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1、5.6.贝氏体相变动力学,贝氏体相变动力学可为工艺过程提供依据，因此动力学的研究具有实际价值又具有理论意义。 贝氏体相变动力学的研究是各学派争论的焦点之一，不同学派对贝氏体相变动力学中最为本质的问题有着不同看法和解释。,序言,1).贝氏体相变动力学特征：,（1）与铁基马氏体片长大速度（近声速）相比，贝氏体转变速度较慢； （2）在许多合金钢中，贝氏体转变TTT图不跟珠光体的C-曲线重叠，两曲线分开，并形成海湾区； （3）许多合金钢的贝氏体相变有一个明显的上限温度，即所谓Bs点。在此温度等温，奥氏体不能全部转变为贝氏体。,2).两派的争议：,(1)扩散学派的Aaronson等认为贝氏体铁素体板条以
2、台阶方式长大。台阶的宽面为半共格界面，端部则为无序的非共格界面。它的长大速率受/界面一侧碳原子向远离界面的内扩散快慢所控制。 (2)切变学派的Hehemann等认为贝氏体铁素体的长大是以切变方式重复形成板条亚单元的结果,所以，贝氏体长大动力学决定于贝氏体铁素体片条的亚单元的形成速率。,Aaronson等 测得 0.66%C,3.32%Cr钢在400等温时上贝氏体铁素体条片的长大动力学曲线,V=14000nm/s,20CrMo钢的贝氏体铁素体片条及尺寸如图，实验测得贝氏体铁素体条向晶内的长大线速度为17763 nm/s和14998nm/s。沿着相界面长大的速度为11090nm/s。此与Aaron
3、son的实测值（14000/s）是一致的。,我们的实测结果,4)、动力学曲线,TTT图,Fe-C合金（a）,Fe-C-M三元合金（b）,依碳原子扩散系数计算20CrMo钢奥氏体在530等温，贝氏体铁素体（BF）的长大速度约为V=1.910-10nm/s。此计算值太小，说明按照体扩散实现贝氏体铁素体的长大是不可能的。 取晶界扩散系数 =4.810-13cm2s-1。按照晶界扩散系数再次进行计算贝氏体铁素体长大速度，得V=1.9nm/s。显然，即使按照界面扩散速度计算，得到的计算值仍然太小，与实测值相差太大。 计算表明，无论按照体扩散，还是按照界面扩散，计算值都是太小，均比实测值低34个数量级。说
4、明贝氏体铁素体的长大不是扩散过程。,贝氏体相变不是扩散过程,计算表明，在中温区，铁原子在奥氏体中的扩散系数D降低到10-2010-24 cm2S-1之间，降低了69个数量级。已经不能满足贝氏体相变速率的要求。 然而，从TTT图中可见，形成贝氏体的时间比先共析铁素体析出的孕育期短得多，比共析分解更快。其根本的原因是相变机制上的区别，也即原子迁移方式的不同。如果贝氏体相变仍然是共析分解式的扩散机制，那么相变速度应当更慢，而不是快得多。这说明贝氏体相变不是扩散过程。,（1）从共析分解到贝氏体相变，动力学上有一个逐渐演化的过程 （2）合金元素影响贝氏体相变TTT图的形状和位置，形成海湾区； （3）在低
5、、中碳合金结构钢中，贝氏体相变孕育期极短，转变速度比共析分解快得多；在高碳钢中，完全奥氏体化后，贝氏体转变速度比共析分解慢得多。 （4）在某些钢中，贝氏体相变具有变温性和恒温性的双重特征。 这些动力学特征说明贝氏体相变不同于共析分解，也不同于马氏体相变。,5).贝氏体相变动力学有如下特征：,许多中、低碳合金钢的贝氏体转变动力学曲线往往在珠光体C-曲线的左方，而高碳合金钢的贝氏体TTT图在右方。珠光体分解的孕育期较长，而贝氏体相变的孕育期较短。 如，20Cr2Ni2Mo钢的贝氏体转变C-曲线在珠光体的左方。,共析分解是过冷奥氏体分解为铁素体渗碳体（或碳化物）两相，构成珠光体晶核，共析共生，同时形成两相并长大，需要一定时间。 贝氏体相变只需要铁素体单相形核。只要通过涨落形成贫碳区，依靠碳原子的扩散离去，Fe原子的热激活跃迁，就可以构筑铁素体晶胞，形成贝氏体铁素体。,1.贝氏体转变速度比高温区共析分解速度快； 2.贝氏体相变具有等温性和变温性的特征； 3.先共析铁素体和贝氏体铁素体，成分相同，晶格相同，同样由奥氏体改组而成，但是中温区的BF形成速度反而较快，说明转变机制不同。,
