块状转变与钢中贝氏体相变机制

摘要：应用JEM-2010高分辨电镜和Ouanta—400型环境扫描电镜，运用试验与综合分析的方法，研究了纯铁的块状转变和钢中的贝氏体相变，通过对相变的形核、长大，贝氏体亚单元和组织的形成的综合研究和分析，认为贝氏体相变与块状转变存在亲缘关系。依靠随机涨落，形成贫碳区，贝氏体铁素体在贫碳的奥氏体中形核。Fe原子和替换原子通过热激活跃迁、界面扩散或切变等方式，重复产生亚单元。在亚单元边界处的富碳奥氏体中析出碳化物，或成为残留奥氏体。贝氏体相变机制具有过渡性，即切变——扩散整合机制。

关键词：贝氏体，亚单元，块状转变，扩散，切变

20世纪70年代以来，贝氏体相变切变学说和扩散学说两个学派进行了学术论争，加深了对贝氏体相变和贝氏体的物理本质的认识，促进了贝氏体相变理论的发展。至今，双方仍然论争不止。笔者就钢中贝氏体转变也发表了几篇文章，提出了自己不同于两个学派的独特的看法，主要观点有：

(1)贝氏体相变是介于马氏体相变和共析分解之间的过渡性质的相变，相变过程及其产物在质上和量上均具有过渡性；

(2)不同意两个学派给贝氏体下的定义，提出了新定义：钢中的贝氏体是过冷奥氏体的中温转变产物，它以贝氏体铁素体为基体，同时可能存在渗碳体或ε——碳化物、残留奥氏体等相，贝氏体铁素体的形貌多呈条片状，内部有规则排列的亚单元及较高密度的位错等亚结构。这种整合组织称为贝氏体。

(3)肯定了奥氏体中贫碳区的客观存在，在预相变时通过涨落必然形成贫碳区，贫碳区是贝氏体铁素体形核的地点；

(4)贝氏体形核是单相，即贝氏体铁素体(BF)亚单元，依靠碳原子的扩散不断形成亚单元，连续形成的亚单元构成片条状贝氏体铁素体；

(5)贝氏体铁素体长大具有切变——扩散整合机制。

在这些观点的基础上，本文研究了块状转变与贝氏体相变的亲缘关系，阐述了贝氏体组织形成过程，提出了贝氏体相变的“切变——扩散整合机制”。

1  纯铁块状转变的形核及长大

纯铁的块状相变也属于中温转变，认为其与钢中的贝氏体相变有亲缘关系。纯铁在中温区发生块状相变，即块状相变取代了钢中贝氏体相变的位置，如图1(a)。

Υ—Fe在0～55000℃/s的冷速之间，发生两种转变。当冷速超过5000℃/s，直到30000℃/s，相变点稳定在740℃，发生块状相变。当冷速超过35000℃/s以后，相变点稳定在700℃左右，发生了马氏体相变，如图1(b)。

块状铁素体也可以失去块状形貌，而变成条片状。将含0.041％La的纯铁试样(厚度3mm)加热到1100℃，在冰盐水中激冷，可获得的块状组织，即具有条片状形貌，如图2所示，可见，α—Fe呈现条片状，跟钢中的无碳化物贝氏体的铁素体片条相似，本质上是一致的，即均为体心立方晶格的低碳铁素体。

块状相变通常在晶界形核，然后迅速长入周围的母相中。相界面往往具有不规则的外形，它常常可以穿过母相的原始晶界。生长机制是热激活的。由于新相和母相的成分相同，原子只需热激活跳跃就可以跨越界面，直接地连续地转入新相。即不需要原子的长程扩散，也不依靠原子的短程扩散，就可以使界面迁移，因而界面迁移速度快，形核——长大速度很快。

由于块状相变长大速度极快，因此有人对块状转变的扩散机制提出了疑问。并且理论计算了纯铁块状相变时以铁原子跨相界短程扩散的方式完成相变的时间，结果表明，计算值比实验值小得多，相差3～4个数量级。因而认为由奥氏体(Υ相)形成块状铁素体(α相)时，通过铁原子的跨相界短程扩散是难以实现的。据此提出了“相界与母相原子联动位移”机制，指出相界上的原子转入新相，与母相原子转入相界基本上是同步的，相界不断向母相迁移，新相则不断长大。显然，以这种方式长大，长大速率要比跨相界的原子短程扩散高得多。

从纯铁的块状相变联想到钢中贝氏体铁素体的形核，则可以设想，在奥氏体中一旦通过涨落形成贫碳区，那么，低碳甚至超低碳的Υ相则可能以“块状相变”机制迅速形成贝氏体铁素体晶核。替换原子的迁移既非切变，也非扩散，而是热激活跃迁，连续长大，属于非协同型的无扩散转变。这可能就是块状转变与贝氏体相变的亲缘关系。

2  钢中贝氏体相变的形核

实际上没有成分均匀的奥氏体，无论碳还是合金元素，在奥氏体中分布都是不均匀的。此外，在奥氏体向贝氏体转变时，在预相变期，过冷奥氏体中必然通过随机涨落形成贫碳区和富碳区。扩散学派认为贝氏体转变不可能出现贫碳区，是不符合自然法则的。

应用不同含碳量的钢，测定某一温度下，贝氏体等温转变动力学曲线以及与之相对应的奥氏体点阵常数的变化，也即奥氏体含碳量的变化，发现中碳钢在转变的孕育期内，奥氏体中的含碳量已经增加，这意味着奥氏体中出现了富碳区和贫碳区。在8Mn8SiMo钢中发现在奥氏体晶界附近贫碳，贫碳区是贝氏体(BF)的形核位置。贫碳区的形成为贝氏体铁素体形核的预备阶段，是相变的起点。

按照固态相变的一般规律，贝氏体铁素体的形核属于非均匀形核。金相观察表明，上贝氏体一般在奥氏体晶界处形核。应用Quanta—400型环境扫描电子显微镜研究了34CrNi3Mo钢的贝氏体铁素体的形核，发现上贝氏体在奥氏体晶界处形核并长大，如图3所示，可见在奥氏体晶界上形成了贝氏体铁素体，并且向晶内长大。

下贝氏体大多在奥氏体晶粒内部的缺陷处形核，这与马氏体的形核地点相似。

切变学派认为，在贝氏体转变孕育期内，由于奥氏体内形成贫碳区和富碳区。在贫碳区内，贝氏体铁素体可以按低碳或超低碳马氏体的切变机制形核。

在贝氏体铁素体片条的长大过程中，存在激发形核现象。上贝氏体束由亚单元组成，它在长大过程中，随着贝氏体铁素体片条的加厚，相变引起的应力和应变急遽增大，当畸变应力(阻力因素)高于贝氏体相变驱动力时，贝氏体铁素体条片将停止长大。这时，在所形成的贝氏体亚单元附近、应力集中的区域形成另一片贝氏体铁素体晶核，该过程为应力激发形核。应力激发形核消耗了部分应变能，获得了额外相变驱动力。实验表明，钢中的贝氏体铁素体片条几乎都是由亚片条、亚单元、或超细亚单元组成的，这表明激发形核过程的客观存在。

3  贝氏体铁素体晶核的长大

切变学派认为贝氏体铁素体的长大是以切变方式形成亚单元的结果。亚单元的重复形成导致贝氏体铁素体片条的长大。但贝氏体的长大速率比马氏体慢得多。每个亚单元的长大速率比较快，但是由于新的亚单元形成受碳原子扩散控制，因而贝氏体束在整体上以较低的速率长大。第二类完全共格相界面可以通过切变使相界面迁移，直到共格破坏，成为含有错配界面位错的半共格相界面。

台阶长大机制认为，界面台阶的高度约几个纳米到几个微米，台阶宽边为半共格界面，这种半共格界面的正向移动是靠台阶的横向迁移来进行的，台阶的移动受控于碳在奥氏体中的体扩散。然而，康氏认为，在钢、铁合金、铜合金中尚未观察到巨型台阶侧向移动的现象。贝氏体铁素体条片的侧面出现巨型台阶并不等于“台阶机制”。

总之，切变学派和扩散学派都承认碳原子的扩散控制着贝氏体铁素体的长大，但是长大方式不同，切变学派认为替换原子以切变位移的方式形成亚单元；而扩散学派认为以扩散台阶方式形成亚单元。

贝氏体铁素体晶核及周围奥氏体的碳浓度的分布情况如图4(a)，可见，过冷到T1温度，奥氏体中形成的贝氏体铁素体晶核，含碳量为C_{α-γ，它高于Fe-C相图中P点的碳含量(0.0218％)。此晶核向奥氏体中长大时，首先需要碳原子的长程扩散，晶核与奥氏体的相界才可能向奥氏体中移动，并且长大成为铁素体亚单元。与晶核相接触的奥氏体的含碳量为Cα-γ，远处奥氏体的平均含碳量为Cγ，而Cα-γ＞Cγ，则形成浓度梯度，那么，碳原子将向远处的奥氏体扩散，这将使相晶面的碳浓度失去平衡。为了回复平衡，晶核(BF)将长大，相晶面向奥氏体中推移，如图4(b)所示。}

纯铁的块状转变(Υ—Fe—α—Fe)与碳钢的奥氏体贫碳区中形成贝氏体铁素体亚单元(α—Fe)，两个转变没有本质上的区别，即均为成分不变的相变，都是fcc→bcc的品格改组，形貌也均为条片状。

这种转变有两种长大方式：成分不变协同型长大和成分不变非协同型转变。成分不变协同型转变是无扩散相变，如马氏体转变；成分不变的非协同型转变也为无扩散相变，新相可以连续长大，如块状相变。

从无碳化物贝氏体的形成事实来分析，在含有Si、Al元素的合金钢中，由于Si、Al原子不溶入渗碳体中，因此Si、Al原子不扩散离去，则渗碳体难以形核长大，这样，在发生贝氏体相变时，富碳奥氏体中难以形成渗碳体，就形成了只有贝氏体铁素体而没有渗碳体的无碳化物贝氏体。

这一事实说明在贝氏体转变时，替换原子Si、Al没有发生扩散。那么，无碳贝氏体亚片条是怎么形成的？在没有Si、Al替换原子的扩散的情况下，则可能有两种方式形成贝氏体铁素体。

(1)首先，成分涨落，形成贫碳的奥氏体区，该区的Ms点升高，替换原子以切变方式迁移形成贝氏体铁素体(BF)；

(2)贫碳的奥氏体以块状转变的方式完成Υ→α相变。形核并长大为条片状贝氏体铁素体亚单元，界面处的Fe原子、替换原子以热激活跃迁的方式或者被界面台阶所吸纳从贫碳的奥氏体转入贝氏体铁素体中。

经测定，贝氏体铁素体与奥氏体的相界面具有小角度晶界，约为8º～9º，如图5所示。

亚单元与奥氏体呈现K-S关系。亚单元与残留奥氏体的相晶面处还有小台阶，其高度约0.5nm，宽面也不足2nm。

这种具有台阶和位错的界面易于容纳来自奥氏体的原子，界面处奥氏体一侧的原子通过热激活跃迁(或者界面扩散)，转移到新相上(BF)去，故长大可以连续进行。因为长大时没有成分变化，只需界面附近的原子做近距离的迁移，因此，这种转变仅受界面过程控制，转变速度很快。Fe原子或替换原子由奥氏体转移到贝氏体铁素体晶核上需要越过一个位垒Q，如图4(C)所示。

而由α相转移到Υ相时，则需要越过较大的位垒(Q+△G_{V)。Q为激活能，△GV是奥氏体、铁素体两相自由焓差。显然，Υ相→α相的转变是个自发过程。原子只需热激活跳跃并跨越界面，贝氏体铁素体晶核就可以连续长大。}

4　贝氏体组织的形成

贝氏体铁素体片条的长大是亚单元重复形成的过程。例如，无碳化物贝氏体的形成过程应当是：首先，在过冷奥氏体晶界上由于成分涨落而随机地出现贫碳区，接着在某些贫碳区内形成临界晶核。该晶核处的碳原子扩散到其周围的奥氏体中，与远方的奥氏体形成碳浓度梯度，并且开始了长程扩散。这为晶核的长大创造了条件，并且迅速长大为贝氏体铁素体亚单元。由于体心立方的铁素体亚单元的比容较大，相变发生体积膨胀，因而产生畸变应力，阻碍亚单元继续长大。由于激发形核，在亚单元前端再产生新的亚单元，如此重复，形成了贝氏体铁素体片条。在条片状贝氏体铁素体之间的奥氏体中，不断富集碳，加之其受铁素体片条的多向压应力，这些奥氏体越来越稳定，如果渗碳体也难以析出，则最后将残留下来。这样就形成了贝氏体铁素体片条+富碳的残留奥氏体的整合组织，即：BF+A′。图6是无碳化物贝氏体形成过程示意图。如果富碳的奥氏体在冷却过程中以M/A岛形式存在，这种BF+M/A岛则为粒状贝氏体组织，它是无碳化物贝氏体的一个特例。

羽毛状贝氏体的形成过程与无碳化物贝氏体形成过程相似。区别在于从富碳奥氏体中析出了渗碳体分布在贝氏体铁素体片条之间。由于渗碳体(含6.67％C)形核需要较高的碳浓度涨落，由于碳原子进行长程扩散，这显然需要时间，因此，渗碳体形核困难，长大也慢，难以形成片状，呈细小的颗粒，因此，在贝氏体铁素体片条之间分布着细小的渗碳体颗粒，形成羽毛状贝氏体。

下贝氏体的形成过程与上贝氏体不同。形核地点可在晶界，也可在晶内的缺陷处。也是首先通过涨落产生贫碳区，贫碳奥氏体区的Ms点Ms升高时，则以类似马氏体的切交方式形核，并且迅速长大为片状的亚单元。亚单元片侧面是富碳奥氏体，它可能析出ε—碳化物；也可能由于富碳奥氏体较稳定，而不足以析出碳化物。当析出了碳化物，消耗了碳原子，再又一次出现贫碳奥氏体，这有助于形成第二片亚单元。这样，在亚单元侧面不断重复切变形成亚单元，而构成下贝氏体铁素体片条。同样，奥氏体晶粒内形成的贝氏体铁素体片条，体积膨胀，造成较大的畸变能时，这种受胁迫状态的奥氏体，难以继续转变而成为残留奥氏体。如果这种残留奥氏体以薄膜形状存在于亚单元之间，没有碳化物析出，则形成所谓的准下贝氏体。

由于贝氏体相变的驱动力较小，亚单元的形成会产生较大的畸变能，加之受碳原子的扩散控制，因而，亚单元的尺寸都很小，只有几个纳米到几十个纳米厚。

近年来有人试验发现下贝氏体铁素体片条由细小孪晶组成，亚片条就是细小的精细孪品，各亚片条之间存在孪晶关系。如图7(a)。贝氏体中具有较高密度的位错，图7(b)为HSLA80钢贝氏体铁素体中的位错，可见位错密度较高。这些亚结构很可能是反复孪生切变和位错滑移的结果。

精细孪晶和较高密度位错的形成，说明下贝氏体铁素体亚单元可能以切变方式进行转变。而上贝氏体铁素体亚单元的形成可能是以界面原子热激活跃迁方式进行的无扩散相变。无论是原子以热激活跃迁，还是以切交方式，转变速度均较快。但是碳原子必须不断长程扩散离去，进入奥氏体中，以便为形成新的铁素体亚单元创造必要的环境条件，即受碳原子的体扩散控制，这也是贝氏体相变速度比马氏体转变慢得多的主要原因。

相变机制随着温度的降低而发生演化，即从扩散机制→切变机制的演化。这是一个不断过渡、不断演化的过程，贝氏体相变是中温转变，是奥氏体共析分解为珠光体和马氏体相变之间的过渡型相变。贝氏体相变既非单纯的切变机制，也非单调的台阶扩散机制，而是“切变—扩散整合机制”。这种机制不是扩散机制和切变机制的简单相加，而是系统的自组织功能作用下转变机制的整合。

5　结论

(1)纯铁的块状相变与贝氏体铁素体的形核长大有亲缘关系。纯铁在中温区发生块状相变，状铁素体也可以变成条片状，跟钢中的无碳化物贝氏体的铁素体片条相似，本质上是一致的。依条件不同，贝氏体相变可以块状转变方式形成贝氏体铁素体亚单元。

(2)依靠随机涨落，在奥氏体晶界处和晶内的缺陷处形成贫碳区，贫碳区是形核地点。依靠α/Υ相晶面处原子的热激活跃迁而使相界面迅速移动，晶核连续长大，形成铁素体亚单元，也属于无扩散相变。

(3)在富碳的奥氏体中析出碳化物，当奥氏体受胁迫而稳定到一定程度时，可能不再析出碳化物，而在冷却过程中转变为一部分马氏体，或全部为残留奥氏体。分别构成无碳化物贝氏体、粒状贝氏体、羽毛状贝氏体、下贝氏体、准贝氏体等组织。

(4)贝氏体相变机制同样具有过渡性，不可能是单纯的切变机制，也不可能是单调的扩散台阶机制，而是“切变—扩散整合机制”。热激活跃迁位移就是一种整合方式。