貝氏體鋼因其優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，受到了廣泛的研究，可用于軌道交通、機(jī)械工程、軍工裝備等領(lǐng)域。貝氏體鋼通常需要采用等溫淬火的方式進(jìn)行熱處理，加熱溫度選擇至關(guān)重要，不僅影響貝氏體鋼室溫組織和性能，對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變速率也有顯著影響。高碳貝氏體鋼相變速率慢，尤其需要關(guān)注其相變動(dòng)力學(xué)問題。加熱溫度對(duì)貝氏體相變動(dòng)力學(xué)影響的研究已經(jīng)有很多了，但目前仍存在較大爭(zhēng)議。一部分學(xué)者認(rèn)為降低加熱溫度，從而減小奧氏體晶粒尺寸，可以促進(jìn)貝氏體相變。UMEMOTO M 等認(rèn)為減小奧氏體晶粒尺寸可以增加貝氏體晶界形核率，從而加速貝氏體相變，并構(gòu)建了相關(guān)動(dòng)力學(xué)模型來描述這一現(xiàn)象。CABALLERO F G 等和VAN BOHEMEN S M C 等在對(duì)高碳鋼的研究中同樣發(fā)現(xiàn)減小奧氏體晶粒尺寸有利于加速貝氏體相變。VAN BOHEMEN S M C 等提出了基于切變型貝氏體相變的動(dòng)力學(xué)模型，并分析了奧氏體晶粒尺寸對(duì)相關(guān)動(dòng)力學(xué)參數(shù)的影響規(guī)律。LEE S J 等研究了奧氏體晶粒尺寸對(duì)連續(xù)冷卻過程中貝氏體相變的影響，認(rèn)為奧氏體晶粒細(xì)化提升上貝氏體瞬時(shí)相變速率，而下貝氏體瞬時(shí)速率與奧氏體晶粒尺寸無關(guān)，整體相變速率隨奧氏體晶粒細(xì)化加快。然而，另一部分學(xué)者認(rèn)為升高加熱溫度有利于貝氏體相變。XU G 等將高溫顯微鏡和膨脹分析法相結(jié)合，研究了中碳貝氏體鋼在330°C 等溫處理下的相變行為，認(rèn)為大奧氏體晶粒有利于貝氏體生長(zhǎng)，顯著加快相變速率。HU F 等在對(duì)高碳貝氏體鋼的研究中同樣發(fā)現(xiàn)貝氏體束在粗奧氏體晶粒中生長(zhǎng)更有利，所以相變動(dòng)力學(xué)得到加速，但存在臨界晶粒尺寸效應(yīng)。劉慶鎖等同樣發(fā)現(xiàn)升高加熱溫度可以縮短高碳鋼等溫貝氏體相變?cè)杏?，促進(jìn)貝氏體相變。HASAN S M等研究了加熱溫度對(duì)一種低碳貝氏體鋼相變動(dòng)力學(xué)的影響，發(fā)現(xiàn)升高加熱溫度后，初始形核率降低，但由于貝氏體自催化作用的加強(qiáng)，最大形核率增加，整體相變動(dòng)力學(xué)也加快。此外，MATSUZAKI A 等對(duì)2種化學(xué)成分不同的鋼進(jìn)行了等溫貝氏體相變研究，發(fā)現(xiàn)加熱溫度對(duì)2種鋼貝氏體相變動(dòng)力學(xué)的影響是相反的。他們結(jié)合動(dòng)力學(xué)模型對(duì)試驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行分析，認(rèn)為2種試驗(yàn)鋼貝氏體形核與長(zhǎng)大特征不同。對(duì)于形核速率較快，而長(zhǎng)大速率較慢的鋼，縮小奧氏體晶?？梢约铀儇愂象w相變；而對(duì)于形核較慢，長(zhǎng)大較快的鋼，影響效果相反。
綜上所述，加熱溫度對(duì)貝氏體鋼相變動(dòng)力學(xué)的影響是十分復(fù)雜的，目前的研究主要關(guān)注奧氏體晶粒尺寸對(duì)相變的影響。MATSUZAKI A 等對(duì)這一現(xiàn)象進(jìn)行了總結(jié)，得到了較為全面的研究結(jié)果。但合金元素含量較多時(shí)，加熱溫度的變化將同時(shí)影響奧氏體晶粒尺寸與第二相顆粒的回溶，使這一問題變化更加復(fù)雜。因此，本文以一種高碳含鉻貝氏體鋼為對(duì)象，從奧氏體晶粒尺寸、第二相回溶等角度分析加熱溫度對(duì)貝氏體相變動(dòng)力學(xué)和組織的影響。本研究在考慮奧氏體晶粒尺寸及其基體固溶元素同時(shí)變化的條件下，對(duì)現(xiàn)有理論進(jìn)行完善。研究結(jié)果對(duì)加熱溫度的影響進(jìn)行了深化和拓展，有助于進(jìn)一步理解貝氏體相變規(guī)律，為優(yōu)化高碳貝氏體鋼熱處理工藝，制備高性能貝氏體鋼提供參考。
01｜試驗(yàn)方案
試驗(yàn)鋼為一種高碳合金鋼，其化學(xué)成分（ 質(zhì)量分?jǐn)?shù)，% ） 為Fe-0.97C-1.62Si-0.33Mn-0.35Mo-1.53Cr-0.98Co-1.14Al 。添加較多硅元素[w（Si）=1.62%]是為了抑制碳化物從奧氏體中析出，添加鈷元素可以加速貝氏體相變，鋁元素既可以抑制碳化物析出，也可以加速貝氏體相變。試驗(yàn)鋼經(jīng)常規(guī)冶煉和軋制后，得到厚度為15mm的熱軋板。為了研究貝氏體相變行為，采用DIL 805L 淬火膨脹儀模擬等溫貝氏體相變工藝，如圖1所示。熱膨脹試驗(yàn)的試樣從熱軋板上切取，尺寸為?4mm×10mm。將試樣加熱至900、950、1000、1050、1100、1200℃，保溫30min，隨后以15℃/s 冷卻速率冷卻至300℃，保溫140 min，最后淬火至室溫。另外，對(duì)于加熱溫度為900、1050、1200 ℃的試樣，額外進(jìn)行300 ℃保溫25 min 并淬火，以及加熱后直接淬火[圖1 （b）]。所有試樣的編號(hào)和對(duì)應(yīng)工藝見表1。
熱膨脹試驗(yàn)后，對(duì)試樣進(jìn)行顯微組織檢測(cè)。采用光學(xué)顯微鏡（optical microscope，OM）和掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）觀察試樣組織形貌。制備碳復(fù)型試樣，隨后采用透射電子顯微鏡（transmission electron microscope，TEM）觀察可能存在的析出相，并進(jìn)行能譜（energy dispersivespectroscopy，EDS）檢測(cè)。采用場(chǎng)發(fā)射電子探針（electron probe microanalyzer，EPMA）檢測(cè)試樣微區(qū)元素分布。此外，采用高溫共聚焦顯微鏡（high-temperature laser scanning confocal microscope，HT-LSCM）觀察試樣在900℃和1050℃保溫時(shí)的奧氏體晶粒。
02｜試驗(yàn)結(jié)果
1貝氏體相變動(dòng)力學(xué)
B900-140 熱模擬試樣全程熱膨脹曲線如圖2所示。 由圖2（a）可知，300 ℃之前的冷卻過程中熱膨脹隨溫度呈線性變化，即未發(fā)生相變。在300℃保溫期間，發(fā)生貝氏體相變，膨脹量增大。由圖2（b）可知，300℃保溫后期膨脹量基本不變，說明貝氏體相變達(dá)到了最大量。
根據(jù)300℃保溫期間的熱膨脹量，計(jì)算貝氏體相變相對(duì)動(dòng)力學(xué)，再結(jié)合最大轉(zhuǎn)變量獲得實(shí)際相變動(dòng)力學(xué)，計(jì)算公式見式（1），計(jì)算結(jié)果如圖3所示。貝氏體最大轉(zhuǎn)變量根據(jù)光學(xué)顯微鏡組織統(tǒng)計(jì)得到。
式中：ΔL為300℃保溫期間膨脹量實(shí)時(shí)變化值，μm；ΔLmax為300℃保溫期間膨脹量，最大變化值，μm； f為貝氏體實(shí)時(shí)相含量；fmax為貝氏體最大轉(zhuǎn)變量。
不同加熱溫度試樣貝氏體相變動(dòng)力學(xué)如圖3所示。 加熱溫度為900℃時(shí)，貝氏體相變動(dòng)力學(xué)明顯快于其他試樣，完成5%和50%相變所需時(shí)間分別為409s和1104s。加熱溫度升高至950 ℃后，相變動(dòng)力學(xué)急劇減慢，完成5%和50%相變所需時(shí)間分別為1138s 和2374s，延長(zhǎng)至900℃的2倍以上。進(jìn)一步將加熱溫度升高至1000℃后，相變動(dòng)力學(xué)繼續(xù)減慢，但減慢趨勢(shì)明顯減緩，完成5%和50%相變所需時(shí)間分別為1254s 和2575s。由此可見，隨著加熱溫度升高，貝氏體相變動(dòng)力學(xué)呈減慢趨勢(shì)，但存在一個(gè)臨界溫度（950℃左右），在該溫度之前，相變動(dòng)力學(xué)隨溫度升高急劇減慢，而該溫度之后，相變動(dòng)力學(xué)變化緩慢。
為了進(jìn)一步驗(yàn)證加熱溫度對(duì)貝氏體相變動(dòng)力學(xué)的影響，選擇加熱溫度為900、1050、1200℃試樣進(jìn)行短時(shí)間等溫（25min）+淬火實(shí)驗(yàn)。貝氏體相變期間膨脹量變化率（ΔL/L0，L0為試樣原始長(zhǎng)度）如圖4 所示。可以看出，在相同加熱溫度下，短時(shí)間保溫（25min）和長(zhǎng)時(shí)間保溫 （140min）試樣膨脹曲線基本重合，表明試驗(yàn)重復(fù)性較好。B900-25、B1050-25、B1200-25試樣室溫組織如圖5所示。由于300℃保溫時(shí)間較短，貝氏體相變不充分，剩余奧氏體部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，所以室溫組織主要為貝氏體和馬氏體，可能存在少量殘余奧氏體。經(jīng)統(tǒng)計(jì)可知，B900-25、B1050-25、B1200-25 試樣貝氏體相體積分?jǐn)?shù)分別為（78.7±2.0）%、(12±1)%、(11±2)%。上述結(jié)果證實(shí)了試驗(yàn)鋼貝氏體相變速率在較低加熱溫度下更快，但超過臨界溫度后，相變動(dòng)力學(xué)變化明顯減緩。
2顯微組織
長(zhǎng)時(shí)間相變?cè)嚇樱?40min）室溫OM和SEM組織如圖6和圖7所示。所有試樣室溫組織主要為貝氏體（B）和殘余奧氏體（RA），可能存在少量馬氏體（M）。SEM 圖像清晰顯示出貝氏體鐵素體（BF）及相鄰BF 之間分布的薄膜狀RA。加熱溫度為900 ℃時(shí)[圖6（a）]，組織中存在明顯偏析帶，形成了2種形貌和尺寸截然不同的貝氏體區(qū)域。結(jié)合圖6(a)和圖7(a)可知，偏析區(qū)域的貝氏體板條長(zhǎng)度明顯較短，厚度較粗。加熱溫度增加至950℃后，偏析帶數(shù)量減少，非偏析區(qū)域貝氏體束長(zhǎng)度增大。加熱溫度進(jìn)一步升高至1050℃后，觀察不到明顯偏析帶，貝氏體尺寸分布較為均勻。加熱溫度為1050~1200℃時(shí)，貝氏體形貌和尺寸沒有明顯變化。此外，對(duì)每個(gè)試樣選取多張OM 組織圖統(tǒng)計(jì)貝氏體含量，發(fā)現(xiàn)加熱溫度為900、950、1000、1050、1100、1200℃試樣貝氏體體積分?jǐn)?shù)分別為(75±2)%、(79±5)%、(82±2)%、(81±3)%、(80±3)%、(83±2)%。隨著加熱溫度升高，貝氏體含量先升高，后變化不大。
03｜討論
加熱溫度對(duì)貝氏體相變動(dòng)力學(xué)的影響一直存在爭(zhēng)議。一部分學(xué)者認(rèn)為降低加熱溫度，細(xì)化奧氏體晶粒尺寸可以為貝氏體相變提供更多形核點(diǎn)，從而加速相變，而另一部分則認(rèn)為增大奧氏體晶粒尺寸有利于貝氏體束的生長(zhǎng)，從而加速相變。MATSUZAKI A 等研究了加熱溫度對(duì)2種不同成分鋼（A鋼和B鋼）貝氏體相變動(dòng)力學(xué)的影響，其中A 鋼成分 （質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）為Fe-0.12C-2.03Si-2.96Mn ，B 鋼成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）為Fe-0.96C-0.21Si-0.38Mn-1.26Cr。升高加熱溫度可以加速A 鋼貝氏體相變動(dòng)力學(xué)，但減慢B鋼貝氏體相變動(dòng)力學(xué)，并將這一差異歸因于2種鋼形核與長(zhǎng)大特征的差別。2種鋼形核與長(zhǎng)大示意如圖8所示。A鋼貝氏體束的生長(zhǎng)速率較快，而在原奧晶界處的形核速率較慢，晶核形成后，貝氏體束迅速長(zhǎng)大，直至發(fā)生碰撞圖[8（a）]。相反，由圖8（b）可知，B 鋼形核速率較快而長(zhǎng)大速率較慢，貝氏體束發(fā)生顯著碰撞前，原奧晶界已經(jīng)被貝氏體占據(jù)。對(duì)于A鋼，當(dāng)奧氏體晶粒增大時(shí)，每個(gè)形核所形成的貝氏體束尺寸增大，所以整體相變動(dòng)力學(xué)加速。而對(duì)于B 鋼，整體相變動(dòng)力學(xué)主要受形核率影響，所以增大奧氏體晶粒將減小形核率，從而減慢整體動(dòng)力學(xué)。
由圖5可知，本試驗(yàn)鋼貝氏體形核與生長(zhǎng)特征與圖8（a）一致，即形核率較低，而長(zhǎng)大速率較快。根據(jù)文獻(xiàn)，升高加熱溫度將增大奧氏體晶粒尺寸，從而加速本試驗(yàn)鋼貝氏體相變動(dòng)力學(xué)。然而，實(shí)際檢測(cè)結(jié)果卻與這一預(yù)測(cè)不符，這主要與合金元素偏析及第二相顆粒的形成有關(guān)。加熱至900 ℃后直接淬火試樣EPMA 微區(qū)元素分布如圖9所示。由圖9（a）可以觀察到偏析帶上有許多亮色球狀顆粒，其尺寸為微米級(jí)別。根據(jù)元素分布可知，這些顆粒內(nèi)主要富集了碳、鉻、鉬元素，說明這些顆粒主要是富含鉻和鉬的碳化物。還可以看出，硅元素在形成球狀顆粒的區(qū)域富集，而鋁元素富集區(qū)域與硅相反。
不同溫度直接淬火試樣TEM析出相形貌如圖10所示。 在該試樣中觀察到了球狀[圖10（a）]和方塊狀[圖10（b）]形狀的析出顆粒，其尺寸為亞微米級(jí)別。由圖10（c）可知，這些析出相中富集了鉻和鉬元素，說明其為富含鉻和鉬的碳化物。由圖10（d）和（e）可知，加熱溫度為1050℃和1200℃時(shí)，未見明顯亞微米級(jí)富含鉻、鉬碳化物。說明在1050℃和1200℃加熱過程中，這些碳化物回溶進(jìn)入了基體。
采用JMatPro軟件對(duì)平衡狀態(tài)下的析出相進(jìn)行了理論計(jì)算，結(jié)果如圖11所示?？梢钥闯觯谄胶鈼l件下，各類析出相在900℃之前已全部回溶。然而，本研究在加熱溫度為900℃和950 ℃的試樣中仍觀察到大量微米級(jí)和亞微米級(jí)析出顆粒。這主要是因?yàn)榈诙嘣诩訜徇^程中的回溶需要一定時(shí)間，其回溶動(dòng)力學(xué)與第二相的尺寸、類型、回溶溫度等因素密切相關(guān)。由于微米級(jí)析出相尺寸較大，其回溶速率十分緩慢，其在900~950℃保溫30min的過程中很難完全回溶。隨著加熱溫度升高，元素?cái)U(kuò)散析出增大，析出顆粒回溶速率顯著提高，所以加熱溫度為1050 ℃及以上時(shí)，沒有觀察到明顯的析出相和元素偏析帶（圖6和圖10）。
加熱溫度較高時(shí)，雖然奧氏體晶粒較大，有利于貝氏體束生長(zhǎng)，但第二相顆粒的回溶增加了奧氏體基體中合金元素的含量，從而降低貝氏體相變驅(qū)動(dòng)力，這是升高加熱溫度后，本試驗(yàn)鋼貝氏體相變動(dòng)力學(xué)減慢的主要原因。此外，本研究還發(fā)現(xiàn)，存在一個(gè)臨界加熱溫度，約950 ℃，低于該溫度時(shí)，貝氏體相變動(dòng)力學(xué)隨加熱溫度升高而急劇減慢；而高于該溫度時(shí)，相變動(dòng)力學(xué)變化趨勢(shì)明顯變緩。主要原因可能是，當(dāng)加熱溫度較高時(shí)，第二相已經(jīng)較為充分地回溶，繼續(xù)升高加熱溫度，其回溶程度改變較小。此時(shí)，升高加熱溫度后，奧氏體晶粒增大對(duì)相變的促進(jìn)作用與第二相回溶對(duì)相變的抑制作用趨于平衡，所以貝氏體相變動(dòng)力學(xué)變化趨勢(shì)變緩。
為了進(jìn)一步研究貝氏體相變動(dòng)力學(xué)，采用VAN BOHEMEN S M C等提出的貝氏體相變動(dòng)力學(xué)模型進(jìn)行分析，見式（2）和式（3）。
式中：k為玻爾茲曼常數(shù)；h為普朗克常數(shù)；T為溫度，K；αb為與預(yù)先存在的缺陷相關(guān)的常數(shù)；Th為切變型相變發(fā)生的最高溫度，K；Q*為激活能，J；λ 為自催化因子。
自催化因子描述了已形成貝氏體對(duì)后續(xù)貝氏體形核的促進(jìn)效果。貝氏體可在原始奧氏體晶界處形核，也可在已形成的貝氏體板條與奧氏體界面處形核，自催化因子λ 越大則表示在貝氏體/奧氏體界面處形核的貝氏體越多。根據(jù)式 （2）對(duì)不同加熱溫度下的貝氏體相對(duì)相變動(dòng)力學(xué)進(jìn)行擬合，結(jié)果如圖12 所示。式 （2）可以很好地描述本試驗(yàn)鋼貝氏體相變動(dòng)力學(xué)。擬合獲得的κ 和λ 參數(shù)隨加熱溫度變化規(guī)律如圖13所示。
可以看出，隨著加熱溫度升高，λ增大，而κ 減小，但其變化規(guī)律并非線性。溫度由900℃升高至950℃時(shí)候，2個(gè)參數(shù)變化十分明顯，繼續(xù)升高溫度，則其變化趨勢(shì)減緩。隨著加熱溫度升高，原始奧氏體晶粒尺寸增大，原奧晶界面積減小，所以在原奧晶界處形核的貝氏體數(shù)量減少，而在貝氏體/奧氏體相界處形核的貝氏體數(shù)量增多，所以自催化因子λ 增大。此外，隨著加熱溫度升高，富鉻、鉬析出顆粒不斷回溶進(jìn)入基體，增加了奧氏體基體中合金元素含量，所以貝氏體相變驅(qū)動(dòng)力減小，相變激活能增大。由式（3）可知，增加相變激活能將使κ減小。因此，動(dòng)力學(xué)參數(shù)κ和λ的變化主要與原奧晶粒尺寸和奧氏體基體合金元素含量的改變有關(guān)。
綜上所述，本研究結(jié)果與文獻(xiàn)研究結(jié)果的差異主要是因?yàn)榈诙囝w?；厝芤鸬?。在文獻(xiàn)研究中，設(shè)計(jì)了2階段等溫加熱，即等溫貝氏體相變之前，先在1000~1300℃保溫，隨后在800℃保溫，目的是盡可能避免奧氏體化溫度本身的影響，從而僅研究奧氏體晶粒尺寸的影響。該研究解釋了奧氏體晶粒尺寸對(duì)不同鋼貝氏體相變動(dòng)力學(xué)影響差異的本質(zhì)原因，同時(shí)指出，當(dāng)涉及碳化物回溶時(shí)，情況將更加復(fù)雜。
本研究?jī)H設(shè)計(jì)單步加熱，所以加熱溫度的影響包含了奧氏體晶粒尺寸與析出相回溶的耦合作用。對(duì)于本試驗(yàn)鋼，增大奧氏體晶粒尺寸有助于加速貝氏體相變，但碳化物回溶將減慢相變速率，結(jié)果發(fā)現(xiàn)升高加熱溫度減慢貝氏體相變動(dòng)力學(xué)，說明碳化物回溶的影響更加顯著。本研究是對(duì)文獻(xiàn)研究的補(bǔ)充。此外，在本研究中，難溶碳化物主要富含鉻和鉬（尤其是鉻），所以對(duì)于添加較多鉻與鉬的高碳鋼，無論其形核與長(zhǎng)大特性如何，升高加熱溫度都可能減慢貝氏體相變動(dòng)力學(xué)。AVILA D D S等近期較為系統(tǒng)地研究了奧氏體晶粒尺寸對(duì)貝氏體相變動(dòng)力學(xué)的影響，通過改進(jìn)RAVI M等提出的動(dòng)力學(xué)模型，更加全面地描述了奧氏體晶粒尺寸對(duì)貝氏體相變的復(fù)雜影響。結(jié)果表明，當(dāng)晶界形核和自催化形核激活能差值（ΔQ）較大時(shí)，增大奧氏體晶粒尺寸可以加速貝氏體相變，而這一差值較小時(shí)，減小奧氏體晶粒尺寸更有助于加速相變。
ΔQ主要受化學(xué)成分、相變溫度等因素影響。例如，低碳含量和低過冷度可能增加ΔQ。本研究發(fā)現(xiàn)，升高加熱溫度將改變奧氏體基體中碳和其他合金元素含量，這行為可能對(duì)ΔQ產(chǎn)生較大，進(jìn)而影響貝氏體相變動(dòng)力學(xué)。
加熱溫度不僅影響貝氏體相變動(dòng)力學(xué)，也會(huì)對(duì)奧氏體晶粒和室溫組織產(chǎn)生顯著影響。加熱溫度較低時(shí)，組織中存在大量未回溶析出顆粒，并呈帶狀分布，這將對(duì)原始奧氏體組織產(chǎn)生較大影響。高溫顯微鏡原奧形貌如圖14所示，直接淬火試樣OM 組織圖如圖15所示。由圖14 和圖15可知，加熱溫度為900℃時(shí)，原始奧氏體存在明顯的粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)[圖14 （a）和圖15(a）]，而加熱溫度為1050 及以上時(shí)，奧氏體晶粒分布較為均勻[圖14（b）、圖15(b)、圖15(c）]。 析出顆粒對(duì)原始奧氏體晶粒的生長(zhǎng)有釘扎作用，可以細(xì)化原奧晶粒尺寸，所以在較低加熱溫度下 （900℃），析出顆粒未完全回溶的帶狀區(qū)域奧氏體晶粒十分細(xì)小，而其他區(qū)域奧氏體晶粒較為粗大。加熱溫度較高時(shí)（1050℃），大部分析出相回溶，元素分布更加均勻，所以?shī)W氏體晶粒分布較為均勻。
原始奧氏體的形貌變化將對(duì)貝氏體形貌產(chǎn)生顯著影響。由圖6和圖7可知，加熱溫度較低時(shí)，元素偏析區(qū)域貝氏體長(zhǎng)度較短，厚度較粗。由于貝氏體生長(zhǎng)過程中無法跨越原始奧氏體晶界，其最大長(zhǎng)度受限于原奧晶粒尺寸，所以細(xì)晶奧氏體區(qū)形成的貝氏體束長(zhǎng)度明顯較短。此外，細(xì)晶奧氏體區(qū)析出了大量鉻和鉬的碳化物，導(dǎo)致固溶強(qiáng)化元素含量較低，從而降低奧氏體基體強(qiáng)度。一般認(rèn)為，貝氏體板條厚度隨奧氏體基體強(qiáng)度的減小而粗化，所以細(xì)晶奧氏體區(qū)貝氏體板條厚度較粗。
04｜結(jié)語(yǔ)
1） 隨著加熱溫度升高，貝氏體相變動(dòng)力學(xué)減慢，主要原因是本試驗(yàn)鋼中存在微米級(jí)和亞微米級(jí)富鉻、鉬碳化物，雖然本試驗(yàn)加熱溫度均高于其完全回溶溫度，但大尺寸第二相的回溶在動(dòng)力學(xué)上受到顯著抑制，加熱溫度較低時(shí)，難以完全回溶。而加熱溫度較高時(shí)，析出顆?；厝苓M(jìn)入基體，增大了貝氏體相變激活能，從而減慢了相變動(dòng)力學(xué)。
2）存在一個(gè)臨界溫度 （約為950℃），低于該溫度時(shí)，貝氏體相變動(dòng)力學(xué)隨加熱溫度升高而急劇減慢。例如，溫度由900℃增加至950℃相變，完成5%相變所需時(shí)間延長(zhǎng)至2倍以上。然而，高于該臨界溫度時(shí)，相變動(dòng)力學(xué)變化趨勢(shì)明顯變緩。
3）加熱溫度對(duì)原始奧氏體晶粒尺寸和室溫組織產(chǎn)生顯著影響。加熱溫度較低時(shí)，由于合金元素偏析和第二相的帶狀分布，原始奧氏體中出現(xiàn)了帶狀分布的細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)。細(xì)晶奧氏體區(qū)中形成的貝氏體長(zhǎng)度較短，厚度較大。當(dāng)加熱溫度較高時(shí)，原始奧氏體晶粒和室溫貝氏體晶粒尺寸分布較為均勻。
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