贝氏体钢因其优异的综合力学性能，受到了广泛的研究，可用于轨道交通、机械工程、军工装备等领域。贝氏体钢通常需要采用等温淬火的方式进行热处理，加热温度选择至关重要，不仅影响贝氏体钢室温组织和性能，对贝氏体转变速率也有显著影响。高碳贝氏体钢相变速率慢，尤其需要关注其相变动力学问题。加热温度对贝氏体相变动力学影响的研究已经有很多了，但目前仍存在较大争议。一部分学者认为降低加热温度，从而减小奥氏体晶粒尺寸，可以促进贝氏体相变。UMEMOTO M 等认为减小奥氏体晶粒尺寸可以增加贝氏体晶界形核率，从而加速贝氏体相变，并构建了相关动力学模型来描述这一现象。CABALLERO F G 等和VAN BOHEMEN S M C 等在对高碳钢的研究中同样发现减小奥氏体晶粒尺寸有利于加速贝氏体相变。VAN BOHEMEN S M C 等提出了基于切变型贝氏体相变的动力学模型，并分析了奥氏体晶粒尺寸对相关动力学参数的影响规律。LEE S J 等研究了奥氏体晶粒尺寸对连续冷却过程中贝氏体相变的影响，认为奥氏体晶粒细化提升上贝氏体瞬时相变速率，而下贝氏体瞬时速率与奥氏体晶粒尺寸无关，整体相变速率随奥氏体晶粒细化加快。然而，另一部分学者认为升高加热温度有利于贝氏体相变。XU G 等将高温显微镜和膨胀分析法相结合，研究了中碳贝氏体钢在330°C 等温处理下的相变行为，认为大奥氏体晶粒有利于贝氏体生长，显著加快相变速率。HU F 等在对高碳贝氏体钢的研究中同样发现贝氏体束在粗奥氏体晶粒中生长更有利，所以相变动力学得到加速，但存在临界晶粒尺寸效应。刘庆锁等同样发现升高加热温度可以缩短高碳钢等温贝氏体相变孕育期，促进贝氏体相变。HASAN S M等研究了加热温度对一种低碳贝氏体钢相变动力学的影响，发现升高加热温度后，初始形核率降低，但由于贝氏体自催化作用的加强，最大形核率增加，整体相变动力学也加快。此外，MATSUZAKI A 等对2种化学成分不同的钢进行了等温贝氏体相变研究，发现加热温度对2种钢贝氏体相变动力学的影响是相反的。他们结合动力学模型对试验结果进行分析，认为2种试验钢贝氏体形核与长大特征不同。对于形核速率较快，而长大速率较慢的钢，缩小奥氏体晶粒可以加速贝氏体相变；而对于形核较慢，长大较快的钢，影响效果相反。

综上所述，加热温度对贝氏体钢相变动力学的影响是十分复杂的，目前的研究主要关注奥氏体晶粒尺寸对相变的影响。MATSUZAKI A 等对这一现象进行了总结，得到了较为全面的研究结果。但合金元素含量较多时，加热温度的变化将同时影响奥氏体晶粒尺寸与第二相颗粒的回溶，使这一问题变化更加复杂。因此，本文以一种高碳含铬贝氏体钢为对象，从奥氏体晶粒尺寸、第二相回溶等角度分析加热温度对贝氏体相变动力学和组织的影响。本研究在考虑奥氏体晶粒尺寸及其基体固溶元素同时变化的条件下，对现有理论进行完善。研究结果对加热温度的影响进行了深化和拓展，有助于进一步理解贝氏体相变规律，为优化高碳贝氏体钢热处理工艺，制备高性能贝氏体钢提供参考。

试验钢为一种高碳合金钢，其化学成分（ 质量分数，% ） 为Fe-0.97C-1.62Si-0.33Mn-0.35Mo-1.53Cr-0.98Co-1.14Al 。添加较多硅元素[w（Si）=1.62%]是为了抑制碳化物从奥氏体中析出，添加钴元素可以加速贝氏体相变，铝元素既可以抑制碳化物析出，也可以加速贝氏体相变。试验钢经常规冶炼和轧制后，得到厚度为15mm的热轧板。为了研究贝氏体相变行为，采用DIL 805L 淬火膨胀仪模拟等温贝氏体相变工艺，如图1所示。热膨胀试验的试样从热轧板上切取，尺寸为ɸ4mm×10mm。将试样加热至900、950、1000、1050、1100、1200℃，保温30min，随后以15℃/s 冷却速率冷却至300℃，保温140 min，最后淬火至室温。另外，对于加热温度为900、1050、1200 ℃的试样，额外进行300 ℃保温25 min 并淬火，以及加热后直接淬火[图1 （b）]。所有试样的编号和对应工艺见表1。

热膨胀试验后，对试样进行显微组织检测。采用光学显微镜（optical microscope，OM）和扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）观察试样组织形貌。制备碳复型试样，随后采用透射电子显微镜（transmission electron microscope，TEM）观察可能存在的析出相，并进行能谱（energy dispersivespectroscopy，EDS）检测。采用场发射电子探针（electron probe microanalyzer，EPMA）检测试样微区元素分布。此外，采用高温共聚焦显微镜（high-temperature laser scanning confocal microscope，HT-LSCM）观察试样在900℃和1050℃保温时的奥氏体晶粒。

B900-140 热模拟试样全程热膨胀曲线如图2所示。 由图2（a）可知，300 ℃之前的冷却过程中热膨胀随温度呈线性变化，即未发生相变。在300℃保温期间，发生贝氏体相变，膨胀量增大。由图2（b）可知，300℃保温后期膨胀量基本不变，说明贝氏体相变达到了最大量。

根据300℃保温期间的热膨胀量，计算贝氏体相变相对动力学，再结合最大转变量获得实际相变动力学，计算公式见式（1），计算结果如图3所示。贝氏体最大转变量根据光学显微镜组织统计得到。

式中：ΔL为300℃保温期间膨胀量实时变化值，μm；ΔL_max为300℃保温期间膨胀量，最大变化值，μm； f为贝氏体实时相含量；f_max为贝氏体最大转变量。

不同加热温度试样贝氏体相变动力学如图3所示。 加热温度为900℃时，贝氏体相变动力学明显快于其他试样，完成5%和50%相变所需时间分别为409s和1104s。加热温度升高至950 ℃后，相变动力学急剧减慢，完成5%和50%相变所需时间分别为1138s 和2374s，延长至900℃的2倍以上。进一步将加热温度升高至1000℃后，相变动力学继续减慢，但减慢趋势明显减缓，完成5%和50%相变所需时间分别为1254s 和2575s。由此可见，随着加热温度升高，贝氏体相变动力学呈减慢趋势，但存在一个临界温度（950℃左右），在该温度之前，相变动力学随温度升高急剧减慢，而该温度之后，相变动力学变化缓慢。

为了进一步验证加热温度对贝氏体相变动力学的影响，选择加热温度为900、1050、1200℃试样进行短时间等温（25min）+淬火实验。贝氏体相变期间膨胀量变化率（ΔL/L₀，L₀为试样原始长度）如图4 所示。可以看出，在相同加热温度下，短时间保温（25min）和长时间保温 （140min）试样膨胀曲线基本重合，表明试验重复性较好。B900-25、B1050-25、B1200-25试样室温组织如图5所示。由于300℃保温时间较短，贝氏体相变不充分，剩余奥氏体部分转变为马氏体，所以室温组织主要为贝氏体和马氏体，可能存在少量残余奥氏体。经统计可知，B900-25、B1050-25、B1200-25 试样贝氏体相体积分数分别为（78.7±2.0）%、(12±1)%、(11±2)%。上述结果证实了试验钢贝氏体相变速率在较低加热温度下更快，但超过临界温度后，相变动力学变化明显减缓。

长时间相变试样（140min）室温OM和SEM组织如图6和图7所示。所有试样室温组织主要为贝氏体（B）和残余奥氏体（RA），可能存在少量马氏体（M）。SEM 图像清晰显示出贝氏体铁素体（BF）及相邻BF 之间分布的薄膜状RA。加热温度为900 ℃时[图6（a）]，组织中存在明显偏析带，形成了2种形貌和尺寸截然不同的贝氏体区域。结合图6(a)和图7(a)可知，偏析区域的贝氏体板条长度明显较短，厚度较粗。加热温度增加至950℃后，偏析带数量减少，非偏析区域贝氏体束长度增大。加热温度进一步升高至1050℃后，观察不到明显偏析带，贝氏体尺寸分布较为均匀。加热温度为1050~1200℃时，贝氏体形貌和尺寸没有明显变化。此外，对每个试样选取多张OM 组织图统计贝氏体含量，发现加热温度为900、950、1000、1050、1100、1200℃试样贝氏体体积分数分别为(75±2)%、(79±5)%、(82±2)%、(81±3)%、(80±3)%、(83±2)%。随着加热温度升高，贝氏体含量先升高，后变化不大。

加热温度对贝氏体相变动力学的影响一直存在争议。一部分学者认为降低加热温度，细化奥氏体晶粒尺寸可以为贝氏体相变提供更多形核点，从而加速相变，而另一部分则认为增大奥氏体晶粒尺寸有利于贝氏体束的生长，从而加速相变。MATSUZAKI A 等研究了加热温度对2种不同成分钢（A钢和B钢）贝氏体相变动力学的影响，其中A 钢成分 （质量分数，%）为Fe-0.12C-2.03Si-2.96Mn ，B 钢成分（质量分数，%）为Fe-0.96C-0.21Si-0.38Mn-1.26Cr。升高加热温度可以加速A 钢贝氏体相变动力学，但减慢B钢贝氏体相变动力学，并将这一差异归因于2种钢形核与长大特征的差别。2种钢形核与长大示意如图8所示。A钢贝氏体束的生长速率较快，而在原奥晶界处的形核速率较慢，晶核形成后，贝氏体束迅速长大，直至发生碰撞图[8（a）]。相反，由图8（b）可知，B 钢形核速率较快而长大速率较慢，贝氏体束发生显著碰撞前，原奥晶界已经被贝氏体占据。对于A钢，当奥氏体晶粒增大时，每个形核所形成的贝氏体束尺寸增大，所以整体相变动力学加速。而对于B 钢，整体相变动力学主要受形核率影响，所以增大奥氏体晶粒将减小形核率，从而减慢整体动力学。

由图5可知，本试验钢贝氏体形核与生长特征与图8（a）一致，即形核率较低，而长大速率较快。根据文献，升高加热温度将增大奥氏体晶粒尺寸，从而加速本试验钢贝氏体相变动力学。然而，实际检测结果却与这一预测不符，这主要与合金元素偏析及第二相颗粒的形成有关。加热至900 ℃后直接淬火试样EPMA 微区元素分布如图9所示。由图9（a）可以观察到偏析带上有许多亮色球状颗粒，其尺寸为微米级别。根据元素分布可知，这些颗粒内主要富集了碳、铬、钼元素，说明这些颗粒主要是富含铬和钼的碳化物。还可以看出，硅元素在形成球状颗粒的区域富集，而铝元素富集区域与硅相反。

不同温度直接淬火试样TEM析出相形貌如图10所示。 在该试样中观察到了球状[图10（a）]和方块状[图10（b）]形状的析出颗粒，其尺寸为亚微米级别。由图10（c）可知，这些析出相中富集了铬和钼元素，说明其为富含铬和钼的碳化物。由图10（d）和（e）可知，加热温度为1050℃和1200℃时，未见明显亚微米级富含铬、钼碳化物。说明在1050℃和1200℃加热过程中，这些碳化物回溶进入了基体。

采用JMatPro软件对平衡状态下的析出相进行了理论计算，结果如图11所示。可以看出，在平衡条件下，各类析出相在900℃之前已全部回溶。然而，本研究在加热温度为900℃和950 ℃的试样中仍观察到大量微米级和亚微米级析出颗粒。这主要是因为第二相在加热过程中的回溶需要一定时间，其回溶动力学与第二相的尺寸、类型、回溶温度等因素密切相关。由于微米级析出相尺寸较大，其回溶速率十分缓慢，其在900~950℃保温30min的过程中很难完全回溶。随着加热温度升高，元素扩散析出增大，析出颗粒回溶速率显著提高，所以加热温度为1050 ℃及以上时，没有观察到明显的析出相和元素偏析带（图6和图10）。

 加热温度较高时，虽然奥氏体晶粒较大，有利于贝氏体束生长，但第二相颗粒的回溶增加了奥氏体基体中合金元素的含量，从而降低贝氏体相变驱动力，这是升高加热温度后，本试验钢贝氏体相变动力学减慢的主要原因。此外，本研究还发现，存在一个临界加热温度，约950 ℃，低于该温度时，贝氏体相变动力学随加热温度升高而急剧减慢；而高于该温度时，相变动力学变化趋势明显变缓。主要原因可能是，当加热温度较高时，第二相已经较为充分地回溶，继续升高加热温度，其回溶程度改变较小。此时，升高加热温度后，奥氏体晶粒增大对相变的促进作用与第二相回溶对相变的抑制作用趋于平衡，所以贝氏体相变动力学变化趋势变缓。

为了进一步研究贝氏体相变动力学，采用VAN BOHEMEN S M C等提出的贝氏体相变动力学模型进行分析，见式（2）和式（3）。

式中：k为玻尔兹曼常数；h为普朗克常数；T为温度，K；αb为与预先存在的缺陷相关的常数；Th为切变型相变发生的最高温度，K；Q*为激活能，J；λ 为自催化因子。

自催化因子描述了已形成贝氏体对后续贝氏体形核的促进效果。贝氏体可在原始奥氏体晶界处形核，也可在已形成的贝氏体板条与奥氏体界面处形核，自催化因子λ 越大则表示在贝氏体/奥氏体界面处形核的贝氏体越多。根据式 （2）对不同加热温度下的贝氏体相对相变动力学进行拟合，结果如图12 所示。式 （2）可以很好地描述本试验钢贝氏体相变动力学。拟合获得的κ 和λ 参数随加热温度变化规律如图13所示。

可以看出，随着加热温度升高，λ增大，而κ 减小，但其变化规律并非线性。温度由900℃升高至950℃时候，2个参数变化十分明显，继续升高温度，则其变化趋势减缓。随着加热温度升高，原始奥氏体晶粒尺寸增大，原奥晶界面积减小，所以在原奥晶界处形核的贝氏体数量减少，而在贝氏体/奥氏体相界处形核的贝氏体数量增多，所以自催化因子λ 增大。此外，随着加热温度升高，富铬、钼析出颗粒不断回溶进入基体，增加了奥氏体基体中合金元素含量，所以贝氏体相变驱动力减小，相变激活能增大。由式（3）可知，增加相变激活能将使κ减小。因此，动力学参数κ和λ的变化主要与原奥晶粒尺寸和奥氏体基体合金元素含量的改变有关。

综上所述，本研究结果与文献研究结果的差异主要是因为第二相颗粒回溶引起的。在文献研究中，设计了2阶段等温加热，即等温贝氏体相变之前，先在1000~1300℃保温，随后在800℃保温，目的是尽可能避免奥氏体化温度本身的影响，从而仅研究奥氏体晶粒尺寸的影响。该研究解释了奥氏体晶粒尺寸对不同钢贝氏体相变动力学影响差异的本质原因，同时指出，当涉及碳化物回溶时，情况将更加复杂。

本研究仅设计单步加热，所以加热温度的影响包含了奥氏体晶粒尺寸与析出相回溶的耦合作用。对于本试验钢，增大奥氏体晶粒尺寸有助于加速贝氏体相变，但碳化物回溶将减慢相变速率，结果发现升高加热温度减慢贝氏体相变动力学，说明碳化物回溶的影响更加显著。本研究是对文献研究的补充。此外，在本研究中，难溶碳化物主要富含铬和钼（尤其是铬），所以对于添加较多铬与钼的高碳钢，无论其形核与长大特性如何，升高加热温度都可能减慢贝氏体相变动力学。AVILA D D S等近期较为系统地研究了奥氏体晶粒尺寸对贝氏体相变动力学的影响，通过改进RAVI M等提出的动力学模型，更加全面地描述了奥氏体晶粒尺寸对贝氏体相变的复杂影响。结果表明，当晶界形核和自催化形核激活能差值（ΔQ）较大时，增大奥氏体晶粒尺寸可以加速贝氏体相变，而这一差值较小时，减小奥氏体晶粒尺寸更有助于加速相变。

ΔQ主要受化学成分、相变温度等因素影响。例如，低碳含量和低过冷度可能增加ΔQ。本研究发现，升高加热温度将改变奥氏体基体中碳和其他合金元素含量，这行为可能对ΔQ产生较大，进而影响贝氏体相变动力学。

    加热温度不仅影响贝氏体相变动力学，也会对奥氏体晶粒和室温组织产生显著影响。加热温度较低时，组织中存在大量未回溶析出颗粒，并呈带状分布，这将对原始奥氏体组织产生较大影响。高温显微镜原奥形貌如图14所示，直接淬火试样OM 组织图如图15所示。由图14 和图15可知，加热温度为900℃时，原始奥氏体存在明显的粗晶区和细晶区[图14 （a）和图15(a）]，而加热温度为1050 及以上时，奥氏体晶粒分布较为均匀[图14（b）、图15(b)、图15(c）]。 析出颗粒对原始奥氏体晶粒的生长有钉扎作用，可以细化原奥晶粒尺寸，所以在较低加热温度下 （900℃），析出颗粒未完全回溶的带状区域奥氏体晶粒十分细小，而其他区域奥氏体晶粒较为粗大。加热温度较高时（1050℃），大部分析出相回溶，元素分布更加均匀，所以奥氏体晶粒分布较为均匀。

原始奥氏体的形貌变化将对贝氏体形貌产生显著影响。由图6和图7可知，加热温度较低时，元素偏析区域贝氏体长度较短，厚度较粗。由于贝氏体生长过程中无法跨越原始奥氏体晶界，其最大长度受限于原奥晶粒尺寸，所以细晶奥氏体区形成的贝氏体束长度明显较短。此外，细晶奥氏体区析出了大量铬和钼的碳化物，导致固溶强化元素含量较低，从而降低奥氏体基体强度。一般认为，贝氏体板条厚度随奥氏体基体强度的减小而粗化，所以细晶奥氏体区贝氏体板条厚度较粗。

1） 随着加热温度升高，贝氏体相变动力学减慢，主要原因是本试验钢中存在微米级和亚微米级富铬、钼碳化物，虽然本试验加热温度均高于其完全回溶温度，但大尺寸第二相的回溶在动力学上受到显著抑制，加热温度较低时，难以完全回溶。而加热温度较高时，析出颗粒回溶进入基体，增大了贝氏体相变激活能，从而减慢了相变动力学。

2）存在一个临界温度 （约为950℃），低于该温度时，贝氏体相变动力学随加热温度升高而急剧减慢。例如，温度由900℃增加至950℃相变，完成5%相变所需时间延长至2倍以上。然而，高于该临界温度时，相变动力学变化趋势明显变缓。

3）加热温度对原始奥氏体晶粒尺寸和室温组织产生显著影响。加热温度较低时，由于合金元素偏析和第二相的带状分布，原始奥氏体中出现了带状分布的细晶区和粗晶区。细晶奥氏体区中形成的贝氏体长度较短，厚度较大。当加热温度较高时，原始奥氏体晶粒和室温贝氏体晶粒尺寸分布较为均匀。