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    由于不銹鋼厚壁管貝氏體轉變是鐵原子無擴散的同素異構轉變和碳原子擴散并析出碳化物這兩個基本過程的綜合。隨著相變溫度的降低，相變自由能差的增大將促進相變的發(fā)生，但碳原子擴散速度又隨相變溫度的降低而減慢。因此貝氏體相變速度將由相變自由能差和碳的擴散速度這兩方面因素所控制。

    關于不銹鋼管貝氏體C曲線和連續(xù)轉變曲線的類型已在第二章討論。這里僅就貝氏體轉變動力學的特點分述如下：

    1）等溫轉變在開始階段，貝氏體的形成速度較小，繼而迅速增大，在貝氏體轉變量的一定范圍內，趨于定值，隨后漸次變小。

    2)許多不銹鋼厚壁管品種的中溫轉變可以進行完全，例如碳鋼、低碳和中碳錳鋼、中碳硅錳鋼等。但也有好多鋼種的中溫轉變不能進行到底，即相變發(fā)展到一定程度后會自行地停頓下來，出現相變的自制現象，這時部分奧氏體不轉變而殘存下來，目前對這種現象還沒有圓滿的解釋，不過在制定工藝規(guī)程時務必加以考慮。不同鋼種的自制現象的反映不一樣。有些鋼種在整個相變溫區(qū)皆存在相變的自制，如30CrMnSi就是如此；有些鋼只在較高溫度的恒溫時出現，如中碳鉻鋼(0.54%C，3%Cr)等；也有僅在較低溫度實行等溫才有所顯示，如0.8%C，1.0% Mn鋼等。

    3)不銹鋼厚壁管貝氏體的最大轉變量與奧氏體的狀態(tài)有關。提高奧氏體化溫度，將增加其合金元素含量，導致貝氏體轉變量的減低，亦即增加殘余奧氏體量，例如Cr12鋼經1000℃加熱，貝氏體轉變量僅達70～80%，W18Cr4V1經1290℃加熱后轉變量約為70%。

    4)厚壁不銹鋼管貝氏體鐵素體是同時沿縱向和橫向長大的，以縱向為主。上貝氏體鐵素體的長大速度主要決定于其前沿奧氏體內碳原子的擴散速度；而下貝氏體轉變則主要決定于鐵素體內碳化物沉淀的速度。實驗測定的上貝氏體相變激活能約為30000卡／克原子，與碳在奧氏體中的擴散激活能相近；下貝氏體相變激活能約為13000卡／克原子，接近碳在鐵素體中的擴散激活能。貝氏體鐵素體長大速度比馬氏體小得多，在550～230℃范圍內，共析鋼貝氏體的縱向長大速度約為10-2～10-4毫米／秒，而共析鋼馬氏體的相變速度約為700～800米／秒。它的長大受碳原子擴散所制約。

    5)在不銹鋼厚壁管中獲得貝氏體組織的條件，可以從珠光體相變C曲線與貝氏體相變C曲線的相對位置大體地估計出來。如果珠光體相變C曲線明顯地右移，而貝氏體C曲線左移或右移不多，就有可能在連續(xù)冷卻條件下獲得貝氏體組織，它們的位置相距越遠，厚壁不銹鋼管的貝氏體淬透性就越大。

    此外，有些厚壁不銹鋼管在一定溫區(qū)內具有混合相變的特征。這是因為奧氏體轉變成珠光體的溫度范圍和轉變成貝氏體的溫度范圍部分地重迭的緣故。這樣，在該溫度范圍的較低溫度進行等溫停留，首先形成一部分貝氏體，隨后產生珠光體；而在該溫度范圍的較高溫度進行等溫停留，可能首先形成一部分珠光體型組織，接著再發(fā)生貝氏體相變，構成混合的組織。

    現在關于不銹鋼厚壁管貝氏體相變過程的研究雖已取得很大進展，但還不夠，特別是相變機理的問題尚有待進一步的探討；另外對粒狀貝氏體形成過程的研究還不成熟。

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