贝氏体转变.ppt

第八章贝氏体转变 具有马氏体相变的材料在Ms温度以上往往存在贝氏体相变 除钢外 很多有色合金 如Cu基合金 Ag Cd合金 Ti基合金 Ni Cr等 以及一些陶瓷材料中都具有贝氏体相变 早在1929年 Robertson发现钢中不同于珠光体和马氏体的非层状 棒状 片状 显微组织 1930年Davenport和Bain称这类组织为针状屈氏体 以后为给予Bain以荣誉 称此为贝氏体Bainite 用B表示 在珠光体转变与马氏体转变温度范围之间 过冷奥氏体将按另一种转变机制转变 由于这一转变在中间温度范围内发生 故被称为中温转变 在此温度范围内 铁原子已难以扩散 而碳原子还能进行扩散 这就决定了这一转变既不同于铁原子也能扩散的珠光体转变以及碳原子也基本上不能扩散的马氏体转变 目录 一 贝氏体基本概念二 贝氏体转变的基本特征三 贝氏体的组织形态和晶体学四 贝氏体转变的相变和切变机制五 贝氏体相变动力学及其影响因素六 贝氏体的力学性能 一 关于贝氏体的基本概念 1 什么是贝氏体 贝氏体是由F和Fe3C组成的非层片状组织 常用符号B表示贝氏体 2 贝氏体有哪些类 粒状贝氏体 无碳贝氏体 反常贝氏体 柱状贝氏体 也把贝氏体描述成是条状 或片状 铁素体和碳化物 有时还有残余奥氏体 组成的非层片状组织 上贝氏体下贝氏体 3 贝氏体转变温度范围是介于珠光体和马氏体转变之间 故又称为中温转变 贝氏体转变温度范围 B上 B下 550 350 350 Ms 上贝氏体 由于其中碳化物分布在铁素体片层间 脆性大 易引起脆断 因此 基本无实用价值 下贝氏体 铁素体片细小且无方向性 碳的过饱和度大 碳化物分布均匀 弥散度大 因而 它具有较高的强度和硬度 塑性和韧性 在实际生产中常采用等温淬火来获得下贝氏体 以提高材料的强韧性 4 贝氏体的性能与其形态特点 5 生产中获得贝氏体的方法贝氏体等温淬火 贝氏体连续淬火 等温淬火 连续淬火 贝氏体连续转变曲线 6 贝氏体淬火 将A化的钢件以一定的冷却方式过冷到中温区 使其相变而得到组织的热处理过程称为B淬火 B淬火也是一种提高金属材料机械性能的热处理方法 马氏体淬火一样 可获得综合力学性能 1 贝氏体转变温度范围贝氏体转变也有一个上限Bs点 一个下限温度Bf点 二 贝氏体转变的基本特征 2 贝氏体转变产物由 相与碳化物组成的机械混合物 但与珠光体不同 不是层片状组织 且组织形态与转变温度密切相关 3 贝氏体转变动力学贝氏体转变也是一个形核长大过程 可等温形成 也可以连续冷却形成 等温形成需要孕育期 等温形成图也呈C字形 4 贝氏体转变的不完全性贝氏体转变一般不能进行到底 通常随转变温度的升高 转变的不完全程度增大 即转变具有自制性 在等温时有可能出现二次珠光体转变 5 贝氏体转变的扩散性贝氏体转变过程中存在原子的扩散现象 但只有碳原子的扩散 而Fe及合金元素的原子均不发生扩散 6 贝氏体转变晶体学特征贝氏体中F形成时也能产生表面浮凸 母相与新相之间维持第二共格关系 但所产生的表面浮凸与马氏体形成所产生的表面浮凸不同 马氏体是N形的 贝氏体为V形的 三 贝氏体的组织形态和晶体学 1 上贝氏体对于中 高碳钢来说 上贝氏体大约在350 550 的温度区间形成 典型的上贝氏体组织在光镜下观察时呈羽毛状 在电镜下观察时 可看到上贝氏体组织为一束大致平行分布的条状铁素体和夹于条间的断续条状碳化物的混合物 在条状铁素体中有位错缠结存在 贝氏体组织形态随钢的化学成分以及形成温度不同而异 其主要形态为上贝氏体和下贝氏体两种 还有一些其他形态的贝氏体 T8钢的上贝氏体组织 钢中典型上贝氏体组织示意图 典型的上贝氏体组织在光镜下观察时呈羽毛状 条状 针状 少数呈椭圆形或矩形 较高温度形成的上贝氏体 在电镜下观察时 可看到上贝氏体组织为一束大致平行分布的条状铁素体和夹于条间的断续条状碳化物的混合物 在条状铁素体中有位错缠结存在 C 随钢中碳含量的增加 上贝氏体中的 相板条更多 更薄 渗碳体的形态由粒状 链球状而成为短杆状 渗碳体数量增多 不但分布于 相之间 而且可能分布于各 相内部 形成温度 随形成温度的降低 相变薄 渗碳体细化且弥散度增大 影响上贝氏体组织形态的因素 上贝氏体晶体学特征及亚结构 上贝氏体中的铁素体形成时可在抛光试样表面形成浮突 上贝氏体中铁素体的惯习面为 111 与奥氏体之间的位向关系为K S关系 碳化物的惯习面为 227 与奥氏体之间也存在一定的位向关系 因此一般认为碳化物是从奥氏体中直接析出的 亚结构为位错 位错密度较高 能形成缠结 值得指出的是 在含有Si或Al的钢中 由于Si和Al具有延缓渗碳体沉淀的作用 使铁素体条之间的奥氏体为碳所富集而趋于稳定 因此很少沉淀或基本上不沉淀出渗碳体 形成在条状铁素体之间夹有残余奥氏体的上贝氏体组织 2 下贝氏体 形成温度范围对于中 高碳钢 下贝氏体大约在350 Ms之间形成 当碳含量很低时 其形成温度可能高于350 也是一种两相组织 由 相与碳化物组成 相的立体形态呈片状 或透镜片状 在光学显微镜下呈针状 与片状M相似 形核部位大多在A晶界上 也有相当数量位于A晶内 碳化物为渗碳体或 碳化物 碳化物呈细片状或颗粒状 排列成行 约以55 60 角度与下贝氏体的长轴相交 并且仅分布在F片内部 组织形态 钢中典型下贝氏体组织示意图 GCr15钢的下贝氏体组织 较低温度下形成的下贝氏体 下贝氏体形成时也会在光滑试样表面产生浮突 但其形状与上贝氏体组织不同 下贝氏体中铁素体的碳含量远远高于平衡碳含量 下贝氏体铁素体的亚结构与板条马氏体和上贝氏体铁素体相似 也是缠结位错 但位错密度往往高于上贝氏体铁素体 而且未发现有孪晶亚结构存在 下贝氏体中F相与A之间的位向关系为K S关系 惯习面不确定 可能是 110 A 254 A及 569 A中的一种 晶体学特征及亚结构 1 形成温度范围一般形成于低碳钢中 在B转变的最高温度范围内形成 2 组织形态由大致平行的F板条组成 在F板条之间为富碳的A F板条较宽 间距较大 随转变温度下降 F板条变窄 间距缩小 富碳的A在随后的冷却过程中可能转变为P B M或保持不变 所以说无碳化物贝氏体不能单独存在 3 晶体学特征及亚结构惯习面为 111 A 位向关系为K S关系 F内有一定数量的位错 3 无碳化物贝氏体 无碳化物贝氏体 4 B B B 日本的大森在研究低碳低合金高强钢时发现 在某些钢中的贝氏体可以明显地分为三类 分别把这三类B称为第一类 第二类和第三类贝氏体 并用B B B 分别表示 B 约在600 500 之间形成 无碳化物析出 B 约在500 450 之间形成 碳化物在F之间析出 B 约在450 Ms之间形成 碳化物分布在F内部 在连续冷却时 也可形成这三类贝氏体 冷却速度较慢时 形成B 冷却速度居中时 形成B 冷却速度较快时 形成B B 组织具有较好的综合机械性能 特别是钢中获得B 加板条马氏体组织时 强度和韧性都高 是一种有工程应用价值的组织形态 5 粒状贝氏体 B粒 1 形成温度 大致在上贝氏体转变温区的上半部 2 形态特征 较粗大的F块内有一些孤立的 小岛 形态多样 呈粒状或长条状 很不规则 小岛 的组成物 原先是富碳的A区 转变后可能是 F Fe3C M A 富碳的A 3 浮凸 也可以在抛光表面引起针状浮凸 B上 B下 粒状贝氏体转变温度范围 粒状贝氏体1000 粒状贝氏体扫描电镜形貌2500 研究认为 粒状贝氏体中铁素体的亚结构为位错 但其密度不大 大多数结构钢 不管是连续冷却还是等温冷却 只要冷却过程控制在一定温度范围内 都可以形成粒状贝氏体 B的形成和形态见下示意图 中碳钢的贝氏体形成过程示意图 a B无 b 典型的B上 c 在F条内析出碳化物的B上 d 典型的B下 四 贝氏体相变机制 一般认为贝氏体相变过程是马氏体相变加碳原子的扩散 但为什么在Ms点以上会有马氏体型相变发生 这是贝氏体相变机制必须首先要说明的问题 对于贝氏体相变机制已经进行了大量的研究工作 但至今问题仍未得到完全解决 这里将主要介绍恩金贝氏体相变假说和柯俊贝氏体相变假说 0 23 C钢的奥氏体化后250 等温形成贝氏体 侧得下贝氏体中铁素体的碳浓度为0 15 远远超过该温度下铁素体的饱和碳浓度 认为这种铁素体实质上就是低碳马氏体 恩金在研究中发现 中碳钢 0 5 C 3 5Cr 在300 等温形成下贝氏体 随贝氏体转变量增加 剩余奥氏体中碳浓度升高 说明贝氏体相变中碳原子不断地由 相通过 界面向 相中扩散 导致剩余奥氏体中的碳浓度升高 电解分离贝氏体中的碳化物 测得碳化物中合金元素含量与钢的原始浓度相同 认为在贝氏体相变过程中铁及合金元素原子不发生扩散 恩金认为贝氏体相变应属于马氏体相变性质 由于随后回火析出碳化物而形成贝氏体 提出了贫富碳理论假说 该假说认为 在贝氏体相变发生之前 奥氏体中已经发生了碳的扩散重新分配 形成了贫碳区和富碳区 在贫碳区发生马氏体相变而形成低碳马氏体 然后马氏体迅速回火形成过饱和铁素体和渗碳体的机械混合物 即贝氏体 1 恩金贝氏体相变假说 在富碳区中首先析出渗碳体 使其碳浓度下降成为贫碳区 然后从新的贫碳区通过马氏体相变形成马氏体 尔后又通过回火成为铁素体加渗碳体的两相机械混合物 贝氏体 而在相变过程中铁及合金元素的原子是不发生扩散的 马氏体相变开始点Ms随碳浓度增加而下降 当C 浓度的奥氏体 a点 冷却至Ms点以下时将发生马氏体相变 但是 当冷却至Ms点以上的T温度 b点 等温时 在孕育期内由于碳原子的扩散重新分配 在奥氏体内形成富碳区和贫碳区 其Ms点亦随之发生变化 在Ms点以上温度等温 过冷奥氏体中的贫碳区发生马氏体相变的原因可解释如下 当贫碳区的碳浓度减小到C1以下时 其Ms点升高到T1以上温度 因此 贫碳区 c点 在T1温度下能够通过马氏体相变转变为马氏体 此时的马氏体为过饱和 相 在热力学上是不稳定的 在随后的等温过程中发生回火转变 马氏体分解成为 相和渗碳体的机械混合物 即贝氏体 Fe Fe3C平衡状态图 等温温度愈高 相的过饱和度就愈小 贫碳区的Ms点就愈高 贝氏体相变温度范围的上限Bs点就是无碳奥氏体的Ms点 恩金假说能够解释贝氏体的形成 Bs点的意义和贝氏体中铁素体的碳浓度随等温温度变化而变化等现象 但没有解释贝氏体的形态变化和组织结构等问题 马氏体相变时自由能的变化 G V GV S E从上式来看 M相变可以发生的条件是 G 0 但由于M相变的热滞较大 所以M相变只能在Ms以下的温度才能发生 如果在转变过程中 能使 Gv升高 即绝对值增大 使E 弹性应变能 降低 可以使 G降低 从而使M形的相变可以在Ms以上发生 2 柯俊贝氏体相变假说 热力学 在B转变过程中 伴随着碳原子的扩散 从而降低了B中的F的碳含量 使F的自由能降低 引起 Gv升高 同时B与A之间的比溶差较小 使体积变化产生的应变能减小 形成温度高 长大速度慢 A强度低 使A塑变和共格界面移动克服的阻力减小 这些都引起 G减小 使B转变可以在Ms以上的温度下进行 即Bs高于Ms 该假说认为 贝氏体相变时 相的不断长大和碳从 相中的不断脱溶这两个过程是同时发生的 相长大时与奥氏体保持第二类共格关系 不过贝氏体的长大速度远比同类共格切变型的马氏体的长大速度低 这是因为贝氏体的长大速度受碳原子的扩散脱溶所控制 贝氏体相变为有扩散 碳原子 有共格的相变 贝氏体相变的主要驱动力是因碳脱溶而增加的化学自由能差 碳从 相中的脱溶可以有两种方式 碳通过相界面从 相扩散到 相中 碳在 相内脱溶沉淀为碳化物 柯俊贝氏体相变假说能够解释 在Ms点以上温度 相可以通过马氏体型相变机制形成 按马氏体型相变机制形成的贝氏体的长大速度远低于马氏体的长大速度 在不同温度下形成的贝氏体有着截然不同的组织形态 贝氏体转变包括贝氏体铁素体的形成以及碳化物的析出 长期以来 围绕着这两个问题进行着争论 在争论中最主要的是切变机制与台阶机制之争 五 贝氏体转变的切变机制 1 切变机制柯俊最先发现贝氏体转变与马氏体转变一样 在形成贝氏体铁素体时也能在抛光表面引起浮凸 贝氏体铁素体与马氏体一样 也是通过切变机制形成的 由于贝氏体转变时碳原子尚能扩散 这就导致贝氏体转变与马氏体转变的不同以及贝氏体组织的多样性 切变机制存在的问题 1 为什么贝氏体转变所引起的浮凸不同于马氏体所引起的浮凸 2 为什么贝氏体铁素体与奥氏体之间的晶体学位向关系不同于马氏体与奥氏体之间的位向关系 3 为什么透镜片状贝氏体铁素体中没有孪晶 4 按切变机制 贝氏体铁素体应是片状 但为什么上贝氏体铁素体接近针状 2 贝氏体转变的台阶机制Aaronson等人强调贝氏体是非层状共析反应产物 亦即贝氏体转变是一种特殊的共析反应 他们认为 贝氏体转变与珠光体转变或马氏体转变不同 是通过台阶机制长大的 台阶的水平面为 的半共格界面 界面两侧的 与 有一定的位向关系 在半共界面上存在着柏氏矢量与界面平行的刃型位错 界面由位错和台阶组织成 台阶的端面为非共格界面 这样的界面活动能力很高 易于向侧面移动 从而使水平面向上推移 台阶长大机制示意图 珠光体 贝氏体 马氏体转变主要特征 贝氏体的形成过程 由于形成温度以及奥氏体的碳含量不同 贝氏体相变过程将按照不同的方式进行 从而形成不同形态的贝氏体组织 1 高温范围的转变 无碳化物贝氏体 由于温度高 初形成的铁素体的过饱和度很小 且碳在铁素体和奥氏体中的扩散能力均很强 在贝氏体铁素体形成后 铁素体中过饱和的碳可以通过界面很快进入奥氏体而使铁素体的碳含量降低到平衡浓度 通过界面进入奥氏体的碳也能很快地向奥氏体纵深扩散 使奥氏体的碳含量都得到提高而不致集聚在界面附近 如果奥氏体的含碳量并不高 不会因为贝氏体铁素体的形成而析出碳化物 因此得到的是贝氏体铁素体及碳富化了的奥氏体 即无碳化物贝氏体 无碳化物贝氏体 a 上贝氏体 b 和下贝氏体 c 形成过程示意图 2 中温范围的转变 上贝氏体 在350 550 的中间温度范围内转变时 转变初期与高温范围的转变基本一样 但此时的温度已比较低 碳在奥氏体中的扩散已变得困难 通过界面由贝氏体铁素体扩散进入奥氏体中的碳原子已不可能进一步向奥氏体纵深扩散 尤其是板条铁素体束两相邻铁素体条之间的奥氏体中的碳更不可能向外扩散 故界面附近的奥氏体 尤其是两铁素体条之间的奥氏体中的碳将随贝氏体铁素体的长大而显著升高 当超过奥氏体溶解度极限时 将自奥氏体中析出碳化物而形成羽毛状的上贝氏体 3 低温范围的转变 下贝氏体 在350 以下转变与上述转变有较大的差异 由于温度低 初形成的铁素体的碳含量高 故贝氏体铁素体的形态已由板条状转变为透镜片状 此时 不仅碳原子已难以在奥氏体中扩散 就是在铁素体中也难以作较长距离的扩散 而贝氏体铁素体中的过饱和度又很大 而碳原子又不能通过界面进入奥氏体 只能以碳化物的形式在贝氏体铁素体内部析出 随着碳的析出 贝氏体铁素体的自由能将下降以及比容的缩小所导致的弹性应变能的下降 将使已形成的贝氏体铁素体片进一步长大 得到下贝氏体组织 4 粒状贝氏体的形成一般认为在某些低碳钢中出现的粒状贝氏体是由无碳化物贝氏体演变而来的 当无碳化物贝氏体针长大到彼此汇合时 剩下的小岛状奥氏体便为铁素体所包围沿铁素体条间呈条状断续分布 因钢碳含量较低 剩余奥氏体的碳含量也不超过其溶解度极限 故不会析出碳化物 这就形成了粒状贝氏体 1 贝氏体等温相变动力学1 贝氏体等温相变动力学的特点 1 贝氏体转变速度比马氏体转变速度慢很多 2 贝氏体转变的不完全性一般B转变量随温度降低最大转变量增加 六 贝氏体相变动力学 残留下来的A可能发生下列变化 1 一直保持不变 2 当转变温度较高时发生二次珠光体转变 甚至到A全部转变 3 可能与珠光体和马氏体转变重叠与珠光体转变重叠 P转变在先 B转变在后 与马氏体转变重叠 当Ms较高时 在Ms以下可先形成一定数量的M 而后发生B转变 与P转变相同 B的等温动力学曲线也具有S形 但B等温转变不能进行到底 等温温度愈高 愈接近Bs点 等温转变量愈少 2 贝氏体等温形成图 B转变的等温形成图也具有C字形 在Bs温度以下随等温温度降低 孕育期先增后减具有一个鼻子 对于碳钢 由于P转变与B转变C曲线重叠在一起 因此合并成一个C曲线 1 奥氏体中碳的扩散B转变是在碳原子还能扩散的中温范围内发生的 为了在A中形成低碳的F C原子必将在A中偏聚 当A的碳含量超过其溶解度时 ES及其延长线 碳将以碳化物的形式自A中析出 而使A的C 降低 在B转变过程中A的C 有可能升高 也有可能降低 具体情况取决于A的成份及转变温度而定 3 贝氏体转变时碳的扩散 2 贝氏体中铁素体内碳的扩散F形成初期C含量是过饱和的 而B转变温度范围较M转变高 故B中F在形成后必然要发生分解 以碳化物的形式由B中的F内析出过饱和的碳 从而使F的C 下降 1 碳含量规律 随A中碳含量的增加 B转变速度下降 原因 C含量高时 形成F核心 较困难 而从F中向外排出碳的数量增多 从而增加了B的形成时间 4 影响贝氏体转变动力学的因素 2 合金元素凡是降低C扩散速度 阻碍F共格长大 阻碍碳化物形成的元素 都使B转变速度下降 因此 除Co Al以外所有合金元素都降低B转变速度 使B转变的C曲线右移 但作用不如C显著 同时也使贝氏体转变温度范围下降 从而使珠光体与贝氏体转变的C曲线分开 3 奥氏体晶粒大小和奥氏体化温度A晶粒大小 随A晶粒增大 B转变孕期延长转变速度下降 其原因是由于晶粒大晶界面积小 形成F核心的几率小 同时碳的扩散距离长 A化温度 A化温度高 晶粒粗大 成份均匀 贫碳区少 这都影响F的形核 使B转变的孕育期延长 转变速度下降 4 应力的影响拉应力使B转变速度增加 尤其对下B更显著 压应力的作用不清楚 5 塑性变形 1 在较高温度 1000 800 范围内对A进行塑性变形 将使A向B转变的孕育期增长 转变速度下降 转变的不完全程度增大 原因 一方面变形使A中的缺陷密度增加 有利于C原子的扩散 有利于B转变的进行 而另一方面 A形变后会产生多边化亚结构 这对B中F的共格生长是不利的 通常以后者的作用为主 2 在较低温度 350 300 范围内对A进行塑性变形将加速B的形成 原因 A晶体缺陷密度更大 促进C的扩散 并且形变会使A中的应力增加 有利于B中F按M型转变机制形成