材料工程基础讲稿9-10

1、2021/2/211 3贝氏体转变动力学 B转变:形核长大进行的。P109 4转变的不完全性 5贝氏体转变的扩散性 B转变时:碳原子扩散,合金元素原子不扩散,其中包 括铁原子。至少合金元素原子与铁原子未发生较长距离的 扩散。 6晶体学特征 B的F浮凸则呈V形或帐篷形。B的晶体学特征,其中包括 位向关系与惯习面等也不同于P而较接近M。 2021/2/212 52 贝氏体组织形态和晶体学 随钢的化学成分及形成温度而异。B可以按组织形态不 同主要区分为无碳化物B、粒状B、上B和下B等。 1无碳化物贝氏体 无碳化物B:在B转变区域的最高温度范围内形成。一般 产生于低、中碳钢 中,可在等温或在 缓慢的连

2、续冷却时 形成。 无碳化物B由板条F 束及未转变的A所组成,F与A内均无碳化物析出称无 碳化物B,是B的一种特殊形态。 2021/2/213 2021/2/214 无碳化物BF在形成时也能在抛光试样表面形成浮凸。与A的晶体 学关系与上B相同,惯习面为111,位向关系为KS关系。 2上贝氏体 : 中、高碳钢: 350-550 C 上B是在B转变上部温度范围内形成。它是由成束的、大致平行 的板条状F和条间的呈粒状或条状的渗碳体（有时有残余A）所组成 的非层状组织。当其转变量不多时,在光学显微镜下成束的条状铁 素体自晶界向晶内生长,形成羽毛状羽毛状B,此时无法分辨其 条间的渗碳体。在电子显微镜下可清

3、晰看到上B中的F和渗碳体的形 态。 2021/2/215 2021/2/216 2021/2/217 上B中由大体上平行排列的F板条所构成的“束”,束的尺寸对其 强度和韧性有一定的影响,故往往把束的平均尺寸视为上B的“有 效晶粒尺寸”。各束间有较大的位向差。束中各相邻F板条间存在 较小的位向差。上BF中的碳含量近于平衡态,小于0.03%。其板条 宽度通常比相同温度下形成的P中的F片大。上B形成表面浮 凸效应。电镜观察表明, 上贝氏体铁素体是由许多亚单元组成的。 每一个亚单元的尺寸大致是厚小于1m,宽510m,长约10 50m。上BF体内的亚结构是位错。随A中碳含量的增加,BF板条变 薄,随转变

4、温度的下降,BF变细小。当钢中含有较多量的硅、铝等 元素时,由于它们具有延缓渗碳体析出的作用,使上BF板条间很少 或基本上不沉淀渗碳体, 而代之以富碳的A,并保留到室温。 2021/2/218 上BF的惯习面为111,与A之间的位向关系接近KS关系。关 于BF碳化物、A碳化物间的晶体学关系往往被用来作为判断碳 化物究竟是由BF中析出,还是由A中析出的重要依据,亦即涉及B 转变的机制问题。上B渗碳体的惯习面为 (227) ,与A 间具有Pitsch关系: 。 由此证明渗碳体是由A中直接析出的。 3下贝氏体 : 中、高碳钢: 350 C - Ms 在B转变区域的低温范围形成的B称为下B。当钢中碳含

5、量大于 0.6%时下B的形成温度大约在350以下。下B也是由BF和碳化物两 相组成,但F的形态及碳化物的分布均不同于上B。研究表明,下B 可以从A晶界形核,也可以在晶内形核。 455110 ,110010 ,)252(001 333 CFeCFeCFe ）（ 2021/2/219 在低碳（低合金钢）中,BF的形态呈板条状,若干个平行排列的 板条构成一个束,与板条M相似。 在高碳钢中,BF呈片状,各个片之间互成一定的交角,与片状马 氏体很相似。而在中碳钢中则两种形态的BF兼有之。下BF中的亚结 构为位错,不存在孪晶。 2021/2/2110 在高碳钢中,BF呈片状,以下是对于高碳钢B下的描述 2

6、021/2/2111 下BF的碳含量远高于平衡碳量。要测出初形成的F的碳含量是困 难的,因为铁素体形成后立即可以通过析出碳化物而使碳含量下 降。故实际测出的碳含量均较初形成时的碳含量为低。 下BF与A之间的位向关系为K-S关系。下BF的惯习面比较复杂,有 人认为是110,也有报道为225、569、254等。 下B中F与碳化物间的取向关系:取向关系与回火M相近,或为 Bagaryatski关系,即 碳化物与下BF之间的位向关系为Jack关系,即 011103111010 111 010 , 110100112001，）（）关系，即（；或为，）（）（Isaichev 10111100110001，

7、）（）（ 2021/2/2112 根据以上结果,一般认为认为下B中的碳化物是自过饱和的BF 中析出。实际上根据所测得的碳化物与BF间的取向关系,并不一 定说明碳化物是由BF中析出,因为A与F间存在KS关系,故也可将 （）与F间取向关系转换为（）与A的关系。转换后得出 （）与A之间为Pitsch关系。已知Pitsch关系为碳化物自A中 析出所遵循的取向关系,据此,也可以认为下B中碳化物可以从A中 析出。 但也有人研究40CrMnSiMoV钢下B中碳化物的取向关系后认 为,碳化物既可从F中析出,也可从A中析出。总之,有关B转变的晶 体学关系问题目前尚无定论。 2021/2/2113 2021/2/

8、2114 4粒状贝氏体 粒状B:低、中碳钢中存在,在稍高于典型上B形成温度形成的。 组织组成物:F基体+岛状组织。小岛呈不连续条状,平行排列在 F基体中。基体F呈片针状,有浮凸。小岛分布在片针状界面。 F的碳含量:平衡碳量,小岛中的碳含量则较平均浓度高出很 多。F与小岛中的合金元素含量与平均浓度相同粒状B形成过程 中有碳的扩散而无合金元素的扩散。 粒状B与无碳化物B很相近,只是F量较多已汇成片,A呈小岛分 布在F基体中。 2021/2/2115 富碳A小岛在随后的冷却过程中F+碳化物,也有可能 转变为M,或以A状态保留到室温。最可能的情况是部分A 转变为M,部分A保留到室温,得到两相混合物,称

9、为MA 组织。 2021/2/2116 低碳钢B组织的分类,即B、B、B三类 p113 2021/2/2117 钢种各种组织形成的大致范围 2021/2/2118 53 贝氏体转变动力学 2021/2/2119 1B等温转变动力学 B等温形成,或连续冷却过程中 形成。 B等温转变动力学曲线呈S形, 不能进行终了。等温温度愈高,愈接 近Bs点,转变量愈少。 在某一温度以上观察不到B 转变Bs点。 在Bs点以下,随转变温度降低,等温转变速度先增后减,在等温转 变动力学图中也有一鼻温。对于碳钢,由于P转变与B转变的C曲线 重叠在一起,合并为一个C曲线 。 2021/2/2120 精确测试B转变C曲线

10、发现,B转变C曲线是由两个独立的C曲线合 并而成的,即由上B和下B有各自独立、彼此重叠的C曲线。由此可 见,上B与下B很可能是通过不同机制形成的。 2021/2/2121 2B转变时碳的扩散 B转变是在碳还能扩散的中温范围内发生的。与M转变不同,B转 变的进行依赖于碳的扩散。为了在A中形成低碳的BF,碳必将向A 富集。当A的碳含量超过Fe3C在A中的溶解度曲线ES线及其延长线 时,碳又将以渗碳体形式自A中析出,而使A中的碳含量下降。视A 中碳含量及转变温度不同,在B转变过程中A的碳含量可能升高,也 可能降低。用实验方法已证实了B转变过程中碳含量的变化。 2021/2/2122 对于B等温转变C

11、曲线下半部来说。转变速度主要是受扩散控 制,故可认为转变速度V与转变 温度T之间存在下列关系: VVoexp(Q/KT) (5-1) 式中 Q转变激活能,Vo常数。 为到达某一转变量所需的时间与转变温度之间则存在下列关系: oexp(Q/KT) (5-2) 取对数得到: (5-3) 即所需时间的对数与温度 的倒数成正比关系。对碳含 量0.65、0.77、1.07和1.20 几种碳含量的钢测量,转变 50所需的时间50的对数 与1/T之间确存在直线关系。 TK Q o 1 lglg 2021/2/2123 3影响B转变动力学的因素 1 1）C%C%量的影响量的影响 随A中C%量的增加,B转变速度

12、下降。这是因为C% 量高,形成低碳的BF所需扩散的碳原子量增加。 2 2）合金元素的影响）合金元素的影响 除Al、Co外,其它合金元素都或多或少地降 低B转变速度,同时也使B转变的温度下降,从而使P与B转变的C曲 线分开。由于同一种合金元素对P转变及B转变动力学的影响并不相 同,如Mo、B等能显著减缓先共析F的析出及P转变速度,但对B转变 动力学的影响要小得多。故合金元素的加入不仅可以使两个C曲线 上下分离,而且可以使其左右分开。 3）A晶粒大小和晶粒大小和A化温度的影响化温度的影响 A晶粒增大,对依赖于晶界形核 的上B转变的孕育期增加,而对下B的转变影响不大。随A化温度升 高,B转变速度先降

13、后增。A化时间对B转变速度也有类似影响。 4）应力影响）应力影响 拉应力促进B转变,随应力增加B转变速度加快。 5）塑性变形的影响）塑性变形的影响 较高的温度塑性变形使B转变速度减慢,较低 温度塑性变形却使B转变速度加快。 2021/2/2124 6 6）冷却时在不同温度停留的影响）冷却时在不同温度停留的影响 冷却时在B与P转变区之间的 稳定区等温停留,由于自A中析出了碳化物,降低了A的稳定性,使 随后的B转变加速;过冷A在上B转变区停留,先形成部分上B将会降 低下B的形成速度,这可能是又一种A稳定化的影响所致;过冷A先 冷至低温形成少量M或下B后,再升至较高温度,可以使随后的B转 变加速,这

14、可能是先形成的M或下B的转变在A中产生应力,促进了 随后的B转变。 2021/2/2125 54 贝氏体转变热力学及转变机制 B转变的机制目前正在激烈地争论着。现有的转变机制大体上可 以归纳为两种,即M型的切变机制和P型的台阶机制,两种都在不断 的充实和修正之中,许多问题还有待于进一步研究。 1贝氏体转变热力学 B转变是通过形核长大进行的;转变时的领先相是BF;转变过 程中有碳原子的扩散;转变的驱动力也是自由焓差;在转变过程中 自由焓差可由下式给出: GVGv+S+E+GD (5-4) 切变机制认为,Bs点对应于Ms点,其物理 意义为GB的最小临界驱动力的温度。 贫碳的1富碳的2 1 21+B

15、c 等温温度高,回火析出C 降低点阵弹性畸变能;减小比容差 V,降低膨胀能;减小应变能等。 2021/2/2126 由上式计算后得出相变驱动力为10051380J/mol。 G 所需的最小相变驱动力为1180J/mol。也就是说按（5 5）式的分析计算B按切变机制是可以进行的,但问题是需碳的上 坡扩散,即需自由焓对成分的二阶微分0,通过计算这在铁碳合 金中是不可能的。为此,有人用缺陷形核理论对此进行了修正,认 为在A中是可能存在贫碳区的。 持台阶扩散机制学术观点的人认为B转变是一种非层状的共析转 变,即由A转变为低碳F与碳化物的一种特殊的共析分解过程,因此 Bs点是不存在的。B转变热力学与P转

16、变是相同的,即相变驱动力 为A的化学自由焓与两相混合物的化学自由焓差。 由以上分析可以看出,在贝氏体转变热力学方面两派学术观点 就存在着尖锐的分歧。 阻力 D BCCBBB GGGGGG 12 121 2021/2/2127 2贝氏体转变的切变机制 持切变学术观点的认为,B转变与M转变一样,在形成BF时在抛 光的试样表面所引起的浮凸是切变形成的标志之一。此外,WF也 引起浮凸认为WF即BF。由于B转变时碳原子尚能扩散,这就导 致B转变与M转变的不同点以及B组织的多样性。组织的多样性是由 转变温度的不同及A碳含量的不同而造成的而与切变形成无关。 1）高温范围的转变 由于温度高,初形成的BF的过饱

17、和度很 小,且碳在BF与A中扩散能力均很强。在BF形成后,F中过饱和的碳 可以通过界面很快进入A而使F的碳含量降低到平衡浓度。通过界面 进入A的碳也能很快地向A纵深扩散,使A碳含量得到提高而不致积 聚在界面附近。如果A中的碳含量不高,不会因BF的形成而使A的碳 含量超过ES线及其延长线,则不可能自A中析出碳化物,故而得到 的是BF及富化了的A,即无碳化物B,也包括WF在内。 2021/2/2128 由于转变温度较高,过冷度较小,新相与母相间的化学自由焓差 较小,不足以补偿在更多新相形成时所需消耗的界面能和各种应变 能,因而形成的BF较少,亦即转变进行到一定程度便会自行中途停 顿下来。 碳富化了

18、的A有可能在继续等温、保温及进一步的冷却过程中转变 为P,其它类型的B及M, 也有可能被保留至室温成为残余A。 2）中温范围的转变 大于0.6%碳的钢在 350550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。但由 于此时温度已比较低,碳在A中的扩散已 变得困难,加之由于过冷度较大,相变驱 动力增大,所形成的BF较多,板条较为密 集,通过界面由BF扩散入A的碳原子已不 可能进一步向A纵深扩散,尤其是板条F 束中两相邻F条之间的A中的碳更不可能向外扩散。 2021/2/2129 界面附近的A,尤其是两F条之间的A中的碳含量 将随BF的长大而显著升高,当超过ES及其延长线 时,将自

19、A中析出点状或粒状碳化物而形成羽毛状 上B。碳化物与A保持pitsch 关系即是有力的证 据。 转变温度愈低,形成的BF的量愈多,板条尺寸 也愈细小;同时,随着碳的扩散系数减小,使上B 中的碳化物也变得更细小。 2021/2/2130 3）低温范围的转变 在350以下的转变由于温度低,初 形成的BF的碳含量高,故BF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A中扩散,就是在BF中 也难以作长距离的扩散,而BF中的碳过饱和度又很大。既 然过饱和的碳不能通过界面进入A,就只能以碳化物形式 在BF内部就地析出,从而得到在片状BF上分布着与铁素体 长轴呈一定交角（5560o）、排列成行

20、的点状碳化物。 这一过程就其本质而言与M的自回火相一致。随着BF中碳 化物的析出,自由焓的进一步降低以及比容的缩小所导致 的弹性应变能的下降,将使BF片进一步长大,得到下B组 织。碳化物与BF保持回火位向关系即是有力的证据。转变 温度愈低,其中碳化物沉淀的弥散度愈大,且BF中碳的过 饱和度愈大。 2021/2/2131 4）粒状B的形成 可以认为在某些合金钢中出现的粒状B是由无 碳化物B演变而来的。当过冷A在低于Bs温度（稍高于典型上B形成 温度）时,先发生碳的再分配,接着在A的贫碳区开始形成许多彼 此大体上平行的板条BF,碳原子从BF中通过与A的相界面不断向A中 扩散,此时BF不仅纵向长大,

21、而且也侧向长大。但由于A中本来就 存在碳的偏聚,所以BFA界面的推 进速度对各部位来说将不会完全一致, 其向富碳A的推进速度显然小于向贫碳 区推进速度,于是BFA相界面便出现 了凹凸不平的不均匀长大,并彼此靠 拢。当无碳化物B长大到彼此回合时, 剩下的小岛状A便为F所包围,沿F条间呈条状断续分布。因钢的碳 含量低,小岛状A的碳含量也不致超过ES及其延长线,故不会析出 碳化物,加之又含有一定的合金元素,小岛状的奥氏体比较稳定, 这就形成了粒状B。如延长等温时间及进一步降低温度,岛状A将有 可能分解为P或转变为M,也有可能保留到室温。 2021/2/2132 另一种小岛呈散乱分布,且相形成时不引起

22、浮凸的粒状组织的 相是通过类似于块状转变机制形成的。 从以上的讨论可见,按此机制,不同形态B中的都是通过切变形 成的,只是因为转变温度不同,使相中碳的脱溶以及碳化物析出的 方式不同导致组织形态的不同。 2021/2/2133 BF的长大速度极慢。切变观点认为,这是因为BF的长大受碳的扩 散所控制。根据B转变动力学曲线计算所得的激活能也表明B转变受 碳的扩散所控制。透射电镜观察BF束中一个亚单元的长大过程表 明,BF的长大是不连续的、跳跃式的。BF条片依靠不断形成亚单 元而长大。每个亚单元都是按切变共格方式形成,其长大速度极 快,但每个亚单元的尺寸是有限的,长成后就不再长大,必须停留 一段时间,

23、然后通过在其近旁诱发出新 核,形成新的亚单元,构成了BF板条在 纵向和横向的长大得以进行。使长大停 止的另一个原因是碳在界面附近的富集, 必须待富集的碳通过扩散被消除后长大 才能继续进行。此外,长大的停止还可 能与切变造成的弹性应变有关,在弹性 应变得到松弛后,新的亚单元才得以形 成。 2021/2/2134 5）切变理论的成功与不足 切变理论可以解释在不同的形成温度形成B形态的差异 及原因;转变不完全性;碳的过饱和度及转变时碳的扩 散;Bs点的存在;晶体学近似于M及切变形成时的表面浮 凸。尽管B转变的切变理论可以解释上述一些现象,然而 却无法解释为何上、下B都具有各自独立的C曲线和不同的 转

24、变激活能;浮凸不同于M,浮凸的顶角不是B/的界 面;B碳化物的形貌及分布不同于M;BF的惯习面为何与M 有差别;A中的贫碳区是如何形成的等一系列问题。 2021/2/2135 3贝氏体转变的台阶扩散机制 与B转变的切变机制的提出者不同,持台阶扩散 机制的研究者虽然也承认有表面浮凸存在,但认为 B转变的浮凸与M转变的浮凸不同,B转变的浮凸 是由转变产物的体积效应引起的,而并非由于切 变所致。B转变是非层状的共析反应产物,B转变 同P转变机理相同,两者的区别仅在于P产物是片 层状,从而提出了B转变是按台阶扩散方式进行 的,并受碳的扩散所控制。 2021/2/2136 台阶的水平面为/的半共格界面,

25、界面两侧的与 有一定的位向关系,在半共格界上存在着柏氏矢量与界面 平行的刃型位错,即界面由 刃型位错及台阶组成。这样 的界面必须通过位错的攀移 才能向前平移。在温度不够 高的情况下,位错的攀移难 以实现,故这样的半共格界 面就很难移动。如果在界面 上存在台阶,则台阶的端面 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。台阶移动的速 度受碳的扩散所控制。在原有的台阶消失后必须待新的 台阶形成后,长大才能继续进行。关于台阶的来源,到目 前为此尚不清楚。 2021/2/2137 用热离子发射显微镜直接观察到了台阶的形成与长大。 测出了C0.66%,Cr3.32%钢在4

26、00等温时上BF条的长大 动力学。可以得出单片BF片的平均长大速度是 1.4103cm/s,这与理论计算值得到的生长速度 9104cm/s很相近,说明长大过程确实受碳的扩散所控 制。根据上BF长大的观察和测量,推出了下BF的长大与 上BF的长大相同的结论。 2021/2/2138 台阶机制进行的B转变与P转变的主要不同点是转变时移 动的界面不同。可以认为,在A大角晶界形成的相的核 与一侧的A的交界面为共格或半共格界面,两者之间有一 定的位向关系;而与另一侧的A的界面为非共格界面,两 者之间无位向关系。共格或半共格界面通过台阶机制推移 得到BF,非共格界面通过扩散机制推移得到P。 初形成的BF的

27、碳含量应接近平衡浓度。对于这一问题 既难以用实验加以肯定,也难以否定。如果按照台阶机制 所要求的那样,初形成的BF不是过饱和的相,碳已在 BF形成之前扩散到了A,则B中的碳化物必然是从A中析 出。对于上B,这一点已不成问题,因按切变机制,也认 为碳化物是从A中析出的。但对下B来说,但目前为此, 还未得出最后结论 2021/2/2139 台阶扩散机制认为Bs点是不存在的,因此从热力学计算是一种 可行的机制;BF台阶的移动速度与受碳的扩散速度所控制;浮凸是 体积效应;上BF为平衡碳量;分离的C曲线是合金元素的界面拖曳 效应所造成的;上B中碳化物由A中析出等支持台阶扩散机制。但该 理论的不足也是明显

28、的,BF的过饱和度难以证实,碳自相中的析 出速度小于1s;台阶是如何形成的;表面浮凸与计算的体积效应相 差较大;C曲线的bay仅以界面拖曳效应难以解释;BF中的亚单元如 何解释;B碳化物全部自A中析出证据不足等。 4争论的要点 相变机构是切变还是台阶扩散机制,过饱和碳对切变是否必须; BF长大低速率的原因;预相变是否存在贫碳区。 2021/2/2140 55贝氏体的力学性能 在同一强度级别的条件下,B组织的韧性高于回火M。材料的力 学性能取决于构成它的组织组成物的类别、形态、尺寸、分布状况 和亚结构等,B钢也不例外。但是B组织比较复杂,它不仅随转变温 度不同而改变,而且欲得到单一的B也是很困难

29、的,以致很难严格 地评价某单一类型B的力学性能,故通常所测定的实际上多是以某 类B为主的混合组织的性能。 1B的强度 1）强度与转变温度的关系 低、中碳合金钢经等温淬火 后的力学性能测试表明,钢b 和0.2均随转变温度的降低 而升高。这表明下B的强度 比上B高。高碳合金钢的等 温淬火也表现出相同的规律。 2021/2/2141 2）影响B强度的因素 BF条或片的粗细 如将B条或片的大小看作B的晶粒,则 可用Hall-Petch关系式估算B的强度。即BF的晶粒直径愈小,则其 强度愈高,这是因为晶粒愈小,晶界愈多。B条或片的大小主要取 决于B形成温度。 B形成温度愈低, 则BF条或片的尺 寸愈小。所以也 可以说B的强度 决定于形成温度, 形成温度愈低, B的强度就愈高。 碳化物的尺寸大小与弥散度 合金中的第二相质点与位错的交互 作用可以使合金强度提高。根据弥散强化的机理,碳化物的颗粒直 径愈小,数量愈多,对强度的贡献愈大。 2021/2/2142 固溶强化和位错强化 B的强化主要是细晶强化 和碳化物的弥散强化。碳和合金元素的固溶强化及 位错亚结构的强化也有相当的作用。随B形成温度 的降低,BF碳的过饱和度及位错密度均