材料工程基础讲稿ppt课件

1、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恩金贝氏体相变假说恩金认为：B相变属于M相变性质，由于随后回火析出碳化物而形成B，提出了贫富碳理论假说。贫碳的1富碳的2 1 21+Bc 等温温度高，回火析出碳化物k 过饱和F与碳化物k, 即B 降低点阵弹性畸变能；小比容差V，降低膨胀能；减小应变能等。恩金贝氏体相变假说的成功与不足2 柯俊贝氏体相变假说 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

2、自由焓差；在转变过程中自由焓差可由下式给出： GVGv+S+E (5-4) HLVGHLT0柯俊贝氏体相变假说优缺点 3贝氏体的形成过程1高温范围的转变 由于温度高，初形成的BF的过饱和度很小，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。由于转变温度较高，过冷度较小，新相与母相间的化学自由

3、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。富碳A有可能在继续等温、保温及进一步的冷却过程中变为P，其它类型的B、M， 或者被保留至室温成为残余A。无碳化物B2中温范围的转变 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。界面附近的A，尤其是两F条之间的

4、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。 上 B3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

5、5560o）、排列成行的点状碳化物。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。下B 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，而且也侧向长大。但由于A

6、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。 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

7、析出的方式不同导致组织形态的不同。 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束中一个亚基元的长大过程表明，BF的长大是不连续的、跳跃式的。BF条片依靠不断形成亚基元而长大。每个亚基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，然后通过在其近旁诱发出新核，形成新的亚基元，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

8、切变造成的弹性应变有关，在弹性应变得到松弛后，新的亚基元才得以形成。 1.4%C, 6.1%Mn, 0.97%Mo5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曲线和不同的转变激活能；浮凸不同于M；B碳化物的分布不同于回火M，前者沿着与BF长轴呈5560倾斜的直线规律排列，与相间析出很相近，而后者则在相中均匀分布；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

9、问题。4贝氏体转变的台阶扩散机制 (optional) 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。 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

10、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。 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400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

11、结论。 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，

12、还未得出最后结论。台阶机制认为Bs点是不存在的，因此从热力学计算是一种可行机制；BF台阶的移动速度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曲线的分离仅以界面拖曳效应难以解释；BF中的亚基元如何解释；B碳化物全部自A中析出证据不足等。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

13、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。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，那么可用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

14、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。 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增加，对强度的贡献也随之增加，但上BF由于碳含量低，所以固溶强化对其影响很小。 即影响B强度的几种因素都与B的形成温度有关，并且这些因素都是随着形成温度的降低而作

15、用增强。2贝氏体的韧性 B的韧性与形成的组织密切相关。当组织中上B的数量增多时，冲击韧性降低；当组织中主要为上B时，冲击韧性骤然降低。随着形成温度的降低，组织中下B增加时强度逐渐增加，但韧性并不降低，反而有所增加。这是B组织力学性能的重要特点。 合金组织为单相时，其韧性主要决定于晶粒大小。当有第二相存在时，韧性还与第二相的大小、形状、弥散度和数量有关。因而，可以认为B的韧性也应由BF条或片的大小和碳化物的形态和分布来决定。 进一步的研究还发现，当钢中具有M或B组织时，其韧性主要决定于“有效晶粒直径”。有效晶粒直径一般用“解理小平面或“裂纹断裂单元来表示，它们与组织的条片束大小相对应。 上BF条

16、彼此之间平行排列成束，条与条之间位向差很小，一个板条束可以看作一个有效晶粒，而下BF片彼此之间位向差很大。即：上B的有效晶粒直径小于下B,加之上B的k呈连续分布于BF条间，这就是上B的韧性大大低于下B的主要原因。 空冷B钢 在空冷过程中不可避免会产生上B。为减少上B对性能的不利影响，通常在空冷B钢中加入硅。硅的加入起到阻止上BF条间碳化物的析出，以残余A的形式存在于BF条间。残余A为塑性相，它的存在消除了点、杆状碳化物对韧性的不利影响；同时在外力的作用下形变诱发M产生，为松弛应力集中和裂纹扩展起到有益的影响。这种形态的上B称为准上B。 3B/M复相组织的力学性能 研究表明，在较高的强度水平下，

17、在等强度条件下相比，下B组织的冲击韧性一般要比淬火、回火组织为高。但在高强度或超高强度钢中，B与M相比，B强度低、韧性好，M强度高、韧性低。所以B加M的复相组织的强度和韧性也介于全B和全M组织之间，从而具有较好的强韧性。 同时复相组织也具有低的韧脆转折温度。这是因为复相组织在形成过程中先形成的少量B分割了原A晶粒，从而使随后转变的M束或片的尺寸减小。当解理裂纹扩展时一旦遇到BM界面便会改变方向，使扩展路径加长，增大了裂纹扩展阻力。此外，由于细化了M束或片尺寸，无疑对提高复相组织的强度、韧性是有利的。所以复相组织的强度与全M组织相比，降低并不太显著。 复习思考题复习思考题 贝氏体转变与珠光体转变有哪些共同点和不同点？贝氏体转变与珠光体转变有哪些共同点和不同点？马氏体转变与贝氏体转变有哪些共同点和不同点？马氏体转变与贝氏体转变有