（材料物理与化学专业论文）低碳贝氏体钢组织细化及力学性能的改善.pdf

阳北i ：业人学硕十学位论文 摘要 针对贝氏体钢的强度已得到大幅度提高，但韧性的改善不够理想的现状。本文 通过大量的试验研究分析，对系列低碳、超高强度贝氏体钢( l c u h s b s ) ，通过联 合使用硅、锰、镍等合金元素并有效地控制相变温度、冷却速率与回火参数，得 到组织细化，强韧配合优化的新的贝氏体钢种。 利用原子力显微镜( a f m ) 、扫描电子显微镜( s e m ) 、透射电子显微镜( t e m ) 、 高倍透射电子显微镜( h r t e m ) 等分析并测试了贝氏体钢的显微组织与晶粒尺寸， 采用x 射线衍射和磁性分析法测量a r 的体积分数，分别在a g 一2 5t a 万能材料试 验机及j b 一3 0b 冲击试验机上进行拉伸变形及a k v 的测定。结果表明： ( 1 ) 对系列低碳超高强度贝氏体钢，通过添加硅、锰、镍等合金元素并有效地 控制相变温度、冷却和回火参数，不仅b f 的含碳量过饱和，而且由于位错的运动 导致了超细晶粒的形成。 ( 2 ) 对低碳超高强度贝氏体钢，加入适当的硅元素能完全抑制脆性渗碳体的析 出，这对改善钢的韧性非常有利。 ( 3 ) 通过有效地控制相变温度、冷却速率与回火参数等，将钢中超细晶粒尺寸 细化到1 8n l n 以下并增加了铁索体与a r 间的边界面积，结果抗拉强度提高3 0 0 m p a 。 ( 4 ) 不仅b f 的含碳量过饱和，而且钢的显微组织显著细化。所有这些确保了 新研制的系列贝氏体钢有更佳的强韧性配合。 ( 5 ) 新提出的相变、冷却与低温回火工艺不仅消除了残余内应力，而且通过增 加a 。的含碳量大幅度改善其稳定性。与同强度的高级马氏体钢及相近强度的贝氏 体钢相比，冲击吸收能k v ) 提高三倍以上。 ( 6 ) 在a 。薄膜弥散分布方面，其方向上的弥散分布是一个不可忽视的重要因 素，同时a r 膜的长度较小( 野i x m ) ，是成倍提高冲击吸收能的熏要原因。 ( 7 1 由于钢中不存在碳化物和不稳定的块状a r ，且a r 只以薄膜形式出现，进 一步改善了钢的强韧性结合。又实验发现的b f 板条中存在切变单元和其内部的胞 状结构( 即超细品粒) 两代晶粒，与最新的理论分析结论相一致。 此外还讨论了改变奥氏体化温度和奥氏体化时间对贝氏体转变和贝氏体组织 形态产生影响，以及贝氏体铁素体的形貌。 关键词：贝氏体板条，切变单元，超细晶粒，残余奥氏体膜，力学性能 曲- i l ：【业大学硕十学位论文 a b s t r a c t n o w , t h ei n d u s t r yo fs t e e li sc o n f r o n t e dw i t ht h ec o n d i t i o nt h a tt h es t r e n g t ho fs t e e l s i se n h a n c e dg r e a t l y , b u tt h et o u g h n e s si sn o ti m p r o v e dm u c h i no r d e rt os o l v et h i s i n c o n s i s t e n c y , t h i sp a p e rh a s d o n e m a n ye x p e r i m e n t s a n d r e s e a r c h e s t h r o u g h j u d i c i o u s l yu s i n gt h es i l i c o n ，m a n g a n e s ea n dn i c k e la sa l l o y i n ge l e m e n t sa n de f f e c t i v e l y c o n t r o l l i n gt r a n s f o r m a t i o nt e m p e r a t u r e ，c o o l i n gr a t ea n dt e m p e r i n gp a r a m e t e r sf o ra s e r i e so fl o wc a r b o nu l t r a - h i g hs t r e n g t hb a i n i t es t e e l s ( l c u h s b s ) ，w eg e tan e w t y p e o f s t e e lt h a th a st h ee x c e l l e n tc o m b i n a t i o no f s t r e n g t ha n dt o u g h n e s s t h em i c r o s t m c t u r ea n dt h eg a i ns i z ei sa n a l y z e da n dm e a s u r e db ya f m 、s e m 、t e m 、 h r t e m t h ev o l u m ef r a c t i o no fa rw a sd e t e r m i n e db yt h ex r a yd i f f r a c t i o na n d m a g n e t i ca n a l y s i sf o ro b t a i n i n gt h es m a l l e rm e a s u r e m e n te r r o r t h es t r e t c hs t r a i na n d i m p a c te n e r g ya b s o r p t i o nw e r em e a s u r e dw i t ha na g 2 5t au n i v e r s a lt e s t i n gm a c h i n e a n daj b 一3 0 bi m p a c tt e s t i n ga p p a r a t u s ，r e s p e c t i v e l y r e a u l t ss h o w ： ( 1 ) t h r o u g hj u d i c i o u s l yu s i n gt h es i l i c o n ，m a n g a n e s ea n dn i c k e l a st h ea l l o y i n g e l e m e n t sa n d e f f e c t i v e l ys e l e c t i n g t h et r a n s f o r m a t i o n t e m p e r a t u r e ，c o o l i n g a n d t e m p e r i n gt e c h n i q u e s 2f o ras e r i e so fl o wa l l o yu l t r a - h i g hs t r e n g t hb a i n i t i cs t e e l s ( u h s b s ) ，n o to n l y i st h ec a r b o nc o n t e n to fb f s u p e r s a t u r a t e ，b u t a l s ot h e m i e r o s t r u c t u r eo fu h s b sh a sb e e no b v i o u s l yr e f i n e dm e a n so ft h ed i s l o c a t i o nm o t i o n d u r i n gt h ec o n t i n u o u sc o o l i n ga n dt e m p e r i n g ( 2 ) a d ds i l i c o nt ot h eu h s b sa st h ea l l o y i n ge l e m e n t sa n dc o n t r o li t sq u a n t i t y , t h e s e p a r a t i n g o ft h ec e m e n t i t ew i l lb et o t a l l yr e s t r a i n e da n di ti sb e n e f i c i a lt ot h e e n h a n c e m e n to f t h et o u g h n e s s ( 3 ) t h r o u g he f f e c t i v e l ys e l e c t i n g t h et r a n s f o r m a t i o n t e m p e r a t u r e ，c o o l i n g a n d t e m p e r i n gt e c h n i q u e sf o ras e r i e so f u h s b s ，t h es u b - g r a i ni sr e f i n e dt o1 8 n mo rs m a l l e r a n dt h eb o u n d a r yb e t w e e nf e r r i t ea n da rg r o w s f o rt h i s ，t h es t r e n g t hi n c r e a s e s 3 0 0 m p a ( 4 ) n o to n l yi st h ec a r b o nc o n t e n to fb fs u p e r s a t u r a t e ，b u ta l s ot h em i c r o s t r u c t u r eo f u h s b sh a sb e e no b v i o u s l yr e f i n e dm e a n so ft h ed i s l o c a t i o nm o t i o nd u r i n gt h e c o n t i n u o u sc o o l i n ga n dt e m p e r i n g ，t h i si sr e s u l tt h a tt h eo b d u r a b i l i t yo fu h s b si s b e t t e r ( 5 ) t h es t r e s si se l i m i n a t e db ye f f e c t i v e l ys e l e c t i n gt h et r a n s f o r m a t i o nt e m p e r a t u r e ， c o o l i n ga n dt e m p e r i n gt e c h n i q u e sa n dt h es t a b i l i t yo fa ni si m p r o v e db yi n c r e a s i n gi t s c a r b o nc o n t e n t c o m p a r e dw i t ht h em a r t e n s i t es t e e lw i t ht h es a m es t r e n g h ，t h ei m p a c t i i a b s t r a c t e n e r g ya b s o r p t i o n k v ) o f t h eb a i n i t es t e e li st r i p l e d ( 6 ) t h el e n g t ho fa rf i l m si sl i u l e ( 兰6 岬1 ) a n dt h i si st h ei m p o r t a n tr e a s o no f e n h a n c i n gt h ei m p a c te n e r g ya b s o r p t i o ng r e a t l y ( 7 ) t h e r ea r e r t tc e m e n t i t ea n db u l k ya , l e a so fa r i nu h s b s ，a n dt h ea ae x i s ta sf i l m s a n dt h es t e e lh a st h eb e t t e rc o m b i n a t i o no f s t r e n g t ha n dt o u g h n e s s i na d d i t i o n ，t h ei m p a c tt ot h eb a i n i t et r a n s f o r m a t i o na n dt h em i c r o s t r u c t u r eo f u h s b sw h e nc h a n g i n gt h et e m p e r a t u r ea n dt h el e n g t ho ft i m ed u r i n gt e m p e r i n g ，a n d t h ea p p e a r a n c eo ff e r r i t ea r er e s e a r c h e d ，r e s p e c t i v e l y k e y w o r d ：s h e a fo f b a i n i t i cl a t h ，s h e a ru n i t ，s u p e r - t h i ng r a i n ，f i l mo fr e t a i n e da u s t e n i t e m e c h a n i c a lp r o p e r t y 西北工业大学 学位论文知识产权声明书 本人完全了解学校有关保护知识产权的规定，即：研究生住校攻读学位期间论文【作的 知识产权单何属r 曲- i ki ：业人学。学校有权保留并向国家有关部门或机构送交论文的复印什 利电子版。本人允许论文被查阅和借阅。学校可以将本学位论文的全部或部分内容编入有关 数据库进行检索，可以采用影印、缩印或扫描等复制手段保存和汇编本学位论文。同时本人 保证，毕业后结合学位论文研究课题再撰写的文章一律注明作者单位为尚北工业大学。 保密论文待解密后适j _ 1 本声明。 学位论文作者签名：擅 】叼年- 7 月? d 日 指导教师签名碰 加一7 年 月7 0 l e 西北工业大学 学位论文原创性声明 秉承学校严谨的学风和优良的科学道德，本人郑重声明：所薯交的学位论文，是本 人在导师的指导r 进行研究l ：作所取得的成果。尽我所知，除文中已经注明引用的| i 容 和致谢的地方外，本论文不包含任何其他个人或集体己经公开发表或撰写过的研究成果， 不包含本人或其他已中请学位域其他用途使用过的成果。对本文的研究做出重要贡献的 个人和集体，均己在文中以明确方式表明。 本人学位论文与资料若有不实，愿意承担一切相关的法律责任。 学位论文作者签名：泣 2 岬彤月j 口日 两北 业人学硕十学侍论文 第一章绪论 对钢中贝氏体的研究已有半个多世纪，自从二十世纪三十年代，d a v e n p o r t 和 b a i n 1 】首次在钢中发现这种奥氏体中温转变的针状产物。六十多年来，它以与高温 区的铁素体珠光体相变和低温区的马氏体相变间的异同性，以及其本身纷繁复杂 的特征，吸引着国内外从冶金学到物理学的芸芸学子对其孜孜不倦的探求。尽管 在相变机制上仍存在有不同观点，但这种组织在工程中的应用已显示出非常明显 的优越性，各种贝氏体钢研制成功并应用于实际生产。 近期，贝氏体钢的强度已得到大幅度提高，甚至达到1 0g p a 量级【2 3 1 ，不足之 处是韧性的改善不够理想。业已报道的盯庐1 7 0 0 m p a 级别的贝氏体钢a k v = 5 8j 1 4 j 。 增加钢中渗碳体的含量会提高其强度，但引起韧性的降低。为增加低碳、超高强 度贝氏体钢的韧性，人们在满足抗拉强度设计目标前提下不断地进行着优化强韧 性结合的研究。迄今为止，尽管已研制出多种新型的低合金超高强度贝氏体钢 ( l u h s b s ) ，且其韧性有一定程度的改善，但提高幅度并不明显【5 一。 本文将着重系统地研究l u h s b s 的化学成分、相变温度、连续冷却和回火参 数对残余嗅氏体( a r ) 的含碳量和稳定性、常规力学性能和冲击吸收能( a k v ) 的影响， 用扫描电子显微镜( s e m ) 、透射电子显微镜( s t m ) 和原子力显微镜( a f m ) 等分析手 段观察贝氏体板条( b f ) 和a r 的精细结构，探索b f 中存在两种新微观单元组织形 貌及这些规则单元空间方向的排列方式。在此基础上，讨论并总结了u m s b s 的 微观结构与机械性能之间的关系。 1 1 铁碳合金的基本组织 1 1 1 铁素体 碳溶解于a f c 和6 一f e 中形成的固溶体称为铁素体( f e r r i t e ) ，其显微组织见 图1 1 ，用、6 或f 表示，由于6 一f e 是高温相，因此也称为高温铁素体。铁素体 的含碳量非常低( 室温下含碳仅为o 0 0 5 ) ，所以其性能与纯铁相似：硬度( h b 5 0 8 0 ) 低，塑性( 延伸率6 为3 0 0 一5 0 ) 高。 1 1 2 奥氏体 碳溶解于y f e 中形成的固溶体称为奥氏体( a u s t e n i t e ) ，用y 或a 表示。具有 面心立方晶体结构的奥氏体可以溶解较多的碳，1 1 4 8 时最多可以溶解2 1 1 的 碳，到7 2 7 时含碳量降到o 8 。奥氏体的硬度( h b l 7 0 2 2 0 ) 较低，塑性( 延伸率6 为4 0 0 0 - - 5 0 ) 高。奥氏体的显微组织见图1 2 ，图1 3 表示碳原子存在于面心立方 第一章绪论 晶格中正八面体的中心。 图卜1 铁素体显微组织图卜2 奥氏体的显微组织 图1 - 3 碳在? - - f e 晶格中的位置 图卜4 渗碳体的晶格 1 1 3 渗碳体 渗碳体是铁和碳形成的化合物，含碳量为6 6 7 ( 有些书上为6 6 9 ) ，具有复 杂的晶体结构( 图1 4 ) ，熔点为1 2 2 t c 。渗碳体硬度极高( 8 8 8 0 0 ) ，塑性几乎等于0 ， 是硬脆相。在一定条件下，渗碳体可以分解而形成石墨状的自由碳：f e 3 c - , 3 f e + c ( 石墨) 。这一过程对于铸铁和石墨钢具有重要意义。 1 1 4 珠光体 珠光体是过冷奥氏体在a l 温度以下的共析转变产物，是铁素体和渗碳体组成 的机械混合物，强度、硬度、塑性、韧性介于两者之间。通常根据渗碳体的形态 不同，把珠光体分为片状珠光体、粒状( 球状) 珠光体和针状珠光体。 1 1 5 莱氏体 a 与f e 3 c 混合物硬度高，塑性差。 2 西北j 。业人宁硕十学位论文 1 2铁碳合金状态图 1 2 1 铁碳合金相图 p 拦 赠 1 2 2状态图主要点线 主要点： 主要线： a b c d 线 c ( ) 图1 - 5f e f e 3 c 合金相图 特性点温度含义 a1 5 3 8 纯铁熔点 c1 1 4 8 共晶点 d1 2 2 7渗碳体熔点 e1 1 4 8 c 在v - f e 中最大溶解度 g 9 1 2 纯铁的同互异晶转变点 p7 2 7c 在a f e 中最大溶解度 s7 2 7共析点 q 室温室温时c 在a f e 中最大溶解度 3 第一章绪论 液相线，液相冷却至此丌始析出，加热至此全部转化。 a h j e c f 线 固相线，液态合金至此线全部结晶为固相，加热至此开始转化。 g s 线 a 3 线，a 开始析出f 的转变线，加热时f 全部溶入a 。 e s 线 a c m 线，c 在a 中溶解度曲线。 e c f 线 共晶线，含c 量2 1 1 6 6 9 至此发生共晶反应，结晶出a 与f e 3 c 混合物，莱 氏体。 p s k 线 共析线，含c 量在o 0 2 1 8 6 ，6 9 至此反生共析反应，产生出珠光体。 1 3 共析钢、亚共析钢、过共析钢 1 3 1 共析钢 从反映钢的组织结构与钢的含碳量和钢的温度之间关系的铁碳平衡状态图上 可见，当碳的含量正好等于0 7 7 时，即相当于合金中渗碳体( 碳化铁) 约占1 2 ， 铁素体约占8 8 时，该合金的相变是在恒温下实现的。即在这种特定比例下的渗 碳体和铁素体，在发生相变时，如果消失两者同时消失( 加热时) ，如果出现则两者 又同时出现，在这一点上这种组织与纯金属的相变类似。基于这个原因，人们就 把这种由特定比例构成的两相组织当作一种组织来看待，并且命名为珠光体，这 种钢就叫做共析钢。即含碳量正好是o 7 7 的钢就叫做共析钢，它的组织是珠光体。 1 3 2 亚共析钢 常用的结构钢含碳量大都在0 5 以下，由于含碳量低于0 7 7 ，所以组织中 的渗碳体量也少于1 2 ，于是铁素体除去一部分要与渗碳体形成珠光体外，还会 有多余的出现，所以这种钢的组织是铁素体+ 珠光体。碳含量越少，钢组织中珠光 体比例也越小，钢的强度也越低，但塑性越好，这类钢统称为亚共析钢。 1 3 3 过共析钢 工具用钢的含碳量往往超过o 7 7 ，这种钢组织中渗碳体的比例超过1 2 ，所 以除与铁素体形成珠光体外，还有多余的渗碳体，于是这类钢的组织是珠光体+ 渗 碳体。这类钢统称为过共析钢。 4 西北工业人学硕七学侍论文、 1 4 低碳微合金钢的发展 1 4 1 低碳贝氏体钢的发展概述 微合金钢得到发展的一个很重要的原因是相对其它用量较大的合金元素，采 用n b 、v 等微合金元素在同样提高性能的前提下更经济。同时由于微合金化提高 了钢的强度，因此可以采用低c 含量，使钢更具有可焊性。另一方面，早年p e t c h 在 有关晶粒尺寸与强度关系上的重大发现，为微合金钢的发展奠定了物理冶金学基 础。 低碳贝氏体钢是近二十年来国际上发展起来的一大类高强度、高韧性、多用 途新型钢种1 7 1 。在原有的高强度微合金钢的基础上，这种钢大幅度地减少了碳含量 ( o 0 5 w t ) ，彻底消除了碳对贝氏体钢韧性的损伤，得到极细的含有高密度位错的 贝氏体基体组织。钢的强度不再依赖碳的含量，而是主要依靠细化晶粒强化，位 错强化，以及v 、n b 、t i 等微合金元素的析出强化，从而使这类钢表现出高强度、 高韧性，以及优良的野外焊接性能和抗氢致开裂能力【s i 。 1 4 2 低碳贝氏体钢中微合金元素的作用 由于低碳贝氏体钢c 含量较低( 一般小于o 0 5 ) ，因此一般采用微合金化结 合控制轧制和控制冷却技术来获得极细的组织以实现强化。已有工作 9 - 1 1 表明，v 、 n b 、t i 、c u 、b 等作为微合金元素得到了普遍研究与应用，其主要作用有以下几 方面：( 1 ) 析出强化；( 2 ) 影响热轧时再结晶；( 3 ) 正火时细化晶粒；( 4 ) 高温奥氏体化 时阻碍晶粒长大以及影响冷却时相变温度等。主要微合金元素n b ，t i ，v 均是通过 细化晶粒和沉淀强化提高强度，但每种元素的作用机理及强化程度不同。n b 具有 最强的晶粒细化效果，而v 具有最强的沉淀强化效果，t i 介于上述两者之间。 n b 的晶粒细化效果与其碳氮化铌的析出延迟奥氏体再结晶密切相关。用0 0 3 左 右的n b 可将完全再结晶所需的最低温度提高到9 5 0 左右，从而可显著降低控 轧对轧机负荷的要求【挖l 。t i 在连铸冷却条件下生成弥散的t i n 颗粒，由于它的 表1 - 1n b ，t i v 微合金元素的作用【1 3 】 帅h ? ”譬“l l m w ” “登。= 4 m m d 町s 吣“q。鼍竺“- # h竺4 竺 g t b “k 啦。= qh 珥h 她椭k q = 盘, a k r h o l 啦鼍 vw v c wv mi c o c n m 1 n 0 1 7 1 11 m * c l l l nl n nt i c 一一 氍t r l 1 i 熔点很高，在焊接热影响区能显著抑制晶粒长大，加微量t i ( 0 0 2 ) 能显著改善 热影响区的韧性。微合金元素的复合加入的整体效应被证明比单个元素效应的简 第一章绪论 单加和大得多，这罩要考虑元素之间的相互作用【1 3 l 。表1 1 综述了微合金元素n b ， t i ，v 的各类作用。 贺信莱等人【1 2 】系统地研究了微量n b 在新一代超低碳贝氏体钢中的作用。 ( 1 ) n b 明显扩大了钢种控轧时的非再结晶区温度范围，保证了奥氏体基体中 的畸变积累，促使贝氏体转变的形核数大幅度增加，细化组织，提高了钢的综合 性能。 ( 2 ) 微量n b 、b 、c u 等元素的综合加入，大大加速了高温变形后的应变诱导 析出，析出物能明显稳定变形奥氏体中的位错结构，并阻止新相组织长大。这些 被析出物稳定的位错结构在贝氏体相变过程中能基本整体被继承，从而大幅度提 高了贝氏体中位错密度，保证了超低碳钢的高强韧性。 ( 3 ) 在新发展的弛豫一析出控制相变( r p c ) 技术中，微量n b 是形成有一定取向差 的稳定的多边形胞状亚结构的必要条件，同时大颗粒的n b 析出物是贝氏体相变前 形成晶内针状铁素体( 或粒状贝氏体条带) 的有利位置。 ( 4 ) 焊接过程中，n b 、b 原子的偏聚及析出可以阻止加热时奥氏体晶粒的粗化， 并保证焊接后得到精细的热影响区组织。 ( 5 ) n b 、c u 、b 等元素有强烈的相互作用，它们的联合加入可以大幅度地改变 钢的相变温度，保证贝氏体相变在更低温度下进行，最终实现超细组织的形成。 1 4 3 微合金钢中微合金元素的溶解与析出行为 每种微合金元素在钢中的用量一般在0 1 w t 以下，其固溶强化效应是微不足 道的。微合金元素主要通过与钢中的碳、氮发生反应，形成纳米尺度的碳氮化物 析出颗粒来发挥作用。虽然微合金元素n b 、t i 、v 、z r 等都是强碳化物形成元素， 但在热力学预言的析出温度，其析出过程是非常缓慢的，往往需要百秒以上的形 核孕育时间。应变可以大大加速微合会元素碳氮化物的析出过程，使其形核孕育 时问缩短至1 0 秒以内。w j l i u 等【1 4 】的工作表明，应变诱导析出过程加快的原 因在于变形过程产生的大量位错是析出相非均匀形核的有利位置。他们将整个析 出过程划分为三个阶段，即( 1 ) 微合会元素向位错线非平衡偏聚；( 2 ) 析出颗粒在位 错线上形核长大并钉扎位错；( 3 ) 析出颗粒粗化，位错通过热激活逐步摆脱析出颗 粒的钉扎。由此，他们提出通过测量变形奥氏体的应力弛豫曲线来探索析出颗粒 对位错运动和静态回复过程的阻碍作用，并进而确定析出发生发展过程的系统方 法。 钢中微合金元素仅当在适当的时机发生析出时才能高效率地发挥作用，为此， 需要这些元素在此之前充分固溶。聂文金等【】发现，即使在远远高于碳氮化铌热 力学溶清温度的1 3 0 0 等温，钢中碳氮化铌析出相的溶解过程也是非常缓慢的， 至少需要2 0 分钟才能溶清应变诱导析出颗粒，而完全溶解凝固时析出的大颗粒 6 西北一f ：业人学硕士学位论文 碳氮化铌，需要等温4 , b 时以上；当钢中含钛时，即使在1 3 0 0 等温4 8 小时也不能 使析出颗粒完全回溶，这显示了元素间相互作用的重要性。 苑少强等 1 6 1 发现，在合金元素m o 与( n b ，t i ) ( c ，n ) 之间也存在强烈的相互作用， 导致( n b ，t i ，m o ) ( c ，n ) 的出现，它维持0 q b ，t i ) ( c ，n ) 的晶体结构，但使晶胞尺寸发 生微小变化，而在同样外界条件下，若无铌、钛存在，钼是不能析出的。他们还 发现： ( 1 ) 变形奥氏体中的离散位错和位错胞界都可以作为碳氮化铌析出的优选位置，析 出明显阻碍变形奥氏体的回复进程； ( 2 ) 已经发生析出的变形奥氏体转变而成的贝氏体在重加热等温时，其中会发生铌 的进一步脱溶，而原有析出颗粒的长大和在贝氏体中的重新形核是其中两个相互 竞争的过程。 1 5 贝氏体的相变机制 r o b e r t s o n ( 1 9 2 9 年) 以及d a v e n p o n 和b a i n ( 1 9 3 0 年) 首先发现钢在中温相变的 产物具有独特的组织形态，当时称为针状屈氏体。b a i n 及其合作者于1 9 3 9 年，在美 国联邦钢公司的k e a r n y 实验室( 后改称b a i n 实验室) 第一次正式印成放大一千倍的 贝氏体显微组织照片。直至多年以后( 四十年代下叶至五十年代初) ，为了纪念e c b a i n 的功绩，才将奥氏体在珠光体温度以下，马氏体成形温度以上，经等温或连续 冷却分解所形成的组织，命名为贝氏体以代替屈氏体的旧名。当时在光学显微镜 下见到钢中下贝氏体组织酷似中、高碳钢中回火马氏体组织，认为贝氏体是由马 氏体经等温回火后产物。钢件经贝氏体等温淬火，可以增加韧性，减少变形和裂 纹【1 7 1 。四十年代后期空冷贝氏体钢的问世，促使钢中贝氏体相变研究蓬勃发展， 从贝氏体的形态、相变动力学、晶体学和热力学诸方面进行了不少工作，进而对 贝氏体的形成提出了多种机制，但至今尚无统一的认识t l a j 9 l 。在贝氏体相变的本 质研究上存在较大的学术分歧，其争论的焦点是：贝氏体相变是按照类似马氏体 相变的切变方式进行，还是象一般的扩散型相变那样通过单个原子的热扩散方式 进行【2 0 l 。其所争论的问题有：( 1 ) 共格切变与贝氏体铁素体中过饱和c 原子的关系， 即共格切变是否一定要借助于a f e 的过饱和状态。( 2 ) 贝氏体铁素体长大速率较 低的原因是相变的扩散性，还是a 切变长大的亚单元不连续形成。( 3 ) 贝氏体铁素体 所显示的表面浮凸是否可作为马氏体型切变相变的判据之一。 1 5 1 切变理论 贝氏体相变在许多方面和马氏体有相似之处，所以许多学者，包括b a i n 2 1 1 认 为贝氏体相变在本质上与马氏体相似。较完善的贝氏体切变理论始于柯俊等。他 7 第一章绪论 们首先观察到贝氏体相变进行时，在试样抛光过的自由表面上，已相变区和相邻 的未相变区产生表面浮凸，浮凸的类型与马氏体相变所伴随的浮凸类型相同，均 属不变平面应变型，认为贝氏体相变可能按与马氏体相似的转变机制进行。随后 c h r i s t i a n t 2 舶，o b l a c k 2 3 1 等，h e h e m 锄【2 4 】，b h a d e s h i a l 2 5 等进一步发展了该理论，我国 学者康沫狂【2 6 1 、俞德刚等也支持切变理论。 切变理论的主要观点是【1 7 】：栩变鲥矧，卉过冷魁叹体内袋此贫澎f x 域，4 温 滋缓糕li 嚣切受泓瞧瓦，因而暖氏体 玎以遵过绦j ，队列式协调傍移完液 l 丽心 赢力创体心步彦f 域j 知0 形方) 瓣点翻切曼转，跫，i 氐协玖累伟睁先软变成孛受。睚氏 佛欲化物切变形核再，将俏助只格f 或亨j 格) 羿翔的浆此r 滑动防豹协凋辽移进行 切曼 ：久。融此 ，】_ 魁，镣按掣琢f f | ，j t i 陋切变过挂是拧喇p l 氏“铁索份k 人动力 学的 ：馁吲裘。 但对碳在贝氏体铁素体长大过程中的行为，切变学派内部存在两种的观点【1 9 】。 其一认为，由于在贝氏体相变区域内，贝氏体相变驱动力( 包括形核和长大) 很大， 因而置换型原子的点阵重组可以通过点阵切变的方式进行。其切变速度高于碳在g t 或y 相内的扩散速度，导致碳在新生贝氏体铁素体内过饱和。即在贝氏体相变过程 中，碳原子不发生任何扩散。另一种观点认为 2 0 1 ：尽管贝氏体铁素体形成过程的 实质是置换原子的点阵切变重组过程，但在铁素体点阵重组的同时，伴随着碳原 子的扩散。甚至碳原子的扩散速度( 后者取决于等温温度和合金成分) 直接决定贝氏 体的组织形态。即：由于相邻铁素体间残余奥氏体内碳含量的逐渐增加，因而导 致碳化物可能在铁素体片间析出，形成典型的上贝氏体组织。温度较低时，碳的 扩散速度较慢，只有少量的碳扩散进入奥氏体内，而大量的碳过饱和进入贝氏体 铁素体内，在等温或者随后的冷却过程中，再以碳化物的形式析出，从而形成碳 化物存在于下贝氏体铁素体内部的典型的下贝氏体组织。 1 5 2 扩散控制台阶长大机制 贝氏体相变的扩散控制台阶长大理论源于气一固，液一固相变的台阶机制。 该理论f l q a a r o n s o n 于1 9 6 2 年提出，他认为【2 7 】贝氏体片从母相析出时，其宽面( 台面) 上存在可长大的台阶，称生长台阶；台阶的台面平行于宽面，阶面具有半共格属 性。台阶的台面又由结构台阶，不适配位错和完全共格区组成1 2 8 1 。阶面结构台阶 及不适配位错的作用一致。即只要满足能量条件，阶面不适配位错可被结构台阶 代替，反之亦然。生长台阶阶面迁移过程，实质上是通过置换型原了的热激活无 规则运动来完成原子由母相向新相跨越阶面的传输过程。 1 5 3 中间观点 贝氏体相变理论还存在其它观点，主要特征是尽力调和切变和扩散理论之间 的对立看法，因此称之为中间观点，如国内学者王世道等提出的类平衡切变长大 两北j 业人学硕十学俯论文 模型或位移一扩散藕合相变机制1 2 9 ，3 0 1 。中间观点认为上、下贝氏体可能通过不同 的相变机制进行，即相变温度较高时，贝氏体按扩散机制进行长大；而在接近m s 温度时，铁素体切变长大。此外，还有学者认为，魏氏组织铁素体、上贝氏体、 下贝氏体和板条马氏体是过冷奥氏体的连续分解产物。 需要指出，中间理论在解释贝氏体相变的诸多试验现象时，尽管克服了单一 理论的某些困难，但同时又面l 临切变和扩散所面临的所有问题。 1 5 4 学派争论焦点及其分歧 历史上，贝氏体相变切变、扩散两大学派曾进行多次的学术争论，这种争论 迄今为止仍在进行。争论内容几乎涉及贝氏体相变的各个方面。主要包括：贝氏 体定义、铁素体长大机制、碳化物来源、魏氏组织铁素体的楔形状态、魏氏组织 铁素体奥氏体的界面结构、界面迁移机制、表面浮突、溶质拖曳及类拖曳效应和 台阶机制模型等。 关于贝氏体的定义，目前主要存在以下三种：显微组织定义( g m d ) 、相变整 体动力学( o r k ) 和表面浮突。 显微组织定义( g m d ) 基于相变机制考虑，认为贝氏体是铁素体和碳化物组成 的非成片共析分解产物。最早的研究者认为，贝氏体由魏氏体铁素体组织及其内 部存在的必不可少的碳化物组成。随后，该理论被发展成为：共析相变过程形成 的任何非成片产物，即贝氏体由析出相0 t 及b 相组成。二者协调长大成珠光体，竞 争长大演化成贝氏体。 相变整体动力学( o r k ) 定义基于过冷奥氏体转变的c 曲线的形态，认为t ”l 贝氏 体相变具有自己独立的c 曲线，通常在共析转变温度以下、马氏体转变温度以上( 甚 至以下) 进行。贝氏体相变为变温相变，其c 曲线的上限温度被定义为b s ，温度接 近b s 温度时，贝氏体的转变量急剧下降，甚至相变停滞。显然o r k 定义认为，转 变不完全性是贝氏体相变的本质特征之一。 表面浮突( s r d ) 定义【3 2 】将贝氏体从广义定义为马氏体转变温度以上( 甚至以下) 形成的、在自由表面伴随不变平面应变型浮突的片状相。 l 、转变的不完全性 切变理论认为贝氏体相变按照切变方式进行。相变过程中，伴随可滑移界面 的不断推移，界面处应变能不断增加，最终导致相变驱动力低于切变所需的最小 值，贝氏体相变停滞。扩散理论认为，转变不完全性是由溶质拖曳和类拖曳效应 引起的i j 。 2 、表面浮突效应的特征及实质 表面浮突效应被认为是马氏体转变的最主要特征之一。但是，并非所有伴随 表面浮突效应的相变都是马氏体相变。马氏体相变伴随的表面浮突必须为不变平 9 第一章绪论 面应变型( i p s ) ，并且完全满足马氏体相变晶体学表象理论( p t m c ) 。但是，贝氏体 相变伴随的表面浮突与马氏体相变具有较大的差别。 3 、相变产物晶体学 根据不同的文献 2 0 , 3 2 所报道的相变产物的晶体学差异表明，下贝氏体的碳化 物和回火马氏体的碳化物不同，前者与基体之间具有无理位相关系。 4 、贝氏体铁素体的初始碳含量 贝氏体铁素体的基本碳含量也是扩散与切变两大学派所争论的焦点之一，因 为贝氏体铁素体的初始碳含量与其形成机制密切相关。但是有结果表明【3 4 】贝氏体 铁素体含有过饱和碳。而又有文献【2 0 】称：上贝氏体铁素体中碳含量接近热力学平 衡或准平衡浓度，即贝氏体铁素体并不含过饱和碳。 5 、贝氏体铁素体中脊 贝氏体铁素体中脊最早被认为与不变应变相对应，反应贝氏体相变的切变特 征。但是忽略了这样一个实验事实：马氏体中脊线通常出现在孪晶型马氏体片条 内，中脊线是最先形成的，中脊线的奥氏体晶面就作为惯习面，在中脊的两侧可 以观察到对称分布的孪晶亚结构。 6 、下贝氏体碳化物的来源及形成基理 切变理论认为【3 5 】：与回火马氏体相似，下贝氏体中的特殊排列的碳化物析出 自过饱和铁素体片条内部。但是，前者多呈同位相、多组态魏氏体组织型交叉分 布；而后者近似与长轴呈5 5 6 0 度夹角单向平行排列。 扩散学派较系统的研究【19 】表明：下贝氏体碳化物可以呈现以下几种析出状态： 1 、碳化物存在于铁素体亚单元之间的奥氏体内部，或存在于铁素体亚片条内 部；或者首先自亚片条内亚单元间的奥氏体薄膜内析出，但由于亚单元继续长大 而将碳化物包围，从而导致贝氏体碳化物包含在铁素体内部的实验现象。 2 、碳化物在贝氏体铁素体片条宽面上巨型台阶前沿a 丫界面t 一侧析出在贝氏 体基体内部长大。 3 、碳化物在铁素体片条宽面附近的残余奥氏体内部析出。 4 、碳化物在铁素体片条内部析出。 1 6 钢铁材料的强化 钢铁材料的强化机构可分为以下几种类型：1 ) 晶界强化；2 ) 固溶强化；3 ) 位错 强化；4 ) 沉淀和弥散强化；5 ) 相变强化；6 ) 调幅分解强化；7 ) 有序化强化等。 1 6 1 晶界强化的原理与分类 晶界分大角度晶界( 位向差大于1 0 0 ) 和小角度晶界( 又称亚晶界位向差最大1 l o 曲北e 业人学硕十学仿论文 - - 2 0 ) 。晶界两边相邻晶粒的位向和亚晶块的原子排列位向存在位向差，处于一种 原子排列不规则的畸变状态。晶界处位错( 原子规则的错排位置) 密度较大，对金属 滑移( 塑性变形) ，位错运动起阻碍作用，即晶界处对塑性变形的抗力较之晶粒内部 为大，使晶粒变形时的滑移带不能穿越晶界，裂纹穿越也更加困难。据资料报导 在室温下，当金属晶粒受外力作用而致断裂时，产生的裂纹几乎都出现在晶粒内 部。可见室温下晶界强度比晶粒内部强度高。上述现象说明晶界起到了阻碍位错 滑移的作用。对金属塑性变形时的位错运动起阻塞作用。基于这个道理，当晶粒 越细，晶界越多，表现阻碍作用也越大，此时金属材料的屈服强度也越高。 1 6 2 固溶强化的原理与分类 固溶强化是利用金属材料内部点缺陷( 间隙原子、置换原子) 对金属基体( 溶剂 金属) 进行强化，它分为两类，即间隙式固溶强化和置换式固溶强化。 ( 1 ) 间隙式固溶强化 有些元素的原子直径很小如c 、n 、h 、b 、o 等，当它们作为溶质元素溶入 溶剂金属( 如f e ) 时，便形成间隙式固溶体。实验证明，溶质与溶剂元素原子直径之 比d m d m 1 ) 造成强化效应，铁基体的屈服强度随同隙原子量的增大而变大。强化增 量和c 原子量的平方根成直线关系。 c 、n 等间隙原子在基体中与“位错”产生弹交互作用当进入刃型位错附近并 沿位错线呈统计分布，则形成所谓“柯氏气团”。在螺型位错应力场作用下c 、n 原子在位错线附近有规则排列就形成所谓“s h o c k 气团。这些在位错附近所形成的气 团对位错的移动起作阻碍和钉轧作用，所以对金属基体产生强化效应。实验证明： c 、n 原子造成的强化增量和温度无关。每增加1 原子百分数的n 可以使基体金属 强化4 5 0 m n m 2 。 ( 2 ) 置换式固溶强化 置换式溶质原子在基体晶格中造成的畸变大都是球面对称的。固溶强化效能 比问隙式原子小( 约小两个数量级) 。这种强化效应称为弱硬化。 形成置换固溶体时溶质原子在溶剂晶格中的溶解度同溶质与溶剂的原子尺 寸、电化学性质等因素密切相关。当原子尺寸愈接近，周期表中位置愈相近，其 电化性质也愈接近，则溶解度便愈大。如晶格类型也相同则可形成无限固溶体( 如 c 1 卜a u ，f e c n 。 由于溶质原子置换了溶剂晶格结点上的原子。当原子直径存在差别就会破坏 第一章绪论 溶剂晶格结点上原子引力平衡，而使其偏离原平衡位置，从而造成晶格畸变。随 着原子直径差别增加，造成的畸变的程度愈大，由此而造成的强化效果更大。在 f e 中加m n 、s i 、n i 、m o 等元素都能造成置换式固溶强化作用。 1 6 3 位错强化原理与基本途径 由现代塑性理论和电镜，x 射线衍射等现代微观测试技术研究证明：( 1 ) 以钢性 塑性滑移计算滑移开始所需临界切应力比实际测定的大几百至几千倍；( 2 ) 晶体中 存在“位错”，在切应力作用下，“位错”会发生迁移。因为迁移距离小于一个原子 间距，所以“位错”移动所需临界切应力小得多。金属晶体中的“位错”是由相 变和塑性变形引起的。位错密度愈高，“位错”运动愈困难。金属抵抗塑性变形 的能力就愈大。表现在力学性能上：金属强度提高，也就是说当造成金属晶体内 部“位错”大量增殖时，金属就表现出强化效果。理论研究同时也说明：制成无 缺陷、几乎不存在“位错”的完整晶体，使金属晶体强化接近理论强度，则会使 金属强化效果表现得更为突出。因此，根据“位错”理论，金属可以有两种强化 途径：( 1 ) 对有晶体缺陷的实际会属，即存在“位错”金属，可以通过位错增殖而 强化；( 2 ) f l i t 成无晶体缺陷的理想金属，使其晶体中几乎不存在“位错”则会属强 化效果更大。 1 6 4 沉淀与弥散强化原理与分类 沉淀与弥散强化就其本质来说，它有两种途径：一是第