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摘要 针对工业用9 s i c r 钢,通过x 射线衍射分析、金相组织观察研究了奥氏体化后的冷却 速度与贝氏体转变等温时间等因素对贝氏体相变产物显微组织形态的影响,采用透射电 子显微镜观察分析了短时等温获得的上、下贝氏体组织的精细结构。 实验结果表明,当奥氏体化后以2 0 5 0 s 的冷却速度冷至3 8 0 等温5 2 0m i n 获得非 常规上贝氏体组织,其由片条状口相亚单元组成,片条状亚单元的纵向尺寸可达几百纳 米,而宽向尺寸大约几十纳米,晶格呈现膨胀状态,相变具有非完全扩散的特征:而当 奥氏体化后以5 0 7 0 s 冷却速度冷至2 0 0 等温5 2 0m i n 获得非常规下贝氏体组织,透 射电镜下呈现由单一口相组成的片条状,片条的厚向尺寸处在纳米数量级,而长度处于 微米数量级,晶格呈现膨胀状态。 电镜精细结构观察发现,沿非常规下贝氏体纵向存在大体平行的位错亚结构并在纵 向前沿母相中存在层状、间断应变场衬度。该应变场为贝氏体内部的位错亚结构所萌生。 新贝氏体单元正是借助该应变场以切变机制形核,实现贝氏体沿纵向的继续长大,新形 成的贝氏体单元同时以切变机制展宽,实现贝氏体的横向生长。 对于实验用钢,短时等温获得的上、下贝氏体具有相近的显微组织结构特征,但精细 组织结构有所不同。上贝氏体由于形成温度高,生长前沿母相中形成的相变应变场容易 被原子的热振动所松弛,导致纵向生长能力减小。也正由于相变应力场的松弛,贝氏体 的横向展宽能力提高,但贝氏体各处展宽状态不同,进而在贝氏体侧边界易于形成台阶, 其为激发新的贝氏体亚单元条的形成提供条件。 关键词:9 s i c r 钢,冷却速度,短时等温,贝氏体纳米结构,生长机制 a b s t r a c t t h ei n f l u e n c eo fc o o l i n gr a t ea f t e ra u s t e n i t i z a t i o n ,i s o t h e r m a lt i m e a n dt h ec o o l i n gr a t e a f t e ri s o t h e r m a lt r e a t m e n to nt h ep r o d u c t so fb a i n i t et r a n s f o r m a t i o ni n9 s i c rs t e e lh a sb e e n s t u d i e db yt h ex r a yd i f f r a c t i o np a t t e r na n a l y s i sa n dm e t a l l o g r a p h i ca n a l y s i s f i n es t r u c t u r e s o fu p p e ra n dl o w e rb a i n i t ef o r m e dw i t h i ns h o r ti s o t h e r m a lt i m eh a v eb e e no b s e r v e db y t r a n s m i s s i o ne l e c t r o nm i c r o s c o p y t h e e x p e r i m e n t a lr e s u l t ss h o w t h a ti r r e g u l a ru p p e rb a i n i t ec o m p o s e do fs u b p l a t e sw h o s e w i d t hi sa b o u ts e v e r a lt e n sn a n o m e t e r sa n dw h o s el e n g t hi su pt os e v e r a lh u n d r e d sn a n o m e t e r s c a l lb eo b t a i n e dw i t hf a s tc o o l i n gr a t ef r o m2 0t 05 0 sa f t e ra u s t e n i t i z a t i o na n di s o t h e r m a l t i m ef r o m5t o2 0m i n u t e s i r r e g u l a ru p p e rb a i n i t el a t t i c ee x p a n d sa n di t sf o r m a t i o n m e c h a n i s mh a st h ec h a r a c t e r i s t i co fn o n w h o l l yd i f f u s i o nm e c h a n i s m i r r e g u l a rl o w e rb a i n i t e c o m p o s e do f 口m o n o p h a s ec a nb eo b t a i n e dw i t hf a s tc o o l i n gr a t ef r o m5 0t o7 0 sa f t e r a u s t e n i t i z a t i o na n di s o t h e r m a lt i m ef r o m5t o2 0m i n u t e s u n d e rt r a n s m i s s i o ne l e c t r o n m i c r o s c o p y , i ti sm a d eo ft h i np l a t e sw h o s ew i d t hi si nt h eo r d e ro fn a n om a g n i t u d ea n d w h o s el e n g t hi si nt h eo r d e ro fm i c r o nm a g n i t u d e n e p a r a l l e ld i s l o c a t i o ns u b s t r u c t u r ea n di n t e r r u p t e dl a m e l l a rs t r a i nz o n e si nf r o n to ft h e t i po fl o w e rb a i n i t ep l a t eh a v eb e e no b s e r v e db yt r a n s m i s s i o ne l e c t r o nm i c r o s c o p y n e w b a i n i t eu n i t sn u c l e a t eb ys h e a r i n gm e c h a n i s mw i t ht h eh e l po fs t r a i nz o n e sw h i c ha r ef o r m e d i nv i r t u eo fd i s l o c a t i o ns u b s t r u c t u r ei nt h el o w e rb a i n i t e a sar e s u l t ,b a i n i t ec o n t i n u e st og r o w u pa l o n gl o n g i t u d i n a l d i r e c t i o n a tt h es a m et i m e ,n e wb a i n i t es u b u n i t se x t e n d a l o n g t r a n s v e r s ed i r e c t i o nb ys h e a r i n gm e c h a n i s m o p t i c a lm i c r o g r a p h so fu p p e ra n dl o w e rb a i n i t eo b t a i n e db ys h o r ti s o t h e r m a lt i m ea r e s i m i l a r , b u tt h e i rf i n es t r u c t u r e sa r em u c hd i f f e r e n t b e c a u s eo fh i g hf o r m a t i o nt e m p e r a t u r e , t r a n s f o r m a t i o ns t r a i nf i e l di nf r o n to fl o n g i t u d i n a lg r o w t ht i po ft h eu p p e rb a i n i t i cp l a t ei se a s y t 0b er e l a x e d a sar e s u l t ,t h ea b i l i t yo fl o n g i t u d i n a lg r o w t hb e c o m e sw e a k d u et ot h e r e l a x a t i o no ft r a n s f o r m a t i o ns t r a i nf i e l d ,t h ea b i l i t yo ft r a n s v e r s eg r o w t hb e c o m e ss t r o n ga n d l e d g e sw h i c ha r ee a s yt of o r mo no n es i d eo fu p p e rb a i n i t eo f f e r i n gac o n d i t i o nt os t i m u l a t e n e wb a i n i t es u b u n i t k e yw o r d s :9 s i c rs t e e l ,c o o l i n gr a t e ,s h o r ti s o t h e r m a lt i m e ,n a n o s t r u c t u r e db a i n i t e , g r o w t hm e c h a n i s m 独创性声明 本人声明所呈交的学位论文是本人在导师指导下进行的研究工作和取 得的研究成果,除了文中特别加以标注和致谢之处外,论文中不包含其他 人已经发表或撰写过的研究成果,也不包含为获得 墨盗墨墨盘至或 其他教育机构的学位或证书而使用过的材料。与我一同工作的同志对本研 究所做的任何贡献均已在论文中作了明确的说明并表示了谢意。 学位论文作者签予:李多磋 签字日期:刀汐湃多月墨日 学位论文版权使用授权书 本学位论文作者完全了解 墨盗堡墨盘堂有关保留、使用学位论文 的规定。特授权墨盗墨墨盘堂 可以将学位论文的全部或部分内容编入 有关数据库进行检索,并采用影印、缩印或扫描等复制手段保存、汇编, 以供查阅和借阅。同意学校向国家有关部门或机构送交论文的复本和电子 文件。 ( 保密的学位论文在解密后适用本授权说明)、 学位论文作者签名:琴勿荔 签字日期:7 印阵月万日 导师签名:安j 亥彳乏 签字日期:劢。浒1 月 第一章绪论 第一章绪论 自二十世纪3 0 年代b a i n 发现贝氏体,2 0 世纪5 0 年代以柯俊为首创建了贝氏体相 变切变学说,加深了对贝氏体相变和贝氏体的物理本质认识。n 6 0 年代术,美国冶金学 家h i a a r o n s o , n 及其合作者从理论和实验上提出了扩散学说,并且与切变学说发生了矛 盾,至今论争不止。大量的学者从贝氏体的形态、相变动力学、晶体学和热力学等诸多方 面进行了不少的工作,进而对贝氏体的形成提出了各种看法,至今尚无统一的认测1 2 j 。 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,还是像一般的扩散型相变那样通过单个原子的扩散方 式进行p j 。虽然,目前贝氏体相变理论的研究已经深入到纳米层次,人们力图通过认识 精细结构成因来揭示贝氏体相变本质,但争议仍很大,观点不同。 1 1 贝氏体的定义与组织形态 早在1 9 2 9 年,r o b e r s t o n 4 j 首次在钢中发现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,但当时对此未给与足够的重视。3 0 年代贝氏体相变领域的先 驱d a v e n p o r t 和b a i n s ! 最初称这类组织为针状屈氏体。由于b a i n 初次摄得了的钢中贝 氏体组织,在多年以后( 4 0 年代下叶至5 0 年代初1 ,为了纪念b a i n 的功绩,才将奥氏体 在珠光体温度以下、马氏体形成温度以上、经等温或连续冷却分解所形成的组织命名为 贝氏体,此后国内外一大批学者致力于贝氏体组织和贝氏体相变理论的研究和贝氏体钢 的开发应用。 1 1 1 贝氏体的定义 关于贝氏体的定义历来是贝氏体相变理论研究领域争议颇多、悬而未决的基本问题 之一。a a r o n s o n 等【6 i 在1 9 8 8 年国际会议上对贝氏体的三个定义详加评述。这三个定义 为: 1 、表面浮突定义1 7 。9 】:一般在m s 或m d 温度以上,由切变相变产生的片状产物,实 验证实当贝氏体片在自由表面形成时呈不变平面应变的浮突效应。 2 、整体动力学定义1 8 , 1 0 】:贝氏体具有独自的动力学c 曲线( 1 广r 图中) ,其上限温度( 动 力学b s l 远低于共析温度,在b s 和较低温度之问,在奥氏体分解未完成前,贝氏体反应 会停止,称相变不完全性( 以后奥氏体经珠光体反应恢复分解) 。 3 、显微组织定义【l l j :扩散形核、两相竞争性台阶扩散长大的共析分解产物( 少量相 不呈层状分布) ,其单原子过程为单个原子热激活扩散过程( 珠光体为两相合作长大的共 析分解产物1 。 1 1 2 贝氏体的组织形态 第一章绪论 关于贝氏体组织形态的分类,存在各种不同依据,从而也导致了许多命名。碳含 量及其它合金元素对贝氏体的组织形态有很大影响,此外,热处理工艺也显著改变贝氏 体组织形态。根据组织形貌主要分为l 贝氏体、下贝氏体、无碳化物贝氏体、粒状贝氏 体、柱状贝氏体等,其中,上、下贝氏体是晟基本的、最典型的贝氏体组织。 1 1 2 1 上贝氏体 上贝l 乇体( u p p e rb a i n i l e 讪板条状铁素体组成。它优先在原奥氏体晶界形核,领先相 足铁索体,然后向一侧奥氏体长大。卜述板条状铁素体呈长条状。碳化物在铁素体之阳j 析出,碳化物的析出方向与贝氏体铁素体的板条束方向平行。由于铁素体呈长条状,靠 近形核部位( 原奥氏体晶界) 处,尺寸较大,前端尺寸较小,导致上贝氏体组织总体形态 呈羽毛状,一些文献 1 2 , 1 3 i 称其为羽毛状贝氏体。典型的上贝氏体组织照片如图1 1 所示。 1 122 下贝氏体 幽11 典型上见氏体组织 f i 9 1 1 m i c r o s t m c t u r eo f t y p i c a lu p p e r b a i n i t e 下贝l 无f f 6 ( i o w e rb a i n i t e l 也是由铁索体和碳化物组成,双面金相观察及浮凸研究表 明,与上贝氏体不同,下贝氏体为不规则的圆片状,片条可相互交叉,且不同片条问以 一定央角相交。下贝氏体碳化物在铁素体片条内部析出,碳化物排列主要是与铁素体片 条主轴f i j 】呈5 5 6 0 度央角。由于下贝氏体片山铁索体和碳化物两相组成,囡而,典型下 贝氏体极易被腐蚀在金相显微镜下通常呈黑色针状形态,其典型形态如图1 - 2 所示。 1 1 2 3 无碳化物贝氏体 如上所述,上、下贝氏体由铁素体和碳化物两相组成,但是,若合金中含有一定量 硅或铝时,贝氏体组织由铁索体及富碳残余奥氏体组成,这种由铁素体板条束组成的贝 氏体,称无碳化物贝氏体( c a r b i d e - - f r e e b a i n i t e ) 。在光学显微镜下,难以和一般的上、一f 贝氏体相区别,只能在透射电镜下予以区别。 第一章绪论 幽卜2r 贝氏体组织形态 f i g1 2m i c r o s t r u c l u t eo fl o w e rb a i n i t e 无碳化物贝氏体通常在含硅或含铝钢,尤其是含硅钢中容易出现【1 4 l 。山于硅和钒是 非碳化物形成元素,形成碳化物时,硅、铝需扩散丌,但温度低又不易扩散,故延迟渗 碳体形成,因此含硅、铝钢上贝氏体形成时,铁素体首先形核、长大,形成板条束形态, 此时由于硅、铝的存在,显然铁素体周围的奥氏体富碳但难以析出碳化物。因此,在 板条束间存在的富碳奥氏体膜被稳定,而以残余奥氏体形式保留下来。若继续延长等温 间,则可能在上述残余奥氏体膜内析出碳化物。 1 12 4 粒状贝氏体 粒状贝氏体通常是低碳或中碳合余钢在一定的冷却速度范围内连续冷却或者一定 的等温温度下等温时获得的。粒状贝氏体形成的温度范嘲处于珠光体转变温度的f 限、 贝氏体转变温度的上限,与上贝氏体的形成温度互有叠加。一般认为粒状贝氏体是由铁 素体基体以及分布在基体上的岛状组成物所组成,小岛呈不连续的条形,平行排列在铁 素体基体中,用透射电镜观察,基体铁素体旱针片状,小岛分布在针片界面。形成条形 粒状贝氏体时也可以在抛光表面引起针状浮n 。粒状贝氏体与无碳化物贝氏体很相近, 只是铁素体量较多已汇成j l ,奥氏体呈小岛状分布在铁素体基体中。富碳奥氏体小岛在 随后的冷却过程中有可能分解为铁素体和碳化物,也有可能转变为马氏体,还有可能以 奥氏体形态保留到室温。最有可能的情况是部分奥氏体转变为马氏体,部分奥氏体保留 到室温,得到两相混合组织称为m a 组织。 1 12 5 柱状贝氏体 柱状贝氏体( c o l u m nb a i n i t e ) 用以描述由渗碳体和铁索体组成的一类非层片混合物。 一般是高碳钢或高碳中合金钢在下贝氏体形成温度范m 内等温时出现。在高压下柱状 贝氏体也可以在中碳钢中形成。柱状贝氏体中,铁索体呈放射状,整体形状呈不规则或 稍微拉长的群体。柱状贝氏体中的碳化物以大量针状颗粒分步于铁素体内部,沿拉长的 铁素体的主轴方向排列。显然,枉状贝氏体巾的碳化物的分步与下贝氏体卡h 似。 3 第一章绪论 1 2 贝氏体的形成及特点 1 2 1 贝氏体形成热力学条件 从热力学条件来分析,无论贝氏体转变或者马氏体转变的自发进行,都必须是自由 能的总变化值为负值。但是与马氏体转变不同,贝氏体转变时,由于碳在铁素体中的不 断脱溶,就增加了新相与母相之间的自由能差a f 。另外,口f e 中碳的脱溶,可以减低 在相变的由于比容变化所产生的弹性能,这也有利于系统自由能差保持负值,从而使具 有第二类共格关系的相变能在m s 点以上温度进行。因此,从热力学条件来看,贝氏体形 成的上限温度b s 应该位于奥氏体与口f e 的化学自由能相等的平衡温度以下,而在马氏 体开始转变温度m s 以上。 图1 3 表示出铁碳系奥氏体向贝氏体转变相图关系。图中x 点表示含碳o 8 的高温 奥氏体,若自x 点急冷至m s 线以下温度,如前所述,将发生马氏体转变。现在假设自x 点急冷到x 点温度不再继续冷却,则在此温度虽然铁原子难以进行扩散,但碳原子的扩 散速度仍相当快。同时x i 点处于e s 线( 艮p a c m ) 的延长线s r 的下侧,可知碳以渗碳体形式 处于过饱和状态。当在x i 点保持等温队由渗碳体沉淀出来的碳原子便开始扩散,于是使 奥氏体中一部分碳浓度增加,而另一部分则碳浓度降低。之后一部分即图中所示的由x t 趋向y 。当碳浓度进一步降低而越过m s 线至z 点,此时即使与x l 点处于同一温度范围, 也将发生马氏体相变。这类马氏体由于比母相奥氏体的碳浓度低,故可认为是低碳马氏 体。当低碳马氏体一旦形成,在新相马氏体内或者在马氏体与母相奥氏体相界附近将产 生应变区,使碳化物易于析出。同时,未转变的奥氏体碳浓度增加的部分也易于在相界 附近析出碳化物。 如o o 驰o 舀o n 霸o 2 0 0 潍 附 k o 4o bi 2i - c , 1 - 3 铁碳系准平衡图和贝氏体形成示意图 f i g 。1 3 i l l u s t r a t i o no fi r o n - c a r b o nq u a s i - e q u i l i b r i u ma n db a i n i t cf o r m a t i o n 贝氏体可能就在上述过程的m s 点以上温度形成。以往大多数认为,贝氏体的形成过 程是:一般先形成铁素体,成核后依靠产生与马氏体转变时相似的切变而长大;同时过 4 第一章绪论 饱和的碳不断地扩散,并以碳化物形态沉淀析出,形成非层状的铁素体和碳化物的混合 组织,即贝氏体。但另一些学者不同意贝氏体相变属切变型,而认为属扩散型,从而提 出“台阶”机制。 1 2 2 贝氏体的成核与长大 贝氏体转变由于具有高温扩散型转变和低温无扩散型转变综合的特点,因此较为复 杂。贝氏体转变也是成核与核长大的过程,转变开始时有一定孕育期。贝氏体体的成核 速度及可表示为1 1 5 1 , k k e x p ( - a + q k t ) ( 1 ) 式中k o ,k 为常数;a 为与成核有关的系数; 根据对贝氏体长大速度g 的观察表明, 向的长大速度。 q 为扩散的激活能。 可以分别表示为向贝氏体长轴方向和侧面方 f i s h e r 提出的向侧面方向的长大速度表示如下【2 1 1 g 。华) 关 ( 2 ) 、 c ;。s 2 式中c 口,铁素体一奥氏体界面的铁素体碳含量;c a 。铁素体一碳化物界面的铁素体碳 含量;c 转变前奥氏体中的碳含量;p ? 铁素体中碳的扩散系数;s 2 一铁 素体中碳的有效扩散距离( s 为碳化物粒子的平均问距) 。 h i l l e r t 提出的向长轴方向的长大速度表示式如下: g 一专错肛和 式中严长大中的铁素体前端半径;p 长大开始前的铁素体临界前端半径; 钳奥氏体一铁素体界面的奥氏体碳含量;c 二非相界面的奥氏体碳含量: 巴铁素体的碳含量;磷碳在奥氏体中扩散系数。 另外,s p e i c h 和c o h e n 用高温显微镜对高碳镍钢( c 1 1 2 ,n i 5 2 8 ) 的贝氏体转变 进行连续观察,并求出单位时间内贝氏体向长轴方向长大速度g ,如图1 4 所示。由该 图可以看到,在实验温度范围内,贝氏体长大速度g 与贝氏体形成温度保持直线关系。 1 2 3 贝氏体转变的主要特点 虽然对贝氏体的转变机制存在若干种不同的观点,但根据各种实验结果可以归纳出 贝氏体转变的主要特点: 1 、贝氏体转变是一个成核、长大的过程。贝氏体的形成有一个上限温度,i i i i b s 点, 5 第一章绪论 曩崖( 图1 - 4 高碳钢的贝氏体长大速度( c 1 1 2 ,n i 5 2 8 ) f i g l - 4 b a i n i t eg r o w t hr a t eo fh i 【g hc a r b o ns t e e l 高于这个温度,贝氏体不能形成。在贝氏体转变开始前,奥氏体中的碳已发生了不均匀 的分布,在含碳较低的区域将产生口f e 晶核;当浓度起伏合适和晶核尺寸超过临界尺 寸,该晶核才能长大。 2 、贝氏体的形成,一般先形成铁素体,随后富碳的奥氏体转变为铁素体一碳化物 的两相混合组织。在过共析钢中有时先析出碳化物相,称为反向贝氏体。另外,还发现 奥氏体直接转变为铁素体碳化物的两相混合物,而不先析出口相或碳化物相。 3 、贝氏体形成时,在磨光试样的表面,有象马氏体转变时产生的表面浮凸现象, 这一重要特征的转变机制尚存在争议。大多数认为贝氏体的铁素体与母相奥氏体之间的 相界面是切变共格型的( 第二类共格) ,并存在一定的晶体学位向关系和惯习面。 4 、奥氏体向贝氏体转变时,铁原子和合金元素的原子是不进行扩散的,而碳原于 的扩散对贝氏体转变起着决定性的作用。研究指出,上贝氏体的转变速度取决于碳原子 在奥氏体中的扩散,而下贝氏体的转变速度取决于碳原子在铁素体中的扩散。 5 、在奥氏体向贝氏体转变的同时,碳在8 f e 中脱溶。当转变温度较高时,碳可以 通过相界面自口f e 扩散到奥氏体中去,得到无碳化物贝氏体。但这种无碳化物贝氏体 很难成为钢中单独存在的组织形态,随着转变的进行,这些铁素体片间的富碳奥氏体区 域,最终将析出碳化物其结果是或者转变为上贝氏体或者转变为珠光体。在上贝氏体形 成的温度范围内,碳要自口f e 中扩散到奥氏体中去,但由于口f e 片较密集,并且碳在 口f e 中的扩散比在t f e 中要快,故在口f e 片层之间的碳浓度可达到很高,最终在口f e 片层之间沉淀出渗碳体形成上贝氏体。继续降低温度,由于碳在奥氏体内的扩散速度迅 速降低,而在o f f e 中的扩散仍然可以进行,碳的脱溶改为在口f e 相内部沉淀为细小的 碳化物( f e x 。温度愈低,碳化物颗粒也愈细愈分散,形成下贝氏体。 6 ) 、多数钢中的贝氏体转变进行得不完全,开始时较快,随后缓慢下来,不能全部 转变为贝氏体。未转变的奥氏体在随后冷却至低于m s 点温度时,部分转变为马氏体或为 残余奥氏体。 6 第一章绪论 1 2 4 贝氏体转变的晶体学特征 1 2 4 1 晶体学位向关系 贝氏体转变时,新相与母相奥氏体之间存在着一定的晶体学位向关系。随着转变温 度的不同,位向关系亦不同。例如共析碳钢在3 5 0 5 0 0 之间形成的上贝氏体其中铁素 体与母相奥氏体之间的位向关系为: ( 0 11 ) 。( 1 11 ) , 【11 1 。h 1 0 1 1 , 这一关系亦与l ( - - s 关系相似。在2 5 0 ( 2 经等温处理所形成的下贝氏体,其中铁素体 与母相奥氏体之间的位向关系为: ( 0 1 1 ) 。0 1 1 ) , 【1 1 1 l 1 1 0 , 贝氏体中的碳化物一般认为,碳钢或合金钢中,上贝氏体的碳化物皆为渗碳体。新 相中的渗碳体与母相奥氏体的晶体学位向关系为: ( 0 0 1 ) f , 够( 2 5 3 ) , 【1 0 0 】脚 5 4 5 1 , 【o l o p 叩 1 0 1 1 , 下贝氏体中的碳化物的特征,主要取决于形成温度、持续时间和钢的成份。下贝氏 体中的碳化物、铁素体与母相奥氏体的晶体学位向关系为【1 6 1 ( 0 0 1 ) p , + ( 1 2 1 ) 。( 1 2 1 ) , : 【1 0 0 】脚 1 01 】。h 1 41 】, 【0 1 0 】脚 111 1 。 1 0 1 1 r 1 2 4 2 惯习面 贝氏体形成时新相中的铁素体是在母相奥氏体的特定的晶面上形成的,这个晶面 即惯习面,也称惯析面。 上贝氏体中的铁素体的惯习面接近于母相奥氏体的 1 1 1 ) 7 面,与低碳马氏体的惯 习面相近,但随着转变温度的降低,上贝氏体中的铁素体的惯习面可能变得不规律。下 贝氏体中的铁素体的惯习面一般为 2 2 5 h ,与含碳o 5 1 4 的马氏体的惯析面相近1 1 7 1 。 1 3 贝氏体的力学性能 一般来说,上贝氏体组织在生产上应用得较少,因为它的形成温度高,碳化物粗大, 强化作用差;尤其是碳化物沿平行的铁素体条分布,裂纹容易沿这个方向扩展,所以不 仅抗拉强度低,而且低温冲击值也差,使其力学性能不如调质状态的钢好。 7 第一章绪论 下贝氏体组织的力学性能较好,因为形成温度较低,下贝氏体中碳比物细小且分布 于铁素体内而产生强化作用,并且可以得到强度和韧性的较好结合。大多数钢种,经等 温淬火得到的下贝氏体组织,比淬火回火后得到的回火马氏体具有更高的韧性。但也发 现少数钢种,下贝氏体的韧性不及回火马氏体。 上贝氏体和下贝氏体实质上都是铁素体和碳化物的两相混合物,因而有人认为这两 种组织的力学性能主要决定于铁素体的晶粒直径大小以及单位面积内碳化物颗粒的数 量及分布状态。转变温度不同,贝氏体组织中铁素体的晶粒直径大小和单位面积内碳化 物数量也有不同的变化。几种碳素钢随转变温度的降低,贝氏体中铁素体的平均晶粒及 直径变小,单位体积( 1m m 2 ) 内的碳化物数量增加。这种变化对碳钢的力学性能的影响, 即转变温度越低,钢的强度越高。 有人研究屈服强度与上述的显微组织参数之间的关系,即与贝氏体中铁素体晶粒直 径大小( d ) 及单位面积内碳化物颗粒数量( n ) 之间的关系,采用了一种复合的线性回归分 析对,给出下列方程式1 1 8 j ll a o 2 ( t i n 2 ) 一1 2 6 + 1 1 3 d 一三+ 0 9 8 n 一4 ( 4 ) 式中d 为贝氏体中铁素体晶粒直径大小( m m ) ;n 为贝氏体单位面积内碳化物颗粒数量。 在粒状贝氏体中,铁素体的强度仍然是其强度的基础,而粒状贝氏体中存在的第二 相小岛,能起到复相强化作用。对不同碳含量的1 c 卜_ 0 5 m 0 - - b 钢的试验表明,小岛所 占的面积是随钢中碳含量的增加而增多,也随转变温度的升高而增多。粒状贝氏体体的 抗拉强度吼和屈服强度盯。与小岛所占的总面积成正比。 1 4 贝氏体的相变机制 1 4 1 切变相变理论 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 l l 9 j 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,均属于不变平面应变型,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 2 0 1 ,o b l a c k 2 , h e h e m a n n 2 2 1 ,b h a d e s h i a 2 3 j 等进一步发展了该理论,我国学者康沫狂1 2 4 1 ,愈德刚等 也支持切变理论。 切变理论1 2 5 j 的主要观点是:相变初期,在过冷奥氏体内某些贫碳区域,等温温度低 于临界切变温度t o ,因而奥氏体可以通过原子队列式协调位移完成由面心立方到体心立 方( 或体心正方) 的点阵切变转变,贝氏体铁素体首先转变成核。贝氏体铁素体切变形 核后,将借助共格( 或半共格) 界面的某些可滑动区的协调迁移进行切变长大。由此可 见,置换型原子的点阵切变过程是控制贝氏体铁素体长大动力学的主要因素。 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观点:其一认为 l z 6 。,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 8 第一章绪论 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口或t 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。另外一种观点认为1 27 j 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 4 2 扩散台阶长大机制 贝氏体相变的扩散控制台阶长大理论源于气固,液固相变的台阶机制。该理论由 a a r o n s o n 【冽于1 9 6 2 年提出,a m o n s o n 首次将适用于气固、液固相变的台阶长大机制 引入固态相变。早期的台阶长大理论认为,当新相从母相析出时,在两相( 口一相) 界面 上存在可长大的台阶,称生长台阶。台阶的台面为半共格界面,阶面为非共格界面。半 共格属性的台面则由结构台阶、不适配补偿位错和共格区组成【2 9 1 。共格区指新相、母 相点阵在界面处完全连续,界面上不存在任何规则排列的线性的或弯曲的不适配补偿缺 陷,但这种共格区内可存在某些不规则分布的线缺陷或点缺陷。对平面型半共格界面, 其界面应变能的9 8 左右集中在共格区域。由于共格界面的界面能较低,因而,通常情 况下,共格界面无法进行扩散迁移。非共格界面的界面能较高,在适当温度条件下,台 阶阶面将扩散方式侧向迁移,该过程的实质为置换型原子的热激活迁移过程。由此可见, 尽管台阶阶面面积只占整个相界面的很少一部分,但它的存在却是扩散控制台阶长大机 制的必要条件。图1 5 表示贝氏体铁素体片的台阶机制增厚过程。图中空粗箭头表示贝 氏体铁素体片条增厚方向,细箭头给出台阶阶面的侧向迁移方向,显然,铁索体片条增厚 方向与界面迁移方向不同。图中生长台阶台面( u p 片条宽面) 与基体间维持部分共格关 系。为了协调点阵不匹配,在口一相界面处还需引入结构台阶和错配位错。 a 翻片的 增厚方向 图1 - 5扩散控制台阶长大理论的经典模型 f i g 1 5t y p i c a lm o d e lo fd i f f u s i o nc o n t r o l l e dl e d g e - w i s eg r o w t h 9 第一章绪论 c h r i s t i a n 等认为,高度为几纳米甚至几十纳米的生长台阶( 又称为巨型台阶) 的柏氏 矢量很大,因而从能量上分析似乎是不可能存在的。然而,国内外文献已大量地报导了 各类片状相界面上存在巨型台阶。实验事实证实,巨型台阶确实客观地存在于片状相的 宽面上。a a r o n s o n 认为:存在于片状析出物宽面上的巨型台阶的端面( 台阶阶面) 也是共 格或半共格的,即台阶阶面的界面能较低,因而巨型台阶阶面的存在象巨型台阶台面的 存在一样,在能量上也是合情合理的。同时,由于巨型台阶阶面的能量较低,所以巨型 台阶阶面也是不可通过扩散进行迁移的。所谓巨型台阶,指阶面高度大于原子晶胞常数 的任何台阶,而以下提到的小台阶指阶面高度与晶胞常数数量级相同的那些台阶。巨 型台阶长大理论面临的另一个问题是,如何用实验事实来证实巨型台阶界面是可扩散迁 移的。 , 1 4 3 两派的争论和共识 两派争论焦点反映在以下两个方面: 1 、贝氏体铁素体的长大是切变长大还是台阶长大,切变学派观察到上贝氏体铁素 体中有条状亚结构,该亚结构是切变长大的基元,在长大过程中,仍然存在碳在铁素体和奥 氏体间的继续分配,而扩散学派则从实验观察角度提出台阶机制。 2 、贝氏体碳化物的析出源问题,切变学派认为,对于下贝氏体来说,碳化物是在过 饱和铁素体相上析出,而且是第二过程( 第一过程是铁原子的切变) ,甚至在不太长的等温 时间内下贝氏体片中可能没有碳化物析出,而在上贝氏体中,由于渗碳体形核困难,因此 通常沉淀在铁素体条间富碳的奥氏体上。总之,碳化物析出与铁原子切变是相互独立的过 程。扩散学派认为,贝氏体中的碳化物很可能是在台阶机制长大过程中口的相间沉淀, 而不需要从过饱和铁素体相中析出。 尽管贝氏体相变学说分歧很大,两派论争近一个世纪,但大家都尊重科学事实,因此有 论争也有共识: 1 、贝氏体相是过冷奥氏体在中温转变区发生的非平衡相变,转变温度范围较 宽,转变有孕育期。 2 、贝氏体转变过程主要是贝氏体铁素体的形核及长大过程,在不同温度下,得到不 同类型的贝氏体组织形貌。 3 、贝氏体组织的相组成物主要有贝氏体铁素体和碳化物,但当转变不完全时,还存 在残余奥氏体、马氏体等相。 4 、 贝氏体转变有表面浮凸效应。 5 、贝氏体相变中有碳原子的扩散而且碳的扩散速度控制贝氏体转变速率并影响贝 氏体组织形貌。 6 、 上、下贝氏体铁素体片条都是由细小的亚单元构成的。 7 、 扩散学派也开始承认贝氏体铁素体片可以切变长大,不过要借助于台阶机制。 可见,论争的双方存在广泛的共识,近年来分歧在缩小。 1 0 第一章绪论 1 4 4 中间观点 毋需置疑,切变和扩散是贝氏体相变领域的两大主流学派,但是也有一些学者发现: 上、下贝氏体不仅在晶体学、组织形态、动力学等方面有很大差别;而且部分热力学计 算结果也表明,上、下贝氏体相变的驱动力相差甚大。据此认为,温度较高时贝氏体铁 素体可能按扩散机制进行长大;而在接近m s 温度,y _ a 相交体积自由能可驱动铁素 体切变长大,目前持该观点的学者日趋增多。其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模型 或位移扩散耦合相变机制网。此外有些学者还认为,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。需要指出的是,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,但同时也面临着切变和 扩散所面临的所有问题。 1 5 选题依据、主要研究内容及目的 关于贝氏体的相变机制h e h e m a n n 和a a r o n s o n 已在1 9 7 1 年【3 1 】进行了一次著名的辩 争,但至今人们虽在认识上取得不小进展,但仍有原则性争议。由于贝氏体相变理论发 展的局限,贝氏体钢的发展和应用受到了很大的限制。 b h a d c s h i a 3 2 j 通过成分控制和优化热处理工艺成功制备出了一种强度极高而且价廉的超 强贝氏体钢。这种贝氏体钢具有高达2 5 0m p a 的抗拉强度,维氏硬度达6 0 0 6 7 0 ,延展率 可达3 0 4 0m p a m u 2 。新材料优异的性能主要归因于贝氏体组织的贡献。b h a d e s h i a 所设 计的超强贝氏体钢之所以有这么优异的力学性能归因于贝氏体组织的纳米结构,2 0 4 0 n n l 厚的贝氏体铁素体片条致使贝氏体钢具有优异的性能。但是关于这种尺寸达到纳米级 别的贝氏体铁素体的形成机制;并不清楚。b h a d e s h i a 的研究成果虽然具有极高的工程应 用价值,但真正走向实际尚需要相变理论的支持。 贝氏体相变行为的研究不仅对于揭示贝氏体相变机制,发展贝氏体相变理论,而且 对于开发具有优异综合力学性能钢铁材料都具有重要的意义。 本文选用一种含硅钢,研究在不同热处理工艺条件下的贝氏体组织形态特征,特别 是具有纳米结构状态的贝氏体组织形态特征,借助认识贝氏体的生长行为特征,揭示贝 氏体组织形态的演变规律。主要研究内容: 1 、热处理工艺参数( 重点研究奥氏体化后的冷却速度及贝氏体相变区等温时间) 对实验用钢组织结构的影响; 2 、上、下贝氏体精细结构特征,特别是具有纳米结构的贝氏体组织精细组织特征; 3 、实验用钢上、下贝氏体生长行为特征及两者差异: 4 、实验用钢上、下贝氏体生长机制分析。 本文工作目的在于,探寻有关贝氏体相变的新认识,为揭示贝氏体相变机制提供新 的证据,以期为贝氏体理论发展作出贡献,从而为贝氏体钢的工程应用提供很好的理论 支撑和指导。 第二章实验过程 2 1 选材 第二章实验过程 近年来,含硅中高碳钢的组织与性能关系越来越受到人们的注剥3 3 j 。利用s i 对碳 化物析出的阻碍作用,通过适当的热处理工艺,可产生一种独特的组织,即由贝氏体铁 素体( b f ) 、富碳残余奥氏体以及一些马氏体组织的复相贝氏体组织,从而赋予钢材优 异的力学性能l 弘3 6 1 。本文实验材料选用工业9 s i c r 钢。9 s i c r 钢是一种重要的合金工具 钢。针对该钢进行贝氏体研究对于优化其热处理工艺、开拓该钢的工程应用潜质具有较 高的实际价值。 实验用钢的化学成分如表2 1 所示。 表2 1 化学成分( w t ) t a b l e2 1c h e m i c a lc o m p o n e n t s 2 2 实验过程 2 2 1 试样的尺寸 考虑到材料的热传导,为了在热处理时保持试样心部和表面的温度一致,在热处理 前,先将试样切割成如图2 - 1 所示大小。 2 2 2 实验流程 实验流程如图2 2 所示。 图2 - 1 试样的尺寸 f i g 2 1s i z eo ft h es a m p l e 1 2 第二章实验过程 2 2 3 热处理 2 2 3 1 退火处理 图2 2 实验流程示意图 f i g 2 - 2i l l u s t r a t i o no fe x p e r i m e n tp r o c e s s 为了使钢的成分均匀化并消除原始组织,对试样进行退火处理。将试样在高温箱式 炉( 高温箱式电阻炉型号k t x 5 b ) 中随炉加热至9 0 0 ,等温2 小时,然后炉冷至 室温。退火工艺示意曲线如图2 3 所示。 上l u j 一 9 0 0 - 随:l ;卢升温 炉冷 。 r t q 图2 - 3 实验用钢的退火工艺曲线 f i g 2 - 3a n n e a l i n gt e c h n o l o g yc u r v eo ft h et e s t e ds t e e l 1 3 第二章实验过程 2 2 。3 。2 贝氏体等温处理 已知,对于钢来说,3 5 0 c 为形成上、下贝氏体的分界点【3 7 1 。因而本试验选择3 8 0 为上贝氏体等温温度,选择2 0 0 为下贝氏体等温温度。 本论文所确定的热处理参数如表2 - 2 所示。 表2 - 2 热处理工艺参数 t a b l e2 - 2p a r a m e t e r so fh e a tt r e a t m e n t 热处理类型等温温度( )等温时间( m i n ) 5 1 0 2 0 上贝氏体等温处理 3 8 0 2 5 3 0 6 0 5 1 0 2 0 下贝氏体等温处理 2 0 0 2 5 3 0 6 0 热处理工艺曲线

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