（材料学专业论文）新型贝氏体辙叉心轨组织、性能研究.pdf

西华大学硕士学位论文 新型贝氏体辙叉心轨组织、性能研究 材料学专业 研究生陈晓男指导教师栾道成教授 摘要 辙又是轮轨铁路中的基本部件。随着铁路向重载、高速方向发展，对辙叉 提出了更高的要求，因此，有必要开发新型高强度钢轨钢及道岔钢。近年来， 国内外的辙叉材质研究者对贝氏体辙叉进行了很多的研究，并取得了较大成 功。 在分析、研究国内外贝氏体钢辙叉心轨的使用现状后，本论文借助力学测 试，光学显微镜、扫描电镜、透射电镜观察分析等实验手段，对不同回火温度 下贝氏体钢的组织和力学性能进行研究，并探讨回火过程中相关机理。试验结 果表明，3 5 0 回火时，新型贝氏体钢屈服强度为1 1 4 3 m p a ，抗拉强度为1 4 3 7 m p a ，伸长率和断面收缩率分别为1 3 和5 0 ，强韧性配合明显高于普通及淬 火珠光体钢轨钢。3 5 0 回火时，冲击韧性大于7 1 j c m 2 ，在5 0 0 6 0 0 回火 时，出现明显的回火脆性。光学金相组织分析和薄膜透射电镜观察表明，未回 火及低温回火后的试验贝氏体钢的组织以无碳贝氏体为主，残余奥氏体主要在 板条间分布。 研究表明，3 5 0 回火时的残余奥氏体机械稳定性最好。试验的贝氏体钢 的强韧性与回火温度及残余奥氏体的机械稳定性密切相关。 关键词：无碳贝氏体；回火；贝氏体钢：残余奥氏体 第1 页 西华大学硕士学位论文 s t u d y o nm i c r o s t r u c t u r ea n d p r o p e r t i e so f n e w t y p eb a i n i t i cr a i l s t e e l sf o rs w i t c h p o i n tc o m p o n e n t m a j o r i nm a t e r i a l ss c i e n c e p o s t g r a d u a t e ：c h e nx i a o n a i ls u p e r v i s o r ：p r o f l u a nd a o - c h e n g a b s t r a c t r a i ls t e e l sf o rs w i t c h p o i n tc o m p o n e n ta r eb a s i cp a r t si nr a i l w a ys y s t e m a s t h er a i l w a yi n d u s t r yw o r l d w i d ei si n t r o d u c i n gh e a v i e ra x l el o a d sa n dh i g h e rv e h i c l e s p e e d s ，i th a sb e c o m ee s s e n t i a lt oe x p l o r et h ep o s s i b i l i t yo fd e v e l o p i n gn e wg r a d e s o fh i g hs t r e n g t hf r o gs t e e l s i n c e1 9 8 0 s ，r a i l r o a dr e s e a r c h e r sa n dm a n u f a c t u r e r s h a v eb e g u nt os t u d yb a i n i t i cs t e e lf o rt r a c k ，a n dh a v ed e v e l o p e ds o m en e wb a i n i t i c s t e e l sf o rf r o gs t e e l i nt h i sp a p e r , a f t e ri n v e s t i g a t i n ga n da n a l y z i n gt h ed e v e l o p m e n ts t e e l sa l lo v e r t h ew o r l d ，t h ei n f l u e n c eo ft e m p e r i n go nt h em i c r o s t r u c t u r e sa n dm e c h a n i c a l b e h a v i o rw e r ee x t e n s i v e l yi n v e s t i g a t e da n dw i t ho p t i c a lm i c r o s c o p e ，m e c h a n i c a l t e s t s ，s e m ，t e ma n dx - r a ya n a l y z e r , a n dt h et r a n s i t i o nm e c h a n i c so fb a i n i t ei n t e m p e r i n gw a sd i s c u s s e d t h er e s u l t so ft e n s i l et e s ta n dc h a r p yun o t c h ( c u n ) i m p a c tt e s ts h o w e dt h a t ，w h e nt h eb a i n i t i cs t e e lw a st e m p e r e da t3 5 0 u c ，i t sy i e l d s t r e n g t h ，u l t i m a t et e n s i l es t r e n g t h ，e l o n g a t i o n ，r e d u c t i o no fa r e aa n dc h a r p yu n o t c h ( c u n ) i m p a c tt o u g h n e s sw e r el ，1 9 3 m p a ，1 ，4 3 7 m p a ， 1 3 ，5 0a n d 71 j c m 2 。r e s p e c t i v e l y ，n l es t e e l s a p p e a ro b v i o u s l yt e m p e rb r i t t l e n e s sw h e n t e m p e r e da t 5 0 0 。ct o6 0 0 t e ma n do p t i c a lo b s e r v a t i o n ss h o w e dt h a tt h e m i c r o s t r u c t u r eo fb a i n i t i cs t e e l sw a sm a i n l yc o n s i s t e do fc a r b i d e f r e eb a i n i t ea f t e r l o wt e m p e r i n gp r o c e s s t h er e s u l ts h o w e dt h a t ，t h em e c h a n i c a ls t a b i l i t yo fr e t a i n e da u s t e n i t ew a s e x c e l l e n tw h e nt e m p e r e da t3 5 0 c t h es t r e n g t ha n dt o u g h n e s so fb a i n i t i cs t e e l s w i t hd i f f e r e n tt e m p e r i n gp r o c e d u r eh a sac l o s er e l a t i o nt om e c h a n i c a ls t a b i l i t yo f r e t a i n e da u s t e n i t e 第1 i 页 西华大学硕士学位论文 k e y w o r d s ：c a r b i d e f r e eb a i n i t e ；t e m p e r i n gp r o c e d u r e ；b a i n i t i cs t e e l s ；r e t a i n e d a u s t e n i t e 第h i 页 西华大学硕士学位论文 声明 本人声明所呈交的学位论文是本人在导师栾道成教授指导下进行的研究 工作及取得的研究成果。除了文中特别加以标注和致谢的地方外，论文中不包 含其他人已经发表或撰写过的研究成果，也不包含为获得西华大学或其他教育 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 贡献均己在论文中作了明确的说明并表示谢意。 本学位论文成果是本人在西华大学读书期间在导师指导下取得的，论文成 果归西华大学所有，特此声明。 作者签名 导师签名 第5 0 页 ) 瓣警 老缈 一月 厂月脚 西华大学硕士学位论文 1 绪论 1 1铁路辙叉的发展概况与趋势 ， 随着各国铁路向高速、重载方向发展，对辙叉心轨性能也相应提出了更高 的要求。辙又是铁路轨道结构的重要组成部件，是机车车辆的车轮从一股道转 入另一股道，承受高强度的冲击碾压，通过钢轨交叉点的特殊设备n 1 。机车车 辆和钢轨之间的接触力是通过车轮与钢轨的接触斑点来传送的，这块大约 1 0 0 m m 2 小面积却要在这种负荷的情况下持久工作( 接触应力可超过 2 0 0 0 m p a ) 。由于牵引和制动以及轮与轨间横向和纵向运动( 即所谓的蠕滑) 而产生大面积的阻力，可见辙叉心轨是铁路建设的重要基础部件。在机车通过 辙叉时，由于牵引和制动以及轮与轨间横向和纵向运动( 即所谓的蠕滑) 而产生 大面积的阻力，辙叉将受到巨大的车轮冲击载荷，动载荷是静载荷的2 5 倍业1 ， 工作条件极为苛刻。因此，辙叉对材料的性能要求极为严格，要求该部件强度 足够、稳定好、耐磨和有较长的使用寿命。 目前国内大量采用传统的高锰钢整体铸辙叉，其具有整体性好、易于成形、 韧性好和加工硬化等特点，但起初其硬度低( 1 7 0 2 3 0i - i b ) 铸造后不可避免的 疏松缩孔，以及与高碳钢钢轨焊接难度大等不足，导致了高锰钢整株辙叉强度 低，质量不易控制，使用寿命离散度较大，平均使用寿命不高，维修养护工作 成本大口3 。近年来对于珠光体辙叉心轨，国际上对传统的珠光体型钢轨，通过 炉外精炼、真空脱气和连铸技术改善其材质内部洁净度从而提高其疲劳性能 外，目前主要通过合金化和热处理两种方法来提高其性能h 3 ，强度等级可以达 到1 2 0 0 1 3 0 0 m p a 级，但在现有的技术条件下，已很难再通过这两种方法进一 步提高其强度及耐磨性。因此，有必要开发新的钢轨钢及辙叉用钢，以适应铁 路工业发展的需要。为了提高钢轨的强度，在原亚共析钢的基础上，通过提高 钢轨中含碳量，加入合金元素，以及通过热处理等方法，发展了强度的等级为 8 8 0 1 3 0 0 m p a 级的热处理钢轨而贝氏体钢以其优良的强韧性配合引起了各国 钢轨材质研究者们的注意，并开展了向不仅具有强度、硬度高，而且韧性和耐 磨性能好，综合机械性能强的贝氏体钢研究1 。 1 9 3 0 年美国人b a i n 发现奥氏体在中温转变时有贝氏体组织生成。自此， 人们在贝氏体相变理论和实际工程应用方面的研究取得了很大进展。特别是近 年来发现贝氏体及贝氏体马氏体组织具有高强度、高硬度以及优良的耐磨性， 第1 页 西华大学硕士学位论文 引起学术界和工程界的高度重视。 铁路材料研究工作者正是利用贝氏体组织的优异性能找到一种替代传统 铁路材料的新钢种。新型空冷贝氏体钢属于非调质钢中的一类。在生产中可以 将热加工成型工序与热淬火工序合并，空冷自硬，省去了淬火工序，不仅节约 了能源简化了工艺提高了生产效率，而且可以避免由于淬火引起的变形开裂及 氧化脱碳等热处理缺陷。因而，以贝氏体钢作为新一代铁路材料可能成为铁路 材料的一种发展趋势。 2 0 世纪钢轨钢的成分和微观组织没有太大的变化，基本上为共析钢和亚 共析钢组织。我国对贝氏体钢轨及辙叉的研究可以说刚刚起步，与西方各国有 较大的差距，同时国内铁路的发展也要求开发出一种综合性能比现有珠光体钢 轨优良的新轨钢，对辙叉材料也有同样的要求。因此，进行贝氏体钢轨及辙叉 的研究在客观上势在必行。 1 2 贝氏体转变及贝氏体组织 1 2 1 贝氏体转变 高温奥氏体转变有以下几个方面：从转变速度这个方面来看，从快到慢为 马氏体、贝氏体、珠光体；从原子扩散这个角度来说，珠光体是f e 和c 都扩 散，马氏体是f e 和c 都不扩散，贝氏体是f e 不扩散而c 扩散；从转变机理来 说珠光体是原子扩散型转变，马氏体是切变，贝氏体的转变机理还不成熟，目 前主要有切变机理和台阶机理3 。贝氏体转变是介于珠光体转变与马氏体转变 温度区域之间的一种转变，又称中温转变。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，而碳原予还能 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，也不 同于碳原子基本上也不能扩散的马氏体转变，这一转变为贝氏体转变，所得产 物称为贝氏体。若就其转变的动力学及所获得的组织而言，则兼有扩散型的珠 光体转变和无扩散型的马氏体转变中某些动力学和组织特征，故贝氏体转变又 称为中间转变。 1 2 2 贝氏体组织 对于贝氏体组织的分类，到目前为止仍没有明确而统一的分法。根据组织 第2 页 西华大学硕士学位论文 形貌而确定的较详细的分类有：上贝氏体、下贝氏体、无碳化物贝氏体、粒状 贝氏体、柱状贝氏体、反常( 逆) 贝氏体及准贝氏体；其中常见的有上贝、下贝 及粒贝7 1 。 无碳化物贝氏体：由于s i 和a l 的作用迟缓渗碳体的形成，常常在室温时 还保留残余奥氏体，而不析出渗碳体，形成无碳化物贝氏体。它是一种由条束 状的铁素体构成的单相组织。在发生贝氏体转变的高温区内等温，奥氏体可部 分地转变成单相的条状铁索体，其内铁素体固溶的碳量很低，在转变过程中无 碳化物沉淀。但在有些钢中，缓慢的连续冷却也可形成。根据垂直双磨面的光 镜分析，其三维形态为长的片条或扁杆。在透射电镜下可以看到有的片条内含 有条状亚单元印 ，这种亚单元( s u b u n i t ) 称之为板条( 铁素体) ，统称为板条( 铁 素体) ；板条间为非珠光体的奥氏体转变产物，甚至为稳定的残余奥氏体阴3 。 上贝氏体：通常发生于贝氏体转变的高温区内( 3 5 0 5 0 0 ) ，低碳、 中碳、高碳钢都有可能形成。典型的上贝氏体为两相组织，它是由成束近大体 上平行排列的板条铁素体和条间的呈粒状或条状的渗碳体( 有时还有残余奥氏 体) 所组成的非片层状组织。在光学显微镜下，通常可以观察到上贝氏体中的 铁素体条，但不能鉴别出条间析出的碳化物。虽然典型上贝氏体中的碳化物一 般为渗碳体，但也有试验证明有e 碳化物存在碳化物的形态为片状或杆状杆 多以不连续的方式分布于铁素体之间因为板条束在某一方向的截面为羽毛状， 故在光镜下观察，上贝氏体的二维形态为羽毛状u 叫。根据垂直双磨面分析， 上贝氏体的铁素体是板条形的，所谓羽毛状特征，实际是反映了板条束在某一 方上的截面。一般认为典型上贝氏体中的碳化物是渗碳体。碳化物形态为片状 或杆状，多以不连续的方式分布于铁素体板条之间。 下贝氏体：发生于贝氏体转变的低温区内( 3 5 0 ) ，典型的下贝氏体 是由铁素体和碳化物构成的复相组织，在光学显微镜下观察，下贝氏体的二维 形态为暗黑的针状，在一定程度上和针( 片) 马氏体非常相似，故又称针状贝氏 体。在电镜下可以看到碳化物成薄片状，且按一定方向分布在铁素体内，通常 认为碳化物条与铁素体板条轴5 0 - 6 0 交角，这种分布特征通常作为区别下 贝氏体的一个主要标志。根据垂直双磨面分析，它的三维空间形态为两端薄中 间厚的片状( 圆饼型) ，片的尖端可以看到分叉n 。在低碳( 低合金) 钢中，这 种贝氏体铁素体的形态通常呈板条状，若干个平行排列的板条便构成一束。在 第3 页 西华大学硕士学位论文 高碳钢中，贝氏体铁素体则往往呈片状，各个片之间呈一定交角，黑针状有分 枝，与片状马氏体很相似。 粒状贝氏体：粒状贝氏体一般情况下是在低碳或中碳合金钢中在一定的冷 却速度范围内连续冷却时获得的。但在上贝氏体形成温度范围的高温区域等温 有时也可形成粒状贝氏体。一般认为粒状贝氏体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，基体铁素体呈针片状，小岛分布在针片界面之间1 1 2 1 。形成条形粒 状贝氏体时也可以在抛光表面引起针状浮凸。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片，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与碳化物，也有可能转 变为马氏体，还有可能以奥氏体状态保留到室温。最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 3 1 。除了上述的粒状贝氏体外，还可能见到与此相类似的一种粒状组织。其特 点是块状小岛无规律地分布在铁素体基体上：用透射电镜观察，基体铁素体呈 块状，其中位错密度较高：铁素体形成时在抛光试样表面不引起浮凸。显然这 种粒状组织的形成机制不同于上述地粒状贝氏体，故不能称之为粒状贝氏体， 而只能称之为粒状组织。粒状贝氏体与粒状组织经常是同时出现 1 4 1 。 准贝氏体组织：为了避免贝氏体碳化物( b c ) 的出现，在贝氏体钢中加 入s i 、a l 等阻碍碳化物析出的合金元素，使得贝氏体转变明显分为两个阶段。 在贝氏体孕育其内，过冷奥氏体形成贫碳区和富碳区，贝氏铁素体( b f ) 在 过冷奥氏体贫碳区形成，期间分布着富碳的残余奥氏体薄膜( a t ) ，此时处于贝 氏体转变的初级阶段，此类贝氏体即为准贝氏体u 引。 柱状贝氏体一般是在高碳钢或高碳合金钢的贝氏体转变区的较低温度范 围内形成，但在高压下，在中碳钢中亦可形成。在电镜下观察，在晶内形成放 射球状贝氏体形态。球状贝氏体是由单元柱状铁素体及碳化物组成。 反常贝氏体这种贝氏体是以渗碳体领先形核，然后再进行正常贝氏体转 变，和一般以铁素体领先形核相反，故称为反常贝氏体，通常产生于过共析钢 中。其显微组织看起来同上贝氏体相似，致使每一束反常贝氏体都有一条“碳 化物中脊”，在两侧是铁素体，“中脊”就是从奥氏体中首先析出的碳化物。 基于贝氏体组织的多形性，最近有的文献将贝氏体组织划分为以下三种基 第4 页 西华大学硕士学位论文 本的种类： - b 。贝氏体：板条( 针状) 铁素体+ 板条内碳化物： b 2 贝氏体：板条( 针状) 铁素体+ 板条间碳化物或残余奥氏体； b 3 贝氏体：板条( 针状) 铁素体+ 板条间不连续的残余奥氏体和或马氏体 岛。 可以看出，“下贝氏体”即b l ，“上贝氏体”即b 2 ，“粒状贝氏体”即 b 3 ，由于b l 、b 2 的组织十分细小，若想区分二者，须在电镜下观察，同样， 对于下贝氏体和回火板条马氏体光镜下无法区分。在电镜下观察下贝氏体( b 1 ) 和回火板条马氏体可看出下贝氏体中的碳化物只按一种角度分布于基体相中， 而回火板条马氏体中碳化物的分布角度有三种，即二者中碳化物相与基体长轴 方向所成的角度各异。 1 2 3 贝氏体强化机理 由于贝氏体组织的复杂性，人们对贝氏体组织的结构与性能的关系尚缺乏 系统、明确的认识。随着对贝氏体组织形态研究的进展，近年来人们对贝氏体 组织的强韧性有了进一步的了解。 贝氏体的组织结构与强韧化之间的关系与下列因素有关乜6 1 ： 1 ) 贝氏铁素体的晶粒尺寸； 2 ) 第二相的沉淀( 弥散度和分布情况) 硬化作用； 3 ) 固溶强化作用； 4 ) 精细结构( 即位错密度) 的强化作用： 一般情况下，上述四个因素中第( 1 ) ( 2 ) 两个因素是主要的。因此，贝氏 体的强化机理主要包括口8 | ： l 、贝氏铁素体细化强化 晶粒大小与屈服强度之间的关系通常用h a l l p e t c h 1 7 3 公式来表示，拉伸屈 服强度( c 0 2 ) 与细贝氏体铁素体尺寸或贝氏体板条尺寸的关系也适用 h a l l p e t c h 公式。板条长度与奥氏体晶粒或贝氏体铁素体束尺寸有关，随相转 变温度降低板条宽度减小，贝氏体铁素体尺寸也减小，钢的o o 2 和o b 值越高。 2 、碳化物弥散强化 ， 弥散强化被认为是最有效的强化手段之一。相转变温度的降低和含碳量增 第5 页 西华大学硕士学位论文 加都导致碳化物弥散度增高，从而起到弥散强化作用。对碳化物质点数密度随 贝氏体相转变温度的变化及其与拉伸屈服强度关系的研究表明，随着相转变温 度的降低，沉淀质点数密度呈线性增加，而钢的屈服强度又随碳化物质点数密 度呈线性增加关系。 3 、贝氏体铁素体碳浓度强化 碳对贝氏铁素体的固熔强化作用要比以置换式熔入的合金元素大得多。随 着转变温度的降低，由于贝氏体铁素体中碳的过饱和度增大，所以固熔强化效 果显著n8 1 。随着钢中碳含量的增加，贝氏体相转变温度降低，因而贝氏铁素体 中固溶强化和碳原子与位错的交互作用效果增加，起到强化作用。贝氏体形成 温度较高时，其间隙固溶的碳原子数目很有限，因此所起到的间隙固溶强化作 用不是主要的强化因子，此时贝氏体的强化实质上是碳原子气团与位错的交互 作用造成的，而且随着相转变温度降低，各种强化机理所起的作用都在增加。 4 、位错强化 随着转变温度的降低，贝氏体众位错密度的不断增高，贝氏体组织的强度 也相应提高n 引。位错密度与相变应变相关，随着相转变温度的降低，相变应变 增加，位错密度提高；碳化物沉淀体积分数增加，位错密度也提高贝氏体铁 素体内的位错密度大约是1 0 8 1 0 9 c n l 2 ，钢的屈服强度与位错密度的平方根成 正比。 以上是四种主要的贝氏体强化机理，对于实际应用的贝氏体钢来说，由于 显微组织的多样性和复杂性，因此，各种强化方式的作用都不能忽视。在典型 上贝氏体中，由于渗碳体分布在板条之间，条间易于脆断，断裂强度较低，同 时裂纹也易于扩展，因而韧性亦较差。又因为相转变温度较高，转变不完全， 残余奥氏体在随后冷却时转变为马氏体，而增加了脆化倾向。在无碳化物贝氏 体中( 属于上贝氏体范畴) ，由于在铁素体板条间夹有奥氏体( 呈膜状残余奥氏 体) ，能改善韧性，这是因为在含硅( 或铝) 的钢中，硅( 或铝) 抑制了上贝氏体 中渗碳体的形成，使铁素体间未转变奥氏体的碳浓度提高船0 j ，使之稳定化，呈 不连续的薄膜状，从而使韧性提高。如果这一部分残余奥氏体在随后的冷却过 程中或回火时转变为马氏体( 或析出渗碳体) ，则随回火温度升高，其韧性视马 氏体中含碳量高低而有不同程度的下降。 当贝氏体钢中添加了一定量的硅元素后，在相转变过程中完全抑制了渗碳 第6 页 西华大学硕士学位论文 体的析出，转变完成后所得到的组织为条状铁素体构成的铁索体块，其中有序 分布第二相小岛，这就是另外一种上贝氏体组织粒状贝氏体。在粒状贝氏 体组织中，铁素体的强度仍然是贝氏体强度的基础，铁素体上有呈不同程度方 向性分布的第二相小岛，无论是奥氏体或者是已经全部转变为马氏体，或者己 经分解为铁素体和渗碳体，总之，这些小岛的存在，都能起到复相强化作用， 这种复相强化作用在本质上是相似的。研究表明，粒状贝氏体的抗拉强度o b 和屈服强度o 。与小岛所占的总面积成正比，并且小岛所占面积随着钢中含碳 量的增高而增多，也随着转变温度的升高而增多乜u 。与同强度的低碳贝氏体比 较，粒状贝氏体的屈强比显得较低。其原因是由于粒状贝氏体晶粒较粗大及岛 状第二相有一定数量的残余奥氏体。 因此，如要改善上贝氏体组织的韧性，有两个途径：一是细化奥氏体晶粒； 二就是在奥氏体晶粒大小相同时，控制冷速以获得小尺寸的铁素体板条束。 下贝氏体的强韧性配合比上贝氏体的优良，其强度与硬度主要取决于碳化 物数量与分散度以及位错密度。下贝氏体内铁素体固溶碳含量有所增加，但下 贝氏体的强度并不主要取决于碳的固溶强化。 近年来的研究提出了准贝氏体( b m ) 组织的概念，由贝氏体铁素体和残余 奥氏体膜组成。准上贝氏体中的残余奥氏体膜平行于贝氏体铁素体排列，准下 贝氏体中的残余奥氏体膜在贝氏体铁索体内并将其分割成亚板条，其强化机理 包括碳的固溶强化和远细于马氏体板条束的亚板条细化强化心引。准贝氏体中有 较高的碳浓度，残余奥氏体中有高密度位错、孪晶以及层错亚结构，均可起到 很好的强化作用。 1 3 合金元素在贝氏体中的作用 目前，国际上关于贝氏体钢轨的主要设计思路是中碳m o 系或m o b 系的 空冷贝氏体钢瞳驯。这是因为m o 或m o b 联合作用能大大推迟珠光体转变曲线， 使钢的连续冷却转变曲线( c c t 图) 上下分离，出现两个“c ”形曲线，这样可 以达到大尺寸截面上空冷后得到贝氏体组织的中低碳贝氏体钢的设计目标。所 设计钢的成分必须能在足够宽的冷速范围内产生贝氏体相的转变且贝氏体转 变曲线上有一个上平台。中低碳贝氏体钢中多边形铁素体转变很快，连续冷却 时不可能得到最大量的贝氏体转变，因此，为抑制多边形铁素体转变而不抑制 第7 页 西华大学硕士学位论文 贝氏体转变，需要向钢中加入0 0 0 2 左右的硼，这样就可获得一种满足需要 的贝氏体相转变特征。但由于硼在钢中活性很高，极易形成氧化物或氮化物而 减少了奥氏体中的有效硼含量，所以加硼钢必须用铝脱氧或加钛处理比4 | ，而且 硼的作用还存在一个适宜的量，因此，冶炼中难以控制硼的添加量。随着高合 金贝氏体钢的发展，硼已被其它合金元素取代并得到合适的贝氏体转变曲线 口 o 目前，贝氏体钢中主要添加元素及其作用包括： 碳：碳元素虽然能固溶强化，起到提高强度的作用，但不能依靠其提高强 度，因为高的含碳量既伤害焊接性能又降低冲击韧性；对b 。点的影响为随其 含量的增加使b 。点不断下降。 硅：s i 是强化贝氏体基体元素之一，且是形成无碳贝氏体或抑制贝氏体 中碳化物析出的主要元素。s i 可起到固溶强化作用，降低b 。点，并使贝氏体 相转变c 曲线右移；能抑制过冷奥氏体分解，从而促进贝氏体一铁素体板条间 富碳奥氏体和( 1 d - a ) 岛状组织的形成，能显著提高钢的弹性极限、屈服极限与 强度极限比( o s a b ) 以及疲劳强度和疲劳极限( o 。) 之比。s i 当其含量极 少，仅以非金属夹杂物的形式存在时，可以阻止奥氏体晶粒粗化。但当含量足 够高，作为合金元素溶入固溶体时，则促使奥氏体晶粒粗化。s i 虽然是非碳 化物形成元素，但对贝氏体转变有颇为强烈的滞缓作用，这与s i 强烈阻止过 饱和铁素体的脱溶有关。硅在钢中的另一个重要作用是增加组织中残余奥氏体 量及其稳定性。低碳合金钢中的硅可显著提高粒状贝氏体的相对含量，而且在 硅含量低于1 6 2 时，m a 岛和岛中马氏体的体积分数随硅含量的升高丽明显 增加。 锰：强降低b s 点，弱降低m s 点；能控制贝氏体相转变曲线，并提高贝 氏体淬透性及贝氏体钢的强度。在低碳钢中，对晶粒有细化作用。 镍：强降低b 。点，能提高钢的强度及韧性，是获得高冲击韧性必不可少 的合金元素，并降低冲击转变温度。 锰：强降低b s 点，弱降低m s 点；能控制贝氏体相转变曲线，并提高贝 氏体淬透性及贝氏体钢的强度。在低碳钢中，对晶粒有细化作用。 铬：强降低b 。点，弱降低m 。点，是降低b 。m 。比值最强的合金元素， 并且可以强化基体与其它元素配合，并保证锻态基体获得贝氏体组织。铬对贝 第8 页 西华大学硕士学位论文 氏体转变的c 曲线影响较大，能提高贝氏体淬透性和强度。 硼：在中低碳贝氏体钢中多边形铁素体转变很快，连续冷却时不可能得到 最大量的贝氏体转变，向钢中加入0 0 0 2 左右的b ，就可以抑制多边形铁索 体的转变而不抑制贝氏体转变了。但是由于b 在钢中活性很高，极易形成氧 化物或氮化物，而减少了奥氏体中的有效硼含量，所以加硼钢必须用铝脱氧或 加钛处理，而且硼的加入量必须适当，而在冶炼中难以控制硼的添加量。随着 高合金贝氏体钢的发展，b 已被其它合金元素取代。 钼：强降低b s 点，弱降低m 。点，能使铁素体一珠光体转变大大推迟，并 使铁素体一珠光体与贝氏体“c ”曲线分开，但对贝氏体转变的推迟作用却不明 显。m o 含量大于o 2 时便使下临界冷速( 与铁素体析出相切的冷速) 降低；含 量在o 2 一0 4 时的作用已十分显著，当含量大于0 6 时，这种影响减小， 因此，一般中低碳贝氏体钢中m o 的加入量为o 4 0 6 拉勒。它是强烈形成稳 定碳化物的元素，显著的阻止奥氏体晶粒粗化。 合金元素对b 。点和m 。点的压低作用直接影响到所获得贝氏体组织的形态 和性能，理论上b s 点越低，相的转变组织中下贝氏体的量就越多，钢的强韧 性配合就越好。同时，降低b d a m 。比值越大，贝氏体组织长大的温度范围 就越窄，贝氏体组织就越细小，起到类似于细晶强化的作用啪1 ，提高钢的强韧 性。因此，在添加合金元素时，应充分考虑这种作用。表1 1 列出了各合金元 素1 的含量对b s 点和m s 点造成的降低值以及b s a m s 的比值。 表1 11 合金元素对b s 和m s 的降低作用 f i g 1 - 1 t h ei n f l u e n c eo fl w t c o n t e n to fa l l o y so nt h ed e c r e a s eo fb sa n dm s 键增加1 合盘元索j 野遗戒盼强度琊低债 元索 氏 i i i m i i a i i i i b i m l l l a lm i r - ，一i ir 。- 2 7 0 4 1 40 6 亨 劓 c r 撕 m o 9 0 蚀 躯 船 湖 i ， 1 7 2 l 2 7 2 | 1 2 埔 3 1 9 总之，合金元素在贝氏体钢中的强化作用主要表现为：降低贝氏体相的转 第9 页 西华大学硕士学位论文 变温度( b 。) ，细化铁素体晶粒及固溶强化。同时，也使“c 发生变化。但强 度和韧塑性往往是矛盾的，在高强度的同时，所有合金元素都在不同程度上降 低了韧塑性。 1 4 贝氏体及其共存组织的回火转变 钢的回火时将淬火钢加热至a c 。以下的温度，保温，然后冷却的一种热处 理方式。其主要目的是：消除或减少钢的内应力；调整性能；稳定组织和尺寸， 回火是改善贝氏体强韧性的有效途径。典型贝氏体是由含有一定程度过饱和碳 的贝氏体铁素体和碳化物或者残余奥氏体组成的。在准贝氏体钢中，还有一定 量的残余奥氏体膜或残余奥氏体马氏体( m a ) 。因此，对于贝氏体及其 共存组织的回火过程基本可以概括为贝氏体铁素体、碳化物和m a ( 或残余 奥氏体膜) 三类组成物的变化。 1 4 1 贝氏体铁素体回火时的变化 贝氏铁素体和马氏体都是碳在0 【f e 中的过饱和固溶体，其差别仅在于贝 氏体铁素体含碳量比马氏体的含碳量少。因此，可以推断贝氏体铁素体回火时 的变化基本上也应遵循低碳马氏体回火转变的规律。这就是：碳的偏聚、铁素 体的分解、碳化物的析出和聚集长大以及铁素体的回复和再结晶等过程，但二 者也存在一些差别昭 。 1 碳的偏聚和碳化物析出 贝氏铁素体是碳的过饱和固溶体，回火处理导致其固容量的降低，位错密 度的高低往往与它们的含碳量相对应。一般认为，上贝氏铁素体含碳量约为 0 0 3 ，而下贝氏体铁素体含碳量约为0 1 5 - 0 1 7 ，下贝氏体的位错密度 要比上贝氏体高。贝氏铁素体中含碳量比马氏体的含碳量低，比低碳马氏体位 错附近间隙所能容纳的碳含量还低，因此位错密度低于低碳马氏体。故可认为 贝氏铁素体中碳原子很可能处于偏聚状态，而且很可能在贝氏体形成过程中这 种偏聚就已经发生乜引。由于贝氏铁素体位错密度和碳含量均较低，而位错线又 是碳化物优先形核处和碳原子扩散的通道，所以贝氏铁素体中碳化物不易形成 和长大。 有实验表明啪3 ，当回火温度 2 5 0 。c 时，其组织是由贝氏铁素体和残余奥 氏体组成，没有碳化物出现。当温度超过2 5 0 时结合t e m 和卜射线衍射分 第l o 页 西华大学硕士学位论文 析可知，组织中已经发现渗碳体，说明残余奥氏体己开始分解m 1 ，通过电镜可 以观察到析出的碳化物形态和分布。它与下贝氏体碳化物形态不同，从贝氏体 铁素体中析出的碳化物不具有单一的方向性排列，并呈更为细小的弥散和漫乱 地分御在铁素体基体上。萃取衍射分析表明，这种碳化物是f e 。c ，它比马氏 体中析出碳化物要细小得多。 碳化物析出温度并不是固定不变的，它是随着钢的成分和形成条件不同而 变。一些实验表明，上贝氏体铁素体由于过饱和程度低，分解温度常常高于 2 5 0 3 2 5 。如4 0 c r m n s i m o v a 钢经过3 1 0 等温1 2 m i n 后于3 5 0 回火时， 可以看到在铁素体基体上有e 碳化物析出，而1 5 c r m o v a 钢空冷后于5 0 0 回 火时才看到有f e 。c 沉淀。 ， 连续冷却条件下形成的贝氏体，其铁素体回火后的分解温度与形成时的冷 却速度有密切关系。当冷却速度快时，其分解温度低；而在较慢冷却速度下形 成的贝氏体，其分解温度则比较高。可以认为这和碳在铁素体中的过饱和度有 关。等温温度高或冷却速度慢时，贝氏体铁素体中溶碳量愈少，回火时形成的 碳化物量愈少，分解需要的回火温度亦愈高。 2 有关贝氏体铁素体的回复和再结晶 与马氏体回火一样，随着回火温度升高，贝氏体铁素体亦应发生回复和再 结晶过程，由多边形的新晶粒代替条状结构，这个过程可能发生在更高的温度 和更长的保温时间，而且合金化的贝氏体铁素体回复和再结晶过程是较困难的 口副。欲消除其板条痕迹成为多边形化铁素体可能需要更高的温度或更长的保温 时间，有资料指出，保温时间长达5 0 0 h ，仍未能消除板条状的痕迹。可见一 般合金化贝氏体铁素体难于达到再结晶程度。 1 4 2 贝氏体碳化物回火时的变化 在回火的贝氏体组织中，会有从铁索体中析出的和原贝氏体中的两类碳化 物出现。在回火过程中，除其数量、分布和形貌会发生变化外，还可能有类型 的转变。 1 碳化物的形貌变化 和马氏体回火相似，随着回火温度升高从贝氏体铁素体中析出的碳化物 质点也将发生逐渐聚集长大和球化。 第l l 页 西华大学硕士学位论文 贝氏体铁素体的回火不仅其析出碳化物的温度较高，而且球化和长大的温 度也相应地较高。下贝氏体2 5 0 回火时，基体较清晰；而在3 5 0 4 5 0 回 火时才1 有碳化物析出并长大：在6 5 0 时碳化物显著球化。而原下贝氏体碳 化物即使在6 5 0 回火时也保持其原有单一方向排列的形态。这说明贝氏体 铁素体在回火时，析出碳化物的温度以及抗聚集长大的能力均高于马氏体瞄3 1 。 马氏体和贝氏体在回火时的区别就在于贝氏体有着较高地回火稳定性。 2 碳化物类型的变化 一般认为下贝氏体碳化物是碳化物，e 碳化物是一个亚稳定相，在回火 过程中将逐渐地转变为渗碳体。由于e 碳化物比容( ( 0 1 4 0 士0 0 0 2 ) c i l l 3 g ) 大于渗碳体的比容( ( 0 1 3 士0 0 0 1 ) c m 3 g ) ，因此，这种变化过程将伴随 体积收缩现象。 对于含有强碳化物形成元素的合金钢随着回火温度的升高，还会发生渗 碳体向其他类型特殊碳化物的转变，即由亚稳定的碳化物向更稳定的碳化物转 换。在研究中发现口训，低合金贝氏体在低温( 1 0 0 - 3 0 0 c ) 回火时，将析出f e 。c 。， 继之逐步转变为f e 。c ，而f e 。c 又在4 0 0 开始溶解，提高回火温度5 0 0 - 6 0 0 时，又开始有细小针状m 0 。c 质点形成，并引起钢的二次硬化。继续提高回火温 度，将引起m o 。c 的粗化，硬化效果也随着减弱，至6 5 0 7 0 0 时便转变成 m o ：c ，同时部分渗碳体过渡到m 。c 。中去。由此可以看出，它和马氏体回火时碳 化物析出顺序没有明显差别，有关马氏体回火时碳化物转换的规律和途径也适 用于贝氏体。但是仍应注意到贝氏体本身的一些特性，如它的过饱和碳含量低i 有较粗大和稳定的原贝氏体碳化物，加之贝氏体中位错密度比马氏体低，这些 因素都将使渗碳体溶解速度减慢，从而推迟了合金碳化物的析出和转换。因此， 欲使贝氏体中析出合金碳化物，需要比马氏体更高的温度和更长的时间。 1 4 3m a 或残奥( 膜) 回火时的变化 无碳贝氏体和准贝氏体钢在回火过程中，其中的马氏体和残余奥氏体将会 发生分解或转变。有些钢在贝氏体等温淬火时，未转变奥氏体竟达到2 5 3 0 ， 而残余奥氏体也会达到1 5 - 2 0 如此大量的m a 或残余奥氏体( 膜) 的组 成物在回火时的变化必然对钢的性能带来很大的影响。 1 马氏体和残余奥氏体回火加热时的分解 第1 2 页 西华大学硕士学位论文 马氏体和残余奥氏体在回火加热时都将发生分解，这可在体积变化上反映 出来。资料研究了1 5 c r m o v a 钢粒状贝氏体回火的组织转变情况。指出，在 3 0 0 以下温度回火时，m a 未发现有明显变化，而在3 0 0 加热和保温 后便开始了分解过程。从回火后的薄膜透射和萃取复型组织像可以看出，由岛 状组成物分解所形成的碳化物形态为薄片状。由于m a 岛周围残余奥氏体较 多，且其碳含量较高，故可认为上述薄片状渗碳体主要是由残余奥氏体分解形 成的。加热到5 5 0 后用电子衍射证实，岛内仍有未回火的马氏体。 研究还表明日副，这种从岛状组成物分解形成的碳化物不易发生球化。在 6 2 5 。c 回火时，碳化物仍呈薄片状，到了6 5 0 7 0 0 x 3 回火时，碳化物才趋于 球化。残余奥氏体膜回火加热时的变化与上述m a 岛中残余奥氏体的变化 基本相似。还应指出，当工艺条件不同时，岛的成分和组成物也会有差别，因 而各个岛的分解也不会完全一样。 2 回火保温时残余奥氏体的转变 一般认为回火温度在马氏体点m s 以上或以下残余奥氏体转变产物是不 同的。前者可直接转变为贝氏体，后者则转变为回火马氏体，它既可以在淬火 马氏体边界上扩大，也可以沿马氏体外侧或其他地方形成新的马氏体。实际上， 对于中温回火转变所残存的奥氏体来说，由于它是富碳的，故其滋点温度很低i 甚至可以在室温以下，因此回火往往是在残余奥氏体的马氏体点m s 以上温度 进行口刚。一些研究表明，它的转变特点基本上遵循着原过冷奥氏体等温转变时 所表现的规律。即它也有一个“c ”转变曲线。对于那些具有两个相互分离的 “c ”曲线钢种来说，回火时也观察到有两个奥氏体转变加速的温度区域，其 间由高稳定性的区域将其分开。 高碳钢中残余奥氏体( a r ) 回火后的转变，只是在开始析出碳化物阶段较 原始奥氏体为早，而在珠光体( p ) 分解的开始和终止的时间均较原奥氏体( a ) 滞后。 3 0 c r m n s i n i 2 a 钢的试验结果表明d 7 1 ，在3 5 0 4 0 0 回火都有一个转变稳 定区。在4 0 0 。c 以下，对于经2 4 0 c 等温者，孕育期比原过冷奥氏体提前， 在2 4 0 等温转变产物主要是马氏体，对于经3 9 0 。c 等温者，其孕育期不是 提前了，而是比原过冷奥氏体的孕育期延迟了，且向低温方向移动。还发现随 着预先等温时间的延长，回火等温转变所需孕育期增加，尤其是在较低温度回 第1 3 页 西华大学硕士学位论文 火时更为明显。这表明，等温时间既影响残余奥氏体碳含量的高低，同时也影 响到t t t 曲线孕育期的长短。分析中温回火转变后所获得的残余奥氏体回火 转变动力学特点时认为转变速度取决于如下两个因素b 引：( 1 ) 残余奥氏体状 态的改变( 如受马氏体作用而使其结构遭受破坏、形变和应力等影响) ：( 2 ) 残余奥氏体内碳浓度的变化。前者将使残余奥氏体转变孕育期缩短，而后者则 将随着残余奥氏体富碳程度的加大而使转变孕育期延迟。这两种因素作用的结 果将决定残余奥氏体回火转变的热稳定性，若前者作用为主时，残余奥氏体孕 育期可小于原过冷奥氏体，而后者作用为主时，则残余奥氏体孕育期可大于原 过冷奥氏体。 对于合金钢来说，高于4 0 0 回火时，残余奥氏体转变t t t 曲线便出现 分离现象，且随着回火温度升高，孕育期趋于缩短。 3 残余奥氏体回火时的转变产物 有些资料认为淬火钢中残余奥氏体的低温( 3 5 0 ) 回火转变产物是下 贝氏体，也有资料认为是上贝氏体。对于中温转变产物中残余奥氏体的回火转 变来说，情况更为复杂。 4 残余奥氏体回火转变的不完全性和二次淬火 残余奥氏体转变亦具有不完全性，甚至还大于原过冷奥氏体。在回火过程 中未转变的奥氏体在随后冷却时一部分可转变为马氏体，这种现象称为二次淬 火。如果淬火过程中在3 0 0 - 4 0 0 c 温度范围内发生部分转变，则回火后冷却 时冷却曲线上就会出现转折，而直接淬火者回火后冷却不存在二次淬火效应。 一 对于二次淬火产生原因有种种解释9 。，一般认为高合金钢在5 0 0 6 0 0 回火加热时可能发生两种变化：一种情况是残余奥氏体中析出部分碳化物，使 其中碳和合金元素含量降低，因而m s 点升高，在冷却时转变为马氏体；另一 种情况是，残余奥氏体中并没有析出碳化物，而是出现了奥氏体的反稳定化或 催化现象，使m s 点升高，冷却时发生了马氏体转变。就低合金结构钢来说， 残余奥氏体内碳的贫化是造成二次淬火的主要原因。回火规范对二次淬火现象 有着明显的影响。随着回火温度的升高，奥氏体析出碳化物愈多，剩余奥氏体 碳浓度愈低，冷却时马氏体点愈高，且最后剩余奥氏体愈少。回火保持时间愈 长，从残余奥氏体中析出的碳化物愈多，剩余奥氏体的碳浓度愈低。因此，冷 却时马氏体点愈高，最后剩余奥氏体量也愈少。 第1 4 页 西华大学硕士学位论文 5 残余奥氏体稳定性和回火温度的关系 残余奥氏体稳定性一般分为两类：热稳定性和机械稳定性 ( 1 ) 残余奥氏体的热稳定性 热稳定性是指贝氏体组织中的残余奥氏体抵抗在回火过程中分解和转变 的能力。热稳定性高意味着残余奥氏体在回火过