贝氏体固态相变.docx

江苏科技大学固态相变发展进程贝氏体的发展学院：材料科学与工程学院 班级：09406022 学号 ：0940602215 姓名：黄东2012/6/5在此处键入文档的摘要。摘要通常是对文档内容的简短总结。在此处键入文档的摘要。摘要通常是对文档内容的简短总结。贝氏体相变 早在1929年，Robertsonll21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，1930年Davenport和Baintl31称这类组织为针状屈氏体，以后为给予Bain以荣誉，称此为贝氏体。通常以珠光体相变温区以下、马氏体形成温度(Ms)以上温区形成的相变产物称为贝氏体，如图1所示，但有些钢(如高速钢)中，Ms温度以下也形成贝氏体，或呈现其他较复杂的情况。Mehltlsl又将较高温度形成的贝氏体(如图1(a)贝氏体C曲线鼻部温度以上形成的贝氏体)为上贝氏体，较低温度(如贝氏体C曲线鼻部温度以下)形成的贝氏体为下贝氏体。前者以羽毛状组织为典型组织，其脆性较大；下贝氏体多呈片状具强韧性，为材料工作者所青睐。但为获得性能良好的下贝氏体组织，必须进行等温处理，在生产技术上不甚便利。上世纪50年代发展MoB系钢161，可由空冷获得贝氏体组织，称为贝氏体钢，并发展出由铁素体和马氏体一奥氏体(MA)岛状物组成的粒状贝氏体。氏体相变的机制20世纪，贝氏体相变机制已形成了多种学术观点，除了切变机制、扩散机制外，还有切变一扩散复合机制、藕合机制等，并且存在激烈论争。40年的学术论争表明，两派学术观点各有所长，也各有所短。进入2l世纪，内蒙古科技大学贝氏体课题组继承各类学术观点之长，传承，开拓和创新，进行各类学术观点的整合，提出了切变一扩散整合机制。以促进贝氏体相变理论的发展。科学技术和哲学告诉人们，自然物质的演化是从量变到质变的过程。应当把“奥氏体、珠光体、贝氏体、马氏体”转变系列作为一个整合系统来研究。从整合机制和自组织功能方面以系统整合的方法进行研究。本文主要阐述近年来贝氏体相变研究的新成果、新机制。l贝氏体相变的过渡性贝氏体相变是较共析分解、马氏体相变更为复杂的相变，过渡性是其最主要的特征。11 贝氏体相变是过冷奥氏体转变的中间过渡环节过冷奥氏体作为一个整合系统，从整体上看，从高温区的扩散性共析分解到低温区的马氏体无扩散相变是一个逐级演化的过程。全过程可以分为三个不同性质的阶段：即高温区的珠光体转变；中温区的贝氏体相变；低温区的马氏体相变。三个阶段既有联系又有区别，应当把握整合系统的整体性，贝氏体相变是这个系统的中间过渡环节。碳及合金元素原子的扩散速度随着温度的降低而减慢，是导致分阶段转变的诱因。在高温区，原子扩散能力较强，过冷奥氏体进行扩散型相变，转变为珠光体组织；而在低温区，原子难以扩散，则发生无扩散的马氏体相变；在中温区，碳原子尚有足够的扩散能力，进行长程扩散。但铁原子和替换原子的位移方式将以界面热激活跃迁方式发生贝氏体相变。贝氏体转变与共析分解、马氏体相变既有区别，又有联系。表现出从扩散型相变到无扩散型相变的过渡性、交叉性。同时又具有自己的特殊性。它既打上了共析分解的“烙印”，又打上了马氏体相变的“烙印”。12贝氏体组织的过渡性(1)组成相钢中贝氏体的组成相十分复杂，不同于珠光体珠光体只有两相(铁素体+碳化物)。也不同于单相的马氏体。贝氏体组织中除了BF外，往往同时存在其他相，如渗碳体、e该化物，残留奥氏体、马氏体或所谓MA岛等。上贝氏体的组成相有时与珠光体相同，即含有铁素体和渗碳体两相。贝氏体组织中存在着马氏体、残留奥氏体等相，说明它打上了淬火马氏体组织的烙印。从上贝氏体组织过渡到下贝氏体组织，表现了从珠光体到马氏体的过渡性和复杂的交叉性。(2)组织形貌在组织形貌上，羽毛状上贝氏体、无碳贝氏体均与在晶界处形核长大的珠光体有相似之处，铁素体均呈条片状，仅碳化物分布形态有所区别。羽毛状的上贝氏体与片状珠光体颇有相似之处。图1(a)为GCrl5钢950加热奥氏体化，然后于450等温，得到羽毛状上贝氏体组织，可见，酷似片层状的珠光体。下贝氏体呈现片状或针状特征。条片状的下贝氏体与板条状马氏体相似。针状的下贝氏体与片状马氏体相似，图l(b)为CCrl5钢950加热到奥氏体化，然后于300 等温，得到的针状(或片状)下贝氏体组织，可见，酷似片状马氏体。从贝氏体形貌上看，表现了从珠光体到马氏体之间的交叉性，具有明显的过渡性特征1-3。l-3 贝氏体相变动力学具有过渡性特征在高温区，过冷奥氏体等温分解为珠光体，其转变量随着时间的延长不断增加。直到100转变为珠光体为止。在低温区，钢中的马氏体转变量具有降温转变特征，具有Ms、Mf点。即随着温度的降低，马氏体转变量不断增加，而且转变不彻底，往往存在不同程度的残留奥氏体。在中温区，贝氏体相变中，具有Bs，Bf点，也具有随着温度的降低，贝氏体转变量不断增加的现象。如图2的动力学曲线所示，随着温度的降低，贝氏体转变量逐渐增加到10、25、50、75，这一点与马氏体的降温转变相似；但是从图中又可见，如果在Ms点稍上等温，例如在320 等温时，则随着等温时间的延长，贝氏体转变量是不断增加的，这一点与珠光体等温转变相似。由此可见，贝氏体相变具有变温转变和等温转变的双重特征，呈现过渡性。2贝氏体和贝氏体相变的定义科学技术和哲学指出，概念是科学理论的细胞，极为重要5。但是，一个正确的科学概念的形成往往有个过程。随着科学研究的深入，搞清了事物的本质和内在规律性，则应当与时俱迸，更新概念，促进理论进一步发展。在发现和研究贝氏体的历程中，从不同的视角不断有新的概念提出。一般以显微组织特征、表面浮凸现象、相变动力学等方面来定义贝氏体。即有所谓显微组织定义，表面浮凸定义和反应动力学定义等。由于20世纪中期，对贝氏体组织结构的观察以及对相变本质上的认识不够深入，也没有全面掌握其规律性，因此，由于条件的限制，贝氏体的定义不可能很确切，许多定义没有触及到贝氏体的本质。随着观测设备的更新和进步，研究的深入，对贝氏体组织形貌和微观亚结构的认识越来越清晰，因此，贝氏体早期的一些概念已经过时，应当更新旧的定义。20世纪对于贝氏体的定义曾经有过激烈的论争，典型的提法有：持切变学说的学者将贝氏体定义为“铁素体和碳化物的非层片状混合组织”。持扩散学说的学者认为：贝氏体是“扩散的、非协作的、两种沉淀相竞争的台阶生长的共析分解产物”。这两个定义都不正确，应当摒弃。综合20世纪以来贝氏体相变的研究成果，结合我们的研究，运用科学的方法论，从系统整合观点出发，对于贝氏体相变及其产物，贝氏体的组织结构，将钢中的贝氏体定义为1：钢中的贝氏体是过冷奥氏体的中温过渡性转变产物，它以条片状BF为基体，同时可能存在渗碳体或-碳化物、残留奥氏体等相，BF内部存在亚片条、亚单元、较高密度位错等精细亚结构。这种整合组织称为贝氏体。至今，在书刊中尚没有找到“贝氏体相变”的科学定义。当然，在当今贝氏体相变理论论争激烈的时候，给贝氏体相变一个科学的定义实非易事。依据钢中贝氏体相变的某些特征：(1)贝氏体相变发生在过冷奥氏体转变的中温区；(2)贝氏体相变是介于共析分解和马氏体相变之间的具有过渡性质的相变；(3)贝氏体的晶核是单相：即BF。(4)贝氏体的相组成物十分复杂，可以由铁素体+渗碳体组成，或铁素体+残留奥氏体组成，或铁素体+MA岛组成，或铁素体+-碳化物+残留奥氏体+马氏体等多相组成；(5)BF中具有复杂的亚结构；(6)贝氏体相变是非平衡的一级相变，具有转变不完全性；(7)贝氏体相变是受碳原子扩散控制的扩散型相变。据此，钢中贝氏体相变的定义为：过冷奥氏体在中温区发生的具有过渡性特征的非平衡相变。以BF形核一长大为主要过程，可能伴随着渗碳体(或-碳化物)析出，或形成残留奥氏体，或生成MA岛等相构成多种形貌的贝氏体整合组织的一级相变。3贝氏体铁素(BF)的形核长大机制31贝氏体晶核研究表明1,6,7，条片状的BF是由亚片条组成，亚片条由亚单元构成，亚片条的宽度约0.5，长度为10-50。亚单元有方形，多边形等多种形貌，亚单元的宽度约70 nm，长度0.10.2，长厚比约为3；亚单元由更细小的基元或超亚单元组成，宽度20-30nm。将Fe-0.07 C-1.8 Mo合金于1300加热，然后615等温处理，其薄膜试样在高分辨电镜下观察，发现超亚单元的尺寸为5-20nm。近年来，一些学者的研究表明8,9，BF中存在精细孪晶。并且认为BF亚片条就是细小的精细孪晶，各个亚片条之间存在孪晶关系。观察发现，上BF中孪晶片厚度为2-10 nm；下贝氏体的孪晶片厚度为2-3 nm大量的电镜观察，发现最小的超亚单元尺度约为2-5 nm，最小孪晶片厚度为23 nm。理论上，亚单元或超细亚单元、或孪晶片是由晶核长大的，那么，晶核的尺寸应当更小。依据亚单元尺寸分析推测BF临界晶核的尺度在几个nm10,11。32 BF的热激活位移形核机制(1)BF晶核的形成及相变驱动力贝氏体晶核是单相，即贝氏体铁素体。金相观察表明，上贝氏体一般在奥氏体晶界处形核，如图3所示为20CrMo钢BF在奥氏体晶界上形核，并且向晶内生长的情况。某些钢中，在BF长大过程中可能析出-渗碳体或-碳化物，这些碳化物也在界面处形核。涨落是系统自组织的诱因，它是发育成为新的结构的种子。浓度涨落可以形成贫碳区，结构涨落可以形成体心核坯，能量涨落可以提供核坯和临界晶核所需要的能量上涨。三种涨落的非线性正反馈相互作用，迅速放大涨落，使得奥氏体贫碳区的fcc结构瓦解，形成BF晶核。临界形核功是正值，是系统能量升高的因素。它是系统自组织功能提供的，随机的能量涨落可以提供这部分能量。只有同时满足成分涨落、结构涨落、能量涨落三个条件的核坯才有可能成长为临界晶核。因此，涨落是种子；贫碳区是提供这三种涨落的有利地点，是BF晶核发育的土壤。当过冷奥氏体按下式转变为无碳贝氏体时1,13,14：+1B+1BF+1，计算相变阻力和在Bs温度的相变驱动力，形成BF的驱动力约为G，-905 Jmol。此计算值与实测值1,12相近。在贫碳区中形成铁素体晶核，相当于fccbcc多形性转变。/相界面两侧的原子的自由焓不等，相原子的自由焓为G，相原子的自由焓为G，见图4。相界面两侧的铁原子没有本质上的区别，仅仅自由焓不等，G是-两相的自由焓差，相原子将自发地跃迁到相中，热激活跃迁是相互的，但向相中跃迁的原子数量占优势。Fe原子或替换原子由1转移到仪核坯上需要越过一个位垒Q，而原子由相转移到相时，则需要越过较高的位垒(Q+G，)，越过较难。Q为激活能。由于相相的转变是个自发过程。原子只需热激活跳跃并跨越相界面，就能够自发地建构BF晶核。相界面附近的原子连续接踵地热激活跃迁，这种位移不能保证原子维持原来的邻居关系。对于fccbcc转变，界面过程控制的驱动力是界面两侧，也即-两相的自由焓差。铁原子从越过界面热激活迁移实现相界面向奥氏体方向移动的示意图如图5所示。在奥氏体的贫碳区中，铁原子不存在浓度梯度，按照菲克扩散定律，不可能发生铁原子的传质过程。因此，BF在贫碳区中的形核，没有成分变化，不属于扩散过程，难以用扩散机制加以说明。由于奥氏体和铁素体晶格常数不等，存在失配度8，计算得8=0216，则相界面应当是半共格的，在相界面上存在位错。由于小仅两相保持KS关系，晶核呈片状，畸变能较小。在奥氏体晶界上形成的晶核，不可能与其两侧的奥氏体(1和2)同时具有共格界面关系。BF晶核可能沿着相界面长大，如图6所示。也可能在晶界形核后立即向一侧的奥氏体晶粒内部长大，如图3、图7所示。由于BF晶核在奥氏体晶界上形核，不能与两侧的奥氏体晶粒同时具有共格界面，因此不能以切变共格方式形核长大。BF晶核一长大过程可用图8描述：(a)为奥氏体晶界处随机涨落形成贫碳和富碳；(b)为晶界的贫碳区中形成BF晶核，并且沿着晶界分布；(C)、(d)为晶核沿着奥氏体晶粒的某晶面向晶内生长。4 贝氏体渗碳体（Bc）的形成机制Bc的形成与BF亚单元的形核一长大密切相关，由于铁素体中含碳量极低，随着亚单元的形成和长大，不断排碳，碳原子长程扩散进入其周边的奥氏体中，使得奥氏体越来越富碳。这为碳化物的析出创造了条件。41 Bc的来源Bc只有-Fe3C、-Fe2.4 C两种类型，没有MC、M6C等特殊碳化物。Bc来源于还是，或者是相界面，这是两派学术论争的一个焦点问题，它实质上是碳化物的形核地点问题，即碳化物在BF中形核?还是在奥氏体中形核?或者是在BF相界面处形核?上贝氏体中碳化物，即-渗碳体的来源认识基本上是一致的。即渗碳体在富碳的奥氏体区内析出。下贝氏体碳化物的来源认识不一致，一种观点认为，初始的贝氏体类同于马氏体具有全饱和固溶碳含量，BF中含有过饱和碳，碳化物析出自碳过饱和的铁素体。但某些学者不同意这种观点，认为碳化物来源于奥氏体，BF中的含碳量是平衡态的，碳化物来源于铁素体生长前沿的富碳奥氏体内。42 BF固溶碳含量BF中的固溶碳含量成为讨论的一个热点。其实，上、下BF中的含碳量不同，BF中碳的过饱和度随着相变温度的降低而增加，与钢的成分也有关系。合金元素对贝氏体的形核长大速率有明显的影响，其形成速率也影响了碳原子被拘陷的程度。贝氏体相变是过冷奥氏体在中温区的非平衡转变，因此，BF中碳含量是过饱和的。BF中具有较高的位错密度，在中温区等温时，由于位错的运动会使位错密度降低，因此，上贝氏体中的位错密度较下贝氏体为低。原子探针分析表明，BF中的碳原子数随着等温温度的降低而增大。上面已叙及，下贝氏体的缠结位错，位错密度约为2109-10cm-2。已有的资料说明，马氏体中的位错密度为21011-12cm-2。2时，可以吸纳02C(质量分数)的含碳量，而不出现正方度。因此可以认为，BF较高的位错密度增大了碳原子的溶解度(位错禁锢碳原子)，比平衡态铁素体具有过饱和碳。研究认为位错的柯垂尔气团中碳原子浓度约为74(原子分数)16。在高碳高硅钢的贝氏体研究中，对奥氏体和铁素体经过X射线和原子探针分析，表明BF中存在过饱和碳16。实际上，贝氏体在中温区形成，然后迅速冷却到室温，碳原子不能从铁素体中平衡脱溶，因此，从这个角度来讲，铁素体也是被碳原子过饱和的。综上所述，BF中碳原子是过饱和的，过饱和度应当约为02(质量分数)。具有这样过饱和度的相(BF)中不能析出-碳化物17。43贝氏体碳化物的分布贝氏体碳化物的位置或分布特征被认为与其来源有关。将F20钢于870奥氏体化2 h，然后于500等温淬火2 h。得到上贝氏体整合组织，如图9所示，可见，贝氏体碳化物呈短棒状，长短不等，沿着BF的长轴方向分布。渗碳体分布于BF片条内部，即Bc被BF包围。而且分布是不均匀的，是非均匀形核的特征。短棒状碳化物与BF长轴呈一定的夹角。碳化物从条片状铁素体界面开始向内部延伸，有的横贯整个铁素体片，有的长大到半截而终止。从(b)图可见，碳化物大部分分布在铁素体片中间。这些上、下贝氏体碳化物经过电子衍射分析，证明均为渗碳体，即-M3C。44 Bc的形核Bc的形成也是一个形核一长大的过程。电镜观察表明，Bc在BF片条之间的奥氏体界面上形成或在贝氏体亚单元间形成。图10为P20钢(a)和23MnNiCrMo钢(b)的下贝氏体组织，可见，图中箭头所指Bc为0渗碳体，可见，Bc在界面处形核，然后呈楔形长大，碳化物的长大终止后而被铁素体包围。从图(b)也可以看到碳化物分布在铁素体片内部的情况(图b左侧箭头)。图1l是GCrl5钢950奥氏体化后，于220硝盐浴中等温得到的下贝氏体，可以看到碳化物呈楔形长大的情况。可见，在相界面上形核，在界面处尺寸较粗大，向前长大时逐渐变得尖细而成楔形。已知-Fe2.4C的含碳量为79(质量分数)，-Fe3C的碳含量是67(质量分数)20。因此，形成碳化物时，需要很高的碳原子的浓度涨落，如此高浓度的涨落在铁素体内部是难以出现的；-Fe2.4C(六方晶格)和-Fe3C (正交晶格)难以在铁素体晶格中形成结构涨落；因此，在BF内部难以形成碳化物品核。碳是扩大相区的元素，BF亚单元的形成使碳原子不断排出而进入富碳奥氏体中，奥氏体中将溶人大量的碳原子。尤其在BF相界面上，碳原子易于吸附偏聚，而且碳原子沿着界面的扩散速度很快，加上与富碳的奥氏体相邻接，则BF相界面为碳化物的形核提供了有利条件。4.5 Bc的长大Bc在BF相界面上形核，并且向奥氏体内部长大。碳化物的长大促进了铁素体的长大。随着铁素体亚单元的重复形成碳化物并不断长大，这是碳原子不断沿着界面扩散输运的过程，也是铁原子在相界面上热激活跃迁的过程1,19。由于上BF在奥氏体晶界形核，然后沿着惯习面向奥氏体晶粒内部长大，呈条片状平行排列，片条之间分布着富碳的奥氏体。上贝氏体碳化物在BF相界面上形核，向富碳奥氏体中长大，因此，短棒状或纤维状的-渗碳体当然要沿着铁素体片主轴方向平行排列。图12所示为下BF片条和亚单元形成示意图以及-渗碳体形核-长大的示意图。图(a)为在奥氏体晶界或位错等缺陷处由于涨落而形成贫碳区和富碳区，在能量涨落和结构涨落的非线性交互作用下，BF亚单元形核(图b)，铁素体片条依靠亚单元重复形成而长大，并且排碳。亚单元的重复形成，使周边的奥氏体中不断富碳。依靠涨落在BF相界面处形成渗碳体晶核(图c)，这时则出现了BcBF相界面和Bc相界面，碳原子沿着相界面长程扩散，供应渗碳体晶核长大所需要的碳原子。碳化物借助于BF的长大而长大，也可以长入富碳的奥氏体中。由于碳化物的长大需要大量碳原子长程扩散供应，由于长程扩散供应困难，碳化物长大到一定大小后会停止，而此时铁素体将继续长大，碳化物终究被铁素体所包围(图d)。大量的试验观察表明：下贝氏体碳化物在BF相界面上形核，由于界面扩散速度较快，碳化物容易沿着界面长大，铁素体的生长排碳，促进碳化物靠近铁素体长大，碳化物的长大使得其周边的奥氏体中碳含量降低，又促进铁素体继续长大。碳化物的持续长大受到碳原子长程扩散供应的限制，而陷入困境，于是停止长大，而被铁素体包抄。碳化物也可以长入奥氏体中，这使其周边的奥氏体贫碳而转变为铁素体。这一切，导致最终碳化物被铁素体所包围。46 Bc形核长大时原子的位移碳化物的形成是个传质过程，首先需要碳原子的长程扩散。同时需要铁原子迁移，因为Fe3C的碳含量是667(质量分数)，铁原子含量则为9333(质量分数)，这与奥氏体的成分不同，在建构Bc晶格的同时，多余的铁原子需要迁移到铁素体中去。即碳原子是朝Bc的方向扩散，以满足建构Bc的需要；而铁原子的迁移方向与此相反，即向铁素体中迁移。由于中温区的转变温度低，铁原子和替换原子是不能像扩散机制所述的那样，以换位机制、挤列机制、间隙机制等方式进行长程扩散的。计算表明，当温度从600700降低到中温区(300400)时，铁原子在rFe中的扩散系数D降低到10-20-10-24cm-2s-1之间，降低了69个数量级。如果说在共析分解时铁原子能够扩散的话，而在中温区的扩散系数则降低了百万倍以上，可以认为已经失去了扩散能力，即不能进行扩散，或者说在中温区依靠铁原子的扩散进行相变是难以想像的，也不符合动力学实际。上面已经叙及BF的形成具有热激活迁移机制。依靠铁原子的界面热激活迁移可以实现BF的形核长大，那么，在Bc的形成时，铁原子和替换原子的移动同样是热激活的，一次跃迁的距离