8贝氏体转变和钢的等温淬火821Word格式文档下载.docx

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图8.1上贝氏体的显微组织

在一般情况下，随着碳质量分数的增加，上贝氏体中的铁素体条增多、变薄，渗碳体数量亦增多、变细。

上贝氏体的形态还与转变温度有关，随着转变温度降低，上贝氏体中铁素体条变薄，渗碳体细化。

在上贝氏体中的铁素体条间还可能存在未转变的残余奥氏体。

尤其是当钢中含有Si、A1等元素时，能使奥氏体的稳定性增加，抑制渗碳体析出，故使残余奥氏体的数量增多。

8.1.3下贝氏体

下贝氏体形成于贝氏体转变区的较低温度范围，中、高碳钢约为350℃~Ms。

典型的下贝氏体是由含碳过饱和的片状铁素体和其内部沉淀的碳化物组成的机械混合物。

下贝氏体的空间形态呈双凸透镜状，与试样磨面相交呈片状或针状。

在光学显微镜下，当转变量不多时，下贝氏体呈黑色针状或竹叶状，针与针之间呈一定角度，见图8.2（a）。

下贝氏体可以在奥氏体晶界上形成，但更多的是在奥氏体晶粒内部形成。

在电子显微镜下可以观察到下贝氏体中碳化物的形态，它们细小、弥散，呈粒状或短条状，沿着与铁素体长轴成55~65℃角取向平行排列，见图8.2（b）。

下贝氏体中铁素体的亚结构为位错，其位错密度比上贝氏体中铁素体的高。

下贝氏体的铁素体内含有过饱和的碳，其固溶量比上贝氏体高，并随形成温度降低而增大。

（a）（b）

图8.2下贝氏体的显微组织

10m

图8.3粒状贝氏体组织

8.1.4粒状贝氏体

粒状贝氏体是在—些低碳或中碳合金钢中发现的一种贝氏体组织。

粒状贝氏体形成于上贝氏体转变区上限温度范围内。

粒状贝氏体的组织如图8.3所示。

其组织特征是在粗大的块状或针状铁素体内或晶界上分布着一些孤立的小岛，小岛形态呈粒状或长条状等，很不规则。

这些小岛在高温下原是富碳的奥氏体区，其后的转变可有三种情况：

①分解为铁素体和碳化物，形成珠光体；

发生马氏体转变；

富碳的奥氏体全部保留下来。

初步研究认为，粒状贝氏体中铁素体的亚结构为位错，但其密度不大。

大多数结构钢，不管是连续冷却还是等温冷却，只要转变过程控制在一定温度范围内，都可以形成粒状贝氏体。

8.1.5其他类型贝氏体

在工业用钢中，除了出现典型的贝氏体组织外，还同时出现形形色色的各种贝氏体组织，它们有机地结合在一起，如上贝氏体与下贝氏体的有机结合、上贝氏体和粒状贝氏体的有机结合等。

实际钢中还经常出现贝氏体和马氏体有机结合的组织。

上贝氏体和低碳板条状马氏体形貌类似，但是上贝氏体中位错密度较马氏体为低。

高碳针状马氏体和下贝氏体的形貌类似，但前者的亚结构是李晶，而在下贝氏体中很少观测到孪晶。

8.1.6贝氏体的力学性能

图8.4贝氏体的力学性能与形成温度的关系

贝氏体的力学性能主要取决于其组织形态。

但组织和性能又受多种因素影响，所以对贝氏体来说在组织和性能之间还很难建立起定量的关系，仅能定性地说明两者之间的关系。

下面着重讨论贝氏体的强度和韧性。

一般来说，下贝氏体的强度较高，韧性也较好，而上贝氏体的强度低，韧性很差，且随贝氏体形成温度的降低，强度和韧性逐步提高，塑性和韧性也同样随着形成温度的降低而提高，如图8.4所示。

1.贝氏体的强度

影响贝氏体强度的因素有：

（1）贝氏体铁素体片或条的粗细

如果将贝氏体条（片）的大小看作是贝氏体的晶粒，则可以用Hall-Petch公式估算贝氏体的强度。

即贝氏体铁素体的晶粒直径愈小，其强度愈高，如图8.5（a）所示。

贝氏体铁素体片或条的大小主要取决于贝氏体形成温度。

贝氏体形成温度越低，则贝氏体铁素体片或条的直径越小。

所以也可以说贝氏体的强度决定于形成温度，形成温度越低，贝氏体的强度越高。

4

图8.5上贝氏体铁素体条平均直径（宽度）及碳化物量与抗拉强度的关系

（2）弥散碳化物质点

众所周知，合金中的第二相质点与位错的交互作用可以使合金强度有所提高。

同理，钢中弥散的碳化物质点对强度也会有相同的贡献。

根据弥散强化原理，碳化物的颗粒直径越小，数量越多，对强度的贡献越大，如图8.5（b）。

下贝氏体中碳化物颗粒较小，颗粒量也较多，所以碳化物对下贝氏体的贡献也较大；

而上贝氏体中的碳化物颗粒较粗，且分布在铁素体条间，分布极不均匀，所以上贝氏体的强度比下贝氏体低得多。

碳化物的大小、数量主要取决于贝氏体的形成温度和奥氏体的碳质量分数。

一般说，贝氏体的形成温度越低，碳化物颗粒越小越多，所以贝氏体的形成温度越低，强度越高，其中也有碳化物的作用。

（3）其他因素的强化作用

对于贝氏体的强化，上述铁素体晶粒的细晶强化和碳化物的弥散强化是主要的。

其他如碳和合金元素的固溶强化和位错亚结构的强化，无疑也有一定的作用。

2.贝氏体的韧性

从整个贝氏体形成温度范围考虑，随着贝氏体形成温度的降低，强度逐渐增加，塑性和韧性并不降低，反而有所增加（图8.4）。

这是贝氏体组织力学性能的主要特点，也是人们对贝氏体组织感兴趣的主要原因。

合金组织为单相时，其韧性主要取决于晶粒大小。

当有第二相存在时，韧性还与第二相的大小、形态和数量有关。

据此，可以认为贝氏体的韧性也应有铁素体条（片）的大小和碳化物的形态和分布来决定。

但是进一步的研究发现，当钢中有马氏体或贝氏体组织时，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，它们与组织的片条束大小相对应。

由于上贝氏体铁素体条彼此平行排列成束，条与条之间位向差很小，好像是一个晶粒，而下贝氏体铁素体片彼此之间位向差很大。

即上贝氏体的有效晶粒直径远远大于下贝氏体的，加之上贝氏体的碳化物呈连续状分布于铁素体条间，这就是上贝氏体的韧性大大低于下贝氏体的主要原因。

关于在相同强度的基础上，比较贝氏体组织与回火马氏体的韧性时，情况似乎比较

复杂。

大约可以作如下的估计：

图8.630CrMnSi等温淬火与普通淬火回火的

冲击韧性比较

（1）在下贝氏体形成温度范围的中、上区域形成的贝氏体的韧性优于同强度马氏体的韧性。

（2）在具有回火脆性的钢中，贝氏体的韧性高于回火马氏体的韧性，如图8.6。

（3）在高碳钢中，回火马氏体的韧性低于同强度贝氏体的韧性。

由于钢的淬透性的不同，某些钢淬火时往往获得马氏体和贝氏体的混合组织。

对这种混合组织的韧性研究的结果表明：

马氏体和贝氏体混合组织的韧性优于单一马氏体和单一贝氏体组织的韧性。

这是由于先形成的贝氏体分割了原奥氏体晶粒，使得随后形成的马氏体条束变小。

这一结论已在生产上得到应用。

8.2贝氏体转变基本特征

贝氏体转变兼有珠光体转变与马氏体转变的某些特征。

归纳起来，主要有以下几点。

图8.7高速钢TTT图

8.2.1贝氏体转变温度范围

钢中贝氏体相变是介于珠光体相变和马氏体相变之间的中温转变。

在碳素钢的TTT图中，贝氏体转变C曲线与珠光体转变C曲线重叠。

而在合金钢中，贝氏体相变有单独的C曲线，如常见的高速钢TTT图，如图8.7所示。

从图中可见珠光体C曲线与贝氏体C曲线完全分离。

在中间有一个宽广的温度范围，过冷奥氏体长时间等温而不发生转变，此处称“河湾区”。

在河湾区既不发生珠光体转变，也不发生贝氏体相变。

但多数情况下，珠光体转变C曲线与贝氏体C曲线有不同程度的重叠。

从图中还可以看到，在贝氏体相变温度最上部，有一个不够明确的贝氏体相变开始温度，即所谓BS点。

贝氏体相变终了温度Bf也难以准确地测定，它可以延伸到MS以下。

一些高碳钢、工模具钢在MS点以下等温也可以获得贝氏体组织。

8.2.2贝氏体转变产物

切变学派的R.F.Hehcmnn认为：

贝氏体是指中温转变时形成的针状分解产物。

有三个特征：

①针状组织形貌；

②浮凸效应；

③有自己的TTT图和BS点，并将贝氏体定义为“铁素体和碳化物的非层片状混合组织”。

此定义不妥，理由有两个：

①不是混合，而是整合。

混合系统没有自组织功能；

②铁素体和碳化物的非层片状组织不仅仅是贝氏体，粒状珠光体、回火索氏体也是铁索体和碳化物的非层片状组织。

扩散学派的H.I.Aaronson则反驳说：

BS点和TTT图是合金元素对共析分解动力学的一种影响表现，表面浮凸也不能作为切变的依据。

他们只承认贝氏体是“扩散的、非协作的两种沉淀相竞争台阶生长的共折分解产物”。

这一观点把贝氏体看成是共析分解的产物，很不妥当，不能把贝氏体转变看成是共析分解，二者转变性质不同，不能混为一谈；

贝氏体与珠光体分解有着本质的区别。

（1）珠光体由铁素体+碳化物两相组成，贝氏体可以由铁素体+碳化物组成，或铁素体+残留奥氏体组成，或铁素体+M/A岛组成，或铁素体+碳化物+奥氏体+马氏体等多相组成。

（2）珠光体晶核是两相，即F+碳化物；

而贝氏体的晶核是单相，即贝氏体铁素体（BF）。

（3）珠光体共析分解反应式为：

A→F+Fe3C，贝氏体相变不能写成此式。

上贝氏体和下贝氏体中的碳化物晶核何时形成？

以什么形态长大？

碳化物析出与否?

都要视具体条件而定，不与铁素体共析共生。

（4）珠光体分解在晶界形核，而贝氏体相变的形核可在晶界也可在晶内。

（5）珠光体是过冷奥氏体在高温区平衡分解产物或接近平衡的分解产物，而贝氏体是中温区的非平衡相变产物。

（6）珠光体中铁素体可以是片状的（片状珠光体），或等轴状的（粒状珠光体），其中的位错密度低；

而贝氏体铁素体由亚单元乃至超细亚单元构成，位错密度较高，甚至发现存在精细孪晶。

（7）珠光体中铁素体、渗碳体两相存在着比例关系，如共析碳钢的珠光体中的相对量约占13~；

而贝氏体中各相没有固定的比例关系，碳化物析出量不定，还会夹杂着残余奥氏体等相。

因此，贝氏体转变与珠光体分解有着本质上的区别，贝氏体相变绝非共析分解。

可将贝氏体定义为：

钢中贝氏体是过冷奥氏体的中温转变产物，它以贝氏体铁素体为基体，同时可能存在渗碳体或碳化物、残留奥氏体等相构成的整合组织。

贝氏体铁素体的形貌多呈条片状，内部有规则排列的亚单元及较高密度的位错等亚结构。

8.2.3贝氏体转变动力学

贝氏体转变是一个形核、长大的过程，形核需要有一定的孕育期。

在孕育期内由于碳在奥氏体中重新分布，出现贫碳区，在碳质量分数较低的部位，首先形成铁素体晶核，成为贝氏体转变的领先相。

上贝氏体中铁素体晶核一般优先在奥氏体晶界贫碳区形成。

在下贝氏体形成时，由于过冷度大，铁素体晶核可以在晶粒内形成。

铁素体形成后，当碳浓度起伏合适，且晶核超过临界尺寸时便开始长大。

在其长大的同时，过饱和的碳从铁素体向奥氏体中扩散，并于铁素体条间或铁素体内部沉淀析出碳化物，因此贝氏体长大速度受碳的扩散控制。

上贝氏体中铁素体的长大速度主要取决于碳在其前沿奥氏体内的扩散速度，而下贝氏体的长大速度主要取决于碳在铁素体内的扩散速度。

贝氏体的转变包括铁素体的成长与碳化物的析出两个基本过程，它们决定了贝氏体中两个基本组成相的形态、分布和尺寸。

上贝氏体和下贝氏体的形成过程如图8.8所示。

碳在铁素体中的扩散速度大于在奥氏体中的扩散速度，因而在温度较低的情况下，碳在奥氏体的晶界处就发生富集，当碳浓度富集到一定程度时，便在铁素体条间沉淀析出渗碳体，从而得到典型的上贝氏体组织，如图8.8（a）。

在下贝体形成温度范围内，由于转变温度低，首先在奥氏体晶界或晶内的某些贫碳区，形成铁素体晶核，并按切变共格方式长大，成片状或透镜状。

由于转变温度低，碳原子在奥氏体中的扩散很困难，很难迁移至晶界。

而碳在铁素体中的扩散仍可进行。

因此在铁素体共格长大的同时，碳原子只能在铁素体的某些亚晶界或晶面上聚集；

进而沉淀析出细片状的碳化物。

在一片铁素体长大的同时，其他方向上铁素体也会形成。

从而得到典型的下贝氏体组织，如图8.8（b）。

图8.8上贝氏体和下贝氏体形成示意图

8.2.4贝氏体转变的不完全性

与珠光体转变不同，贝氏体等温转变与马氏体转变一样，也不能进行到终了。

转变温度愈靠近BS点，能够形成的贝氏体量愈少，但也有些钢，在靠近MS点等温时也呈现转变不完全性。

8.2.5贝氏体转变动的扩散性

如上所述，贝氏体是由α相及碳化物所组成的，这表明贝氏体转变时必须有碳原子的扩散。

对于未转变的奥氏体以及已形成的碳化物的成分进行测定的结果表明，贝氏体转变时，奥氏体的碳质量分数确实发生了变化，但合金元素的分布并没有发生改变。

这表明贝氏体转变时只有碳原子的扩散而无合金元素的扩散，其中也包括铁原子。

至少是合金元素原子与铁原子未发生较长距离的扩散。

由此可见，贝氏体转变的扩散性指的是碳原子的扩散。

8.2.6贝氏体转变晶体学特征

实验证明，贝氏体形成时，在预先抛光的试样表面上形成浮凸，说明贝氏体转变时铁素体是通过切变机制完成的。

在转变过程中，贝氏体中的铁素体和奥氏体保持共格联系，并且贝氏体的铁素体是在奥氏体的一定晶面上以共格切变方式形成。

就是说贝氏体转变时有一定的惯习面。

上贝氏体的惯习面为{111}γ，下贝氏体的惯习面一般为{225}γ。

同时贝氏体转变过程中铁素体与母相奥氏体之间保持严格的晶体学位向关系。

上、下贝氏体与奥氏体之间的晶体学位向存在K-S关系。

此外，上、下贝氏体中渗碳体与母相奥氏体、渗碳体与铁素体之间也遵循一定的晶体学位向关系。

8.3贝氏体转变动力学

贝氏体转变动力学可为工艺过程提供依据，因此动力学的研究既具有实际价值，又具有理论意义。

贝氏体转变动力学的研究是各学派争论的焦点之一，不同学派对贝氏体转变动力学中最为本质的问题有着不同看法和解释，但从科学事实上说，贝氏体相变动力学具有如下特征：

①与马氏体片长大速度（近声速）相比，贝氏体转变速度较慢；

②在许多合金钢中，贝氏体转变TTT图不与珠光体的C曲线重叠，两曲线分开，并形成河湾区；

③许多合金钢的贝氏体相变有一个明显的上限温度，即所谓BS点，在此温度等温，奥氏体不能全部转变为贝氏体。

8.3.1贝氏体等温转变动力学

用金相方法及多种物理方法研究贝氏体转变动力学得出，贝氏体转变与珠光体转变一样，也可以等温形成。

贝氏体等温转变动力学曲线也呈S形，但与珠光体转变不同，贝氏体等温转变不能进行到终了。

等温温度愈高，愈接近BS点，等温转变量愈少。

根据等温转变动力学曲线也可以作出贝氏体等温转变动力学图，与珠光体转变一样，贝氏体等温转变动力学图也呈C形，如图8.9（a）。

在某一温度以上观察不到贝氏体转变，该温度被称为Bs点。

在Bs点以下，随转变温度降低，等温转变速度先增后减，与珠光体转变一样，在等温转变动力学图中也有一鼻子，如图8.9（a）。

对于碳钢，由于珠光体转变与贝氏体转变的C曲线重叠在一起，故合并成一个C曲线，如图8.9（a）。

而在合金钢中，珠光体转变与贝氏体转变的C曲线已经分开，如图8.9（b）。

（a）Fe-C的TTT图（b）Fe-C-M的TTT图

图8.9Fe-C合金及Fe-C-M三元合金的TTT图

近年来，由于测试技术的发展，测试灵敏度的提高，人们发现，贝氏体转变的C曲线是由几个独立的C曲线合并而成的，即由上贝氏体转变的C曲线、下贝氏体转变的C曲线及粒状组织贝氏体转变的C曲线合并而成。

图8.10是15CrMnMoV钢等温转变动力学图。

8.3.2贝氏体转变时碳的扩散

图8.1015CrMnMoV钢970℃奥氏体化后的中温TTT图

在钢中，碳原子在高温区、中温区和低温区都有显著的扩散，尽管马氏体相变无需扩散即可完成，但是碳原子的扩散速度足以跟得上马氏体长大速度。

在中温区，贝氏体相变与碳原子的扩散有密切的关系，即贝氏体相变的进行依赖于碳原子的扩散。

由Fe-Fe3C状态图可知，为了在奥氏体中形成低碳的铁素体，碳必将向奥氏体中富集。

当奥氏体中的碳质量分数超过Fe3C在奥氏体中的溶解度曲线ES线及其延长线时，碳又将以渗碳体形式自奥氏体析出，而使奥氏体的碳质量分数下降。

由此可见，在贝氏体转变过程中，奥氏体的碳质量分数有可能升高，也有可能下降，视奥氏体成分及转变温度而定。

转变量/%

（a）wC=0.48%,wMn=4.33%

点阵常数/nm

（b）wC=1.18%,wMn=3.58%

（c）wC=1.39%,wMn=2.74%

图8.11等温转变量及奥氏体点阵常数与等温时间的关系

1—等温转变量，2—奥氏体点阵常数

0.3595

Koган用三种不同碳质量分数的钢测定某一温度下贝氏体等温转变动力学曲线以及与之相对应的奥氏体点阵常数的变化，也即奥氏体碳质量分数的变化，如图8.11所示。

从图8.11（a）可见，中碳钢在转变的孕育期内，奥氏体中的碳质量分数已经明显提高，这意味着奥氏体出现了富碳区和贫碳区，贫碳区的形成为贝氏体铁素体形核作了准备。

图8.11（b）为wC=1.18%的高碳钢，在孕育期内，奥氏体碳质量分数基本不变，随着相变的进行，奥氏体中的碳质量分数不断下降，是由于奥氏体中析出了碳化物的缘故。

图8.11（c）为wC=1.39%的高碳钢，在孕育期内，奥氏体中的碳质量分数显著降低，表明等温一开始就形成了碳化物。

从碳和锰的碳质量分数分析，上述三种钢的等温温度（275℃、350℃、400℃）均属于下贝氏体转变区，试验表明在孕育期内，某些局部区域有贫碳区和富碳区的形成。

碳在奥氏体中和在铁素体中的扩散激活能分别为126kJmol-1、84kJmol-1；

专门测定上贝氏体、下贝氏体转变激活能各为126kJmol-1、75kJmol-1。

据此分析，上贝氏体、下贝氏体转变分别受碳在奥氏体及铁素体中的扩散所控制，这表明，上贝氏体和下贝氏体是两种不同的转变，可能具有不同的转变机制。

8.3.3影响贝氏体转变动力学的因素

1.碳质量分数的影响

随奥氏体中碳质量分数的增加，贝氏体转变速度下降。

这是因为碳质量分数高，形成贝氏体时需要扩散的碳原子量增加。

2.合金元素的影响

除Al与Co外，其他合金元素都或多或少地降低贝氏体转变速度，同时也使贝氏体转变的温度范围下降，从而使珠光体与贝氏体转变的C曲线分开。

由于同一种合金元素对珠光体转变及贝氏体转变动力学的影响程度并不相同，如Mo、B等能显著减缓先共析铁素体的析出及珠光体转变速度，但对贝氏体转变动力学的影响要小得多。

故合金元素的加入不仅可以使两个C曲线上下分离，而且可以使之左右分开。

3.奥氏体晶粒大小和奥氏体化温度的影响

一般来说，随奥氏体晶粒增大，贝氏体转变孕育期增长，转变速度减慢。

奥氏体晶界是贝氏体形核的优先部位，随奥氏体晶粒增大，形成一定量贝氏体所需的时间增加。

随奥氏体化温度升高，贝氏体转变速度先降后增。

奥氏体化时间对贝氏体转变速度也有类似的影响。

4.应力的影响

拉应力能加快贝氏体转变，随应力增加，贝氏体转变速度提高。

5.塑性变形的影响

图8.12冷却时在不同温度停留的

三种情况

一般认为在较高温度的变形可以使贝氏体转变速度减慢，而在较低温度的变形却使转变速度加快。

6.冷却时在不同温度下停留的时间

冷却时在不同温度下停留对贝氏体转变动力学的影响可以有三种不同情况，如图8.12所示。

（1）过冷奥氏体按图8.12中曲线1在珠光体和贝氏体转变区之间的稳定区域内停留，会加速随后的贝氏体转变速度。

这是由于在等温停留过程中自奥氏体析出了碳化物，降低了奥氏体的稳定性。

如高速钢W18Cr4V在500℃保温一定时间后，由于析出了碳化物，降低了奥氏体中的含碳量，故使随后的贝氏体转变速度加快。

（2）过冷奥氏体在贝氏体形成温度区域的高温区停留，形成部分上贝氏体后再冷至低温区域，如图8.12中曲线2所示，则先形成的少量贝氏体将会降低下贝氏体转变速度。

（3）先冷至低温使形成少量马氏体或下贝氏体然后再升至较高温度如图8.12中曲线3，则先形成的少量马氏体及少量贝氏体可以使随后的贝氏体转变加快。

8.4贝氏体转变机制

在了解了贝氏体转变的各种表象之后，便可进一步探讨贝氏体转变机制问题。

设想有一种学说能够完善地解释前面述及的各种现象，但迄今为止还未能实现这个愿望。

现在的转变机制大体上可归纳为两种，即切变机制与台阶机制，两者都在不断地充实和修正之中，许多问题还有待进一步研究。

8.4.1贝氏体相变的形核

贝氏体相变的形核在书刊中缺乏专门的论述，按照固态相变的一般规律，贝氏体铁素体的形核是非均匀形核。

金相观察表明，上贝氏体一般在奥氏体晶界处形核，而下贝氏体一般在奥氏体的晶内形核。

在贝氏体铁素体片条的长大过程中，存在激发形核现象。

Hehemann提出上贝氏体束由亚单元组成，它在长大过程中，随着贝氏体铁素体片条的加厚，相变引起的应力和应变急剧增大，其切变应力若高于贝氏体相变驱动力时，贝氏体相变将要停滞，这时，在所形成的贝氏体亚单元附近、应力集中的区域形成另一个贝氏体晶核，该过程为应力激发形核。

应力激发形核消耗了部分应变能，获得了额外相变驱动力。

该过程与马氏体激发形核相似。

实验表明，钢中的贝氏体片条几乎都是由亚片条、亚单元或超细亚单元组成，表明激发形核的客观存在。

但有人认为，在同一束贝氏体铁素体内亚单元的尺寸相差较大，用激发机理难以理解。

8.4.2贝氏体转变切变机制

图8.13亚单元重复切变形成贝氏体示意图

切变学派认为，贝氏体长大与马氏体相似，以切变方