贝氏体钢的研究毕业论文

贝氏体钢的研究毕业论文内容摘要：

的贝氏体，包括粒状贝氏体、上贝氏体、下贝氏体；另 6 一类是切应力失去主导作用后，铁原子自扩散作为主导因素的铁素体以块体转变生成的块状贝氏体。 至于柱状贝氏体和反 常贝氏体，从一些资料看，在高压下，即在大应力作用下生成的柱状贝氏体其贝氏体铁素体为细密的分枝条束；过共析钢中的反常贝氏体，除粗大的先共析碳化物外，贝氏体铁素体呈条束状。 它们均应属于以切应力为主导因素的成核成长转变机制生成的贝氏体，并可能与上贝氏体、下贝氏体铁素体成长机制相似；只是由于作用应力和先共析碳化物生成对贝氏体铁素体的成核、成长过程产生了一定的影响，因而对贝氏体铁素体的形态有了影响，成为组织形态不同于通常的或典型的上、下贝氏体的柱状贝氏体和反常贝氏体。 7 二、贝氏体组织与马氏体组织的区别 贝氏体与马氏体组织形态的区别 （一）贝氏体组织 1．上贝氏体组织 上贝氏体中存在铁素体和渗碳体两个相，铁素体呈黑色，而渗碳体呈亮白色，成束的、大致平行的铁素体板条自奥氏体晶界的一侧或两侧向奥氏体晶粒内部长大，渗碳体以不连续、条状或片状形式分布于许多平行而密集的铁素体之间。 铁素体条较宽，呈现羽毛状，在铁素体条内分布有位错亚结构。 如图 所示。 图 上贝氏体组织 2. 下贝氏体组织 下 贝氏体组织也是两相组织，由铁素体和碳化物组成。 下贝氏体形成晶核的部位，大多数在奥氏体晶界上，也有相当数量是在奥氏体晶粒内部，呈现黑色针状。 碳化物在一般在铁素体内部，并且排列成行，以一定的角度（一般为 55－ 60 度）与下贝氏体针的长轴相交。 如图 所示。 图 下贝氏体 （二）马氏体组织 马氏体的组织形态与钢的成分、原始奥氏体晶粒的大小以及形成条件有关。 奥氏体晶粒愈粗，形成的马氏体片愈粗大。 反之形成的马氏体片就愈细小。 其形态主要分为两大类，即板条马 氏体和片状马氏体。 影响马氏体形态的主要因素是奥氏体的碳的质量分数。 碳的质量分数低于 %时为典型的板条马氏体；碳的质量分数大于 %，几乎全是片状马氏体；碳的质量分数在 ~%之间时，是板条状和片状两种马氏体的混合组 8 织。 1. 板条马氏体 板条马氏体又称为低碳马氏体，它的立体形态呈细长的板条状。 显微组织表现为一束束细条状的组织，每束内的条与条之间以小角度晶界分开，束与束之间有较大的方向差，在板条马氏体内有大量位错缠结的亚结构。 所以板条马氏体也称为位错马氏体。 如图 所示。 图 板条马氏体 2. 片状马氏体 片状马氏体又称为高碳马氏体，它的立体形态呈针状或双凸透镜状，显微组织仅是其截面形态。 马氏体片一般不穿越奥氏体晶界，先形成的马氏体片可以横贯整个奥氏体晶粒，尺寸较大，随后形成的马氏体片受到限制而愈来愈小。 相邻的马氏体片一般互不平行，而是呈一定角度排列。 马氏体片内有大量细小的孪晶亚结构，所以片状马氏体也称为孪晶马氏体。 贝氏体与马氏体性能的比较 （一） 贝氏体性能 贝氏体强度取决于下列五个因素： 1. 贝氏体中铁素体的晶粒大小 贝氏体中 铁素体的晶粒越细，对位错运动的阻力越大，贝氏体的强度也就越高。 碳素钢的抗拉强度与贝氏体中铁素体晶粒平均直径成反比。 而贝氏体中铁素体晶粒大小则取决于钢的化学成分和贝氏体形成温度，尤其是贝氏体形成温度。 贝氏体中铁素体晶粒尺寸是随形成温度的降低而减小的。 碳素钢贝氏体中铁素体晶粒平均直径与形成温度成正比。 2. 碳化物的弥散度和分布状况 碳化物弥散强化对下贝氏体强度贡献是相当大的，但对上贝氏体的作用则相对要小，原因在于上贝氏体的碳化物分布状况不均，它分布在铁素体板条之间。 碳素钢的抗拉强度与贝氏体中单位面积内碳化物的数量 成正比。 贝氏体中碳化物的数量也是与钢的化学成分、特别是与贝氏体形成温度有关。 碳素钢贝氏体中 1mm2 面积内碳化物数量与形成温度成正比。 9 3. C 的固溶强化 随着形成温度的降低，贝氏体（包括无碳化物贝氏体、上贝氏体和下贝氏体）铁素体中的碳的过饱和度是增加的， C 的固溶强化作用也越来越明显。 由于贝氏体铁素体中碳含量比较低， C 的固溶强化对强度所作用的贡献要小得多。 4. 合金元素的固溶强化 合金元素溶于贝氏体的铁素体中，对贝氏体的强度无疑是有作用的，但其作用比 C的固溶强化作用 还要小一些。 5. 位错密度 与一般的铁素体相比，无碳化物贝氏体、上贝氏体和下贝氏体中铁素体的位错密度都比较高，其中下贝氏体中铁素体的位错密度最大。 综上所述，随着贝氏体的形成温度的降低，贝氏体中铁素体晶粒变细，铁素体中碳含量增加，碳化物的弥散度也增大。 这三方面的因素都使贝氏体的强度增加。 碳素钢贝氏体的抗拉强度与形成温度成反比。 贝氏体的硬度与形成温度的关系，与此相似。 具体的说，由于上贝氏体中的铁素体条比较宽，抗塑性变形能力比较低，渗碳体分布在铁素体条之间容易引起脆断。 因此，上贝氏体的强度较低，塑性和韧性都很差 ，这种组织一般不适用于机械零件。 由于下贝氏体组织中的针状铁素体细小且无方向性，碳的过饱和度大，碳化物分布均匀，弥散度大，所以它的强度和硬度高（ 50－ 60HRC），并且有良好的塑性和韧度。 因而许多机械零件经常选用等温淬火热处理，以得到综合力学性能较好的下贝氏体组织。 （二）马氏体性能 （ 1）马氏体的强度 快速淬火的钢由于形成马氏体，所以硬度很高但很脆，而许多非铁合金的切变转变并不引起这种明显的作用。 即如果钢中不含碳，硬度就会大大降低。 由下图 可以看出，含碳量对马氏体硬度的影响很大。 马氏体所能达到的 强度也和马氏体的精细结构有关。 这种结构是碳以填隙固溶体存在的四方点阵并按引起高位错密度和细小孪晶的切变方式形成的。 因此，强化机制可能有几种： （ 1） 替代式和填隙式固溶体； （ 2） 位错强化，即加工硬化； （ 3） 细小的孪晶； （ 4） 晶粒尺寸； （ 5） C 原子的偏聚； （ 6） Fe 的碳化物析出。 马氏体高强度的本质： 10 合金的马氏体（重量 %）硬度图2 .4. 1 含 碳量对马氏体硬度的影响 ① 相变强化 马氏体相变造成大量位错、孪晶或错层，这些缺陷的增加，使马氏体强度提高 147－ 186MPa. ② 固溶强化 当碳量小于 %时，碳原子溶入到由马氏体的铁原子组成的扁八面体中心，使短轴伸长，长轴缩短，发生不对称畸变，并形成强烈应力场，阻止位错运动，从而使强度上升。 当固溶的 C 接近 %时，强度提高约 700 MPa。 当碳量大于 %时，相邻碳原子应力场相应抵消而会降低强化效应。 ③ 时效强化 室温下碳原子即可通过产生偏聚而引起时效强化。 碳含量越高，偏聚越多，强度提高越多。 ④ 奥氏体晶粒度 奥氏体晶粒越小，马氏体板条束越细，强度越高。 并有下列公式： 2/ 69608  dA 2/ 6044 9  dM 11 其中： dA 为 A 晶粒直径（ mm）； dM 为 M 板条束直径（ mm）； 2 . 0 单位为 Mpa。 （ 2） 马氏体的韧性 当碳含量小于 %时，马氏体具有高韧性；当碳含量大于 %时，马氏体韧性很低。 当强度相同时，位错马氏体韧性远高于孪晶马氏体（前者有较多滑移系便于开动位错）。 12 三、钢中贝氏体的转变机制 以研究共析碳素钢的 TTT 状态图时，只要考虑到珠光体反应基本上是一个发 生于550－ 720186。 C 之间的高温反应，马氏体形成是一种低温反应的这些事实，就会发现通常在250－ 550186。 C 有一很宽的温度区间，此时即不形成珠光体也不形成马氏体。 在这个区域里，形成的是一种具有板条形状的细小铁素体和渗碳体的聚合体，它具有包括铁素体和珠光体在内高温反应产物的一些性能以及马氏体反应的某些特点。 这种中间组织的通用术语叫贝氏体， Edgar Bain 和 Davenport 一起在其最早的奥氏体等温分解的系统研究中，首先发现贝氏体的。 在变温过程中，当冷却速度太快而不能形成珠光体，但又不足以快到产生马氏体的条件 下，贝氏体也可形成。 随着转变温度的降低，贝氏体的性质发生变化。 可鉴别的贝氏体有两种主要形态，上贝氏体和下贝氏体。 贝氏体相变温度区域 贝氏体组织一般包括两个相：铁素体和碳化物。 贝氏体的形成温度区域位于珠光体和马氏体相变区之间。 贝氏体相变区有一个起始点 Bs 和一个终结点 Bf，它们的位置主要取决于钢的化学成分（确切的说是与钢的原始奥氏体化学成分有关）。 此外还和奥氏体的组织结构和状态有关。 碳含量高于 %钢的上、下贝氏体的分界温度约在 350186。 C。 至于低碳钢是否出现下贝氏体组织则尚有不同的看法。 在一定的 合金元素含量范围内，低合金钢的贝氏体开始转变温度 Bs 和转变终了温度 Bf，以及对应于 50%转变量的转变温度 50B 有如下所示的经验式： 60)(,120)(83703790270830)(50 SSfSBCBBCBMoCrNiMnCCB 式中各元素含量为重量百分比。 可见，对 Bs 影响最大的元素为碳。 很多种钢的 Bf总是在 315－ 370186。 C 之间，而与碳和合金元素含量无关。 贝氏体转变机理 贝氏体转变是在铁原子不能扩散而碳原子可以扩散的条件下进行的，在中温转变区，由于转变温度低，过冷度大，只有碳原子有一定的扩散能力，这种转变 属于半扩散型转变。 在这个温度下，有一部分碳原子在铁素体中已不能析出，形成过饱和的铁素体，碳化物的形成时间增长，渗碳体已不能呈片状析出。 因此，转变前的孕育期和进行转变的时间都随温度的降低而延长。 上、下贝氏体的相是通过切变形成，而碳化物则是通过扩散形成。 若过冷奥氏体在 550－ Ms（约 500186。 C－ 230186。 C）之间等温，经过一段时间的孕育期后， 13 便发生贝氏体转变。 假如温度 T1，在孕育期时间内，过冷奥氏体中就发生了碳浓度的不均匀分布，即形成了贫碳区和富碳区，随着时间的增长，贫碳区的碳浓度愈来愈低，如果此贫碳区的尺寸大 于临界晶核，则此贫碳区便以非扩散的切变形式转变成过饱和的ａ固溶相。 ａ固溶相晶核形成后的生长仍靠奥氏体中贫碳区的扩展。 由于碳在奥氏体中的扩散速度慢，所以制约了ａ固溶相的生长速度。 在ａ固溶相的形成和生长过程中，碳原子通过扩散在ａ相内部或在相界处沉积形成碳化物。 （一） 上贝氏体 上贝氏体的形成过程：首先在奥氏体晶界上形成铁素体晶核，然后向晶内沿一定方向成排长大。 在上贝氏体转变温度范围内，由于温度高，碳原子扩散能力较强，铁素体片长大时，它能从铁素体中扩散出去，使周围的奥氏体富碳，当铁素体片间的奥氏体的碳达到一定浓度时，便 从中析出小条状或小片状渗碳体，断续地分布在铁素体片之间，形成羽毛状的上贝氏体。 上贝氏体的形成温度越低，过冷度越大，新相和母相之间的体积（化学）自由能差值愈大，形成铁素体板条的数量就愈多。 上贝氏体的形成温度愈低， C 原子的扩散系数愈小，上贝氏体中的渗碳体也变得愈小。 钢的碳含量愈高，形成的铁素体中 C 的过饱和度就愈大；在某些含碳量接近共析成分的钢中，大部分渗碳体沉淀于各个铁素体板条内部，形成所谓的共析钢上贝氏体。 （二） 下贝氏体 下贝氏体的形成过程：铁素体晶核首先在奥氏体晶界或晶内某些畸变较大的地方生成，然后沿奥氏体 的一定方向呈针状长大。 在下贝氏体的转变温度范围内温度低， C 原子的扩散系数小， C 原子在奥氏体中的扩散相当困难，而在铁素体中的短程扩散则能进行，结果使铁素体中 C 的过饱和度大，并使 C 原子在铁素体的某些一定的晶面上偏聚，沉积形成 ξ 碳化物。 因此，下贝氏体中的碳化物一般只能析出在铁素体内部，并且排列成行，以一定角度（一般为 55186。 － 60186。 ）与下贝氏体针的长轴相交。 上、下贝氏体转变机制的比较 将上贝氏体、下贝氏体的性质和转变机制作比较，二者之间存在着许多共性。 它们都是以贝氏体铁素体亚结构条或条片作为结构其元的；它 们的转变都是在碳的扩散和切应力共同作用下发生和进行的，转变过程均以碳在奥氏体中的扩散速率作为控制因素；在转变过程中，碳化物的析出是第二过程，碳化物的形态和分布决定于铁素体条或条片的成长过程，条或条片间是否有碳化物存在将不改变贝氏体的性质。 两种转变过程均属于半扩散型相变。 从转变机制看，上、下贝氏体间的共性主要是它们的贝氏体铁素体条或条片的成长过程，而二者之间的主要区别则在于晶核生成。 下贝氏体铁素体的成核相似于马氏体，主要是在切应力作用下沿惯析面生成系列晶核；上贝氏体铁素体的成核首选是依靠沿晶界或界面碳的扩散 ，以和应成核方式生成系列晶核。 和应成核方式即成核时，是在一个晶核生成后，它的两侧由于受到晶核生成的激发，有了新的晶核生成，并引致一系列规则排列的晶核生成。 14 形成贝氏体的反应动力学 在普通碳素钢中，要把贝氏体反应与铁素体和珠光体反应分离开来，常常是困难的。 因为这些相也可以在类似贝氏体的条件下形成，例如 %C 钢的 TTT 状态图即是一个连续的曲线，虽然既有珠光体也有贝氏体反应发生，但要使这些反应摆脱混杂状态，以研究其动力学则是困难的。 然而，如果添加一定的合金元素，把这些反应分开达到这样的程度，以至可在 TTT 状态图上用单独曲线来表示它们，从而这个状态图就变得比通用的C 曲线更为复杂的形状。 贝氏体转变动力学有两个重要特点。 第一，有一个意义明确的温度 Bs，高于 Bs 温度，将不能形成贝氏体。 这已为许多合金钢所证实。 第二，低于 Bs 温度，在一个很宽的温度区间（达 150186。 C），发生一个与温度和时间相关的过程，但这个过程不能全部完成。 钢在这个温度区间保温，即使几个月之后也不能完全转变。 Bf温度也是可以确定的，低于这个温度，在等温转变过程中贝氏体反应将全部完成。 但是，这个温度似乎没有任何重要意义。 贝氏体反应具有形核和长大过 程的一些基本特点。 它在等温时发生，从不发生转变的孕育期开始，随后转变速度提高到最大值，然后又逐渐缓慢下来。 应用诸如热发射离子显微镜等技术可直接地研究贝氏体反应的进行过程。 上贝氏体片是在转变过程中，通过沿着受扩散控制的小台阶片边界的运动而伸长和加厚的。 铁素体片沿边缘以恒定的速度长大，由此产生一个反应模式，在这个模式中，反应驱动力是由碳从铁素体向奥氏体分配所提供的，而实际长大速度则是由远离 ra 界面的奥氏体中碳的扩散速度所决定的。 由于在下贝氏体中观察到的表面移动，对每个片来说似乎都是均匀的，这意味着它们是通 过切变类型反应形成的。 故所发生的反应更有可能是马氏体型反应。 但是，贝氏体片确实是随着时间的推移和新片形核而长大，也就是按 C 曲线动力学长大的。 随着片的增厚，浮凸效应更为复杂，而同时形成的碳化铁，也使这个反应复杂化了。 所以说下贝氏体反应特征部分像马氏体。 Srinivasan 和 Wayman 对 Fe8%－ 1%C 钢中的下贝氏体反应进行过详细的研究，结果表明下贝氏体是在 300186。 C 以下等温形成的，但是，其反应进行的不完全。 控制贝氏体转变速度的因素 C 原子在奥氏体中的扩散以及在铁素体板条之间的奥氏体区域沉淀为渗碳 体，是控制上贝氏体长大速度的主要因素； C 原子在铁素体的扩散，进而在铁素体内部沉淀为碳化物，是控制下贝氏体长大速度的主要因素。 这种观点的依据是上贝氏体和下贝氏体长大的激活能值是分别与 C 原子在奥氏体和在铁素体中的扩散激活能值相近的。 具体的说，控制贝氏体转变速度的因素有： （ 1） 碳的影响 贝氏体的长大速度是受 C 的脱溶所控制的。 随着钢中碳含量的增加，由于形成贝氏体时所需要扩散的 C 原子量增加，因而贝氏体的转变速度减慢。 （ 2） 合金元素的影响 15 除了 Co、 Al 能加速贝氏体转变以外，其他合金元素如 Mn、 Cr、 Ni 等都 会延缓贝氏体转变，不过作用不如 C 明显。 Si 的作用更弱。 Mo 对奥氏体转变为珠光体的速度有强烈的抑制作用，但对奥氏体转变为贝氏体的速度却影响更小，故使过冷奥氏体等温转变图的珠光体转变部分显著右移，而贝氏体转变部分的位置却和碳素钢的相近，结果使钢经奥氏体化后在连续冷却即可获得贝氏体组织。 合金元素通过影响 C 在奥氏体和铁素体中的扩散速度，从而影响贝氏体的转变速度；同时，合金元素影响体积（化学）自由能与温度之间的关系，从而提高或减低 Bs 温度。 （ 3） 应力的影响 许多试验表明，拉伸应力能使贝氏体转变加速。 中碳铬镍硅钢 随着拉伸应力的增加，钢在 300186。 C 下的贝氏体转变速度不断增加，当拉伸应力超过钢在同一温度下的屈服极限（ 245－ 294Mpa） 时，速度增加尤为明显。 （ 4） 奥氏体化后冷却时在不同温度下停留的影响 在。