材料工程基础讲

第五章 贝氏体转变 B转变是过冷A介于P转变和M转变温度之间的一种转变。 贝氏体还没有一个确切的定义。 51 贝氏体转变的基本特征 1对应于P转变的A1点及M转变的Ms点，B转变也有一个上限温 度Bs点。 2贝氏体转变产物 B转变产物是由相与碳化物所组成的两相混合物，但与P不 同，B不是层片状组织，且组织与转变温度密切有关，其中包括 相形态而言，更多类似于M而不同于P。关于B组织形态有两个不同 的定义： Hehemann称B为铁素体与碳化物的非层状混合组织。 Aaronson则称之为非层状共析反应产物或非层状P变态。即 Aaronson强调的是B转变与P转变一样，都是共析转变，只是因为 转变温度不同而导致转变产物的形态不同。,3贝氏体转变动力学 B转变：形核长大进行的。P109 4转变的不完全性 5贝氏体转变的扩散性 B转变时：碳原子扩散，合金元素原子不扩散，其中包 括铁原子。至少合金元素原子与铁原子未发生较长距离的 扩散。 6晶体学特征 B的F浮凸则呈V形或帐篷形。B的晶体学特征，其中包括 位向关系与惯习面等也不同于P而较接近M。,52 贝氏体组织形态和晶体学 随钢的化学成分及形成温度而异。B可以按组织形态不 同主要区分为无碳化物B、粒状B、上B和下B等。 1无碳化物贝氏体 无碳化物B：在B转变区域的最高温度范围内形成。一般 产生于低、中碳钢 中，可在等温或在 缓慢的连续冷却时 形成。 无碳化物B由板条F 束及未转变的A所组成，F与A内均无碳化物析出称无 碳化物B，是B的一种特殊形态。,无碳化物BF在形成时也能在抛光试样表面形成浮凸。与A的晶体 学关系与上B相同，惯习面为111,位向关系为KS关系。 2上贝氏体 : 中、高碳钢: 350-550 C 上B是在B转变上部温度范围内形成。它是由成束的、大致平行 的板条状F和条间的呈粒状或条状的渗碳体（有时有残余A）所组成 的非层状组织。当其转变量不多时，在光学显微镜下成束的条状铁 素体自晶界向晶内生长,形成羽毛状羽毛状B，此时无法分辨其 条间的渗碳体。在电子显微镜下可清晰看到上B中的F和渗碳体的形 态。,上B中由大体上平行排列的F板条所构成的“束”，束的尺寸对其 强度和韧性有一定的影响，故往往把束的平均尺寸视为上B的“有 效晶粒尺寸”。各束间有较大的位向差。束中各相邻F板条间存在 较小的位向差。上BF中的碳含量近于平衡态，小于0.03%。其板条 宽度通常比相同温度下形成的P中的F片大。上B形成表面浮 凸效应。电镜观察表明, 上贝氏体铁素体是由许多亚单元组成的。 每一个亚单元的尺寸大致是厚小于1m，宽510m，长约10 50m。上BF体内的亚结构是位错。随A中碳含量的增加，BF板条变 薄，随转变温度的下降，BF变细小。当钢中含有较多量的硅、铝等 元素时，由于它们具有延缓渗碳体析出的作用，使上BF板条间很少 或基本上不沉淀渗碳体， 而代之以富碳的A，并保留到室温。,上BF的惯习面为111,与A之间的位向关系接近KS关系。关 于BF碳化物、A碳化物间的晶体学关系往往被用来作为判断碳 化物究竟是由BF中析出，还是由A中析出的重要依据，亦即涉及B 转变的机制问题。上B渗碳体的惯习面为 (227) ，与A 间具有Pitsch关系： 。 由此证明渗碳体是由A中直接析出的。 3下贝氏体 : 中、高碳钢: 350 C - Ms 在B转变区域的低温范围形成的B称为下B。当钢中碳含量大于 0.6%时下B的形成温度大约在350以下。下B也是由BF和碳化物两 相组成，但F的形态及碳化物的分布均不同于上B。研究表明，下B 可以从A晶界形核，也可以在晶内形核。,在低碳（低合金钢）中，BF的形态呈板条状，若干个平行排列的 板条构成一个束，与板条M相似。 在高碳钢中，BF呈片状，各个片之间互成一定的交角，与片状马 氏体很相似。而在中碳钢中则两种形态的BF兼有之。下BF中的亚结 构为位错，不存在孪晶。,在高碳钢中，BF呈片状,以下是对于高碳钢B下的描述,下BF的碳含量远高于平衡碳量。要测出初形成的F的碳含量是困 难的，因为铁素体形成后立即可以通过析出碳化物而使碳含量下 降。故实际测出的碳含量均较初形成时的碳含量为低。 下BF与A之间的位向关系为K-S关系。下BF的惯习面比较复杂,有 人认为是110,也有报道为225、569、254等。 下B中F与碳化物间的取向关系：取向关系与回火M相近，或为Bagaryatski关系,即 碳化物与下BF之间的位向关系为Jack关系，即,根据以上结果，一般认为认为下B中的碳化物是自过饱和的BF中析出。实际上根据所测得的碳化物与BF间的取向关系，并不一定说明碳化物是由BF中析出，因为A与F间存在KS关系，故也可将（）与F间取向关系转换为（）与A的关系。转换后得出（）与A之间为Pitsch关系。已知Pitsch关系为碳化物自A中析出所遵循的取向关系，据此，也可以认为下B中碳化物可以从A中析出。 但也有人研究40CrMnSiMoV钢下B中碳化物的取向关系后认为，碳化物既可从F中析出，也可从A中析出。总之，有关B转变的晶体学关系问题目前尚无定论。,4粒状贝氏体 粒状B：低、中碳钢中存在，在稍高于典型上B形成温度形成的。 组织组成物：F基体+岛状组织。小岛呈不连续条状，平行排列在 F基体中。基体F呈片针状，有浮凸。小岛分布在片针状界面。 F的碳含量：平衡碳量，小岛中的碳含量则较平均浓度高出很 多。F与小岛中的合金元素含量与平均浓度相同粒状B形成过程 中有碳的扩散而无合金元素的扩散。 粒状B与无碳化物B很相近，只是F量较多已汇成片，A呈小岛分 布在F基体中。,富碳A小岛在随后的冷却过程中F+碳化物，也有可能转变为M，或以A状态保留到室温。最可能的情况是部分A转变为M，部分A保留到室温，得到两相混合物，称为MA组织。,低碳钢B组织的分类，即B、B、B三类 p113,钢种各种组织形成的大致范围,53 贝氏体转变动力学,1B等温转变动力学 B等温形成，或连续冷却过程中 形成。 B等温转变动力学曲线呈S形， 不能进行终了。等温温度愈高，愈接 近Bs点，转变量愈少。 在某一温度以上观察不到B 转变Bs点。 在Bs点以下，随转变温度降低，等温转变速度先增后减，在等温转 变动力学图中也有一鼻温。对于碳钢，由于P转变与B转变的C曲线 重叠在一起，合并为一个C曲线 。,精确测试B转变C曲线发现，B转变C曲线是由两个独立的C曲线合 并而成的，即由上B和下B有各自独立、彼此重叠的C曲线。由此可 见，上B与下B很可能是通过不同机制形成的。,2B转变时碳的扩散 B转变是在碳还能扩散的中温范围内发生的。与M转变不同，B转 变的进行依赖于碳的扩散。为了在A中形成低碳的BF，碳必将向A 富集。当A的碳含量超过Fe3C在A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A中析出，而使A中的碳含量下降。视A 中碳含量及转变温度不同，在B转变过程中A的碳含量可能升高，也 可能降低。用实验方法已证实了B转变过程中碳含量的变化。,对于B等温转变C曲线下半部来说。转变速度主要是受扩散控 制，故可认为转变速度V与转变 温度T之间存在下列关系： VVoexp(Q/KT) (5-1) 式中 Q转变激活能，Vo常数。 为到达某一转变量所需的时间与转变温度之间则存在下列关系： oexp(Q/KT) (5-2) 取对数得到： (5-3) 即所需时间的对数与温度 的倒数成正比关系。对碳含 量0.65、0.77、1.07和1.20 几种碳含量的钢测量，转变 50所需的时间50的对数 与1/T之间确存在直线关系。,3影响B转变动力学的因素 1）C%量的影响 随A中C%量的增加，B转变速度下降。这是因为C% 量高，形成低碳的BF所需扩散的碳原子量增加。 2）合金元素的影响 除Al、Co外，其它合金元素都或多或少地降 低B转变速度，同时也使B转变的温度下降，从而使P与B转变的C曲 线分开。由于同一种合金元素对P转变及B转变动力学的影响并不相 同，如Mo、B等能显著减缓先共析F的析出及P转变速度，但对B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，而且可以使其左右分开。 3）A晶粒大小和A化温度的影响 A晶粒增大，对依赖于晶界形核 的上B转变的孕育期增加，而对下B的转变影响不大。随A化温度升 高，B转变速度先降后增。A化时间对B转变速度也有类似影响。 4）应力影响 拉应力促进B转变，随应力增加B转变速度加快。 5）塑性变形的影响 较高的温度塑性变形使B转变速度减慢，较低 温度塑性变形却使B转变速度加快。,6）冷却时在不同温度停留的影响 冷却时在B与P转变区之间的 稳定区等温停留，由于自A中析出了碳化物，降低了A的稳定性，使 随后的B转变加速；过冷A在上B转变区停留，先形成部分上B将会降 低下B的形成速度，这可能是又一种A稳定化的影响所致；过冷A先 冷至低温形成少量M或下B后，再升至较高温度，可以使随后的B转 变加速，这可能是先形成的M或下B的转变在A中产生应力，促进了 随后的B转变。,54 贝氏体转变热力学及转变机制 B转变的机制目前正在激烈地争论着。现有的转变机制大体上可 以归纳为两种，即M型的切变机制和P型的台阶机制，两种都在不断 的充实和修正之中，许多问题还有待于进一步研究。 1贝氏体转变热力学 B转变是通过形核长大进行的；转变时的领先相是BF；转变过 程中有碳原子的扩散；转变的驱动力也是自由焓差；在转变过程中 自由焓差可由下式给出： GVGv+S+E+GD (5-4) 切变机制认为，Bs点对应于Ms点，其物理 意义为GB的最小临界驱动力的温度。 贫碳的1富碳的2 1 21+Bc 等温温度高，回火析出C 降低点阵弹性畸变能；减小比容差V，降低膨胀能；减小应变能等。,由上式计算后得出相变驱动力为10051380J/mol。 G 所需的最小相变驱动力为1180J/mol。也就是说按（5 5）式的分析计算B按切变机制是可以进行的，但问题是需碳的上 坡扩散，即需自由焓对成分的二阶微分0，通过计算这在铁碳合 金中是不可能的。为此，有人用缺陷形核理论对此进行了修正，认 为在A中是可能存在贫碳区的。 持台阶扩散机制学术观点的人认为B转变是一种非层状的共析转 变，即由A转变为低碳F与碳化物的一种特殊的共析分解过程，因此 Bs点是不存在的。B转变热力学与P转变是相同的，即相变驱动力 为A的化学自由焓与两相混合物的化学自由焓差。 由以上分析可以看出，在贝氏体转变热力学方面两派学术观点 就存在着尖锐的分歧。,2贝氏体转变的切变机制 持切变学术观点的认为，B转变与M转变一样，在形成BF时在抛 光的试样表面所引起的浮凸是切变形成的标志之一。此外，WF也 引起浮凸认为WF即BF。由于B转变时碳原子尚能扩散，这就导 致B转变与M转变的不同点以及B组织的多样性。组织的多样性是由 转变温度的不同及A碳含量的不同而造成的而与切变形成无关。 1）高温范围的转变 由于温度高，初形成的BF的过饱和度很 小，且碳在BF与A中扩散能力均很强。在BF形成后，F中过饱和的碳 可以通过界面很快进入A而使F的碳含量降低到平衡浓度。通过界面 进入A的碳也能很快地向A纵深扩散，使A碳含量得到提高而不致积 聚在界面附近。如果A中的碳含量不高，不会因BF的形成而使A的碳 含量超过ES线及其延长线，则不可能自A中析出碳化物，故而得到 的是BF及富化了的A,即无碳化物B，也包括WF在内。,由于转变温度较高，过冷度较小，新相与母相间的化学自由焓差 较小，不足以补偿在更多新相形成时所需消耗的界面能和各种应变 能，因而形成的BF较少，亦即转变进行到一定程度便会自行中途停 顿下来。 碳富化了的A有可能在继续等温、保温及进一步的冷却过程中转变 为P，其它类型的B及M， 也有可能被保留至室温成为残余A。 2）中温范围的转变 大于0.6%碳的钢在 350550的中间温度范围内转变时，转 变初期与高温范围的转变基本一样。但由 于此时温度已比较低，碳在A中的扩散已 变得困难，加之由于过冷度较大，相变驱 动力增大，所形成的BF较多，板条较为密 集，通过界面由BF扩散入A的碳原子已不 可能进一步向A纵深扩散，尤其是板条F 束中两相邻F条之间的A中的碳更不可能向外扩散。,界面附近的A，尤其是两F条之间的A中的碳含量 将随BF的长大而显著升高，当超过ES及其延长线 时，将自A中析出点状或粒状碳化物而形成羽毛状 上B。碳化物与A保持pitsch 关系即是有力的证 据。 转变温度愈低，形成的BF的量愈多，板条尺寸 也愈细小；同时，随着碳的扩散系数减小，使上B 中的碳化物也变得更细小。,3）低温范围的转变 在350以下的转变由于温度低，初 形成的BF的碳含量高，故BF的形态已由板条状转变为透镜 片状。此时，不仅碳原子已难以在A中扩散，就是在BF中 也难以作长距离的扩散，而BF中的碳过饱和度又很大。既 然过饱和的碳不能通过界面进入A，就只能以碳化物形式 在BF内部就地析出，从而得到在片状BF上分布着与铁素体 长轴呈一定交角（5560o）、排列成行的点状碳化物。 这一过程就其本质而言与M的自回火相一致。随着BF中碳 化物的析出，自由焓的进一步降低以及比容的缩小所导致 的弹性应变能的下降，将使BF片进一步长大，得到下B组 织。碳化物与BF保持回火位向关系即是有力的证据。转变 温度愈低，其中碳化物沉淀的弥散度愈大，且BF中碳的过 饱和度愈大。,4）粒状B的形成 可以认为在某些合金钢中出现的粒状B是由无 碳化物B演变而来的。当过冷A在低于Bs温度（稍高于典型上B形成 温度）时，先发生碳的再分配，接着在A的贫碳区开始形成许多彼 此大体上平行的板条BF，碳原子从BF中通过与A的相界面不断向A中 扩散，此时BF不仅纵向长大，而且也侧向长大。但由于A中本来就 存在碳的偏聚，所以BFA界面的推 进速度对各部位来说将不会完全一致， 其向富碳A的推进速度显然小于向贫碳 区推进速度，于是BFA相界面便出现 了凹凸不平的不均匀长大，并彼此靠 拢。当无碳化物B长大到彼此回合时， 剩下的小岛状A便为F所包围，沿F条间呈条状断续分布。因钢的碳 含量低，小岛状A的碳含量也不致超过ES及其延长线，故不会析出 碳化物，加之又含有一定的合金元素，小岛状的奥氏体比较稳定， 这就形成了粒状B。如延长等温时间及进一步降低温度，岛状A将有 可能分解为P或转变为M，也有可能保留到室温。,另一种小岛呈散乱分布，且相形成时不引起浮凸的粒状组织的 相是通过类似于块状转变机制形成的。 从以上的讨论可见，按此机制，不同形态B中的都是通过切变形 成的,只是因为转变温度不同,使相中碳的脱溶以及碳化物析出的 方式不同导致组织形态的不同。,BF的长大速度极慢。切变观点认为，这是因为BF的长大受碳的扩 散所控制。根据B转变动力学曲线计算所得的激活能也表明B转变受 碳的扩散所控制。透射电镜观察BF束中一个亚单元的长大过程表 明，BF的长大是不连续的、跳跃式的。BF条片依靠不断形成亚单 元而长大。每个亚单元都是按切变共格方式形成，其长大速度极 快，但每个亚单元的尺寸是有限的，长成后就不再长大，必须停留 一段时间，然后通过在其近旁诱发出新 核，形成新的亚单元，构成了BF板条在 纵向和横向的长大得以进行。使长大停 止的另一个原因是碳在界面附近的富集， 必须待富集的碳通过扩散被消除后长大 才能继续进行。此外，长大的停止还可 能与切变造成的弹性应变有关，在弹性 应变得到松弛后，新的亚单元才得以形 成。,5）切变理论的成功与不足 切变理论可以解释在不同的形成温度形成B形态的差异 及原因；转变不完全性；碳的过饱和度及转变时碳的扩 散；Bs点的存在；晶体学近似于M及切变形成时的表面浮 凸。尽管B转变的切变理论可以解释上述一些现象，然而 却无法解释为何上、下B都具有各自独立的C曲线和不同的 转变激活能；浮凸不同于M，浮凸的顶角不是B/的界 面；B碳化物的形貌及分布不同于M；BF的惯习面为何与M 有差别；A中的贫碳区是如何形成的等一系列问题。,3贝氏体转变的台阶扩散机制 与B转变的切变机制的提出者不同，持台阶扩散 机制的研究者虽然也承认有表面浮凸存在，但认为 B转变的浮凸与M转变的浮凸不同，B转变的浮凸 是由转变产物的体积效应引起的，而并非由于切 变所致。B转变是非层状的共析反应产物，B转变 同P转变机理相同，两者的区别仅在于P产物是片 层状，从而提出了B转变是按台阶扩散方式进行 的，并受碳的扩散所控制。,台阶的水平面为/的半共格界面，界面两侧的与 有一定的位向关系，在半共格界上存在着柏氏矢量与界面 平行的刃型位错，即界面由 刃型位错及台阶组成。这样 的界面必须通过位错的攀移 才能向前平移。在温度不够 高的情况下，位错的攀移难 以实现，故这样的半共格界 面就很难移动。如果在界面 上存在台阶，则台阶的端面 为非共格界面，这样的界面活动能力很高， 易于向侧面移动,从而使水平面向上推移。台阶移动的速 度受碳的扩散所控制。在原有的台阶消失后必须待新的 台阶形成后，长大才能继续进行。关于台阶的来源,到目 前为此尚不清楚。,用热离子发射显微镜直接观察到了台阶的形成与长大。 测出了C0.66%,Cr3.32%钢在400等温时上BF条的长大 动力学。可以得出单片BF片的平均长大速度是 1.4103cm/s，这与理论计算值得到的生长速度 9104cm/s很相近，说明长大过程确实受碳的扩散所控 制。根据上BF长大的观察和测量，推出了下BF的长大与 上BF的长大相同的结论。,台阶机制进行的B转变与P转变的主要不同点是转变时移 动的界面不同。可以认为，在A大角晶界形成的相的核 与一侧的A的交界面为共格或半共格界面，两者之间有一 定的位向关系；而与另一侧的A的界面为非共格界面，两 者之间无位向关系。共格或半共格界面通过台阶机制推移 得到BF，非共格界面通过扩散机制推移得到P。 初形成的BF的碳含量应接近平衡浓度。对于这一问题 既难以用实验加以肯定，也难以否定。如果按照台阶机制 所要求的那样，初形成的BF不是过饱和的相，碳已在 BF形成之前扩散到了A，则B中的碳化物必然是从A中析 出。对于上B，这一点已不成问题，因按切变机制，也认 为碳化物是从A中析出的。但对下B来说，但目前为此， 还未得出最后结论,台阶扩散机制认为Bs点是不存在的，因此从热力学计算是一种 可行的机制；BF台阶的移动速度与受碳的扩散速度所控制；浮凸是 体积效应；上BF为平衡碳量；分离的C曲线是合金元素的界面拖曳 效应所造成的；上B中碳化物由A中析出等支持台阶扩散机制。但该 理论的不足也是明显的，BF的过饱和度难以证实，碳自相中的析 出速度小于1s；台阶是如何形成的；表面浮凸与计算的体积效应相 差较大；C曲线的bay仅以界面拖曳效应难以解释；BF中的亚单元如 何解释；B碳化物全部自A中析出证据不足等。 4争论的要点 相变机构是切变还是台阶扩散机制，过饱和碳对切变是否必须； BF长大低速率的原因；预相变是否存在贫碳区。,55贝氏体的力学性能 在同一强度级别的条件下，B组织的韧性高于回火M。材料的力 学性能取决于构成它的组织组成物的类别、形态、尺寸、分布状况 和亚结构等，B钢也不例外。但是B组织比较复杂，它不仅随转变温 度不同而改变，而且欲得到单一的B也是很困难的，以致很难严格 地评价某单一类型B的力学性能，故通常所测定的实际上多是以某 类B为主的混合组织的性能。 1B的强度 1）强度与转变温度的关系 低、中碳合金钢经等温淬火 后的力学性能测试表明,钢b 和0.2均随转变温度的降低 而升高。这表明下B的强度 比上B高。高碳合金钢的等 温淬火也表现出相同的规律。,2）影响B强度的因素 BF条或片的粗细 如将B条或片的大小看作B的晶粒，则 可用Hall-Petch关系式估算B的强度。即BF的晶粒直径愈小，则其 强度愈高，这是因为晶粒愈小，晶界愈多。B条或片的大小主要取 决于B形成温度。 B形成温度愈低， 则BF条或片的尺 寸愈小。所以也 可以说B的强度 决定于形成温度， 形成温度愈低， B的强度就愈高。 碳化物的尺寸大小与弥散度 合金中的第二相质点与位错的交互 作用可以使合金强度提高。根据弥散强化的机理，碳化物的颗粒直 径愈小，数量愈多，对强度的贡献愈大。,固溶强化和位错强化 B的强化主要是细晶强化 和碳化物的弥散强化。碳和合金元素的固溶强化及 位错亚结构的强化也有相当的作用。随B形成温度 的降低，BF碳的过饱和度及位错密度均增加，对强 度的贡献也随之增加，但上BF由于碳含量低，所以 固溶强化对其影响很小。 即影响B强度的几种因素都与B的形成温度有关， 并且这些因素都是随着形成温度的降低而作用增强。,2贝氏体的韧性 B的韧性与形成的组织密切相关。当组织中上B的数量增多时，冲 击韧性降低；当组织中主要为上B时，冲击韧性骤然降低。随着形 成温度的降低，组织中下B增加时强度逐渐增加，但韧性并不降 低，反而有所增加。这是B组织力学性能的重要特点。 合金组织为单相时， 其韧性主要决定于晶 粒大小。当有第二相 存在时，韧性还与第 二相的大小、形状、 弥散度和数量有关。 因此，可以认为B的 韧性也应由BF条或 片的大小和碳化物 的形态和分布来决定。,进一步的研究还发现，当钢中具有M或B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，它们与组织的条片束大小相对应。 上BF条彼此之间平行排列成束，条与条之间位向 差很小，一个板条束可以看作一个有效晶粒，而下 BF片彼此之间位向差很大。,空冷B钢 在空冷过程中不可避免会产生上B。为减少上B对性能的 不利影响，通常在空冷B钢中加入硅。硅的加入起到阻止上BF条间 碳化物的析出，以残余A的形式存在于BF条间。残余A为塑性相，它 的存在消除了点、杆状碳化物对韧性的不利影响；同时在外力的作 用下形变诱发M产生，为松弛应力集中和裂纹扩展起到有益的影 响。这种形态的上B称为准上B。 3B/M复相组织的力学性能 研究表明，在较高的强度水平下，在等强度条件下相比，下B组 织的冲击韧性一般要比淬火、回火组织为高。但在高强度或超高强 度钢中，B与M相比，B强度低、韧性好，M强度高、韧性低。所以B 加M的复相组织的强度和韧性也介于全B和全M组织之间，从而具有 最佳的强韧性。,同时复相组织也具有低的韧脆转折温度。这是因为复相组织在形 成过程中先形成的少量B分割了原A晶粒，从而使随后转变的M束或 片的尺寸减小。当解理裂纹扩展时一旦遇到BM界面便会改变方 向，使扩展路径加长，增大了裂纹扩展阻力。此外，由于细化了M 束或片尺寸，无疑对提高复相组织的强度、韧性是有利的。所以复 相组织的强度与全M组织相比，降低并不太显著。,