碳含量对铬钼钢贝氏体组织形貌的影响

取超低碳的高纯钢和12CrMo、20CrMo、35CrMo、9Cr2Mo和GCr15等工业用钢,淬火时发生中温转变．然后应用QUANTA-400型环境扫描电镜观察贝氏体组织形貌的变化。发现,随着碳含量的增加,过冷奥氏体在中温区的转变,由块状相变到低、中碳无碳化物贝氏体转变,演化到高碳羽毛状上贝氏体和竹叶状下贝氏体。表明含碳量对贝氏体形貌产生显著的影响。探讨了影响机制,认为：（1）块状转变与贝氏体相变有亲缘关系。贝氏体相变时由成分涨落形成贫碳区,并且在贫碳区中形核（BF）,它与块状转变的γ→α没有本质上的区别,属于非协同型的无扩散相变。依靠原子的热激活跃迁进行界面移动的过程,新相可连续长大。（2）随着碳含量的增加,在贝氏体铁素体片条之间留下富碳的奥氏体薄膜,铁素体片条之间不能融合时,则得到无碳贝氏体;如果BF片条之间的富碳奥氏体中析出碳化物,则形成羽毛状上贝氏体;如果在BF／γ相界面上析出碳化物,将贝氏体片分割成许多细小的亚单元,则得到竹叶状下贝氏体。     

贝氏体相变新机制的研究

21世纪以来,内蒙古科技大学在贝氏体相变理论研究方面取得了新成果。指出了过渡性是贝氏体相变的主要特征;提出了贝氏体的新定义和贝氏体相变的新机制;贝氏体相变在晶界形核,晶核是单相贝氏体铁素体（BF）,不是BF共析分解;在贫碳区形核,是贫碳的γ→α理的无扩散相变,不是切变过程,而是以界面替换原子非协同热激活跃迁方式形核长大;钢中贝氏体碳化物（Bc）在γ/α相界面上形核,向BF中长大,最终被铁素体包围,也是以界面原子热激活跃迁方式进行的。     

贝氏体碳化物的形成机理—贝氏体相变新机制

研究贝氏体碳化物的形成规律具有重要理论意义。实验观察表明,在有碳化物贝氏体中只有θ-渗碳体和ε-Fe_(2.4)C,没有特殊合金碳化物。贝氏体碳化物呈短棒状,沿着BF的长轴方向分布(上贝氏体)或与贝氏体铁素体片呈角度分布(下贝氏体),分布于贝氏体铁素体片条内部,即贝氏体碳化物(BC)被贝氏体铁素体包围。贝氏体碳化物来源于贝氏体铁素体片条之间的富碳奥氏体或贝氏体亚单元间的富碳奥氏体。碳化物在BF/γ相界面上形核,并且向奥氏体内部长大。贝氏体碳化物的形核-长大是依靠界面原子非协同热激活迁移实现位移,铁原子和替换原子在BC/BF相界面和Bc/γ相界面上热激活跃迁,BC向奥氏体内长大,也可以向铁素体内长大。     

贝氏体相变机制与块状转变

应用JEM-2010高分辨电镜和Quanta-400型环境扫描电镜,运用试验与综合分析的方法,研究了纯铁的块状转变和钢中的贝氏体相变.通过对相变的形核、长大,贝氏体亚单元和组织的形成的综合研究和分析,认为贝氏体相变与块状转变存在亲缘关系.依靠随机涨落,形成贫碳区,贝氏体铁素体在贫碳的奥氏体中形核.Fe原子和替换原子通过热激活跃迁、界面扩散或切变等方式,重复产生亚单元.在亚单元边界处的富碳奥氏体中析出碳化物,或成为残留奥氏体.贝氏体相变机制具有过渡性,即切变-扩散整合机制.     

贝氏体相变的形核与长大——贝氏体相变新机制(二)

2.3钢中贝氏体铁素体形核的观察 贝氏体晶核是单相,即贝氏体铁素体BF（α相）。按照固态相变的一般规律,贝氏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。     

贝氏体相变的切变-扩散整合机制

运用试验与综合分析的方法,通过对贝氏体相变的形核、长大,贝氏体铁素体的亚结构、相变动力学的综合研究和分析,认为贝氏体相变机制具有过渡性,既非切变机制,也非台阶扩散机制,并提出了切变-扩散整合机制.依靠涨落、碳原子的扩散,形成贫碳区.贝氏体铁素体在贫碳的奥氏体中形核.系统自组织功能使相界处和奥氏体中的Fe原子和替换原子通过热激活跃迁、界面扩散或切变等方式,重复产生亚单元.在亚单元边界处的富碳奥氏体中析出渗碳体或ε-碳化物,也可以成为残留奥氏体.     

关于贝氏体铁素体形核的评述——兼复徐祖耀《评刘宗昌等“贝氏体……”一文》

贝氏体铁索体在晶界形核的新观察验证了形核的一般规律.依据试验观察,理论计算得贝氏体临界晶核尺寸和形核功为:a*=16.7 nm;b*=25 nm,△G*=270 J·mol-1,此值合理.奥氏体中贫碳区的存在是普遍事实,试验也测得贝氏体相变孕育期内形成了贫碳区;不能将Spinodal分解与奥氏体中形成贫碳区和富碳区混为一谈.涨落是相变的契机,在孕育期内奥氏体中必由于涨落而形成贫碳区.阐述了非协同热激活跃迁形核机制.大量TTT图分析和实测均表明贝氏体铁索体形核-长大不可能以扩散方式进行.     

贝氏体铁素体形核长大的热激活迁移机制

应用QUANTA-400型环扫电镜研究了20CrMo钢贝氏体铁素体的形核长大,提出了原子热激活迁移的形核机制.认为过冷奥氏体在孕育期中,依靠成分涨落,形成贫碳区,由于三种涨落的非线性正反馈作用使奥氏体晶格瓦解,建构α核坯,铁原子和替换原子以热激活迁移方式转入α核坯中,以界面过程控制方式形成贝氏体铁素体晶核,并且迅速长大.     

奥氏体贫碳区性质与贝氏体相变热力学SCIEI

奥氏体内贫碳区可分为三类,即平衡贫碳区、非平衡贫碳区及随机贫碳区,分析计算了各类贫碳区内奥氏体转变为同成分铁素体的相变化学驱动力,根据奥氏体贫碳区内贝氏体切变转变机制计算了贝氏体相变开始温度B_s,3％Cr钢和CrMo钢在其B_S温度可获得的最大相变驱动力。在整个贝氏体相变温区,贝氏体铁素体以部分过饱和碳量切变形成的构想在热力学上是可能的。     

Fe-C合金贝氏体相变热力学(KRC模型)

以改进的KRC模型决定AG~(γ→α)的方法,计算了Fe-C合金贝氏体相变可能机制:γ→α γ_1,γ→α Fe_3C以及γ→α(浓度相同)和α′→α_B~″(贝氏体铁素体碳浓度) Fe_3C的相变驱动力和长大(形核)驱动力.相变驱动力以γ→α Fe_3C为最大,γ→α γ_1次之,γ→α最小.由奥氏体转变成同成分铁素体(γ→α)的长大驱动力远小于γ→α γ_1的长大驱动力.在贝氏体形成温度范围内,γ→α的驱动力远小于切变机制所需的驱动力.0.1—0.55wt,%C合金在B_s温度时γ→α γ_1的相变驱动力仅约—45Jmol~(-1).0.8wt %C合金在贝氏体形成上限温度(823K)时γ→α的相变驱动力为137Jmol~(-1),而α→α Fe_3C的相变驱动力为-527Jmol~(-1);两者相加,即在贝氏体铁素体析出渗碳体的情况下,相变总驱动力也仅有约-390Jmol~(-1).上述结果表明,贝氏体铁素体很难以切变机制形成和长大.     

贝氏体碳化物的形貌及形成机制

通过对多种工业用钢贝氏体碳化物的电镜观察和理论分析,结果表明:贝氏体碳化物呈短棒状、层片状、纤维状、楔形等形形色色的形貌.在贝氏体铁素体(BF)内部不具备形成碳化物的条件.贝氏体碳化物在BF/γ相界面上形核,并沿着相界面长大.上贝氏体的θ(Fe,M),C与铁素体片条大体上平行排列;下贝氏体碳化物以楔形长人铁素体亚单元之间,或长人富碳奥氏体中,并且与铁素体主轴方向呈现交角分布.上、下贝氏体中碳化物停止长大后均可被铁素体包围,表现在形态上是分布在贝氏体铁素体中.贝氏体碳化物形成过程中,碳原子长程扩散,而铁原子和置换原子以热激活跃迁的方式,沿着界面位移,实现晶格改组.     

贝氏体相变的过渡性特征

对35CrMo钢等多种材料奥氏体化后进行贝氏体等温淬火,得到少量贝氏体+马氏体+残留奥氏体的整合组织。应用JEM-2100透射电镜和QUANTA-400环扫电镜等设备观察了贝氏体组织的形貌和亚结构。综合分析了贝氏体相变的特征。研究表明,过冷奥氏体随着温度的降低具有转变贯序,贝氏体相变在组织形貌、亚结构方面具有过渡性。贝氏体相变动力学具有交叉性、重叠性、变温性和等温性的过渡性特征。贝氏体相变中铁原子和置换原子以非协同热激活跃迁方式位移,表明贝氏体形核长大具有过渡性。     

贝氏体相变机制的研究进展

简要地总结了清华大学贝氏体相变研究组在贝氏体相变领域的主要研究成果。包括以下方面 :①利用TEM、AFM、STM发现了钢及有色合金中的贝氏体超精细结构 ;②利用STM发现贝氏体表面浮突大多是由与超亚单元相对应的“帐篷型”小浮突群组成的 ;③利用TEM和STM证实了三维巨型台阶存在的普遍性和可动性 ;④发现钢中贝氏体碳化物在α/γ界面的γ侧形核并向奥氏体内生长 ;⑤概述了贝氏体的激发形核 台阶长大机制及其理论计算 ;⑥用前述相变机制解释了贝氏体的多层次复杂结构 ,以及上贝氏体、下贝氏体等不同形态的形成原因。     

贝氏体相变的动力学特征(一)

研究贝氏体相变动力学具有重要意义。贝氏体相变动力学特征表明贝氏体铁素体的形成不是扩散过程,也不是切变机制。从共析分解到贝氏体相变是一个逐渐演化的过程,海湾区可以将贝氏体相变与共析分解完全分离,贝氏体铁素体形成的孕育期极短,转变速度比共析分解快得多。采用贝氏体钢进行了激光共聚焦显微图像的动态直接观察,观察到贝氏体在奥氏体晶界形核,向晶内长大,测得620℃的长大速度为275μm/s,温度降低时,长大速度减慢。     

钢中贝氏体相变机制的研究

简要地总结了国内近年来在贝氏体相变理论研究方面的主要成果,包括以下方面;(1)发现钢中的贝氏体超精细结构;(2)贝氏体表面浮突完全由贝氏体铁索体长大过程中形变产生,单一超亚单元对应的浮突呈帐篷型;(3)贝氏体铁索体宽面上存在三维巨型台阶,在近N—W关系下相变单元宽面接近(335)f,为扩散型界面;(4)发现钢中贝氏体碳化物在α／γ界面的γ侧形核并向奥氏体内生长;(5)建立了贝氏体激发形核一台阶长大模型,理论计算表明这种机制是合理的,它成功地解释了贝氏体的多层次复杂结构,以及上贝氏体、下贝氏体等不同形态的形成原因等。     

钢中贝氏体相变的先期效应

本文对贝氏体相变前奥氏体内形成贫碳区学说及形成显微亚区学说作了评述。并用內耗研究结果阐明,钢及其脱碳合金和其他有色合金中,贝氏体相变的先期效应都为贝氏体的形核过程。     

低碳钢中晶界铁素体/原奥氏体界面对贝氏体转变的影响

采用电子背散射衍射 (EBSD) 研究了低碳Fe--C--Mn--Si钢中晶界铁素体/原奥氏体界面对贝氏体形核的影响. 通过两阶段等温热 处理, 获得了晶界铁素体和贝氏体的混合组织. 结合金相观察和取向测量, 发现晶界铁素体与贝氏铁素体之间的界面分为两种, 一种界面不清晰, 一种界面清晰. 分析表明, 在晶界铁素体/贝氏体界面不清晰一侧, 晶界铁素体与原奥氏体保持取向关系, 贝氏体在这类界面形 核生长, 且取向与晶界铁素体保持一致; 在晶界铁素体/贝氏体界面清晰一侧, 晶界铁素体与原奥氏体无取向关系, 且贝氏体与晶界铁素体之间取向差较大.     

评刘宗昌等《贝氏体铁素体的形核》一文

刘文中,关于贝氏体形成机制,包括形核过程的文献很少被引述。作者(刘等)的主要论点为贝氏体铁素体以无扩散、非切变机制在奥氏体内贫碳区形核,并未引述形成贫碳区的必要条件。本文作者强调,在钢及铜合金中,不可能由Spinodal分解和位错偏聚形成贫溶质区。刘等的理念未得到先进理论观点和精细实验结果的支持。在刘文中,据此对临界核心大小和形核能的计算并无显著意义,期望青年学者对贝氏体相变机制作进一步研究。     

预相变马氏体对超级贝氏体钢组织热稳定性的影响

为明确超级贝氏体组织失稳机制以及探索提高超级贝氏体钢中残余奥氏体热稳定性的方法,通过预相变马氏体工艺,即在等温贝氏体相变前引入预相变马氏体,制备了中碳超级贝氏体钢。对比分析了回火前后中碳超级贝氏体钢显微组织和力学性能的变化,研究了预相变马氏体对中碳超级贝氏体钢中贝氏体组织及残余奥氏体热稳定性的影响。结果表明:预相变马氏体的存在能够细化贝氏体铁素体板条,提高残余奥氏体含量和热稳定性。预相变马氏体的引入及其对超级贝氏体组织的细化作用使得试验钢的屈服强度超过1 000 MPa,伸长率大于20%;300~600 ℃回火1 h后,高碳薄膜状残余奥氏体首先发生分解,形成细小的碳化物,然后贝氏体铁素体板条发生回复和再结晶,形成沿原板条方向的铁素体晶粒;600 ℃回火后试验钢的屈服强度仍与回火前相当,主要是预相变马氏体周围的薄膜状残余奥氏体未发生明显分解,能够抑制相邻贝氏体铁素体板条的回复。     

奥氏体形成机制

以T8等钢为例研究并综合分析了珠光体逆共析转变为奥氏体的过程和机制,指出,奥氏体是碳或各种化学元素溶入γ-Fe中所形成的固溶体。奥氏体在铁素体／渗碳体相界面形核,也可在珠光体领域交界处和原奥氏体晶界上形核。奥氏体以体扩散形式长大。奥氏体形核及长大过程中可同时吞噬铁素体和渗碳体,或只吞噬铁素体片长大,或吞噬铁素体较快,而吞噬渗碳体较慢,完成逆共析转变,最后剩下部分渗碳体。为减少相变积累的畸变和缓和应变能,而调整生长方向,形成了孪晶。奥氏体中存在未溶碳化物,需继续溶解和均匀化。