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。     

60Si2CrVA钢的低温贝氏体组织

用热膨胀法测定了 60Si2CrVA钢的相变点Ac1、Ac3和Ms,并用模拟热处理炉对试样进行了 1000℃保温 30min的奥氏体化、250℃(稍高于Ms点)×72h的低温等温转变处理。采用光学显微镜、透射电镜和X射线衍射仪对处理后 60Si2CrVA钢的组织和相组成进行了研究。结果表明, 60Si2CrVA钢热处理后得到由板条状贝氏体铁素体和薄膜状残留奥氏体组成、硬度为 463HV30的低温贝氏体组织,残留奥氏体的体积分数为 13. 7%,而不是传统的下贝氏体组织。     

贝氏体相变简介

钢、有色合金和一些陶瓷材料中都存在贝氏体相变。贝氏体钢正成为有益的工程材料。总结评述切变学派和扩散学派作者们以形貌、动力学或晶体学对贝氏体相变机制所持的论点。钢中贝氏体相变以过饱和铁素体开始形成之说迄未得到支持。一些实验已发现替代（置换）型合金元素在相界面上的偏聚,并以此所呈现的拖曳效应说明相变的不完全现象,切变学者以切变机制来解释这个现象,但此现象不是钢中贝氏体相变的普遍情况。贝氏体形成时呈现帐篷形浮突,不具不变平面应变特征;有时马氏体相变晶体学表象理论能近似地应用于贝氏体相变晶体学,但不能以此来判定其相变机制为扩散或切变。溶质拖曳效应以及高分辨电镜对相界面结构实验、热力学研究、磁场和应力场对贝氏体相变影响以及一些预相变现象都确证贝氏体相变籍扩散机制进行。本文作者定义贝氏体为：在Ms温度以上,经扩散相变的产物,多呈片状,形成时会在自由表面上呈现帐篷形浮突。提出贝氏体相变机制进一步研究和应用的展望。     

贝氏体相变的形核与长大——贝氏体相变新机制(一)

研究贝氏体形核长大具有重要理论价值。实验观察了贝氏体的形核,从块状贝氏体形成机理研究起,延伸到各种碳含量钢的贝氏体相变机制,指出在超低碳钢中是γ→BF相变,在其他钢中是贫碳区(γ)→BF相变,本质上相同,仅仅组织形貌不同。奥氏体中存在贫碳区,依靠涨落形成贫碳区,贝氏体铁素体在贫碳区中形核。形核地点优先选择奥氏体晶界,仅下贝氏体可在晶内形核。计算了临界晶核尺寸和形核功。贝氏体形核-长大是界面上原子非协同热激活跃迁过程。超低碳贝氏体可呈块状、条片状,增加碳含量时,则以亚单元方式形成贝氏体铁素体(BF),形貌从块状向条片状演化。     

钢中贝氏体相变研究新进展

最近支持扩散或切变机制的学派都提供了很多实验观察的事实和理论计算的结果。目前对贝氏体相变机制争论的重点在于:碳原子和合金元素原子在贝氏体相变时的行为,贝氏体的形核理论和整体动力学,贝氏体相变造成的表面浮凸及贝氏体相变晶体学等。对最近这些方面的研究成果以及外界条件(应力、磁场)对贝氏体相变的影响总结分析后发现,钢中贝氏体相变机制可能与钢的成分和相变温度相关而非单一的相变机制。日后需对贝氏体相变与钢的成分和温度之间的关系进行深入研究而并不是仅限于论证贝氏体是由单纯的扩散还是切变机制形成。     

钢中贝氏体预相变过程的研究

用扫描俄歇显微探针（ＡＥＳ）分析了６５Ｓｉ２Ｍｎ钢中温转变孕育期内碳原子的成分变化。结果表明，在中温转变孕育期等温时，奥氏体晶界附近及晶内均形成可稳定存在的贫碳区。贝氏体预相变的实质是碳原子向晶界及其他晶体缺陷扩散偏聚而形成贫碳区的过程。中温转变孕育期内形成贫碳区具有热力学及动力学可能性。     

60Si2CrV钢的冲击性能及其变截面弹簧的疲劳寿命

研究不同热处理工艺特别是奥氏体化温度对60Si2CrV变截面弹簧钢的冲击功和弹簧实物疲劳寿命的影响,用SEM对冲击断口和疲劳断口进行观察.结果表明,奥氏体化温度对60Si2CrV钢试样冲击功和弹簧实物疲劳寿命具有显著的影响,当奥氏体化温度在920 ℃以上时,晶粒明显粗化,冲击功和弹簧实物疲劳寿命均明显降低,两种断口上均呈现出明显的沿晶断裂特征;当奥氏体化温度低于920 ℃时,晶粒细化,冲击功和弹簧实物疲劳寿命均明显提高,两种断口上基本不出现沿晶断裂特征.     

关于60Si2MnA钢奥氏体中温转变的研究

60Si2MnA钢过冷奥氏体的中温转变产物为贝氏体铁素体和残余奥氏体,贝氏体铁索体的形成与自催化效应密切相关。在回火过程中,贝氏体中的奥氏体以扩散转变方式分解为铁素体和渗碳体。从而说明奥氏体的等温转变与回火转变是本质不同的转变。     

60Si2Mn钢亚温淬火工艺研究

采用正交回归处理的方法,研究淬火温度、回火温度对60Si2Mn钢强韧性的影响,并分析了该钢亚温淬火后的组织和力学性能。结果表明,60Si2Mn钢在800℃淬火时,综合力学性能达到最佳。     

60Si2Mn弹簧钢失效机理分析

对某公司试生产的60Si2Mn弹簧钢由于强度高,断面收缩率和断后伸长率几乎为零,而无法后期加工的原因进行了研究.通过对失效材料的化学成分、显微组织、断口形貌和偏析区的检测分析发现:该钢中的氢和组织应力的共同作用是导致钢材失效的主要原因.     

半固态60Si2Mn弹簧钢浆料直接轧制研究

研究了60Si2Mn弹簧钢半固态浆料的直接轧制.结果表明在试验条件下,当搅拌时间为2 min时,可以获得尺寸大小为100～300 μm、固相率为50%～60%的球状初生奥氏体的半固态浆料,这样的半固态浆料便于从搅拌室底孔中放出;60Si2Mn弹簧钢半固态浆料可以实现顺利轧制,但球状初生固相颗粒与液相发生了分离,球状初生固相颗粒集中在轧材的心部,而液相偏聚在轧材的四周.     

两种水溶性淬火介质对弹簧钢淬火效果的研究

考察了水溶性淬火介质ＭＣ和ＬＡ对６０Ｓｉ２ＭｎＡ钢的淬火效果，结果表明，其淬透程度和力学性能均达到或超过了油淬的水平；在合适的介质浓度和操作条件下，淬裂和变形人同很小，基本与油淬相当。因此，用其代替油作为６０Ｓｉ２ＭｎＡ钢的淬火介质是可行的。     

60Si2MnA����Բ����ѧ���ܲ��ϸ�ԭ�����

针对60Si2MnA热轧圆钢在进行力学性能检验中塑性指标未能达到标准要求的问题,通过使用金相显微镜、扫描电镜等观察分析手段,对热处理后的拉伸试样断口进行形貌检查分析;对热轧状态试样分别进行了化学成分分析和低倍组织、非金属夹杂物及显微组织的检测分析.试验结果表明,热轧圆钢心部存在白点缺陷,是造成弹簧钢棒力学性能不合格的原因.     

60Si2Mn钢半固态初生相形成与演变机制

对等温和降温连续搅拌下60Si2Mn初生凝固组织形成与演变规律进行了实验研究。结果表明：等温和降温两种搅拌工艺可使初生奥氏体组织枝晶形态演变球化。等温温度越高，初生组球化效果越好；采用较长的连续搅拌时间，初生相可得到充分球化；连续降温搅拌到一定固相分数时晶粒尺寸变化较；采用降温连续搅拌工艺可获得较小的球形晶粒尺寸。电磁搅拌改变了初生晶粒生核或生长的热力学和动力学条件，从而使初生相的界面形态经历了由球形失稳后转变为结晶，又经过抑制，熔断，重熔，粗化，聚集而转变赤近球形的演变过程。抑制和粗化是促使晶粒界面形态发生演变的主要动力学因素。     

GCr18Mo轴承钢的下贝氏体组织转变

利用光学显微镜和透射电镜观察和分析了GCr18Mo轴承钢的下贝氏体组织形貌和精细结构,探讨了下贝氏体组织转变机理。借助于图像分析仪分析了下贝氏体转变动力学。结果表明,GCr18Mo轴承钢等温淬火后生成的下贝氏体呈针状或竹叶状,且堆聚成簇,下贝氏体中的铁素体为条状,空间呈双透镜状,由许多更小的铁素体亚条平行排列构成;GCr18Mo轴承钢的下贝氏体转变机理符合类平衡切变长大模型,其形成过程是孕育成核和快速长大的过程,它的转变动力学方程为y=1-exp(2.2×10-12t3.22)。