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贝氏体转变
第四章贝氏体转变
在珠光体转变与马氏体转变温度范围之间,过冷奥氏体将按另一种转变机制转变。
由于这一转变在中间温度范围内发生,故被称为中温转变。
在此温度范围内,铁原子已难以扩散,而碳原了还能进行扩散,这就决定了这一转变既不同于铁原子也能扩散的珠光体转变以及碳原子也基本上不能扩散的马氏体转变。
一般是铁素和碳化物所组成的非层片状组织。
钢中贝氏体转变首先由美国著名冶金学家Bain等人于1930年作了研究和阐述,因此这种转变被命名为贝氏体转变,转变所得产物则被称为贝氏体。
我国柯俊教授在这方面亦曾信信作过有益的贡献,他和他的合作者发表的论文至今仍在国内外广为援引。
贝氏体转变既具有珠光体转变,又具有马氏体转变的某些特征,是一个相当复杂的到目前为止还研究得很不够的一种转变。
由于转变的复杂性和转变产物的多样性,致使还未完全弄清贝氏体转变的机制,对转变产物贝氏体也还是无法下一个确切的定义。
虽然我们对贝氏体转变了解得还很不够,但贝氏体转变在生产上却很重要,因为在低温度范围内,通过贝氏体转变所得的下贝氏体具有非常良好的综合力学性能,而且为获得下贝氏体组织所采取的等温淬火工艺或连续冷却工艺均可减少工件的变形和开裂。
为了获得贝氏体,除了采用等温淬火的方法以外,也可在钢中加入合金元素,冶炼成贝氏体钢,如我国的14CrMnMoVB和14MnMoVB等。
这类钢在连续冷却条件下即可得到贝氏体。
因此,对贝氏体转变进行研究和了解,不仅具有理论上的意义,而且还有着重要的实际意义。
考虑到贝氏体转变的复杂性,也考虑到对贝氏体转变机制还存在很多争议,这里首先着重介绍贝氏体转变的一些基本现象,在弄清楚基本现象的基础上,对目前还在争论中的贝氏体转变机制作一般介绍。
§4-1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:
一、贝氏体转变温度范围
对应于珠光体转变的A1点及马氏体转变的MS点,贝氏体转变也有一个上限温度BS点。
奥氏体必须过冷到BS以下才能发生贝氏体转变。
合金钢的BS点比较容易测定,碳钢的BS点由于有珠光体转变的干扰,很难测定。
贝氏体转变也有一个下限温度Bf点,但Bf与Mf无关,即,Bf可以高于MS,也可以低于MS。
二、贝氏体转变产物
与珠光体转变一样,贝氏体转变产物也由α相与碳化物组成的两相机械混合物,但与珠光体不同,贝氏体不是层片状组织,且组织形态与转变温度密切相关,其中包括α相的形态、大小以及碳化物的类型及分布等均随转变温度而异,就α相形态而言,更多地类似于马氏体而不同于珠光体。
因此,Hehemann称贝氏体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珠光体变态。
可以看出,Aaronson强调的是贝氏体转变与珠光体转变一样,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。
需要特别指出,在较高温度范围内转变时所得的产物中虽然无碳化物而只有α相,但从转变机制考虑,仍被称为贝氏体。
三、贝氏体转变动力学
贝氏体转变也是一个形核及长大的过程,可以等温形成,也可以连续冷却形成。
贝氏体等温形需要孕育期,等温转变动力学曲线也呈S形,等温形成图也具有“C”字形。
应当指出,精确测得的贝氏体转变的C曲线,明显地是由两条C曲线合并而成的,这表明,中温转变很可能包含着两种不同的转变机制。
四、贝氏体转变的不完全性
贝氏体等温转变一般不能进行到底,在贝氏体转变开始后,经过一定时间,形成一定数量的贝氏体后,转变会停下来。
换言之,奥氏体不能百分之百地转变为贝氏体。
这种现象被称为贝氏体转变的不完全性,也称为贝氏体转变的自制性。
通常随着温度的升高,贝氏体转变的不完全程度增大。
未转变的奥氏体,在随后的等温过程中,有可能发生珠光体转变,称之为二次“珠光体转变”。
五、贝氏体转变的扩散性
由于贝氏体转变是在中温区,在这个温度范围内尚可进行原子的扩散,因此,贝氏体转变中存在着原子的扩散。
一般认为,在贝氏体转变过程中,只存在着碳原子的扩散,而铁及合金元素的原子是不能发生扩散的。
碳原子可以在奥氏体中扩散,也可以在铁素体中扩散。
由此可见,贝氏体转变的扩散性是指碳原子的扩散。
六、贝氏体转变的晶体学
在贝氏体转变中,当铁素体形成时,也会在抛光的试样表面上产生“表面浮凸”。
这说明铁素体的形成同样与母相奥氏体的宏观切变有关,母相奥氏体与新相之间维持第二类共格(切变共格)关系,贝氏体中的铁素体与母相奥氏体之间存在着一定的惯习面和位向关系。
七、贝氏体中铁素体的碳含量
贝氏体中铁素体的碳含量一般也是过饱和的,而且随着贝氏体形成温度的降低,铁素体中碳的过饱和程度越大。
由上述主要特征可以看出,贝氏体转变在某些方面与珠光体转变相类似,而要某些方面又与马氏体转变相类似。
§4-2贝氏体的组织形态和晶体学
贝氏体的组织形态随钢的化学成分及形成温度的变化而变化。
贝氏体按组织形态的不同区分为无碳化物贝氏体,上贝氏体,下贝氏体,粒状贝氏体以及柱状贝氏体等。
由于目前对贝氏体的组织形态的划分还没有统一的标准,所以还有一些其它贝氏体形态的报导。
这里仅对最主要的无碳化物贝氏体,上贝氏体,下贝氏体以及粒状贝氏体等的组织形态进行讨论。
一、无碳化物贝氏体(B无)
无碳化物贝氏体由板条铁素体束及未转变的奥氏体组成,在铁素体之间为定富碳的奥氏体,铁素体与奥氏体内均无碳化物析出,故称为无碳化物贝氏体,是贝氏体的一种特殊形态(图4-1)。
(a)
(b)
(c)
图4-1无碳化物贝氏体
a)20CrMo,1150℃→535℃×800b)30CrMnSi,900℃→550℃×1000
c)
1、形成温度范围
在贝氏体转变的最高温度范围内形成。
2、组织形态
是一种单相组织,由大致平行的铁素体板条组成。
铁素体板条自奥氏体晶界处形成,成束地向一侧晶粒内长大,铁素体板条较宽,板条之间的距离也较大。
随着贝氏体的形成温度降低,铁素体板条变窄,板条之间的距离也变小。
在铁素体板条之间分布着富碳的奥氏体。
由于铁素体与奥氏体内均无碳化物析出,故称为无碳化物贝氏体。
富碳的奥氏体在随后的等温和冷却过程中还会发生相应的变化,可能转变为珠光体、其它类型的贝氏体或马氏体,也有可能保持奥氏体状态不变。
所以说无碳化物贝氏体是不能单独存在的。
3、晶体学特征及亚结构
无碳化物贝氏体中的铁素体形成时也能在抛光试样表面形成浮凸。
惯习面为{111}A,铁素体与母相奥氏体的位向关系为K-S关系。
魏氏组织铁素体在形成时也能引起浮凸,惯习面{111}A,也是位向关系也是K-S关系,形态也与无碳化物贝氏体铁素体极其相似,因此多数人认为魏氏组织铁素体即无碳化物贝氏体。
在铁素体内存在着一定数量的位错,位错密度较低。
二、上贝氏体(B上)
1、形成的温度范围
在贝氏体转变区的较高温度区域内形成,对于中、高碳钢,上贝氏体大约在350~550℃之间形成。
因其形成在转变区的高温区,所以称为上贝氏体。
2、组织形态
上贝氏体是一种两相组织,由铁素体和渗碳体组成。
成束大致平行的铁素体板条自奥氏体晶界向一侧或两侧奥氏体晶内长入。
渗碳体(有时还有残余奥氏体)分布于铁素体板之间,整体在光学显微镜下呈羽毛状,故可称上贝氏体为羽毛状贝氏体(图4-2)。
(a)
(b)
(c)
(d)
图4-2羽毛状上贝氏体
a)65Mn,1050℃→450℃,×500b)30CrMnSi,900℃→350℃,×1000
c)×1300,d)65Mn,1050℃→450℃,×5000
板条铁素体束与板条马氏体束很接近,束内相邻铁素体板条之间的位向差很小,束与束之间则有较大的位向差。
Hehemann观察到上贝氏体铁素体条是由许多亚基元组成的(图4-3、图4-4),每个亚基元的尺寸大致是厚小于1μm,宽5~10μm,长约10~50μm。
上贝氏体中的碳化物分布在铁素体条之间,均为渗碳体型碳化物。
碳化物的形态取决于奥氏体的碳含量碳含量低时,碳化物沿条间呈不连续的粒状或链珠状分布;碳含量高时呈杆状,甚至呈连续分布。
碳化物惯习面为
,与奥氏体之间存在Pitsch关系。
,
,
由于渗碳体与奥氏体之间存在位向关系,故一般认为上贝氏体中的碳化物是从奥氏体中析出的。
在上贝氏体中,除贝氏体铁素体及渗碳体外,还可能存在未转变的残余奥氏体,尤其是当钢中含有Si、Al等元素时,由于Si、Al能扼制渗碳体的析出,故使残余奥氏体量增多。
影响上贝氏体组织形态的因素:
(1)碳含量:
随钢中碳含量的增加,上贝氏体中的铁素板条更多、更薄,渗碳体的形态由粒状向链球状、短杆状过渡,甚至连续分布。
渗碳体的数量随碳含量的增加而增多,不但分布于铁素体板之间,而且可能分布于各铁素体板条内部。
(2)形成温度:
随形成温度的降低,铁素体板条变薄、细小,渗碳体更细小、更密集。
图4-3魏氏组织铁素体a)、上贝氏体铁素体b)
下贝氏体铁素体的成长模型c)
图4-4上贝氏体铁素体基元的成长(照片)
3、晶体学特征及亚结构
上贝氏体铁素体形成时能在抛光的试样表面形成浮凸,如前所述,与马氏体引起的浮凸不同,呈∧或∨形。
上贝氏体铁素体的惯习面为{111}A,与母相奥氏体之间的位向关系接近于K-S关系。
上贝氏体铁素体中的亚结构为位错,位错密度较高可形成缠结。
三、下贝氏体(B下)
1、形成的温度范围
在贝氏体转变区域的低温范围内形成的贝氏体称为下贝氏体。
下贝氏体大约在350℃以下形成。
碳含量低时,下贝氏体形成温度有可能高于350℃。
2、组织形态
下贝氏体也是一种两相组织,是由铁素体和碳化物组成。
但铁素体的形态及碳化物的分布均不同于上贝氏体。
下贝氏体铁素体的形态与马氏体很相似,亦与奥氏体碳含量有关。
含碳量低时呈板条状(图4-5),含碳量高时呈透镜片状(图4-6),碳含量中等时两种形态兼有。
形核部位大多在奥氏体晶界上,也有相当数量位于奥氏体晶内。
碳化物为渗碳体或-ε碳化物,碳化物呈极细的片状或颗粒状,排列成行,约以55~60°的角度与下贝氏体的长轴相交,并且仅分布在铁素体的内部。
钢的化学成分,奥氏体晶粒大小和均匀化程度等对下贝氏体组织形态影响较小。
图4-6高碳钢下贝氏体形态
a)45钢b)0.9%-1.3%Si-1.1%Cr钢
(a)
(b)
图4-5低碳钢中下贝氏体形态
a)超低碳b)Fe-0.15%C-3.0%Mn
(a)
(b)
Hehemann用光镜及电镜观察发现,下贝氏体铁素体片与条也是由亚基元所组成。
通常这些亚基元都是沿一个平直的边形核,并以约60°的倾斜角向另一边发展,最后终止在一定位置,形成锯齿状边缘(图4-3)
下贝氏体铁素体的碳含量远高于平衡碳含量。
要测出初形成的铁素体的碳含量是比较困难的因为铁素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低。
下贝氏体中的碳化物均匀分布在铁素内。
由于碳化物极细,在光镜下无法分辨,故看到的是与回火马氏体极相似的黑色针状组织,但在电镜下可清晰看到碳化物呈短杆状,沿着与铁素体长轴成55°~60°角的方向整齐地排列着(图4-7)。
图4-74360钢340℃等温形成的下贝氏体的电镜照片(复型)×1000
下贝氏体中的碳化物也是渗碳体型的,但形成温度低时,最初形成的是ε碳化物,随时间的延长,ε碳化物将转变为θ碳化物。
在含Si的钢中,由于Si能阻止θ碳化物的析出,故贝氏体转变时主要析出碳ε化物。
目前在下贝氏体中还未观察到η碳化物与χ碳化物。
下贝氏体铁素体与θ碳化物之间的位向关系与回火马氏体中的位向关系相近,存在以下的位向关系:
;或
。
ε碳化物与下贝氏体铁素体之间的位向关系为:
。
由于碳化物与下贝氏体铁素体之间存在一定的位向关系,故一般认为碳化物是从过饱和铁素体中析出的。
但Thomas指出,由于铁素体与奥氏体之间存在K-S关系,故可将碳化物与铁素体之间的位向关系转换为碳化物与奥氏体之间的位向关系。
转换得出θ碳化物与奥氏体之间为Pitsch关系(
,
,
)。
已知θ碳化物自奥氏体中析出时两者之间保持Pitsch关系,因此,Thomas认为θ碳化物是从奥氏体中析出的。
应该指出,转换问题到目前为止还未最后定论,因为每一种位向关系均存在多种空间取向,如K-S关系就有24种,并不是所有的取向经转换后均能符合Pitsch关系。
故碳化物究竟自何处析出还不能根据位向转换得出结论。
3、晶体学特征及亚结构
下贝氏体铁素体与奥氏体之间的位向关系为K-S关系。
下贝氏体铁素体的惯习面比较复杂。
Ohmori在0.1%C钢中及Edwards在1.4%C钢中均测得在MS点附近形成的下贝氏体铁素体的惯习面为{110}A。
也有人测得下贝氏体铁素体的惯习面为(254)A及(569)A等。
而马氏体的惯习面为{111}A,{225}A及{259}A。
下贝氏体铁素体中的亚结构为位错,位错密度较高可在铁素体内形成缠结。
在下贝氏体铁素体中未发现有孪晶亚结构存在。
四、粒状贝氏体
粒状贝氏体是1957年由Habraken确定的。
这种贝氏体主要是在低碳和中碳合金钢中以一定的速度连续冷却后获得的。
如在正火后、热轧空冷后、或在焊缝热影响区中,都可发现这种组织。
在等温冷却时也可以形成。
这种贝氏体的形成温度稍高于上贝氏体的形成温度。
粒状贝氏体块状铁素体基体和富碳奥氏体区所组成。
由于基中的富碳奥氏体区一般呈颗粒状,因而得名。
实际上富碳奥氏体区一般呈小岛状、小河状等,形状是很不规则,在铁素体基体呈不连续平行分布(图4-8、4-9)。
用透射电镜观察,基体铁素体呈针片状,小岛分布在针片界面。
形成条形粒状贝氏体时也可经在抛光表面引起针状浮凸。
成分分析表明,在粒状贝氏体中,铁素体的碳含量很低,接近平衡浓度,而奥氏体区的碳含量则较平均碳浓度高出许多。
铁素体与富碳奥氏体区的合金元素含量则与平均浓度相同。
这表明粒状贝氏体形成过程中有碳的扩散而合金元素则不扩散。
综上所述不难看出,粒状贝氏体与无碳化物贝氏体很相近,只是铁素体量较多已汇成片,奥氏体呈小岛状分布在铁素体基体中。
富碳奥氏体区在继续冷却过程中,由于冷却条件和过冷奥氏体稳定性不同,可能发生以下三种情况:
(1)部分或全部分解为铁素体和碳化物。
(2)可能部分转变为马氏体,这种马氏体中的碳含量甚高,含有精细的孪晶,一般属于孪晶马氏体。
这种马氏体加上残留下来的奥氏体统称为M-A组织或M-A组成物。
(3)可能全部保留下来而成为残留奥氏体。
五、反常贝氏体
这类贝氏体出现在过共析钢中,形成温度在350℃稍上,以渗碳体为领先相。
图4-10是1.17%C-4.9%Ni钢的反常贝氏体的复型电镜照片。
在图中,较大的针状碳化物和较小的杆状物分别是魏氏组织碳化物和贝氏体中的碳化物。
反常贝氏体也有人称为反向贝氏体。
图4-101.17%C-4.9%Ni钢450℃等温90s
形成的反常贝氏体电镜照片×8000
六、柱状贝氏体
柱状贝氏体一般在高碳钢碳素钢或高碳中合金钢中,当等温温度处于下贝氏体形成温度范围时出现。
在高压下,柱状贝氏体可在中碳钢中形成。
例如0.44%C的钢在24kbar下经288℃等温处理后也可形成。
图4-11为1.02%C-3.5%Mn-0.1%V钢的柱状贝氏体组织,图中基体是马氏体。
由光学显微组织(图4-11a)可以看出,柱状贝氏体中的铁素体是呈放射状的,这是柱状贝氏体组织的一个特征。
由电子显微组织(图4-11b)可以看出,柱状贝氏体中的碳化物是分布在铁素体内部的,单从碳化物分布的状况来看,柱状贝氏体是与下贝氏体相似的。
另外,柱状贝氏体形成时不产生表面浮凸。
七、关于BⅠ、BⅡ、BⅢ
大森等人发现,在某些低碳低合金高强度钢中的贝氏体可以明显地分为三类,他们分别称之为第一类、第二类、第三类贝氏体,以BⅠ、BⅡ、BⅢ符号表示。
BⅠ是约在600~500℃之间的任一温度下等温处理后形成的,是无碳化物析出的贝氏体型铁素体,或简称无碳化物贝氏体。
BⅡ是约在500~450℃之间的任一温度下等温处理后形成的;在连续冷却的条件下,则是以中等的冷却速度,并且BⅠ紧接而形成的。
BⅢ是约在450℃和MS点之间的任一温度下等温处理后形成的,或是以与马氏体临界冷却速度相近的冷却速度进行连续冷却以后形成的。
这三类贝氏体中的铁素体皆呈板条状。
这三类贝氏体的主要区别在于其中碳化物的形态和分布不同。
在BⅠ中,没有碳化物存在。
在BⅡ中,碳化物少量分布于铁素体内部,而绝大多数以杆状的形态分布于铁素体板条之间。
在BⅢ中,碳化物以粒状的形态较为均匀地分布于铁素体板条内部。
图4-12是这三类贝氏体形成过程示意图。
由此可见,BⅠ和BⅡ分别相当于前述的无碳化物贝氏体和上贝氏体。
这种分类方法的特点在于其中的BⅢ。
BⅢ既与典型的上贝氏体不同,碳化物是分布在铁素体板条内部,而不是分布在铁素体板条之间;BⅢ也与典型的下贝氏体不同,铁素体(α相)呈板条状,而不呈片状,并且铁素体(α相)的分布是大致平行的,而不是“分支”的形式。
这三类贝氏体在
图4-12低碳低合金钢三类贝氏体形成过程示意图
强度和韧性上是有些区别的,因此这种分类法具有一定的实际意义。
§4-3贝氏体转变动力学
了解贝氏体转变动力学,不仅可以为弄清贝氏体转变机制提供线索,而且可以为制订与贝氏体转变有关的热处理工艺提供理论依据。
一、贝氏体等温转变动力学
(一)贝氏体转变动力学的特点
1、贝氏体转变速度比马氏体转变速度慢得多
用高温金相显微镜对3%Cr钢在等温下形成的下贝氏体表面浮凸长大速度进行实测时发现,在等温下的贝氏体长大速度,无论是纵向(长度方向)的,或是横向(宽度方向)的,都是常数,其中以纵向长大速度快得多(是指在各片表面浮凸发生碰撞之前而言)。
实测的下贝氏体纵向长大速度约为0.0012cm/min,比马氏体的纵向长大速度要慢很多很多。
为了解释这一现象,人们曾提出许多假设、成长模型以及计算公式。
一般认为这是由于贝氏体长大速度受碳原子从铁素体中的脱溶所控制的缘故。
有人认为,由于高温金相显微镜的鉴别能力太低不能检测出贝氏体中铁索体的基元,因此用高温金相显微镜所测得的贝氏体长大速度值与实际的贝氏体长大速度值相差甚远。
2、贝氏体转变的不完全性
图4-13贝氏体转变量与等温温度t的关系示意图
温度在BS点以下,贝氏体才可以形成,而且随着等温温度的降低,最大转变量将增加。
但是这有两种情况,一是只要等温温度降低到某一温度,奥氏体可以全部转变为贝氏体,见图4-13。
例如碳钢、中碳Mn钢、中碳Si-Mn钢等就属于这种情况;二是等温温度即使降低到很低的温度,仍然不能完全转变,仍有部分奥氏体未曾转变而残留下来,许多种合金钢就属于这种情况,这种现象称为“转变不完全性”或“转变的自制”。
由于贝氏体转变不完全性而残留下来的奥氏体在继续保温过程中可能发生下列两种情况:
(1)一直保持不变。
例如对于4340钢通过定量金相分析方法证明,在510℃下当时间从1小时延长到二个多月,而贝氏体转变量并没有增加。
需要指出的是,这里所说的“一直保持不变”是指在继续保温过程而言的,至于保温后冷却到室温,则应另当别论。
这种奥氏体当冷却到室温可能转变为马氏体加残余奥氏体。
(2)当转变温度较高时,残留下来的奥氏体接着转变为珠光体,甚至奥氏体全部变完。
此时所发生的珠光体转变,一般称为“二次珠光体转变”。
结果在室温时获得“贝氏体(一般为上贝氏体)加珠光体”的混合组织。
在这种情况下,如果需要鉴别这两种组织组成物,可采用金相分析法。
与珠光体相比,贝氏体浸蚀得稍浅,且层间距离较大。
从图4-13还可以看出,过冷奥氏体在贝氏体形成温度范围内的某一温度下保持,是要经过一定的孕育期后才开始转变;转变速度开始很快,以后逐渐减慢,趋于常数。
3、可能与珠光体转变或与马氏体转变重叠
在碳钢和一些合金钢中,在某一等温温度范围之内,贝氏体转变可能与珠光体转变发生部分重叠。
这可能有两种情况,一是在过冷奥氏体等温转变图中珠光体开始转变在贝氏体转变之前,过冷奥氏体在形成一部分珠光体以后,接着转变为贝氏体;二是在过冷奥氏体等温转变图中贝氏体开始转变在珠光体开始转变之前,过冷奥氏体在形成一部分贝氏体以后,接着转变为珠光体。
对于具有较高MS点的钢,当温度在MS点以下时,贝氏体转变和马氏体转变可能发生重叠。
当奥氏体急冷至MS~Mf温度范围的某一温度并保持恒定以后,奥氏体先有一部分发生马氏体转变,以后其余部分发生贝氏体转变,马氏体转变可以对贝氏体转变产生促进作用。
(二)贝氏体等温形成图
与珠光体等温转变相同,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,贝氏体转变不能进行到底。
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。
与珠光体转变相同,贝氏体等温转变动力学图也呈C字形(图4-14)。
在某一温度上观察不到贝氏体转变,该温度称为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,在等温动力学图中也有一个鼻子(图4-14)。
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(图4-15)。
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曲线是由两个独立的C曲线合并而成的,即由上贝氏体转变C曲线及下贝氏体转变C曲线合并而成。
图4-16是40CrMnSiMoVA钢奥氏体等温转变动力学图。
图4-17是Kennon提出的共析钢示意性等温转变动力学图。
由此可见,上贝氏体与下贝氏体很可能是通过不同机制形成的。
二、贝氏体转变时碳的扩散
贝氏体转变是在碳原子还能扩散的中温范围内发生的。
与马氏体转变不同,贝氏体转变
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,碳必将向奥氏体富集。
当奥氏体的碳含量超过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中析出,而使奥氏体的含碳量下降。
由此可见,在贝氏体转变过程中,奥氏体的碳含量有可能升高,也有可能降低,视奥氏体成分及转变温度而定。
用实验方法在贝氏体转变过程中测得的奥氏体碳含量的变化证实了上述分析。
此外,由于贝氏体铁素体初形成时是过饱和的,而贝氏体转变温度范围又较马氏体转变高,故贝氏体铁素体在形成后必将发生分解,以碳化物形式自贝氏体铁素体析出过饱和的碳而使铁素体的碳含
(a)
(b)
(c)
图4-18等温转变曲线(曲线1)及奥氏体点阵常数(曲线2)与等温时间的关系
a)0.48%C-4.33%Mnb)1.18%C-3.58%Mnc)1.39%C-2.74%Mn
(1x=1.002×10nm)
量下降。
由此可见,贝氏体转变与碳原子的扩散密切相关。
图4-18是用三种不同碳含量的钢测得的某一温度下的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,亦即奥氏体碳含量的变化。
由图4-18a可见,对于中碳钢,在等温转变孕育期期间,奥氏体的碳含量已经有了明显的提高,这意味着在奥氏体中已经出现了局部小范围的低碳区,为形成低碳的贝氏体铁素体作好了准备。
以后随贝氏体转变的进行,奥氏体含碳量不断升高。
由图4-18b可见,碳含量为1.18%时,在孕育期及转变初期,奥氏体碳含量基本不变,以后随着转变的进行,奥氏体碳含量显著下降,这是因为自奥氏体中析出了碳化物。
当碳含量高达1.39%时,由图4-18c可见,在孕育期,奥氏体碳含量就有了明显的下降,这表明,等温一开始就自奥氏体析出了碳化物。
三、影响贝氏体转变动力学的因素
关于这个问题,迄今还是了解的很不够,特别是关于多种合金元素的复合影响,由于问题本身以及研究方法的复杂性,了解的更是不多,在此仅作简单介绍。
(一)碳的影
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- 贝氏体 转变