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贝氏体相变动力学图特征分析

时间:2023-07-01 理论教育 版权反馈
【摘要】:许多低碳合金钢的奥氏体等温转变图均具有这些特征。已经不能满足贝氏体相变速率的要求。显然,包括23MnNiCrMo钢在内的许多钢的贝氏体相变不是依靠铁原子的扩散进行的。共析分解的孕育期较长,而贝氏体相变的孕育期较短。

贝氏体相变动力学图特征分析

奥氏体等温转变图中,珠光体转变和贝氏体相变相互重叠、交叉,演化到形成海湾区,两条转变曲线完全分离,这反映了过冷奥氏体相变过程的演化规律,体现了贝氏体相变的过渡性。碳素钢的共析分解和贝氏体相变在550℃附近重叠,但是加入不同的合金元素后对奥氏体和铁素体等相的自由能产生不同的影响,因而影响了A1Ms等临界点的位置,也影响了元素的扩散速度,从而影响了共析分解和贝氏体相变动力学曲线的位置。

1.从等温转变图看珠光体到贝氏体相变的演化

随着铬含量的增加,珠光体和贝氏体的转变曲线逐渐分离。从图6-25所示45Cr钢的奥氏体等温转变图可见,珠光体转变的鼻温(共析分解最快的温度)约为650℃,低于鼻温时,分解速度逐渐变慢,孕育期越来越长。在珠光体转变的最低温度(约480℃)需要经过1000s的孕育期才能开始共析分解。

温度低于珠光体的鼻温时,原子扩散速度越来越慢,形核率不断降低,共析分解越来越难,直到扩散不足以进行共析分解为止,即到达能够珠光体转变的最低温度。从45Cr钢的奥氏体等温转变图中可见,进行共析分解的最低温度约为480℃,说明这种合金钢在高于480℃以上的温度,铁原子和替换原子能够长程扩散,主要是界面扩散,进行扩散型的共析分解。

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图6-25 45Cr钢的奥氏体等温转变图[17]

从45Cr钢的奥氏体等温转变图中可见,在480~590℃的温度范围内,过冷奥氏体先发生贝氏体相变,然后到达珠光体转变开始线(孕育期)时才进行共析分解,即在共析分解之前首先形成了上贝氏体。许多低碳合金钢的奥氏体等温转变图均具有这些特征。表6-1统计比较了一些钢在相同的等温温度下的贝氏体相变孕育期和珠光体转变孕育期(由文献[17]整理)。可见,同种钢在相同的温度下等温,过冷奥氏体转变为贝氏体的孕育期极短,而需要进一步等温很长时间才能开始珠光体转变,转变为托氏体(极细珠光体)组织。

在590~470℃的温度范围内,如果相变温度相同,即过冷度一定时,那么γ和α的自由能差相同,即ΔG值一样,也即相变驱动力是相等的。此时铁原子和替换原子都能够扩散,但贝氏体相变发生在前边,即先形成贝氏体铁素体,珠光体转变反而在其后进行,而且以较快的速度首先发生贝氏体相变,而后经过很长的孕育期才分解为珠光体。这说明二者的形核-长大机制不同,原子位移方式不同,从而造成动力学上的差异。

共析分解的晶核是由铁素体和碳化物两相组成的,即F+M3C,两相共析共生,协同长大。这种晶核的形成不仅需要碳原子扩散,也需要铁原子和合金元素原子的扩散。温度越低,扩散越慢,形成这样的晶核需要的时间越长。但是,贝氏体晶核是单相,即BF,只要在过冷奥氏体中形成贫碳区,则ΔGγ→α<0,即进行超低碳奥氏体→贝氏体铁素体的多形性转变,原子以热激活跃迁方式位移,迅速形成贝氏体晶核(BF),贝氏体相变即可开始,因此孕育时间短。从45Cr钢的奥氏体等温转变图中可见,如在500℃等温,不足4s即开始贝氏体转变,而要共析分解则需等温200s以后才能开始。

表6-1 一些钢的贝氏体相变孕育期和珠光体转变孕育期的统计比较

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2.贝氏体相变速度比共析分解快的动力学图

多数合金结构钢的贝氏体转变曲线往往在珠光体转变曲线的偏左方,具有普遍性(高合金铬镍钢等除外)。图6-26所示为23MnNiCrMo钢的奥氏体等温转变图,该钢的主要化学成分为wC=0.24%、wMn=1.46%、wMo=0.49%、wNi=1.01%、wCr=0.28%。该钢空冷可获得贝氏体组织,属于贝氏体钢[22]

从图6-26中可见,高温区出现铁素体的开始析出线,但是没有珠光体转变的开始线,更没有其转变终了线。试验时在625℃等温8h,观察其冷却后的组织为先共析铁素体和马氏体组织,没有观察到珠光体组织,说明该钢的过冷奥氏体很稳定,难以发生共析分解。高温区的转变开始线是先共析铁素体析出线,在550~715℃的高温区仅发生A→F转变,先共析铁素体的鼻温为625℃,孕育期约为113s。在此温度区间,过冷奥氏体析出铁素体后,碳扩散进入奥氏体中,增加了奥氏体的稳定性。同时,钢中含有Ni、Cr、Mo、Mn等元素,强烈推迟了共析分解,而贝氏体转变孕育期比珠光体的短得多。

在较高温度下,先共析铁素体的析出和珠光体转变均为扩散型相变,而在中温区,所有元素的扩散速度均显著降低,只有碳原子能够长程扩散,铁原子和替换原子的扩散速度极慢。计算表明,在中温区,铁原子在奥氏体中的扩散系数降低到10-20~10-24 cm2/s之间,降低了6~9个数量级。已经不能满足贝氏体相变速率的要求。然而,从图6-26中可见,形成贝氏体的时间比先共析铁素体析出的孕育期短得多,比共析分解更快,其根本原因是相变机制上的区别,也即原子迁移方式的不同。如果贝氏体相变仍然是共析分解式的扩散机制,那么相变速度应当更慢,而不是快得多,这说明贝氏体相变不是共析分解。

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图6-26 23MnNiCrMo钢的奥氏体等温转变图(注:奥氏体化温度为830℃)

试验事实说明,与大多数动力学曲线一致,低碳贝氏体的转变速度很快。显然,包括23MnNiCrMo钢在内的许多钢的贝氏体相变不是依靠铁原子的扩散进行的。贝氏体铁素体的形核-长大是依靠铁原子和替换原子的非协同热激活迁移完成的,是无扩散的界面控制过程,转变速度较快。

许多中、低碳合金钢的贝氏体转变曲线往往在珠光体转变曲线的左方,而高碳合金钢的贝氏体转变曲线在珠光体转变曲线的右方。共析分解的孕育期较长,而贝氏体相变的孕育期较短。只有含碳量增加到高碳时,贝氏体的鼻子才显著右移,如图6-20所示。

贝氏体相变是贝氏体铁素体单相形核,只要通过涨落形成贫碳区,依靠铁原子热激活跃迁就可以构筑铁素体晶胞,相界面铁原子的移动距离远远小于一个原子间距,不需要长程扩散。所以,贝氏体相变的孕育期短,转变温度虽然较低,但是转变开始速度较快。

奥氏体中含碳量增加时,其晶界和晶内缺陷处吸附的碳原子数量增加,这阻碍了贫碳区的形成,必然延缓贝氏体铁素体在此处的形核进程,因而孕育期变长。

3.贝氏体相变动力学具有变温性和等温性的双重特征

贝氏体相变具有Bs点,随着温度的降低,贝氏体转变量具有不断增加的现象,这一点是共析分解所不具备的。如图6-27所示[17]Bs点约为500℃,随着转变温度的降低,贝氏体转变量逐渐增加到10%、25%、50%、75%…,这一点与马氏体的降温转变相似,具有变温性,反映了贝氏体相变不同于共析分解。另一方面,在马氏体点稍上等温(如350℃),随着等温时间的延长,转变量不断增加,从开始线到10%、25%、50%、75%…,直到等温约30min,转变终止,表现了贝氏体转变的恒温性,与共析分解相似,这一动力学特征说明贝氏体相变具有过渡性。

从图6-27中还可以看到,在650℃等温,共析分解的孕育期约为300s,而在400℃等温,贝氏体转变开始时间约为20s,显然贝氏体相变速度很快,而高温区的共析分解却很慢。

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图6-27 35CrNiMo钢的奥氏体等温转变图(注:奥氏体化温度为870℃)

4.贝氏体相变速度比共析分解慢的动力学图

合金结构钢的贝氏体转变曲线往往在珠光体转变曲线的左方,但是低碳合金钢渗碳后,其贝氏体转变曲线将向右移。

共析钢和过共析钢的共析分解比贝氏体转变速度快,尤其是高碳下贝氏体的孕育期一般较长。图6-28所示为共析钢(T8)和过共析钢(T11)的奥氏体等温转变图[17]。由图中可见,在约550℃(鼻温),共析分解速度极快,孕育期极短,约为0.5s,甚至难以通过试验测定(以虚线表示),表明在此温度下珠光体转变速度极快;共析分解在A1~400℃之间,珠光体转变完成的时间在3~100s之间,但是400℃以下进行的贝氏体相变速度较慢。T8钢的下贝氏体相变在Ms点稍上温度进行,需要等温约2h,而T11钢的下贝氏体相变在220℃,需要等温约24h才能转变终止。显然,高碳贝氏体的相变速度比中低碳的要慢。

如前所述,贝氏体相变受碳原子扩散控制。高碳的过冷奥氏体形成贝氏体铁素体(BF)时,必须在贫碳的奥氏体区中进行BF的形核,BF的长大也必须以碳原子从α/γ相界面的奥氏体侧扩散离去为先决条件。BF形核的起点是成分涨落,系统依靠涨落形成贫碳区。已知碳原子是内吸附元素,在含碳量过高的奥氏体中,其晶界和晶内缺陷处将吸附大量的碳原子,这将阻碍并延缓贫碳区的形成,从而推迟贝氏体铁素体在此处的形核,因而使孕育期变长,同时其长大速度也很慢。

5.上、下贝氏体具有独立相变曲线的动力学图

从多数贝氏体转变曲线来看,只有一条C形曲线,即一个鼻温。但是,在有些钢的的动力学图中,上、下贝氏体转变似乎具有独立的相变动力学曲线。如在图6-29所示的5CrMnMo钢和40CrMnTi钢的奥氏体等温转变图中[17],转变开始线中有一个鼻温,而转变终止线中却有两个鼻温。它可能反映了上、下贝氏体转变具有不同的动力学特征。

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图6-28 共析钢(T8)和过共析钢(T11)的奥氏体等温转变图

a)共析钢(T8) b)过共析钢(T11)

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图6-29 5CrMnMo钢和40CrMnTi钢的奥氏体等温转变图

a)5CrMnMo钢 b)40CrMnTi钢

6.具有宽广海湾区的奥氏体等温转变图

由于某些合金元素使珠光体转变曲线上移,又使Bs点向下移动,在合金钢的奥氏体等温转变图中形成了海湾区。当珠光体转变曲线与贝氏体转变曲线完全分离时,海湾区变宽,有时海湾区温度区域宽约100℃以上。在此温度范围内长时间等温(一般≥105s),过冷奥氏体不形成贝氏体,也不发生共析分解,而是处于亚稳状态。

在含钼的合金结构钢中,随着钼含量的增加,共析分解和贝氏体转变曲线逐渐分离。从图6-30所示40Mo3钢的奥氏体等温转变图中可见,珠光体和贝氏体转变曲线已经完全分开,在570~500℃区间存在一个宽阔的海湾区,等温24h以上,贝氏体相变和共析分解均难以进行,说明扩散型的共析分解在海湾区的上部温度就已经终止。Bs点为500℃,在500℃以下,贝氏体相变速度加快,孕育期变短,400℃以下时孕育期不足10s。可见,温度虽然降低,但是贝氏体转变速度加快。在700℃等温时,珠光体转变的孕育期约为500s。而在400℃等温只需10s贝氏体相变即可开始,而且只要5min,转变即告结束。在这样低的温度下,铁原子和钼原子是难以扩散的,然而却迅速完成了贝氏体相变,说明贝氏体相变不依赖铁原子和钼原子的扩散,而是通过原子热激活跃迁即可形成贝氏体铁素体。

总之,贝氏体相变具有过渡性特征,具有特殊的相变机制,其特点如下:

1)从共析分解到贝氏体相变有一个逐渐演化的过程,具有不同的转变机制。

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图6-30 40Mo3钢的奥氏体等温转变图

2)合金元素显著影响贝氏体转变曲线的形状和位置,海湾区可以将贝氏体相变与共析分解完全分离。

3)在低、中碳合金结构钢中,贝氏体相变的孕育期极短,转变速度比共析分解快,这反映了两个相变机制的区别。

4)在共析钢和过共析钢中,完全奥氏体化后,贝氏体转变速度比共析分解慢。

5)在某些钢中,贝氏体相变具有变温性和恒温性的双重特征。

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