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1、论文题目：贝氏体钢的研究摘要本论文通过对贝氏体的组织特征、性能及形成机理研究得出：贝氏体钢具有高强度、高硬度、高韧性、优良的焊接性能。通过贝氏体组织与其他类型钢的综合性能的比较表明贝氏体钢在实际应用中可减少钢材的使用量，提高钢材使用寿命，节约热处理费用，降低成本。贝氏体钢大规模的推广使用能节约社会资源。减少环境污染，具有显著的经济及社会效益。关键词：过冷奥氏体、贝氏体、马氏体题目类型：工程设计类囗、工程技术研究类囗、软件开发类囗AbstractThe function of bainite steel and microstructure and properties of bainite s
2、teel has been investigated . The results show that bainite steel has higher strength, high toughness and better jointing properties. Comparing with other microstructure, the bainite steel can reduce the amount of usage of the steel material in actual application ,exaltation the steel material servic
3、e life ,save natural resources, economize the hot processing expenses, decline low cost. The wide application of bainite steel , which save natural resources and reduce the pollution of the environment ,can make good economic and social performance.Keyword: austenite, bainite, martensiteSubject type
4、: Engineering design囗、Engineering technology research囗、 Software development囗目录绪论4一、贝氏体的定义51.1贝氏体的定义51.2贝氏体的分类5二、贝氏体组织与马氏体组织的区别72.1 贝氏体与马氏体组织形态的区别72.2贝氏体与马氏体性能的比较8三、钢中贝氏体的转变机制123.1贝氏体相变温度区域123.2贝氏体转变机理123.3 上、下贝氏体转变机制的比较133.4形成贝氏体的反应动力学143.5控制贝氏体转变速度的因素143.6合金元素的作用15四、钢的过冷奥氏体转变图174.1过冷奥氏体的等温转变曲线174.
5、2影响C曲线的因素184.3 从等温转变曲线看贝氏体转变的特性194.4过冷奥氏体的连续冷却转变曲线224.5CCT曲线和C曲线的比较和应用23五、高强度、高韧性贝氏体钢的设计265.1钢种设计的一般原则265.2 贝氏体钢和等温淬火贝氏体钢设计295.2.1 贝氏体组织的获得295.2.2 贝氏体的强度和韧性335.3贝氏体钢与其他钢齿轮轴的比较计算365.4贝氏体钢的应用415.4.1贝氏体钢应用于制造汽车前轴425.4.2贝氏体钢耐磨钢球435.4.3贝氏体钢在其它方面的应用43六、结论45七、实验46-贝氏体组织的等温生成46参考文献48致谢49附录：英文资料50绪论材料是人类生产和社
6、会发展的重要物质基础，也是日常生活中不可分割的一个组成部分。自从地球上有了人类至今，材料的利用和发展构成了人类文明发展史的里程碑：从原始时期的石器时代开始，在经历了青铜器时代和铁器时代，将人类带入了农业社会；18世纪钢铁时代的来临，造就了工业社会的文明；尤其是近百年来，随着科学技术的迅猛发展和社会需求，新材料更是层出不穷，出现了“高分子材料时代”、“半导体材料时代”、“先进陶瓷材料时代”、“复合材料时代”和即将进入的“纳米材料时代”。目前，能源、信息和材料已成为现代科技和现代文明的三大支柱，而在这三者之间，材料又是最重要的基础。历史证明，每一次重大新技术的发现，往往都依赖于材料的发展。目前机械
7、工业面临着朝高速、自动化、高精密方向发展，在机械产品的设计和制造过程中，涉及金属材料和热处理方面的问题日益增长，机械工业与金属材料及热处理学科之间的关系愈加密切。实践表明，合理选用金属材料，适当确定热处理工艺，妥善安排工艺路线对充分发挥金属材料本身的性能潜力，保证材料具有良好的加工工艺性能，获得理想的实用性能，提高产品零件的质量，节省金属材料，减少能源消耗，减低生产等方面有重大的影响。其中钢的研究是颇为重要的。因为钢是一种应用最广泛的金属材料，这主要是因为钢能严格地按照技术工艺规范，较廉价地进行大量生产。此外，钢还可以提供从具有良好延性和韧性的中等强度水平到具有足够延性的高强度这样一个很宽范围
8、的机械性能。因此，铁和钢占整个工业用合金重量的80%以上，就不足为怪了。钢也许已形成最庞大的一类常用合金。贝氏体钢能用空冷等缓慢冷却以获得高强度，避免了钢以淬火所造成的变形和裂纹等严重问题，避免了薄壁或形状复杂零件在成形加工后的淬火、回火处理所带来的生产困难，因此，它具有十分优异的热处理工艺性能。由于低碳，这类有高的塑性，因而有优异的变形加工和焊接性能。由于这类钢有高强度、高塑性和韧性，有着发展高强度、高韧性钢的广阔前景。随着中国经济的平稳发展，各工业部门对钢材的需求显著增加，特别是机械电子工业。在机械电子工业中，又以工程机械行业、农机行业与食品机械行业、机械基础件行业、汽车工业、集装箱行业、
9、石化行业、船舶工业、铁路行业等对钢材的需求量增长较快，并且对钢材的品质要求也越来越高。特别是最近几年煤炭、焦碳、铁矿石供应趋紧并且价格持续上涨，使快速方便生产优质钢材的研究具有重要的意义。一、贝氏体的定义1.1贝氏体的定义在绪论中指出，前人是从显微组织、转变动力学和现已摒弃的浮凸效应等方面来定义贝氏体的；同时又提出，应以转变动力学和显微组织为基础，在分析研究各类贝氏体转变机制基础上概括出它们的共性来定义贝氏体。先概括出贝氏体转变的一些共性：（1）贝氏体转变是过冷奥氏体在中温转变区发生的转变，贝氏体是过冷奥氏体中温转变的产物；（2）贝氏体转变有转变前的孕育期，转变速率以碳在奥氏体中的扩散速率作为
10、控制因素，属于扩散型相变；（3）贝氏体转变以相变驱动力及由此而来的切应力、碳原子在奥氏体中的扩散和铁原子的自扩散三者作为支配因素；（4）贝氏体转变过程主要是贝氏体铁素体的成核和成长过程；（5）在等温转变曲线图中，从等温温度看，随着等温温度的降低，作为主导因素的来自相变驱动力的切应力发生明显的变化，因而在不同温度范围内生成了不同形态的粒状贝氏体、上贝氏体、和下贝氏体。但是，这些贝氏体都是以贝氏体铁素体亚结构作为结构基元的成核和成长形成的。应属于一类。随着等温时间的增长，转变的主导因素由切应力转化为铁原子的自扩散能力，铁素体以块体转变生成，并因而形成块状贝氏体。从转变机制看，应属于另一类。随着转变
11、量的增加，当切应力消耗到不足以促进贝氏体转变继续进行时，转变终止，具有转变的不完全性。根据上述各类贝氏体转变的共性，为贝氏体作出如下的定义：钢中的贝氏体是过冷奥氏体在中温转变区以贝氏体转变生成的具有不同形态的组织，是碳化物（渗碳体）分布在过饱和碳的铁素体基体上的两相混合物。而贝氏体转变是以相变驱动力所提供的切应力、碳在奥氏体中的扩散和铁原子的自扩散三者作为支配因素，以碳在奥氏体中的扩散作为速率控制因素的半扩散型转变。1.2贝氏体的分类过去在命名贝氏体时，多以贝氏体的组织形态、或者说，光学显微组织特征作为基础的，突出的例子是粒状贝氏体；上贝氏体、下贝氏体是以形成温度来定义贝氏体的，但是，为了便于
12、识别和区分各类贝氏体，对它们均赋予了一定的典型组织形态，通常是从组织形态来理解它们的性质的。由于定义各类贝氏体时是为了便于识别和区分它们，它们的典型组织主要是突出形态的某些特殊性而不是共性，因此，当试图根据各类贝氏体的共性来定义贝氏体是，发现根据显微组织来寻求共性是很困难的。以粒状贝氏体和上贝氏体为例，从形态上看，甚至从组织组成物的性质看，它们之间有很大的不同，但从转变机制看，它们在贝氏体铁素体的成核和成长等方面都是相同的，它属于一类。如果用转变机制来定义贝氏体，则贝氏体仅有两类：一类是以切应力作为主导因素的贝氏体铁素体成核和成长、转变生成的贝氏体，包括粒状贝氏体、上贝氏体、下贝氏体；另一类是
13、切应力失去主导作用后，铁原子自扩散作为主导因素的铁素体以块体转变生成的块状贝氏体。至于柱状贝氏体和反常贝氏体，从一些资料看，在高压下，即在大应力作用下生成的柱状贝氏体其贝氏体铁素体为细密的分枝条束；过共析钢中的反常贝氏体，除粗大的先共析碳化物外，贝氏体铁素体呈条束状。它们均应属于以切应力为主导因素的成核成长转变机制生成的贝氏体，并可能与上贝氏体、下贝氏体铁素体成长机制相似；只是由于作用应力和先共析碳化物生成对贝氏体铁素体的成核、成长过程产生了一定的影响，因而对贝氏体铁素体的形态有了影响，成为组织形态不同于通常的或典型的上、下贝氏体的柱状贝氏体和反常贝氏体。二、贝氏体组织与马氏体组织的区别2.1
14、 贝氏体与马氏体组织形态的区别（一）贝氏体组织1上贝氏体组织上贝氏体中存在铁素体和渗碳体两个相，铁素体呈黑色，而渗碳体呈亮白色，成束的、大致平行的铁素体板条自奥氏体晶界的一侧或两侧向奥氏体晶粒内部长大，渗碳体以不连续、条状或片状形式分布于许多平行而密集的铁素体之间。铁素体条较宽，呈现羽毛状，在铁素体条内分布有位错亚结构。如图2.1.1所示。图2.1.1上贝氏体组织2.下贝氏体组织下贝氏体组织也是两相组织，由铁素体和碳化物组成。下贝氏体形成晶核的部位，大多数在奥氏体晶界上，也有相当数量是在奥氏体晶粒内部，呈现黑色针状。碳化物在一般在铁素体内部，并且排列成行，以一定的角度（一般为5560度）与下贝
15、氏体针的长轴相交。如图2.1.2所示。图2.1.2下贝氏体（二）马氏体组织马氏体的组织形态与钢的成分、原始奥氏体晶粒的大小以及形成条件有关。奥氏体晶粒愈粗，形成的马氏体片愈粗大。反之形成的马氏体片就愈细小。其形态主要分为两大类，即板条马氏体和片状马氏体。影响马氏体形态的主要因素是奥氏体的碳的质量分数。碳的质量分数低于0.25%时为典型的板条马氏体；碳的质量分数大于1.0%，几乎全是片状马氏体；碳的质量分数在0.251.0%之间时，是板条状和片状两种马氏体的混合组织。1. 板条马氏体板条马氏体又称为低碳马氏体，它的立体形态呈细长的板条状。显微组织表现为一束束细条状的组织，每束内的条与条之间以小角
16、度晶界分开，束与束之间有较大的方向差，在板条马氏体内有大量位错缠结的亚结构。所以板条马氏体也称为位错马氏体。如图2.1.4所示。图2.1.4板条马氏体2. 片状马氏体片状马氏体又称为高碳马氏体，它的立体形态呈针状或双凸透镜状，显微组织仅是其截面形态。马氏体片一般不穿越奥氏体晶界，先形成的马氏体片可以横贯整个奥氏体晶粒，尺寸较大，随后形成的马氏体片受到限制而愈来愈小。相邻的马氏体片一般互不平行，而是呈一定角度排列。马氏体片内有大量细小的孪晶亚结构，所以片状马氏体也称为孪晶马氏体。2.2贝氏体与马氏体性能的比较（一）贝氏体性能贝氏体强度取决于下列五个因素：1. 贝氏体中铁素体的晶粒大小贝氏体中铁素
17、体的晶粒越细，对位错运动的阻力越大，贝氏体的强度也就越高。碳素钢的抗拉强度与贝氏体中铁素体晶粒平均直径成反比。而贝氏体中铁素体晶粒大小则取决于钢的化学成分和贝氏体形成温度，尤其是贝氏体形成温度。贝氏体中铁素体晶粒尺寸是随形成温度的降低而减小的。碳素钢贝氏体中铁素体晶粒平均直径与形成温度成正比。2. 碳化物的弥散度和分布状况碳化物弥散强化对下贝氏体强度贡献是相当大的，但对上贝氏体的作用则相对要小，原因在于上贝氏体的碳化物分布状况不均，它分布在铁素体板条之间。碳素钢的抗拉强度与贝氏体中单位面积内碳化物的数量成正比。贝氏体中碳化物的数量也是与钢的化学成分、特别是与贝氏体形成温度有关。碳素钢贝氏体中1
18、mm面积内碳化物数量与形成温度成正比。3.C的固溶强化随着形成温度的降低，贝氏体（包括无碳化物贝氏体、上贝氏体和下贝氏体）铁素体中的碳的过饱和度是增加的，C的固溶强化作用也越来越明显。由于贝氏体铁素体中碳含量比较低，C的固溶强化对强度所作用的贡献要小得多。4. 合金元素的固溶强化合金元素溶于贝氏体的铁素体中，对贝氏体的强度无疑是有作用的，但其作用比C的固溶强化作用还要小一些。5. 位错密度与一般的铁素体相比，无碳化物贝氏体、上贝氏体和下贝氏体中铁素体的位错密度都比较高，其中下贝氏体中铁素体的位错密度最大。综上所述，随着贝氏体的形成温度的降低，贝氏体中铁素体晶粒变细，铁素体中碳含量增加，碳化物的
19、弥散度也增大。这三方面的因素都使贝氏体的强度增加。碳素钢贝氏体的抗拉强度与形成温度成反比。贝氏体的硬度与形成温度的关系，与此相似。具体的说，由于上贝氏体中的铁素体条比较宽，抗塑性变形能力比较低，渗碳体分布在铁素体条之间容易引起脆断。因此，上贝氏体的强度较低，塑性和韧性都很差，这种组织一般不适用于机械零件。由于下贝氏体组织中的针状铁素体细小且无方向性，碳的过饱和度大，碳化物分布均匀，弥散度大，所以它的强度和硬度高（5060HRC），并且有良好的塑性和韧度。因而许多机械零件经常选用等温淬火热处理，以得到综合力学性能较好的下贝氏体组织。（二）马氏体性能（1）马氏体的强度快速淬火的钢由于形成马氏体，所
20、以硬度很高但很脆，而许多非铁合金的切变转变并不引起这种明显的作用。即如果钢中不含碳，硬度就会大大降低。由下图2.4.1可以看出，含碳量对马氏体硬度的影响很大。马氏体所能达到的强度也和马氏体的精细结构有关。这种结构是碳以填隙固溶体存在的四方点阵并按引起高位错密度和细小孪晶的切变方式形成的。因此，强化机制可能有几种：（1） 替代式和填隙式固溶体；（2） 位错强化，即加工硬化；（3） 细小的孪晶；（4） 晶粒尺寸；（5） C原子的偏聚；（6） Fe的碳化物析出。马氏体高强度的本质： 相变强化马氏体相变造成大量位错、孪晶或错层，这些缺陷的增加，使马氏体强度提高147186MPa. 固溶强化当碳量小于0
21、.4%时，碳原子溶入到由马氏体的铁原子组成的扁八面体中心，使短轴伸长，长轴缩短，发生不对称畸变，并形成强烈应力场，阻止位错运动，从而使强度上升。当固溶的C接近0.4%时，强度提高约700 MPa。当碳量大于0.4%时，相邻碳原子应力场相应抵消而会降低强化效应。 时效强化室温下碳原子即可通过产生偏聚而引起时效强化。碳含量越高，偏聚越多，强度提高越多。 奥氏体晶粒度奥氏体晶粒越小，马氏体板条束越细，强度越高。并有下列公式：其中：dA为A晶粒直径（mm）；dM为M板条束直径（mm）；单位为Mpa。（2） 马氏体的韧性当碳含量小于0.4%时，马氏体具有高韧性；当碳含量大于0.4%时，马氏体韧性很低。当
22、强度相同时，位错马氏体韧性远高于孪晶马氏体（前者有较多滑移系便于开动位错）。三、钢中贝氏体的转变机制以研究共析碳素钢的TTT状态图时，只要考虑到珠光体反应基本上是一个发生于550720C之间的高温反应，马氏体形成是一种低温反应的这些事实，就会发现通常在250550C有一很宽的温度区间，此时即不形成珠光体也不形成马氏体。在这个区域里，形成的是一种具有板条形状的细小铁素体和渗碳体的聚合体，它具有包括铁素体和珠光体在内高温反应产物的一些性能以及马氏体反应的某些特点。这种中间组织的通用术语叫贝氏体，Edgar Bain和Davenport一起在其最早的奥氏体等温分解的系统研究中，首先发现贝氏体的。在变
23、温过程中，当冷却速度太快而不能形成珠光体，但又不足以快到产生马氏体的条件下，贝氏体也可形成。随着转变温度的降低，贝氏体的性质发生变化。可鉴别的贝氏体有两种主要形态，上贝氏体和下贝氏体。3.1贝氏体相变温度区域贝氏体组织一般包括两个相：铁素体和碳化物。贝氏体的形成温度区域位于珠光体和马氏体相变区之间。贝氏体相变区有一个起始点Bs和一个终结点Bf，它们的位置主要取决于钢的化学成分（确切的说是与钢的原始奥氏体化学成分有关）。此外还和奥氏体的组织结构和状态有关。碳含量高于0.4%钢的上、下贝氏体的分界温度约在350C。至于低碳钢是否出现下贝氏体组织则尚有不同的看法。在一定的合金元素含量范围内，低合金钢
24、的贝氏体开始转变温度Bs和转变终了温度Bf，以及对应于50%转变量的转变温度有如下所示的经验式：式中各元素含量为重量百分比。可见，对Bs影响最大的元素为碳。很多种钢的Bf总是在315370C之间，而与碳和合金元素含量无关。3.2贝氏体转变机理贝氏体转变是在铁原子不能扩散而碳原子可以扩散的条件下进行的，在中温转变区，由于转变温度低，过冷度大，只有碳原子有一定的扩散能力，这种转变属于半扩散型转变。在这个温度下，有一部分碳原子在铁素体中已不能析出，形成过饱和的铁素体，碳化物的形成时间增长，渗碳体已不能呈片状析出。因此，转变前的孕育期和进行转变的时间都随温度的降低而延长。上、下贝氏体的相是通过切变形成
25、，而碳化物则是通过扩散形成。若过冷奥氏体在550Ms（约500C230C）之间等温，经过一段时间的孕育期后，便发生贝氏体转变。假如温度T1，在孕育期时间内，过冷奥氏体中就发生了碳浓度的不均匀分布，即形成了贫碳区和富碳区，随着时间的增长，贫碳区的碳浓度愈来愈低，如果此贫碳区的尺寸大于临界晶核，则此贫碳区便以非扩散的切变形式转变成过饱和的固溶相。固溶相晶核形成后的生长仍靠奥氏体中贫碳区的扩展。由于碳在奥氏体中的扩散速度慢，所以制约了固溶相的生长速度。在固溶相的形成和生长过程中，碳原子通过扩散在相内部或在相界处沉积形成碳化物。（一） 上贝氏体上贝氏体的形成过程：首先在奥氏体晶界上形成铁素体晶核，然后
26、向晶内沿一定方向成排长大。在上贝氏体转变温度范围内，由于温度高，碳原子扩散能力较强，铁素体片长大时，它能从铁素体中扩散出去，使周围的奥氏体富碳，当铁素体片间的奥氏体的碳达到一定浓度时，便从中析出小条状或小片状渗碳体，断续地分布在铁素体片之间，形成羽毛状的上贝氏体。上贝氏体的形成温度越低，过冷度越大，新相和母相之间的体积（化学）自由能差值愈大，形成铁素体板条的数量就愈多。上贝氏体的形成温度愈低，C原子的扩散系数愈小，上贝氏体中的渗碳体也变得愈小。钢的碳含量愈高，形成的铁素体中C的过饱和度就愈大；在某些含碳量接近共析成分的钢中，大部分渗碳体沉淀于各个铁素体板条内部，形成所谓的共析钢上贝氏体。（二）
27、 下贝氏体下贝氏体的形成过程：铁素体晶核首先在奥氏体晶界或晶内某些畸变较大的地方生成，然后沿奥氏体的一定方向呈针状长大。在下贝氏体的转变温度范围内温度低，C原子的扩散系数小，C原子在奥氏体中的扩散相当困难，而在铁素体中的短程扩散则能进行，结果使铁素体中C的过饱和度大，并使C原子在铁素体的某些一定的晶面上偏聚，沉积形成碳化物。因此，下贝氏体中的碳化物一般只能析出在铁素体内部，并且排列成行，以一定角度（一般为5560）与下贝氏体针的长轴相交。3.3 上、下贝氏体转变机制的比较将上贝氏体、下贝氏体的性质和转变机制作比较，二者之间存在着许多共性。它们都是以贝氏体铁素体亚结构条或条片作为结构其元的；它们
28、的转变都是在碳的扩散和切应力共同作用下发生和进行的，转变过程均以碳在奥氏体中的扩散速率作为控制因素；在转变过程中，碳化物的析出是第二过程，碳化物的形态和分布决定于铁素体条或条片的成长过程，条或条片间是否有碳化物存在将不改变贝氏体的性质。两种转变过程均属于半扩散型相变。从转变机制看，上、下贝氏体间的共性主要是它们的贝氏体铁素体条或条片的成长过程，而二者之间的主要区别则在于晶核生成。下贝氏体铁素体的成核相似于马氏体，主要是在切应力作用下沿惯析面生成系列晶核；上贝氏体铁素体的成核首选是依靠沿晶界或界面碳的扩散，以和应成核方式生成系列晶核。和应成核方式即成核时，是在一个晶核生成后，它的两侧由于受到晶核
29、生成的激发，有了新的晶核生成，并引致一系列规则排列的晶核生成。3.4形成贝氏体的反应动力学在普通碳素钢中，要把贝氏体反应与铁素体和珠光体反应分离开来，常常是困难的。因为这些相也可以在类似贝氏体的条件下形成，例如0.8%C钢的TTT状态图即是一个连续的曲线，虽然既有珠光体也有贝氏体反应发生，但要使这些反应摆脱混杂状态，以研究其动力学则是困难的。然而，如果添加一定的合金元素，把这些反应分开达到这样的程度，以至可在TTT状态图上用单独曲线来表示它们，从而这个状态图就变得比通用的C曲线更为复杂的形状。贝氏体转变动力学有两个重要特点。第一，有一个意义明确的温度Bs，高于Bs温度，将不能形成贝氏体。这已为
30、许多合金钢所证实。第二，低于Bs温度，在一个很宽的温度区间（达150C），发生一个与温度和时间相关的过程，但这个过程不能全部完成。钢在这个温度区间保温，即使几个月之后也不能完全转变。Bf温度也是可以确定的，低于这个温度，在等温转变过程中贝氏体反应将全部完成。但是，这个温度似乎没有任何重要意义。贝氏体反应具有形核和长大过程的一些基本特点。它在等温时发生，从不发生转变的孕育期开始，随后转变速度提高到最大值，然后又逐渐缓慢下来。应用诸如热发射离子显微镜等技术可直接地研究贝氏体反应的进行过程。上贝氏体片是在转变过程中，通过沿着受扩散控制的小台阶片边界的运动而伸长和加厚的。铁素体片沿边缘以恒定的速度长大
31、，由此产生一个反应模式，在这个模式中，反应驱动力是由碳从铁素体向奥氏体分配所提供的，而实际长大速度则是由远离r-a界面的奥氏体中碳的扩散速度所决定的。由于在下贝氏体中观察到的表面移动，对每个片来说似乎都是均匀的，这意味着它们是通过切变类型反应形成的。故所发生的反应更有可能是马氏体型反应。但是，贝氏体片确实是随着时间的推移和新片形核而长大，也就是按C曲线动力学长大的。随着片的增厚，浮凸效应更为复杂，而同时形成的碳化铁，也使这个反应复杂化了。所以说下贝氏体反应特征部分像马氏体。Srinivasan和Wayman对Fe-8%1%C钢中的下贝氏体反应进行过详细的研究，结果表明下贝氏体是在300C以下等
32、温形成的，但是，其反应进行的不完全。3.5控制贝氏体转变速度的因素C原子在奥氏体中的扩散以及在铁素体板条之间的奥氏体区域沉淀为渗碳体，是控制上贝氏体长大速度的主要因素；C原子在铁素体的扩散，进而在铁素体内部沉淀为碳化物，是控制下贝氏体长大速度的主要因素。这种观点的依据是上贝氏体和下贝氏体长大的激活能值是分别与C原子在奥氏体和在铁素体中的扩散激活能值相近的。具体的说，控制贝氏体转变速度的因素有：（1）碳的影响贝氏体的长大速度是受C的脱溶所控制的。随着钢中碳含量的增加，由于形成贝氏体时所需要扩散的C原子量增加，因而贝氏体的转变速度减慢。（2）合金元素的影响除了Co、Al能加速贝氏体转变以外，其他合
33、金元素如Mn、Cr、Ni等都会延缓贝氏体转变，不过作用不如C明显。Si的作用更弱。Mo对奥氏体转变为珠光体的速度有强烈的抑制作用，但对奥氏体转变为贝氏体的速度却影响更小，故使过冷奥氏体等温转变图的珠光体转变部分显著右移，而贝氏体转变部分的位置却和碳素钢的相近，结果使钢经奥氏体化后在连续冷却即可获得贝氏体组织。合金元素通过影响C在奥氏体和铁素体中的扩散速度，从而影响贝氏体的转变速度；同时，合金元素影响体积（化学）自由能与温度之间的关系，从而提高或减低Bs温度。（3）应力的影响许多试验表明，拉伸应力能使贝氏体转变加速。中碳铬镍硅钢随着拉伸应力的增加，钢在300C下的贝氏体转变速度不断增加，当拉伸应
34、力超过钢在同一温度下的屈服极限（245294Mpa）时，速度增加尤为明显。（4）奥氏体化后冷却时在不同温度下停留的影响1、在珠光体贝氏体之间的亚稳定区域实行保温会加速贝氏体的形成。例如高速钢W18 Cr4V在500C以上保温一定时间后，由于有碳化物析出而可促进贝氏体转变。2、在较高温度下实行部分的贝氏体转变，将会降低以后在较低温度进行的贝氏体转变的速度。例如对37 CrMnSi钢的研究指出，在350C下进行等温处理，最终有73%的奥氏体转变为贝氏体；而400C下保温17分钟，约有36%的奥氏体转变，接着转移到350C，则最终只有65%的奥氏体转变为贝氏体。根据这一现象，在进行等温淬火时，应严格
35、控制等温淬火槽中盐浴的温度。当工件淬火后，等温淬火槽中盐浴温度不应升得太高，否则残留奥氏体的数量将增加。3、在较低温度下实行部分的贝氏体转变或部分的马氏体转变将会增加以后较高温度进行的贝氏体转变的速度。例如G Cr15钢中当有马氏体存在时，使以后在450C下进行的贝氏体转变的速度增加15倍；而先在300C实行部分的贝氏体转变，也可使以后在450C下进行的贝氏体转变速度增加67倍。3.6合金元素的作用碳碳对形成上贝氏体和下贝氏体的温度区间有很大影响。正如下述经验公式所描述的那样，很多合金元素降低Bs温度，而碳的影响最大。经验公式：Bs(C)=830-270(%C)-90(%Mn)-37(%Ni)
36、-70(%Cr)-83(%Mo)碳浓度还以颇为复杂的方式，影响着上贝氏体向下贝氏体的转折温度。可把这个转折温度作如下定义，即在这个温度下，奥氏体中的碳的扩散率变的很低，以致不允许碳向远离r-a界面的方向扩散。因此，为了使贝氏体铁素体能连续长大，就必须在界面上发生碳化铁析出。高碳钢具有较平缓的梯度，这个碳梯度难以有效地使碳从相界面移动。因此，在高碳钢中，从上贝氏体向下贝氏体的转折，将在比低碳钢高的温度下进行。然而，当含碳量大于0.5%时，如果将Fe-C平衡图的Acm线外推，可期望从过饱和奥氏体中直接形成渗碳体。这将使在渗碳体附近的贫碳奥氏体转变成上贝氏体，并引起从上贝氏体向下贝氏体的转折温度显著
37、降低。其他合金元素在普通碳素钢中，从动力学的角度来看，贝氏体反应被在较高温度和较短时间下，开始的铁素体和珠光体反应所遮盖，所以在连续冷却的试样中，难以得到贝氏体组织。即使采用等温转变，如果铁素体反应非常快，要得到贝氏体也有许多困难。添加金属合金元素，常常阻止铁素体和珠光体反应的进行。此外，还使贝氏体反应降到较低的温度，这就常使这些反应之间有较大的间隔。因此，许多合金钢的TTT曲线显示出更清楚的珠光体和贝氏体反应的单独C曲线。但是，由于贝氏体反应和马氏体反应非常贴近，要得到完全的贝氏体组织，仍然是很困难的。要使低碳钢的贝氏体反应分离开来的一种有效的方法是往0.5% Mo钢中添加约0.002%溶解
38、硼。虽然纯净的钼钢促进贝氏体反应，但是硼可显著地阻止铁素体反应，这大概是由于硼优先偏析于原始奥氏体晶界所造成的。这就使得贝氏体反应在较短时间内发生。因此，利用某一冷却速度区间就可以得到完全的贝氏体钢。四、钢的过冷奥氏体转变图冷却条件也是热处理的关键工序，它决定钢在冷却后的组织和性能。表4.1列出40 Cr钢经850C加热到奥氏体后，在不同冷却条件下对其性能的影响。表4.140Cr钢在不同冷却条件下的力学性能冷却方式b/MPas/Mpa(%)(%)Ak/(J/cm)炉冷5742892258.461空冷67838719.357.380油冷并经200C回火185015908.333.755由Fe-F
39、eC相图可知，当温度处于临界点A1以下时，奥氏体就变得不稳定，要发生分解和转变。但在实际冷却过程中，处在临界点以下的奥氏体并不立即发生转变，这种在临界点以下存在的奥氏体，称为过冷奥氏体。过冷奥氏体可以在等温条件转变，也可以在连续冷却条件下进行转变。现以共析钢为例讨论过冷奥氏体的等温转变。4.1过冷奥氏体的等温转变曲线等温冷却转变就是把奥氏体迅速冷却到Ar1以下某一温度保温，待其转变完成后再冷到室温的一种冷却方式。这是研究过冷奥氏体转变的基本方法。图4.1.1为共析钢过冷奥氏体等温转变曲线，也称为“TTT”曲线，根据曲线的形状一般也称为C曲线。它表明了过冷奥氏体转变温度、转变时间和转变产物之间的
40、关系。在C曲线的下面还有两条水平线，上面一条为马氏体转变开始的温度线（以Ms表示），下面一条为马氏体转变终了的温度线（以Mf表示）。由共析钢的C曲线可以看出，在A1以上是奥氏体的稳定区。在A1以下，奥氏体不稳定，要发生转变，但过冷奥氏体要有一段稳定存在的时间，这段时间称为过冷奥氏体的孕育期。孕育期的长短不一，在曲线的鼻尖处（550C时）孕育期最短，过冷奥氏体稳定性最小。鼻尖的以上部分，随着过冷度的增大，孕育期变短，转变速度加快。鼻尖以下部分，随着过冷度的增大，孕育期增长，转变速度就变慢。过冷奥氏体转变速度随温度变化的规律，是由两种因素造成的。一个是转变的驱动力（即奥氏体与转变产物的自由能差），
41、它随温度的降低而增大，从而加快转变速度。另一个是原子的扩散能力，温度越低，原子的扩散能力就越弱，使转变速度变慢。因此，在鼻尖点以上的温度，原子扩散能力较大，主要影响因素是驱动力；而在550C以下的温度，虽然驱动力足够大，但原子的扩散能力下降，此时的转变速度主要受原子扩散速度的制约，使转变速度变慢。所以在550C时的转变条件最佳，转变速度最快。根据过冷奥氏体在不同温度下转变产物的不同，可分为三种不同类型的转变：1. 珠光体转变高温转变（A1550C）2. 贝氏体转变中温转变（550CMs）3. 马氏体转变低温转变（MsMf）4.2影响C曲线的因素C曲线的形状和位置对奥氏体转变速度和转变产物的性能
42、以及热处理工艺具有十分重要的意义。影响C曲线形状和位置的因素主要是奥氏体的成分和加热条件。1.碳的质量分数与共析钢相比，非共析钢C曲线的“鼻尖”上部区域分别多一条先共析铁素体和渗碳体的析出线。它表示非共析钢在过冷奥氏体转变为珠光体前，有先共析相析出。在一般热处理条件下，亚共析钢的C曲线随着碳的质量分数的增加而向右移，过共析钢的C曲线随着碳的质量分数的增加而向左移，所以在碳钢中，以共析钢过冷奥氏体最稳定，C曲线最靠右边。2.合金元素除了钴以外，所有的合金元素溶入奥氏体中都增大过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移。其中非碳化物形成元素或弱碳化物形成元素（如硅、镍、铜、锰等）只改变C曲线的位置，不改变其
43、形状。而碳化物形成元素（如铬、钼、钨、钒等）不仅使C曲线的位置发生变化，还改变C曲线的形状。（1）铬的影响铬主要对中碳钢（0.5%）和高碳钢（1.0%）等温转变图有影响，铬增长了转变的孕育期。同时，随着铬含量的增加，珠光体转变部分略向高温移动，贝氏体转变部分向低温移动。当铬含量超过3%时，两种转变曲线完全分开。铬对贝氏体转变的推迟作用大于对珠光体转变的推迟作用。（2）镍和锰的影响镍使整个曲线向右并略向下移，即曲线的鼻子向右下方移动。同时使A1和Ms温度降低。锰对高碳钢等温曲线的影响基本上与镍相似，但是推迟转变的作用大于镍。（3）钼和钨的影响钼对珠光体转变曲线有显著推迟作用，对贝氏体转变只有较小
44、的影响。钼既降低了贝氏体形成的温度，又提高了珠光体形成的温度。中碳钢在不添加其他元素情况下，加入少量钼（低于0.25%）不足以使珠光体和贝氏体转变曲线分离；钼含量在0.25%和1.0%之间时，两种转变曲线明显分离；含量更高时，则两种转变曲线完全分离。钼降低Ms的作用不明显。钼是贝氏体钢基本添加元素之一。钨的影响与钼相似，但只有钨含量更高（1.0%），两种曲线才明显分离。（4）硼的影响硼对等温转变图有特殊的影响。含微量的B（0.002%0.005%）就能使铁素体和珠光体转变显著推迟。在碳含量较低的钢中较为明显，但对转变结束线的影响小。B对贝氏体转变的影响，较对铁素体和珠光体转变较小。（5）钴的影
45、响钴对C形状没有影响。随着钴含量的增加，等温转变开始线和结束线向左移，孕育期缩短。应当指出，合金元素只有溶入奥氏体后，才能增加过冷奥氏体的稳定性，而未溶的合金化合物因有利于奥氏体的分解，则降低过冷奥氏体的稳定性。3.加热温度和保温时间加热温度愈高，保温时间愈长，碳化物溶解得愈完全，奥氏体的成分愈均匀，同时晶粒粗大，晶界面积愈小。这一切都有利于过冷奥氏体的稳定性，使C曲线向右移。4.奥氏体晶粒尺寸的影响超细的奥氏体晶粒（13.5级）会加速过冷奥氏体向珠光体转变，而对贝氏体转变的影响较小；粗大的奥氏体（3.5级），显著推迟珠光体转变，而对贝氏体转变仅稍有推迟作用。故奥氏体晶粒尺寸大小对贝氏体转变的
46、影响较小。5.变形的影响研究表明，无论是高温（在奥氏体稳定区域）还是低温（在亚稳定奥氏体区域）变形，对过冷奥氏体转变动力学均有影响。变形对过冷奥氏体转变有加速作用。4.3 从等温转变曲线看贝氏体转变的特性在钢的等温转变曲线图中，包含有高温转变区、中温的贝氏体转变区和马氏体转变区，能较充分地反映出贝氏体转变同其他转变间的关系。因而也将表现出它能成为一种有别于其它转变的特性。钢的等温转变曲线大体可概括为如图4.3.1所示的四种类型。共析钢的等温转变图相近于图4.3.1（a）中的曲线。从转变开始曲线看，曲线实际上是从稍高于700C到稍高于400C的Ps曲线，即珠光体转变开始线，和由从稍高于600C（在约370C有一转折）直到279C的Ms点温度的Bs曲线，即贝氏体转变开始线组成的。这一曲线说明，贝氏体转变是发生在高温的珠光体转变和低温的马氏体转变之间的中温转变。由于珠光体转变和贝氏体转变均有很宽的温度形成范围，两转变区有很宽的重叠温度范围。不论从相互重叠区内有各自的转变开始曲线看，还是从珠光体与贝氏体有各自的转变温度范围并形成不同形态组织看，珠光体和贝氏体是两种以不同机制形成的组织，贝氏体转变是不同于珠光体转变的独特转变。但是两种转变又有其共性：它们在转变前均有孕育期，转变在一个时间范围内成核、成长，
