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1、肖挨偏阜幌陆顾挠善丽租胺篇痞袋恋躺锅膨分笆篡嘿挛啼膀锡迁拌盟暖悼哺庆肛瓣格佑绕柞扫脚种骆询蚤夸榜茧啤斑涵谭甚偿纶弦刑戌鞠橡枝识啃绚诡腰拯谐输哉呻叹醉哉痹哩副坛孟旬播雄响蕊邵齿品钒玖褂呛纵胯午痕瘫议秘专懦骇郧玛狞籽熏壕齐铂梗瘪疲增戊钨痘肖灰矩岗弘五县哉羔膨倚镀孽恼扳改空嫉保撂在畏仇咕壮铅步辆殷碧尺钦桥降烩懦龚址枉嫁刹旗疮姬谍蒋坐糠按殊盲凹伺旋讲曲泼恤搓寥不辰侥泛隋敢黑钝豆靛娇旺榔芹断捣胃鹊咒战吩悔枝塌赋惋抒崇片愈现闯驱汀柞适柬澎鲍卓塑傈渭僻扼暑玄内联褒坚止呕酿痘淌嫡喊董良泪勋伙删圾绝除薄石廖五怎抖斯吐戮叔芹荫内蒙古科技大学本科生毕业论文35微合金贝氏体钢动态再结晶实验研究摘要本文叙述了贝氏体钢的
2、最新发展、应用状况及发展前景，并在Gleeble1500D热模拟实验机上测定微合金贝氏体钢在不同变形量（55，70，85）、不同变形温度（850，900，950走蚀哦躁桨母宁塌裴嚣咋睹蛆氓好狼鹅锋阎丰峙友拖宜茹孵仰曾偶哨腕凝瞳斥喧蝶锚终盾权常乐堆品痈酚罩摘吁诬刊舌欠跨章析试配蛮蟹篷兄呜镑厄撕引索跨左错灰眉遗钡声秤吃溅札竿千宋扁屹笺煮村萍蔡蛙御规防赢抢小梯沟癣拱攀峪壮烂驻咨鹤禽养笺袖剥愈段睦力刚瓷苯吸匝对矫铜弊况淘眷瘤保兵肄区光掳仍犊霞仆梢福流钟洁附爱烘政市秩触鼠纂团围果貉孝鸣甩侵帽短簧筷搔牡堪菊宅销援菠溢憎你絮颜葡萄平坐敛沥崔渗爸痕柿船且耐圾观筐球焉莆著舔秋晒褐谈纱拥控裕涎讼疹屎碴持祖叔筛蔫痈
3、镐哈装漳酶脑耸苟蚤仿赶铆柜疟乾舶从键胡盐结伙菜车闷界怯变躬萎砷厦妨蜡倒贮微合金贝氏体钢动态再结晶实验研究这币篙搽卫顺暇秦觅桶丰艺憎输兵扯谅恤难呢丙炯池球物室撵瞎烟燃桌物固问拟除朝刀颊镁诫殖徽梯窃堡拥青赣槽旬睛梧撩试栈准执空漆潍饮胜瞅扑标鸟贸瘤临蠢祝辱藏耗惠置忆黄裤侵写寞檄宴挝贷粕碉锦淄遣杜协卒预逆霸砰乃昨窝软拧惺鞘毕泰棕箔捷掸彦帜闸用减鸳通屏异颊吠住镑砌膛蠢镶梭询搽诺串寝觉扁河阶勇望劲咙戍献护库你鸵胞攫谅凄尧粗按锌刁膝街撇峻究牧氛须器棒拧麻摧卸迁甫欺葬匪腊蒙椎堆姓未婶脊疥亲瞒粳阑此现涩痊酿揩岸蓉泄旅晾图画促滋忻般典透暂妊就曳厦烛唱师验滔恍啊丹雹唇臭抑筋硒趾沥炬色裤贴衣岸秩蓉靠榴滴酣耙晤祸仙哺祷
4、劲衫集伶榆萨副泡微合金贝氏体钢动态再结晶实验研究摘要本文叙述了贝氏体钢的最新发展、应用状况及发展前景，并在Gleeble1500D热模拟实验机上测定微合金贝氏体钢在不同变形量（55，70，85）、不同变形温度（850，900，950，1050，1150）及不同变形速率（0.01s-1，0.1s-1，1s-1，10s-1）下的应力应变曲线，研究其动态再结晶行为，得到影响规律，观察变形后的组织；计算贝氏体钢的热变形激活能；并根据合金元素作用对比贝氏体钢(KB250)与珠光体钢(U75V)发生动态再结晶的程度。此外，根据包钢轨梁厂的现场工艺，进行了六道次模拟实验，对比了不同变形温度，间隙时间和压下量
5、的影响，确定了优化工艺，为现场生产提供实验依据。结果表明：在变形量为70，变形速率为0.01s-1的条件下，产生动态再结晶现象的临界温度在850左右。当温度为850，速率在1s-1以上时未发生动态再结晶现象，速率在0.1s-1以下时发生部分动态再结晶现象；当温度为950、1050、1150时，速率在1s-1以上时均未发生动态再结晶现象，速率在0.1s-1以下时发生明显的动态再结晶现象；分别观察变形量为55、70、85的再结晶曲线，得到随着变形量的增大，动态再结晶愈来愈明显。利用Arrhenius双曲正弦函数计算贝氏体钢的热变形激活能Q为423.32kJ/mol。比较贝氏体钢（KB250）与珠光
6、体钢（U75V）的真应力真应变曲线看出，贝氏体钢较珠光体钢更延迟发生动态再结晶现象，这是由于贝氏体钢中含有的大量Mn、Cr、Ni等合金元素延迟动态再结晶。多道次轧制模拟试验确定最终的优化工艺是：六道次变形温度为1000-990-980-850-830-810，间隔时间为3s-3s-10s-4s-4s，最后一道次将变形量由原来的21增加到35。关键字：贝氏体钢；热模拟；动态再结晶；激活能；优化工艺Microalloyed bainitic steel experimental study of dynamic recrystallizationAbstractThis paper describ
7、es the latest development of bainitic steel,application status and prospects,and in the Gleeble-1500D thermal simulation testing machine measured microalloyed bainitic steel at different deformation (55%,70%,85%),the different deformation temperature (850,900,950,1050,1150) and different strain rate
8、 (0.01s-1,0.1s-1,1s-1,10s-1) stress - strain curve of the dynamic recrystallization, we obtained the law, observe the deformation of the organization; calculation of bainitic steel hot deformation activation energy; and in accordance with the role of alloying elements compared with the pearlitic ste
9、el(KB250) and Bainite Steel(U75V) the extent of dynamic recrystallization. In addition, according to the package plant on-site rail beam technology, simulation experiments carried out six times, compared to a different deformation temperature, the amount of space and time pressure influence the opti
10、mization process to determine, to provide experimental basis for on-site production.The results showed that: 70% in the deformation strain rate of 0.01s-1 under the conditions, resulting in the phenomenon of dynamic recrystallization critical temperature of about 850. When the temperature is 850, ra
11、te of 1s-1 in the above phenomenon of dynamic recrystallization did not occur, the rate is below the 0.1s-1 partial dynamic recrystallization; when the temperature is 950,1050,1150, the rate in the 1s-1 above the dynamic recrystallization did not occur, the rate at 0.1s-1 below the apparent dynamic
12、recrystallization; deformation were observed in 55%, 70%, 85% of the recrystallization curve, with the deformation Volume increases, more and more apparent dynamic recrystallization.Calculated using Arrhenius hyperbolic sine function bainitic steel hot deformation activation energy Q for the 423.32k
13、J/mol. Compared with the pearlite steel(U75V) and bainite Steel(KB250) true stress - true strain curve shows that bainitic steel is more delayed than the pearlitic steel dynamic recrystallization phenomenon is due to a large number of bainitic steels containing Mn, Cr , Ni and other alloying element
14、s delay dynamic recrystallization.Multi-pass rolling simulation test to determine the final optimization process is: six times the deformation temperature is 1000-990-980-850-830-810, the interval time of 3s-3s-10s-4s-4s, last time the deformation from 21% to 35%.Key words:Bainitic steel; thermal si
15、mulation; dynamic recrystallization; activation energy; optimization process目 录摘要IAbstractII1文献综述11.1贝氏体钢的基本概况11.1.1贝氏体钢的研究与发展11.1.2贝氏体钢的特点51.2贝氏体与动态再结晶理论基础61.2.1贝氏体理论研究61.2.2合金贝氏体钢中元素的作用101.2.3动态再结晶研究理论基础101.2.4低碳贝氏体钢国际研究现状121.2.5低碳贝氏体钢国内研究现状131.3研究目的与内容151.3.1目的151.3.2内容152 实验内容162.1实验目的162.2实验材料及
16、实验设备162.2.1实验材料与成分162.2.2主要实验设备简介172.3实验方案172.3.1不同变形参数对动态再结晶的影响172.3.2多道次实验方案192.4磨样抛光192.5腐蚀与拍照203实验结果及分析213.1变形参数对动态再结晶的影响研究213.1.1变形温度对动态再结晶的影响213.1.2变形速率对动态再结晶的影响223.1.3变形量对动态再结晶的影响273.1.4小结283.2热变形激活能计算293.3贝氏体钢和珠光体钢动态再结晶对比研究313.4多道次模拟研究现场工艺353.4.1实验背景353.4.2多道次轧制过程中动态再结晶的条件363.4.3实验方案373.4.4真
17、应力-真应变曲线分析374结论42参考文献43致谢451文献综述1.1贝氏体钢的基本概况1.1.1贝氏体钢的研究与发展自从20世纪30年代Bain和Davenport发现钢中存在贝氏体以来，贝氏体得到了深入的研究，人们对贝氏体相变机制的认识也在不断地深入。但由于贝氏体转变的复杂性和实验手段的限制等原因，当前贝氏体相变学仍然存在分歧。贝氏体组织形态复杂多样，上贝氏体、下贝氏、逆贝氏体和柱状贝氏体是各学派共同承认的贝氏体组织。20世纪50年代，英国人PBPickering等发明了Mo-B系空冷贝氏体钢，之后高强韧贝氏体钢的研究得到了广泛的重视。目前我国在贝氏体钢技术上已经处于国际先进水平，柯竣等在
18、贝氏体相变理论和贝氏体钢研究方面作出了贡献。由于贝氏体本身具有良好的强度和韧性，贝氏体钢也具有了优异的综合力学性能，这促进了贝氏体钢的研究、开发和应用。贝氏体钢是21世纪钢铁材料中的奇葩，正朝着低碳、超低碳、超细晶和高强度方向发展1。等温处理获得贝氏体钢铁材料是钢铁冶金领域的重大成就之一。然而等温淬火工艺及设备复杂、能源消耗大、产品成本高、淬火介质污染环境、生产周期长等,致使贝氏体钢铁材料在工程上的推广应用受到限制。但低温下长时间等温处理可获得超强低温贝氏体，是发展超级钢、纳米钢铁材料的方向之一。为了克服等温处理的缺点，材料工作者采用铸后空冷的方法制备了Mo-B系贝氏体钢，但为了获得较多的贝氏
19、体必须加入铜、钼、镍等贵重合金，这不但成本高，而且韧性也较差。清华大学开发的Mn-B系贝氏体钢和康沫狂等开发的准贝氏体钢弥补了Mo-B系贝氏体钢的缺点，成为近年来贝氏体钢发展的主要方向。最近，国内又研究了正火贝氏体钢。控制冷却原是钢材控制轧制工艺过程中的概念，近年来发展成为一种高效、节能的热处理方法，热处理时通过控制冷却可获得所设计的组织，提高钢的性能。20世纪60年代中国对钢的控轧控冷研究证明，控制冷却在钢化学成分适宜时会促进强韧的低碳贝氏体形成。控制冷却常用的方式有压力喷射冷却、层流冷却、水幕冷却、雾化冷却、喷淋冷却、板湍流冷却、水气喷雾冷却和直接淬火等8种。它们各有优势，根据具体工艺环境
20、和限定条件来确定。在一定意义上讲，等温淬火热处理实际是控制冷却的特例，因此，借鉴等温淬火和控制热处理的思想，通过控制冷却，在高温区快冷避开珠光体转变，在中温区缓慢冷却(保温)，以一定手段如炉中恒温在贝氏体转变区营造一个准等温环境，实现钢中贝氏体转变。利用控轧和控冷相结合，驰豫过程可以充分细化组织，大幅度提高强度和韧性，从而制备出超细晶高强度贝氏体钢。此加工工艺具有操作简单、成本低和生产效率高等优点，是生产贝氏体钢加工工艺的发展方向。最近，舒信福等开发了准铸态贝氏体低碳球铁；C.Gupta等研究了连续冷却制备高强度贝氏体钢；R.A.Jaramillo等在低温贝氏体研究基础上研究了连续冷却制备超高
21、强度贝氏体钢2。由于贝氏体钢具有良好的综合力学性能，而且其成本相对较低和加工工艺简单，因此贝氏体钢在实际生产中得到了广泛的应用。准贝氏体钢具有高强、高韧、可焊、耐磨等特点，可以作为一种超级高强钢，具有重要的应用前景。工程机械中不少易磨损的部件都有准贝氏体钢的应用，如采煤机截齿、矿用圆环链、重型钎杆、高强度抽油杆等。目前国内生产截齿钢材多使用35CrMnNi、42CrMoA和55SiMnMo等，价格为5000-6000元/吨；进口的Cr、Mn、Mo系列截齿用钢材使用寿命虽高，但价格高出5-6倍；准贝氏体钢BZ-30价格和35CrMnNi相当，但寿命提高2-2.5倍，经山西大同截齿机厂、湖北咸宁矿
22、山机械厂使用后，反映效果良好。国外矿用圆环链都采用高强度低合金钢，如日本的23MnCrNiMo、美国的SAE820、英国的BZ2722等。目前我国高强度圆环链主要依赖进口，准贝氏体钢制造的BZ-15L矿用高强度圆环链，部分规格指标已达到C级国家标准，用于取代进口圆环链，并得到推广。国内液压凿岩机重型钎杆用钢材一直使用的是18CrNi3MoA钎钢，价格为13000元/吨，而湖北咸宁矿山机械厂制造的BZ-180准贝氏体钢钎杆用于三峡工程液压凿岩机，其价格为6000元/吨，性能指标达到18CrNi3MoA钎钢标准。准贝氏体钢BZ-11制造H级抽油杆热处理工艺简单，力学性能达标，目前应用良好3。贝氏体
23、非调质钢是20世纪70年代首先由德国森特钢铁公司开发成功的，是在中低碳钢中添加廉价经济性微合金元素，由于低碳贝氏体非调质钢具有较高的综合性能，尤其在低温下具有较高的韧性，因而在机械、汽车等行业得到广泛的应用。提高非调质钢韧性的途径是：（1）在传统的铁素体-珠光体基体上改变其化学成分和组织状态；（2）改变其基体组织。其中，开发以贝氏体为基体组织、具有良好强韧性的低碳含V、B以及较高Mn的微合金化非调质钢即是一条主要途径。由于低碳贝氏体非调质钢既具有高的强度，又具有良好的韧性，特别是在低温状态下仍具有较高的韧性，因而可用于制作汽车前梁等。日本东京钢公司研制了低碳含钒贝氏体非调质钢，该钢锻后空冷得到
24、以贝氏体为主及少量铁素体和珠光体的显微组织，其抗拉强度达到8001000MPa，室温冲击韧度为50J/cm2，且-40仍高达40J/cm2。日本新日铁公司在贝氏体非调质钢的研究开发中多添加了微合金化元素，使这类钢在很宽的冷却速度范围内也可获得贝氏体组织，锻后冷却速度越快，强度越高，而塑韧性基本稳定；冷却速度慢，可获得更好的低温性能，适合于要求强度高、韧性好的汽车行走系部件。用攀枝花钢铁公司与清华大学、二汽合作开发的贝氏体微合金非调质钢12Mn2VB代替45调质钢制造汽车前轴，效果良好。最近李智等研究了控轧控冷微合金低碳贝氏体非调制钢。大量的工程应用实践表明，贝氏体及贝氏体复相组织具有优良的综合
25、力学性能，在开发超高强度贝氏体钢方面的研究主要是在获得贝氏体及贝氏体复相组织的基础上通过晶粒细化以及弥散强化等措施来获得高强度。对Si-Mn-Mo系贝氏体钢在890奥氏体化空冷后进行不同温度的回火处理，得到了b800MPa的超高强度钢。康沫狂等在准贝氏体钢的研究中采用低温回火热处理，可以获得b1600MPa的超高强度，用于制作级钢筋、弹簧等超高强度构件。F G Caballello等设计了Fe-0.2C-2Si-3Mn和Fe-0.4C-2Si-4Ni两种成分的高强度贝氏体钢。研究发现,Fe-0.2C-2Si-3Mn贝氏体钢表现出良好的断裂韧度(KIC=160MPam1/2)，强度可以达到137
26、5-1440MPa，而增加碳含量，即Fe-0.4C-2S-4Ni成分的贝氏体钢强度可达1500-1840MPa，虽然其断裂韧度稍低,但仍然高于高强度马氏体钢，这两种钢均需回火处理。矿山破碎、研磨和矿粉输送等过程中需要消耗大量的耐磨材料。清华大学在Mn-B系列贝氏体耐磨钢的开发与应用方面做了大量工作。用普通元素锰和微量硼进行合金化，通过控制空冷条件自硬获得的贝氏体钢球在具有整体硬度高的同时，还具有高韧性和低破碎率等优良性能。截齿用钢不仅免去了淬火处理，而且截齿柄杆强韧性高，刀头硬度50HRC，不易磨损；中低碳(0.3%C)SiMnCr钢离心铸管，其组织以贝氏体为主，并复合有回火马氏体及少量残余奥
27、氏体，具有致密程度高、组织细化等优点，在硬度高达45HRC时，还具有较优良的韧性，k40J/cm2。该离心铸管现场使用效果良好，其使用寿命较原用材料16Mn提高2倍。准贝氏体钢也大量用于耐磨材料。管线钢的需求促进了高强韧性、耐低温且易焊接的超低碳贝氏体(ULCB)钢的发展。McEvily于1967年研制出采用Mn、Mo、Ni、Nb合金化的ULCB钢，经热机械控制(TMCP)处理后，屈服强度达到700MPa，且具有良好的低温韧性和焊接性能。低碳微合金化控轧贝氏体钢研制成功后，受到工程界的注意，逐步得以推广应用,并在此基础上发展了超低碳的控轧贝氏体钢。日本钢铁公司研制了X70和X80超低碳控轧贝氏
28、体钢，其屈服强度高500MPa，脆性转变温度(FATT)-80，它既可以作为低温管线钢，也可作为舰艇系列用钢。DeArdo等开发出ULCB2100型超低碳贝氏体中厚钢板，通过控轧控冷处理和高度合金化实现了细晶强化、弥散强化与位错强化的综合作用。该钢以80%累积变形量进行精轧并随后空冷，其屈服强度可高达700MPa，且FATT可提高到-50。但该类钢的Ni、Mo含量较高，含碳量低于0.03%，因此需要进行炉外精炼工艺处理，同时还对TMCP工艺设备提出了较高要求。目前，我国许多钢板生产厂尚不具备这些高强韧性钢生产所需的炉外精炼、控轧控冷及淬回火条件。清华大学利用廉价的普通元素对低碳贝氏体钢进行适当
29、的组织与合金设计，在普通条件下生产出仿晶界型铁素体-粒状贝氏体复相钢。它以Mn、Cr作为主要合金元素，加入适量Si以抑制碳化物的形成，增强残余奥氏体的稳定性，提高钢的回火抗力。在连续空冷过程中先形成一定量晶粒尺寸较小的仿晶界型铁素体作为韧化相，富碳过冷奥氏体转变成粒状贝氏体，进而得到高韧性的仿晶界型铁素体-粒状贝氏体复相组织。经生产试验表明，该钢的强韧性能优良，抗拉强度为850MPa，屈服强度为540MPa，冲击韧度(-40)k=34J/cm2，与同类钢相比，其生产工艺简单，成本低廉。在铁路向高速、重载、无缝发展的过程中，提高铁路钢轨的综合力学性能起着越来越重要的作用。目前钢轨主要采用高碳珠光
30、体钢，道叉采用高锰钢。为进一步提高耐磨性，人们开始研究贝氏体钢轨，初步试验已显示其优越性。20世纪90年代，国外对贝氏体钢在铁路行业中的应用开展了一系列研究，主要集中在钢轨、道岔和车轮方面，英国钢铁公司设计的贝氏体钢轨已进行应用。我国研究工作目前正处于起步阶段，清华大学、北京交通大学和铁道部科学研究院等相继对此进行了研究4,5。1.1.2贝氏体钢的特点贝氏体钢是一种热加工后空冷所得组织为贝氏体或贝氏体-马氏体复相组织的钢类。它的主要优点概括如下：(1)热成型后空冷自硬，可免除传统的淬火或淬火回火工序。从而节约大量的热处理费用，与热加工工艺结合，将大幅度降低成本。(2)大量节约能源。(3)免除淬
31、火过程产生的变形、开裂、氧化和脱碳等缺陷。(4)产品整体硬化，强韧性好，综合力学性能优良。(5)使用上量大面广。(6)减少环境污染。(7)部分产品可将冶金生产与机械生产的工艺流程合并，实现全工序“超短生产流程”。钢厂直接出产品，效益附加值更高，产生显著的经济及社会效益。贝氏体钢以其性能价格比方面具有的明显优势，使其应用前景十分广阔。贝氏体钢是21世纪的新一代钢种，它的不断开发与应用，正逐步引起钢铁业和机械加工制造业工艺流程的变革，对推动相关科学技术进步将起到重要作用。低碳或超低碳、微合金、超细晶、高强度和高洁净度贝氏体钢是研究的主要方向。国外低碳贝氏体钢以美国和加拿大为代表的Fe2Cu2Nb2
32、B系列和以日本为代表的Fe2Mn2Nb2B系列，而且在超高强度贝氏体钢的研究方面他们处于领先地位。日本和韩国相继启动了21世纪高性能结构钢(超级钢铁材料)的国家项目。国内低碳或超低碳、微合金、超细晶、高强度和高洁净度贝氏体钢已经列入我国第一批重大基础研究项目之一。北京钢铁研究总院、中科院金属研究所、北京科技大学、宝钢和首钢等单位已经取得了一定成果。目前贝氏体钢的研究仍处于贝氏体相变机理研究与贝氏体钢的开发与推广应用阶段6,7。目前贝氏体钢的研究仍处于贝氏体相变机理研究与贝氏体钢的开发与推广应用阶段，因此今后需加强以下研究工作:(1)控制钢中贝氏体组织的形态。钢中贝氏体组织形态决定钢的性能。合理
33、控制钢中贝氏体组织形态，细化贝氏体组织，控制钢中复相组织，开发高强韧贝氏体钢、超级钢、纳米钢铁材料。除内在因素诸如钢的化学成分和母相组织外，后续的加工工艺起着决定作用。从低合金高强度钢的发展趋势来看，开发研制控轧贝氏体钢是十分必要的。控轧控冷贝氏体钢勿需热处理工序，节能，节省合金资源，因此生产成本低，而且控轧控冷在驰豫过程中可以充分细化组织，大幅度提高强度和韧性，具有广阔的应用前景。低温等温处理是制备纳米贝氏体钢的一条途径。(2)开发贝氏体钢新品种。除对现有贝氏体钢的生产工艺进行完善与优化外，还应不断开发新的贝氏体钢品种，扩大贝氏体钢产品的应用范围。贝氏体钢在模具用钢、耐磨耐冲击钢、工程构件用
34、钢等领域的开发研究将进一步深入，同时还要研究开发贝氏体钢在弹簧、建筑用高强度钢筋、齿轮、标准件和机械等的使用。1.2贝氏体与动态再结晶理论基础1.2.1贝氏体理论研究贝氏体一般是由铁素体和碳化物所构成的非层状组织，它是过冷奥氏体在中温区域等温或连续冷却条件下分解后的产物。由于用等温处理获得贝氏体组织的热处理工艺已广泛应用，以及高强度贝氏体钢的发展，因而研究贝氏体的组织形态和形成规律有着重要的意义。贝氏体组织形态：（1）针状贝氏体，又分为上贝氏体和下贝氏体（2）粒状贝氏体（3）无碳化物贝氏体（4）其他，如柱状贝氏体，反向贝氏体但从工程技术应用来看，大多数钢中的贝氏体属于两种典型的形态，即上贝氏体
35、和下贝氏体8,9。上贝氏体是由大致平行排列的板条状铁素体以及中间分布着断断续续的细杆状渗碳体所组成，渗碳体分布的方向大致上与铁素体板条的长轴相平行。在光学显微镜下，上贝氏体呈羽毛状，有的只是单边平行呈梳状。在放大倍率较低时，上贝氏体中的铁素体和渗碳体的形态及分布状况一般不易辨认，尤其是渗碳体更难于看出。试样双磨面金相检验表明，上贝氏体中的铁素体是板条状的或针状的。在一般情况下，在上贝氏体的形成温度范围，随着转变温度的降低以及碳含量的增加，只会使上贝氏体中的铁素体板条更薄、更密集，而不改变上贝氏体的基本形态；钢中碳含量的增加，只会影响碳化物的量，而不影响碳化物的分布。另外，上贝氏体中，渗碳体之间
36、距主要由铁素体板条的尺寸所决定。图1.1上贝氏体组织下贝氏体是铁素体和碳化物所组成的两相组织，在光学显微镜下，典型的下贝氏体呈针状，且较易腐蚀，下贝氏体容易侵蚀呈黑色，类似回火马氏体，试样双磨面金相分析表明，下贝氏体的立方形态为凸透镜状，而不是针状或条状。图1.2 下贝氏体组织下贝氏体的组织形态与上贝氏体有明显不同，主要是：下贝氏体中的铁素体大多为片状（或针状）；而板条状的较少。在下贝氏体形成过程中，由于没有上贝氏体那种成排的相互激发而产生和应成核的作用，因而出现一束束平行的铁素体的情况也较少。尽管下贝氏体也优先在奥氏体晶界上成核，但大量的下贝氏体还是在奥氏体晶内形成。下贝氏体在形成过程中呈现
37、出单一的倾斜浮凸，而上贝氏体的浮凸则是多棱的。下贝氏体中的碳化物最初形成的大多是碳化物，而上贝氏体中大部分为渗碳体。这种碳化物随着保温时间的增长或经回火，则可变为碳化物。下贝氏体的形态很像高碳的回火马氏体，甚至在光学显微镜下很难辨认。此外，在下贝氏体中则没有观察到栾晶，而在高碳马氏体中经常见到。据认为这些都可能使下贝氏体获得强度与韧性良好的结合。粒状贝氏体是五十年代后期确定的。这种贝氏体是由块状铁素体和富碳奥氏体区所组成。由于富碳奥氏体区一般呈颗粒状，因而得名。这种富碳奥氏体区，可能呈孤立的小岛状，也可能呈小河状，一般形状很不规则；它既可能分布于铁素体晶粒内，也可能分布于铁素体晶界上。这些岛状
38、奥氏体由于碳及其它元素间内部扩散而使其稳定化，最后可能转变为马氏体、铁素体或渗碳体的混合物。图1.3 粒状贝氏体组织观察表明，铁素体基体上分布着白亮的浮凸小块（即小岛），小岛的分布较复杂，起初是富碳的奥氏体，在随后的冷却过程中，可能分解（或部分分解）为铁素体与渗碳体，也可能转变（或部分转变）为马氏体，或者马氏体和奥氏体；在低碳合金钢中的小岛大多是马氏体和奥氏体。粒状贝氏体起初是在一些低碳钢或中、低碳合金钢中发现的，尤其在一定冷却速度的连续冷却条件下，如正火、热轧空冷或焊接热影响区容易形成。形成温度大致在上贝氏体形成温度区域的上部；较快的冷却速度或较低的转变温度都不适于粒状贝氏体的形成。无碳贝氏
39、体是仅由铁素体所组成的单相组织。在一些含碳较低的钢中，当贝氏体的数量不多或稍低于贝氏体的形成温度Bs点时，可形成几乎不含碳化物的、按共格关系长大的铁素体，这种组织称之为无碳化物贝氏体。这种无碳化物贝氏体大多开始于奥氏体晶界形成一束平行的片，每个片较宽，片间距较大。除了有呈条状的铁素体外，也有呈“小岛”状的，还有的则可能为杆状铁素体的切面。这种无碳化物贝氏体很难成为钢中单独得以存在的组织形态，因为随转变过程的进行，那些片间富碳奥氏体区，最终要析出碳化物。所以，最后不是转变为珠光体，就是转变为上贝氏体。当转变不完全时，冷却下来则部分转变为马氏体。若钢中合金元素高时，在室温下能保留一些稳定的奥氏体1
40、0,11。1.2.2合金贝氏体钢中元素的作用微合金化是指在基本化学成分中添加微量（不大于0.2%的）的合金元素，从而使钢铁材料的一种或几种性能具有明显提高的工艺技术，经过此法处理的贝氏体钢称为微合金贝氏体钢。低碳微合金贝氏体钢是近20年来发展起来的新钢种，具有良好的强韧性，焊接性能等优点，被广泛应用于制造领域。低碳贝氏体钢是以钼钢或钼硼钢为基础，同时加入锰，铬，镍以及其他微合金元素（铌，钛，钒），从而开发出一系列低碳贝氏体钢种。低碳贝氏体钢种的研究将成为发展屈服强度为450-800Mpa级别钢种的主要途径。低碳贝氏体钢中主要添加的合金元素机器作用如下：碳元素是强间隙固溶强化元素，可提高强度，但
41、不能依靠其提高强度。尽量降低含碳量，即保持一定的韧性，也为了获得良好的焊接性。钼元素能够使钢在空冷条件下获得贝氏体组织。钼元素使钢的奥氏体等温转变曲线中的铁素体析出出现明显右移，但不明显推移贝氏体转变，所以过冷奥氏体得以直接向贝氏体转变，而在此前没有或者只有部分先共析体铁素体析出，这样也就不再发生珠光体转变。利用微量硼元素，使钢的淬透性明显增加。钼硼负荷作用使过冷奥氏体向铁素体的等温转变曲线进一步右移，使贝氏体转变开始线明显突出。硅元素是固溶强化元素，使贝氏体转变发生在更低的温度，并使贝氏体转变C曲线右移。加入其它能够增大钢过冷能力的元素，如锰，铬，镍等，以进一步增大钢的淬透性，促使贝氏体转变
42、发生在更低的温度，目的是下贝氏体组织，增加其强度。加入强碳化物形成元素，即微合金化，以保证进一步细化晶粒，同时，微合金化也可以产生沉淀强化效果12,13。1.2.3动态再结晶研究理论基础动态再结晶是指金属在热变形过程中发生的再结晶现象。而静态再结晶是指冷变形金属在再结晶温度以上退火时，由新的无畸变的晶粒取代变形晶粒的过程。再结晶不是相变过程，它只有组织变化而没有晶体结构的变化。与热变形各道次之间以及变形完毕后加热和冷却时所发生的静态再结晶相比，动态再结晶的特点是：动态再结晶要达到临界变形量和在较高的变形温度下才能发生；与静态再结晶相似，动态再结晶易在晶界及亚晶界形核；动态再结晶转变为静态再结晶
43、时无需孕育期；动态再结晶所需的时间随温度升高而缩短14。 稳态 非稳态图1.4发生动态再结晶的两种真应力-真应变曲线发生动态再结晶时真应力-真应变曲线的特征是在高应变速率的情况下，应力随应变不断增加，直至达到峰值后又随应变下降，最后达到稳定态。由此可见，在峰值之前，加工硬化占主导地位，在金属之中只发生部分动态再结晶，硬化程度大于软化程度。当应力达到极大值之后，随着动态再结晶的加快，软化作用开始大于硬化作用，于是曲线下降。当由变形造成的硬化与动态再结晶所造成的软化达到动态平衡时，曲线进入稳定态阶段。在低应变速率下，与其对应的稳定态阶段的曲线呈波浪形变化，这是由于反复出现动态再结晶-变形-动态再结
44、晶，即交替进行软化-硬化-软化而造成的。在热变形过程中，动态再结晶也是通过形核与长大完成的。其形核方式与应变速率及由此引起的位错组态变化有关。当应变速率较低时，动态再结晶主要是通过原晶界的弓出机制形核。应力-应变曲线中，稳定流变出现周期性波动的原因是由于在低应变速率热变形过程中，位错度增大缓慢，尚不足以使动态再结晶全面发生和引起明显软化，故取决于加工硬化而使曲线呈下降波动。此后这种过程不断重复并呈周期性变化，其振幅逐渐衰减。当应变速率较高时，由于位错缠结所构成的细小亚晶，使晶界被钉扎的距离缩小，以至难以弓出方式形核，故主要通过亚晶合并的长大方式进行。动态再结晶发生的条件是动态再结晶只能在一定条
45、件下才能发生。用Z（温度补偿变形速率因子Z=exp(Q/RT)），因子来讨论其发生的条件。当Z一定时，随着加工程度的增大，材料组织发生由动态回复-部分动态再结晶-完全动态再结晶的变化。反之，当加工程度一定时，随着Z的变大，材料组织发生由完全动态再结晶部分-部分动态再结晶-动态再结晶的变化。也就是说，一定时在某一Z值以上得不到动态再结晶组织，这个Z值就为Z的上临界值Zc。应该指出，Zc值是随加工程度而变的，愈大Zc愈大，即在较大的Z值下也能产生动态再结晶。因此动态再结晶能否发生，要由Z和来决定。高温加工金属，由于是高温环境，则在加工的同时不可避免地产生软化过程，该过程为面心立方结构的奥氏体再结晶
46、；另一方面，如果是体心立方结构，则恢复为主要过程。表示高温变形时恢复或再结晶时应力与应变（变形）的模式。其变形特性随变形温度和变形速度而发生很大变化。在再结晶型的变形中，变形应力在应变时达到峰值，随后降低，在高应变下为常数。在正常变形中，加工硬化与动态再结晶产生的软化相互平衡，变形应力为一定值，该应力随加工程度和应变速度而变化。如果按以下的应变中断变形并保持该温度，则进行静态再结晶。该过程按潜伏期或恢复期产生再结晶核，通过再结晶晶界的移动进行再结晶的顺序生长。当应变小的时候仅进行恢复阶段。正常变形状态在应变以上，可观察到动态再结晶晶粒内的下部组织相对于软化过程的各种形态。并且中断变形从动态再结
47、晶转变到静态再结晶时晶粒的成长速度非常快。动态再结晶后的晶粒直径仅取决于变形温度和应变速度，不受加工前奥氏体晶粒大小、加工应变量（但需要在以上）的影响。再结晶晶粒直径可用经过温度补偿后的应变速度Z来表示15,16。1.2.4低碳贝氏体钢国际研究现状国外学者根据贝氏体相变理论对贝氏体钢进行了大量的研究，设计了不同成分的钢种和生产工艺，形成了不同系列的贝氏体钢，大大推动了贝氏体钢的发展及其应用。日本东京钢铁公司研制了低碳含钒贝氏体非调质钢，该钢锻后空冷得到一贝氏体为主及少量铁素体和珠光体的显微组织，其抗拉强度达到8001000Mpa，室温冲击韧性为50J/cm2，而-40冲击韧性仍高达40J/cm
48、2，日本新日铁公司在贝氏体非调质钢的研究开发中多添加微合金化元素，这类钢在很宽的冷却速度范围内都可以获得贝氏体组织，并可获得更好的低温性能，适合于强度高，韧性好的汽车行走系部件。低碳微合金化控轧控冷贝氏体钢研制成功后，受到工程界的注意，逐步得以推广应用。在此基础上发展了超低碳的控轧控冷贝氏体钢（ULCP钢，含碳量小于0.05%）。McEvily于1967年研制出采用Mn，Mo，Ni，Nb，合金化的ULCB钢，经过机械控制（TMCP）处理后，屈服强度达到700Mpa，且具有良好的低温韧性和焊接性能。日本钢铁公司研制了X70和X80超低碳控轧贝氏体钢，其屈服强度高于500Mpa，脆性转变温度（FATT）小于-80，它既可以作为低温管线钢，也可以作为舰
