贝氏体铁素体形成的热激活跃迁机制

贝氏体形核机理尚有争议.应用QUANTA—400型环扫电镜研究了20CrMo钢贝氏体铁素体的形核-长大,提出了原子热激活跃迁的形核机制.认为过冷奥氏体在孕育期中,依靠成分涨落,形成贫碳区,由于三种涨落的非线性正反馈作用使奥氏体晶格瓦解,建构α核坯,铁原子和替换原子以热激活跃迁方式转入α核坯中,以界面过程控制方式形成贝氏体铁素体晶核,并且迅速长大.

金属热处理原理研究的新进展(一)

研究过冷奥氏体转变规律具有重要理论意义和应用价值。本文综述了过冷奥氏体转变产物的形成规律。应用QUANTA-400型扫描电镜、JEM-2100透射电镜等仪器观察各种相变的形核情况。发现:珠光体、贝氏体、马氏体相变均优先在奥氏体晶界处形核。珠光体晶核由共析铁素体+共析渗碳体两相组成,共析共生,不存在领先相。珠光体转变是扩散型的共享台阶长大机制;贝氏体相变是界面原子非协同热激活跃迁机制;马氏体相变是所有原子集体协同位移机制,非切变过程。在700～650℃,珠光体临界晶核尺寸r*=150～70 nm;临界形核功△G*=155～292 J/mol。贝氏体在贫碳区形核,晶核是单相(BF),其临界尺度a*=16.7～25 nm,形核功△G*=270 J/mol。马氏体的临界晶核尺寸为7～20 nm,形核功约为200～600 J/mol。过冷奥氏体转变产物的形核是一个逐渐演化的过程,符合相变形核的一般规律。

贝氏体铁素体的形核

采用60Si2CrV、20CrMo等工业用钢,在贝氏体转变开始线附近进行短时间的贝氏体等温淬火,获得少量贝氏体,然后水冷,得到少量贝氏体+马氏体+残留奥氏体组织。应用QUANTA-400环扫电镜对贝氏体相变的形核进行了观察,发现贝氏体铁素体在晶界、相界面、晶内等处形核。研究了形核机制和形核时的能量变化,计算了晶核的临界尺寸、形核功,获得贝氏体临界晶核尺寸a*=16.7 nm(b=25 nm),形核功△G*=2.7×102 J.mol-1。

关于贝氏体铁素体形核的评述——兼复徐祖耀《评刘宗昌等“贝氏体……”一文》

贝氏体铁素体在晶界形核的新观察验证了形核的一般规律。依据试验观察,理论计算得贝氏体临界晶核尺寸和形核功为:a*=16.7 nm;b*=25 nm,ΔG*=270 J.mol-1,此值合理。奥氏体中贫碳区的存在是普遍事实,试验也测得贝氏体相变孕育期内形成了贫碳区;不能将Spinodal分解与奥氏体中形成贫碳区和富碳区混为一谈。涨落是相变的契机,在孕育期内奥氏体中必由于涨落而形成贫碳区。阐述了非协同热激活跃迁形核机制。大量TTT图分析和实测均表明贝氏体铁素体形核-长大不可能以扩散方式进行。

马氏体形核-长大机制的研究

学术界普遍认为马氏体相变机制是切变机制,但与实际基本上不符.从理论分析和实验观察两方面综合论证了切变机制的缺陷,指出：（1）表面浮凸是相变体积膨胀所致,不具备切变特征,表明切变机制缺乏实验依据;（2）马氏体相变驱动力不足以克服相变阻力.切变消耗的切变能量太大,达208~320×10^3J/mol,远大于相变驱动力;（3）马氏体相变晶体学形核模型和切变长大模型均难以解释实验现象.半个世纪来不断改进仍然与实际基本不符,故切变机制是不成功的,并非成熟的理论,应于摒弃.探讨了新机制,指出马氏体相变是原子集体、协同的、无扩散的热激活跃迁位移,在此过程中马氏体中产生极高的位错密度,计算可达10^15×cm-2,与奥氏体保持半共格.新机制符合热力学条件,在晶体学、形态学上可解释实验现象.

碳含量对铬钼钢贝氏体组织形貌的影响

取超低碳的高纯钢和12CrMo、20CrMo、35CrMo、9Cr2Mo和GCr15等工业用钢,淬火时发生中温转变,然后应用QUANTA-400型环境扫描电镜观察贝氏体组织形貌的变化。发现,随着碳含量的增加,过冷奥氏体在中温区的转变,由块状相变到低、中碳无碳化物贝氏体转变,演化到高碳羽毛状上贝氏体和竹叶状下贝氏体。表明含碳量对贝氏体形貌产生显著的影响。探讨了影响机制,认为:(1)块状转变与贝氏体相变有亲缘关系。贝氏体相变时由成分涨落形成贫碳区,并且在贫碳区中形核(BF),它与块状转变的γ→α没有本质上的区别,属于非协同型的无扩散相变。依靠原子的热激活跃迁进行界面移动的过程,新相可连续长大。(2)随着碳含量的增加,在贝氏体铁素体片条之间留下富碳的奥氏体薄膜,铁素体片条之间不能融合时,则得到无碳贝氏体;如果BF片条之间的富碳奥氏体中析出碳化物,则形成羽毛状上贝氏体;如果在BF/γ相界面上析出碳化物,将贝氏体片分割成许多细小的亚单元,则得到竹叶状下贝氏体。

钢中贝氏体相变理论研究的新进展

总结了近年来内蒙古科技大学在贝氏体相变领域的主要研究成果.指出过渡性是贝氏体相变的主要特征;提出了贝氏体和贝氏体相变的新定义;认为以往的热力学计算不准,贝氏体铁素体的相变驱动力约为905 J/mol;提出了切变—扩散整合机制,贝氏体相变的晶核是单相BF,不是共析分解,贝氏体铁素体(BF)在贫碳区形核,是贫碳的γ→α的无扩散相变,不是切变过程,而是以界面替换原子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,向奥氏体和铁素体中长大,最终被铁素体包围,是以原子热激活跃迁方式进行的扩散型相变.

贝氏体相变理论研究新进展

贝氏体相变理论研究具有重要理论意义和应用价值.综合阐述了贝氏体相变学术论争的焦点问题.通过大量试验事实和深入的理论分析,批驳了两派的错误观点.指出了贝氏体的正确的定义;贝氏体相变的过渡性特征,贝氏体相变与共析分解和马氏体相变存在原则区别.贝氏体浮凸为帐篷形,非N型,不具备切变特征.从热力学、动力学、晶体学角度阐述了贝氏体相变非切变,也非扩散过程.提出了贝氏体铁素体(BF)、贝氏体碳化物(BC)形核长大新机制.贝氏体相变过程中原子移动的特点是界面控制,原子非协同热激活跃迁机制,并且与实际相符合.

贝氏体相变时原子的位移

研究贝氏体相变过程中原子的位移具有重要理论意义。本文综合试验事实理论地分析了过冷奥氏体在中温区发生贝氏体相变时原子位移的方式,并指出在孕育期内,依靠浓度涨落,碳原子扩散位移形成了贫碳区和富碳区。在贫碳区中原子以新旧相化学势之差为驱动力,依靠热激活跃迁形成贝氏体铁素体晶核。从热力学上分析,贝氏体铁素体的形成不是切变过程,从相变动力学和扩散速度分析,也非扩散过程。贝氏体相变中,碳原子扩散,界面铁原子以非协同热激活跃迁方式形成贝氏体铁素体和贝氏体碳化物。

贝氏体相变新理论及研究历程

研究贝氏体相变的机制具有重要的理论意义和工程应用价值。叙述了贝氏体相变两派论争的梗概。指出两派关于贝氏体相变论争了近40年而无果,应当总结教训。指出过渡性是贝氏体相变最主要的特征,但两派均忽略了贝氏体相变的过渡性。阐明了贝氏体的有关概念,叙述了贝氏体相变新机制。试验及理论均表明贝氏体相变既非扩散过程,也非切变过程,而是界面原子非协同热激活跃迁过程。

过冷奥氏体转变时原子位移规律

研究过冷奥氏体转变时原子的位移方式具有重要理论价值.原子位移方式不同是区别相变机制的依据之一.过冷奥氏体转变为珠光体、贝氏体、马氏体等组织,最基本的区别是原子位移方式的不同,从高温到低温,原子位移方式是逐渐演化的.研究表明,三个相变中原子位移方式分别是:(1)高温区的共析分解是扩散型相变,原子每次位移距离为一个原子间距.界面扩散是主要位移方式;(2)贝氏体相变是过渡性相变,贝氏体铁素体的形成是无扩散过程,而贝氏体碳化物的形成是扩散过程.铁原子和替换原子进行热激活跃迁位移.原子位移距离小于一个原子间距,各原子位移矢量不等,界面控制.(3)马氏体相变是无扩散的,所有原子进行集体协同位移,原子每次移动距离远远小于一个原子间距.切变机制不正确.在晶格改组过程中,为调整应变能一般需要形成位错、孪晶或层错等亚结构.

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。

珠光体、贝氏体、马氏体相变的形核

研究过冷奥氏体转变产物的形核规律具有重要理论价值。采用20MnCrMo、60Si2CrV等材料,奥氏体化后在不同温度进行等温处理,得珠光体、贝氏体、马氏体等产物,应用QUANTA-400型扫描电镜、JEM-2100透射电镜等观察各种相变的形核。发现:珠光体、贝氏体、马氏体均优先在奥氏体晶界处形核,下贝氏体、马氏体也在晶内形核。珠光体晶核由共析铁素体+共析渗碳体两相组成,共析共生,在700℃~650℃,珠光体临界晶核尺寸r* = 150~70 nm;临界形核功 155~292 J/mol。贝氏体在奥氏体的贫碳区形核,晶核是单相(BF),其临界尺度a* = 16.7~25 nm,临界形核功 2.7 ×102 J/mol。马氏体的临界晶核尺寸约为17~20 nm,形核功约为200~600 J/mol。表明随着温度的降低,临界晶核尺寸越来越小,而形核功越来越大。过冷奥氏体转变产物的形核是一个逐渐演化的过程,符合相变形核的一般规律。

贝氏体碳化物的形成机理—贝氏体相变新机制

研究贝氏体碳化物的形成规律具有重要理论意义。实验观察表明,在有碳化物贝氏体中只有θ-渗碳体和ε-Fe_(2.4)C,没有特殊合金碳化物。贝氏体碳化物呈短棒状,沿着BF的长轴方向分布(上贝氏体)或与贝氏体铁素体片呈角度分布(下贝氏体),分布于贝氏体铁素体片条内部,即贝氏体碳化物(BC)被贝氏体铁素体包围。贝氏体碳化物来源于贝氏体铁素体片条之间的富碳奥氏体或贝氏体亚单元间的富碳奥氏体。碳化物在BF/γ相界面上形核,并且向奥氏体内部长大。贝氏体碳化物的形核-长大是依靠界面原子非协同热激活迁移实现位移,铁原子和替换原子在BC/BF相界面和Bc/γ相界面上热激活跃迁,BC向奥氏体内长大,也可以向铁素体内长大。

过冷奥氏体转变时原子的位移规律

研究过冷奥氏体转变时原子的位移方式具有重要理论价值。原子位移方式不同是区别相变机制的重要判据。随着温度的降低,过冷奥氏体转变为珠光体、贝氏体和马氏体,最基本的区别是原子位移方式的不同,从高温到低温,原子位移方式是逐渐演化的。研究表明:三个相变中原子位移方式分别是:(1)高温区的共析分解是扩散型相变,原子每次位移距离为一个原子间距。界面扩散是主要位移方式。(2)贝氏体相变是过渡性相变,贝氏体铁素体的形成是无扩散过程,而贝氏体碳化物的形成是扩散过程。铁原子和替换原子进行热激活跃迁位移。原子位移距离小于一个原子间距,各原子位移矢量不等,界面控制。(3)马氏体相变是无扩散的,所有原子进行集体协同位移,原子每次移动距离远远小于一个原子间距。切变机制不正确。在晶格改组过程中,为调整应变能一般需要形成位错、孪晶或层错等亚结构。

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。

60Si2CrV钢贝氏体相变的研究

对60Si2CrV钢分别在450℃和320℃进行了等温淬火,得到上贝氏体和下贝氏体组织。采用OM、SEM研究了贝氏体的结构。发现,60Si2CrV钢的上、下贝氏体均为无碳化物贝氏体,而且计算结果表明,不是按扩散机制而是按相界面热激活跃迁机制长大。

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。

马氏体晶核的长大

马氏体晶核的长大是原子无扩散的、集体协同的跃迁机制。所谓集体是指包括碳原子在内的所有原子,即碳原子、铁原子、替换原子;所谓协同是指所有原子协作性地同时移动。这一机制是贝氏体相变非协同热激活跃迁机制的进一步演化。贝氏体相变时,碳原子是扩散位移,铁原子是非协同热激活跃迁位移。这一机制也不同于切变位移,切变机制存在 1~2次切变角为0的晶体切变。

上贝氏体铁素体的形核及长大

贝氏体铁素体的长大速度与转变机制密切相关。应用QUANTA-400型环扫电镜,观测了20CrMo钢和35CrMo钢的贝氏体铁素体形核及长大情况。结果表明,上贝氏体铁素体在原奥氏体晶界形核,可沿着晶界生长,也可平行地向晶内长大。测得贝氏体铁素体片条沿晶界延伸的平均速度为14998 nm/s,而向晶内长大线速度为17763 nm/s。应用计算和理论分析方法研究了贝氏体片条的长大机制,认为在晶界形成的上贝氏体铁素体晶核与两侧的奥氏体不同时具有共格界面,因此不能以共格切变长大。按照体扩散和界面扩散进行理论计算,计算结果表明：铁素体长大速度比实测值小3-4个数量级,因此扩散-台阶机制不能成立。另外,提出了上贝氏体铁素体晶核长大的原子热激活跃迁机制。