【導讀】高硬度、高韌性、優(yōu)良的焊接性能。通過貝氏體組織與其他類型鋼的綜合性能的比較表。明貝氏體鋼在實際應用中可減少鋼材的使用量，提高鋼材使用壽命，節(jié)約熱處理費用，貝氏體鋼大規(guī)模的推廣使用能節(jié)約社會資源。減少環(huán)境污染，具有顯著的經(jīng)

　　

【正文】 直到 Ms 點以下，才開始馬氏體轉變。到 Mf 點，馬氏體轉變完成，得到的組織為 M＋ T，若冷卻到 Ms 和Mf之間，則得到的組織為 M＋ T＋ Ar。 影響臨界冷卻速度的因素有： 1. 碳含量 低碳鋼隨碳含量增高，臨界冷卻速度顯著降低；碳含量從 %增加約到 %C。臨界冷卻速度降低不多；碳含量超過 %后，臨界冷卻速度增高。 2. 奧氏體晶粒度 隨著奧氏體晶粒度尺寸的增大，臨界冷卻速度降低。奧氏體晶粒度對抑制珠光體轉變的臨界冷卻速度的影響較大。 3. 奧氏體化溫度 多數(shù)鋼在高溫加熱時，會使奧氏體晶粒度增大，促使碳化物及其非金屬雜質(zhì)物溶入和奧氏體成分均勻化，將推遲過冷奧氏體的擴散型轉變和降低臨界冷卻速度。 4. 奧氏體中非金屬夾雜物和穩(wěn)定碳化物 硫化物、氧化物、氮化物及難溶入奧氏體的穩(wěn)定碳化物等都阻礙加熱保溫時奧氏體晶粒的長大，而且在淬火時可以促使非馬氏體組織的形成 ，從而增大臨界冷卻速度。 CCT 曲線和 C 曲線的比較和應用 將相同條件奧氏體化冷卻測得的共析鋼 CCT 曲線和 C 曲線疊加在一起，就得到圖，其中虛線為連續(xù)冷卻轉變曲線。從圖中可以看出，連續(xù)冷卻時， 過冷奧氏體的穩(wěn)定性增加，奧氏體完成珠光體轉變的溫度更低，時間更長。根據(jù)實驗，等溫轉變的臨界冷卻速度大約是連續(xù)冷卻的 倍。另外在連續(xù)冷卻過程中，沒有貝氏體轉變過程，即得不到貝氏體組織，只有等溫冷卻才能得到。 連續(xù)冷卻轉變曲線能準確地反映在不同冷卻速度下，轉變溫度、時間及轉變產(chǎn)物之間的關系，可直接用于制定 熱處理工藝規(guī)范，一般手冊中給出的 CCT曲線中除有曲線的形狀及位置外，給出某鋼的幾種不同冷卻速度時，所經(jīng)歷的各種轉變以及應得到的組織和性能（硬度），還可以清楚地知道該鋼的臨界冷卻速度等。這是制定淬火方法和選擇淬火介質(zhì)的重要依據(jù)。另外，利用鋼件截面上各點的冷卻速度根據(jù)鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變圖方便地事先估計出熱處理后鋼件各部分的組織和硬度，為合理的選擇用鋼和進行組織分析提供資料。如圖 中， V1 相當于爐冷（退火），轉變產(chǎn)物為珠光體。 V2和 V3 相當于以不同速度的空冷（正火），轉變產(chǎn)物為索氏體和托氏體。 V4 相當于油冷，轉變產(chǎn)物為托氏體、馬氏體和殘留奧氏體。 V5 相當于水冷，轉變產(chǎn)物為馬氏體和殘留奧氏體。 和 CCT曲線相比， C 曲線更容易測定，并可以用其制定等溫退火、等溫淬火等熱處理工藝規(guī)范。目前 C 曲線的資料比較充分，而有關 CCT 曲線則仍然缺乏，因此利用 C曲線估算連續(xù)冷卻轉變產(chǎn)物的組織和性能，仍具有重要的實際意義。 24 分鐘 小時 天 周 月圖4.. 共析鋼CCT曲線和C曲線比較圖 另外， C 曲線還為淬透性試驗提供了一個良好的起點。但是，由于它是奧氏體進行等溫轉變的動力學曲線，所以，它只能是一個粗略的指南。例如，關于提 高含鉬量的影響，圖 表示的是 %C， %Mo 鋼和 %C、 2%Mo 鋼的 TTT 曲線。含 %Mo的鋼在 550186。C大約 1秒鐘后就開始轉變，而當 Mo 增 加到 2%時，整個 C 曲線向上移，并且反應大大減慢，以致鼻子溫度在 700186。C 以上，反應在 4 分鐘后開始，顯然，后一種鋼比含 %鉬的鋼淬透性大大提高了。 25 貝氏體貝氏體（b)圖4. 一種 含鉬鋼（a) 0. 2 %Mo (b )2 %Mo 26 五、高強度、高韌性貝氏體鋼的設計 鋼種設計的一般原則 鋼種設計原則，概括地說，是用金屬科學和物 理冶金作理論指導，以針對性、繼承性和實踐性為工作方法，用最低廉的費用設計制造出滿足性能要求的鋼種來。從鋼種設計的目的看是要滿足性能要求。因此，在設計工作中必須牢牢把握這一重要環(huán)節(jié)。通常，工業(yè)用鋼所要求的性能是多方面的，即以沒有特殊功能要求的高強度、高韌性鋼為例，它不僅要求滿足使用性能，還要求滿足工藝性能。比如，高強度、高韌性鋼往往切削加工困難，在使用性能中，高強度和高韌性往往有矛盾，特別是超高強度鋼，要滿足高韌性要求往往有困難。因此，新鋼種設計要求緊緊抓住使用性能，這便是設計的針對性。為此，設計者必須深入了 解所需設計的鋼的用途，所要制造零件的具體工作條件及由此而提出的性能要求，經(jīng)過細致的理論分析，分清要求性能的主次并由此找出解決性能間存在矛盾的方法，作出對各種性能的初步定量估計。設計者必須經(jīng)常意識到：沒有最佳性能的鋼，所設計的是滿足性能要求的最便宜的鋼；沒有使用性能的具體要求，鋼種設計便失去了意義。在國家金屬材料標準中，列出了許多類別的鋼的牌號，它們所能保證的基本性能和可供選擇的用途，這是根據(jù)工作條件大體相同、性能要求大體相近的某些零件長時間使用所積累經(jīng)驗的概括，為鋼材選用提供的參考依據(jù)。選用現(xiàn)有鋼材自然較設 計、制造新鋼種為便宜、方便，但在選用時應注意到，必須根據(jù)零件的工作條件對所選用的鋼作全面的合理性估量。 鋼種設計是根據(jù)一定產(chǎn)品的一定零件的制造需求提出來的，而這一產(chǎn)品和零件在多數(shù)情況下是現(xiàn)有的，或有類同、可比擬的，因為任何新產(chǎn)品的設計總是在現(xiàn)有產(chǎn)品或前人工作積累基礎上發(fā)展起來的，因此，在所需鋼種設計時，總是有前人工作提供的理論和實踐可資利用的。比如，在航空工業(yè)中過去多用 30CrMnSi 鋼以制造薄壁管材或板材、以焊接或其它成形加工方式制成形狀復雜的構件，由于該鋼需要淬油方能獲得所要求的使用性能，而淬油將導致嚴 重的、難于校正的變形發(fā)生。因此，設計了不需淬油強化的高強度貝氏體鋼 18Mn2CrMoB 鋼以代替 30CrMnSi鋼。顯然，這一貝氏體鋼的設計是針對 30CrMnSi 鋼的熱處理工藝性能不能滿足飛機薄壁復雜構件的制造而進行的，這是設計的針對性。這一鋼的設計是以 50 年代后期伊爾文等人提出的用 %Mo－ B 的合金元素配合可獲得高貝氏體淬透性的低碳貝氏體鋼的實驗結果，和原 30CrMnSi 鋼制構件所需保證的力學性能二者的結合為依據(jù)的，這是對前人工作的繼承和發(fā)展。這一例證還說明，為了繼承前人的工作成果，設計者必有注 意信息工作，注意對資料的搜集、整理、分析，用對比研究的方法，從中獵取有益的啟示和尋求合理的解決矛盾、制定方案的途徑。 所謂實踐性是指從提出問題、提出設計任務、針對問題作調(diào)查研究開始，經(jīng)過資料工作，理論分析，實驗工作方案的擬定和論證，實驗工作及其結果的綜合分析，生產(chǎn)試制，直到產(chǎn)品定型的實踐過程，所設計的鋼能正常的用于生產(chǎn)后，設計任務才算是完成了；但是，任何新生事物在它出現(xiàn)后，必然會提出一些新的、有待研究解決的問題，其中有有關生產(chǎn)實踐的，也有有關理論分析的。比如，在熱鍛模鋼 3Cr3Mo3VNb 鋼的設計工作中，為 了使鋼具有良好的回火二次硬化效應，一是加入較多的鉬，適量加入釩和鈮；二是用等溫淬火以獲得部分貝氏體。從鍛造不銹耐熱鋼的使用效果看，它是優(yōu)于原用鋼 27 種的，即設計滿足使用性能要求。但是，發(fā)現(xiàn)鋼有嚴重的貝氏體脆性和在高溫長時間使用后的脆化。為此，要求對鋼進行更深入的理論研究，因而研究了貝氏體的轉變機制及其脆性發(fā)生的原因，貝氏體在回火過程中的相和組織變化，和鋼在回火的高溫階段脆性發(fā)生的原因等。據(jù)此提出了這一鋼從冶煉到熱處理，以及在生產(chǎn)應用中應注意或改進的事宜。這些工作應該也是鋼種設計工作的一部分。 鋼種設計的理論基礎 是金屬科學和物理冶金。前人在這方面做過許多工作。從 60年代后期的工作看，是根據(jù)化學元素周期表討論鋼中組元間的相互作用到形成合金相；根據(jù)合金相圖討論合金成分、溫度對合金相生成、相對量及由此而來的組織的控制；由于以鐵和碳作為基本組元的鋼有固態(tài)相變，它的過冷奧氏體的轉變動力學曲線對于生成不同類別、不同組織形態(tài)的鋼有著重要的指導意義，因而以等溫轉變曲線為依據(jù)、設計具有不同組織類型的鋼受到極大的重視；對于回火，主要是研究回火的第四階段、復雜合金鋼中的碳化物轉化過程及其對性能的影響。比如，以鐵和碳為基本組元的鋼，它的各 種類別和不同形態(tài)的組織是從過冷奧氏體轉變而來的，因此，加入鋼中的合金元素必須能固溶入奧氏體中以改變過冷奧氏體的轉變動力學曲線，而鋼的熱處理過程首先是奧氏體化。因此，加入鋼中的合金元素主要是同鐵在周期表中位置相近、并同屬于過渡金屬的一些元 Ⅲ A Ⅳ A Ⅴ A Ⅵ A Ⅶ A Ⅷ Ⅰ B Ⅱ B Ⅲ B Ⅳ B Ⅴ B Ⅵ B 2 B C N 3 Al Si P S 4 Ti V Cr Mn Fe Co Ni Cu As 5 Nb Mo Sn Sb 6 La W 表 常用合金元素在周期表中位置 素，和位置在碳附近、并有較碳金屬性為強的一些元素，如表 中所示。表中，框內(nèi)的是位置在鐵和碳附近的常用合金元素，框外的從 Ⅳ B 到Ⅵ B 族元素是導致回火脆性的雜技元素，Ⅲ A 的鑭族元素則是有效治療這一脆性的合金元素。在 60 年代以前，前人便以總結出一些合金元素同鐵和碳在周期表中的關系位置與其間的相互作用的規(guī)律，如合金元素在 α 鐵或γ鐵中的固溶度，同碳形成碳化物的傾向，以及如何應用合金以改變鐵碳合金相圖及過冷奧氏體轉變動力學曲線圖 式，以獲得某種組織、改善某種性能等。 鋼是以鐵碳合金為基礎的，碳是鋼中最主要的合金元素。因此，在研究合金元素在鋼中的作用時，應以鐵－碳合金相圖為依據(jù)。圖 是鐵碳合金相圖。 28 圖5. 　 鐵碳合金相圖C（ %）溫度當合金元素加入到鋼中時，首先是對鐵碳合金相圖產(chǎn)生影響。從周期表中可以看到，鋼中大多數(shù)合金元素是位置在表中鐵以左的過渡元素，它們與碳的關系位置較鐵為遠，在鋼中是較鐵為強的碳化物形成元素，它們的存在將使鋼中的碳化物從滲碳體變?yōu)楹辖饾B碳體或合金碳化物，由于多種碳化物形成元素的 存在和碳原子的活潑性，還可能生成過渡型碳化物，不僅改變了碳化物的性質(zhì)，也可能影響過冷奧氏體的轉變過程。從周期表中可以看到，位置鐵以左的合金元素、除錳外，均為具有體心立方點陣結構或密堆六方點陣結構的元素，因此，同鎳錳等元素相反，它們是使鐵碳合金相圖的 γ 相區(qū)縮小的合金元素。 如果將等溫轉變和連續(xù)冷卻轉變曲線加以分析，不難看出，如果在鋼中加入較多量的錳和鎳，還有鉻，并用淬冷的連續(xù)冷卻方法，將鋼的 Ms 點壓低到室溫以下，便有可能使奧氏體存在于室溫，得到奧氏體鋼；如果在鋼中加入一定量的碳，加入鉬、錳、鉻、鎳等多種少量的 合金元素使奧氏體復雜合金化、以延長等溫轉變曲線的高溫和中溫轉變區(qū)的孕育期，使鋼在連續(xù)冷卻時能在較大冷卻速率范圍內(nèi)得到馬氏體，或者在稍高于 Ms點溫度等溫以獲得以下貝氏體為主的貝氏體，這就有了馬氏體鋼和等溫淬火貝氏體鋼；如果使鋼保持有較低碳量以使中溫轉變區(qū)不致顯著右移，但用 %Mo 或 %Mo+B 以使高溫轉變區(qū)顯著右移，使鋼在很寬的冷卻速率范圍內(nèi)獲得貝氏體，即鋼有高的貝氏體淬透性，在空冷等慢冷條件下可獲得貝氏體的貝氏體鋼；如果鋼中加入少量或微量的強碳化物形成元素，如釩、鈦、鈮等，并按形成 VC、 TiC 或 NbC 的配比適量加入碳，可在空冷條件下獲得在鐵素體基體中均勻分布有以相界面析出方式生成的合金碳化物質(zhì)點的低碳、微合金高強度鋼。這類鋼由于分散分布的碳化物量不多，可以看成鐵素體鋼，當然，從合金相圖中可以看到，位置在周期表中錳以左的鉻、鉬、鎢、釩、鈮、鈦等碳化物形成元素均為封閉鐵 —合金相圖和鐵 —碳合金相圖中 γ 相區(qū)的元素。如果加入適量鉻，或配合加入鉻、鎢、鉬等元素，在淬冷或慢冷條件下，均有可能獲得更為典型的鐵素體鋼。由此說明，利用等溫轉變和連續(xù)冷卻轉變曲線可以設計出各種組織類型的鋼種，轉變曲線可以作為設計不同鋼種的依 據(jù)。 29 另外，自 60 年代以來，人們發(fā)現(xiàn)將合金結構鋼的奧氏體化溫度從常規(guī)提高到 1100186。C以上有可能顯著提高鋼的韌性，并在 70 年代認識到韌性提高的原因，是此時在條束馬氏體中條間生成了穩(wěn)定的殘余奧氏體薄膜，因而引起了對殘余奧氏體穩(wěn)定性及與此有關的奧氏體成分、數(shù)量、形態(tài)和分布等的研究，以及如何利用和控制這些因素以設計高強度、高韌性鋼的興趣，其中突出的例子是托馬斯的工作。他不僅分析了殘余奧氏體的各種穩(wěn)定性，有提高鋼的奧氏體化溫度以獲得穩(wěn)定奧氏體薄膜的條件，聯(lián)系回火馬氏體脆性以驗證條束馬氏體條間奧氏體薄膜分解對韌性的嚴 重危害等，而且，他熔配了多種可能獲得高強度、高韌性的實驗用鋼，其中包括含硅雙相鋼?？磥?，他一直在探索如何利用穩(wěn)定的奧氏體薄膜以創(chuàng)制高強度、高韌性鋼的有效途徑。 經(jīng)淬火以獲得馬氏體的鋼，必須回火以消除淬火狀態(tài)的應力和脆性，并賦予或調(diào)節(jié)鋼的使用性能。對高強度、高韌性鋼來說，回火是使鋼盡可能保持有馬氏體所具有的高強度條件下獲得高韌性。鋼在回火時不是隨著溫度的升高或時間的延長而韌性不斷上升的，在低溫回火階段在回火馬氏體脆性，在高溫回火階段有回火脆性，有二次硬化效應的合金度較高的鋼還有在回火第四階段的碳化物轉化引致的 脆性。因此，在鋼種設計時，必須考慮回火對鋼的性能的決定性意義，和如何消除或避免在回火過程的脆化。 根據(jù)研究，高強度、高韌性鋼的回火，應選擇在回火的從馬氏體析出碳化物的、從細碳化物向 Fe3C 型碳化物轉化的低溫回火階段；一般說來，這一溫度約為 200250186。C，此時，馬氏體的淬火應力有了很大程度的消除，脆性有了很大程度的改善，而上述各類在回火過程中出現(xiàn)的脆性則尚未發(fā)生。 貝氏體鋼和等溫淬火貝氏體鋼設計 貝氏體組織的獲得 高強度、高韌性貝氏體鋼包括低碳、低合金度的、以空冷或控制的連續(xù)冷卻以獲 得以粒狀貝氏體為主的、在連續(xù)冷卻過程中還有上、下貝氏體生成的貝氏體鋼，和中碳、低合金度的、在稍高于 Ms 點溫度等溫以獲得下貝氏體為主的、在等溫過程中還將有上貝氏體和塊狀貝氏體生成的等溫淬火貝氏體鋼。作為合金結構鋼，在設計時所面臨的主要是獲得貝氏體組織和使鋼具有高強度和高韌性。 貝氏體組織的獲得，對于貝氏體鋼來說，應以過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變曲線為依據(jù)。 3Cr3Mo3VNb 鋼不屬于貝氏體鋼或等溫淬火貝氏體鋼，它的等溫轉變曲線如圖 和連續(xù)冷卻轉變曲線如圖 所示。以此來討論有關貝氏體組織獲得的含義。 30 圖5. 等溫轉變曲線圖 連續(xù)冷卻轉變曲線 圖 說明，由于 3Cr3Mo3VNb 鋼中有多量的鉬和鉻，連續(xù)冷卻轉變曲線的高溫轉變區(qū)顯著右移；由于鋼中的碳量不夠高，由于在 1060186。C奧氏體化條件下，有少量碳以 NbC和 VC 的形式存在而未溶入奧氏體中，由于鋼中沒有鎳、錳等合金元素同鉻、鉬等配合加入，連續(xù)冷卻的中溫轉變區(qū)右移不顯著，因此，過冷奧氏體能在很寬的冷卻速率范圍內(nèi) 31 以連續(xù)冷卻方式通過貝氏體區(qū)以獲得貝氏體。如果實驗用鋼 為低碳、低合金鋼，當過冷奧氏體通過貝氏體轉變區(qū)時，隨著溫度的降低，將先后生成粒狀貝氏體、上下貝氏體等貝氏體組織。但是， 3Cr3Mo3VNb 鋼為中碳鋼；鋼中鉻含量較高， Bs 溫度較低，當這一鋼的過冷奧氏體通過貝氏體轉變區(qū)時沒有粒狀貝氏體出現(xiàn)，隨著溫度的降低，先后生成上、下貝氏體，在慢冷條件下還將生成塊狀貝氏體。這便是用連續(xù)冷卻以獲得貝氏體的貝氏體鋼的組織獲得的設計依據(jù)。圖 說明，由于 3Cr3Mo3VNb 鋼中有足夠高的鉬和鉻，碳含量屬于中碳鋼，等溫轉變曲線的高溫區(qū)顯著右移，中溫區(qū)也有一定程度和右移，如果將 鋼淬入稍高于 Ms 點溫度的槽浴中時，過冷奧氏體不致因冷卻較慢，在冷卻過程中發(fā)生貝氏體轉變，而是在等溫溫度作等溫轉變，即隨著等溫時間的增長，過冷奧氏體轉變生成以下貝氏體為主的上、下貝氏體組織，這是鋼進行等溫淬火的依據(jù)，也是淬火貝氏體鋼組織獲得的設計依據(jù)。 用端淬法以測定鋼的獲得馬氏體的淬透性，并用這樣測得的端淬淬透性帶作為評比、選用和設計制造合金結構鋼的依據(jù)。利用連續(xù)冷卻轉變曲線與淬透性的關系來考察獲得貝氏體的條件時，圖 說明，貝氏體生成是在低于馬氏體生成的一定冷卻速率范圍內(nèi)進行的，即貝氏體轉變在兩個低于馬氏體轉變的臨界速率間的冷卻范圍內(nèi)進行的。這兩個臨界速率，一個是同中溫區(qū)鼻部相切的、稍小于 24 秒的獲得馬氏體的臨界冷卻速率，另一個是同高溫區(qū)鼻部相切的、稍小于 5500 秒的不致轉變成高溫轉變產(chǎn)物的臨界冷卻速率。如果冷卻速率 =5500s,即冷卻很慢，或零件截面尺寸很大時，零件或零件心部的冷卻曲線將先通過高溫轉變區(qū)，在貝氏體轉變發(fā)生前將先有高溫區(qū)的轉變產(chǎn)物生成，也就是鋼的獲得貝氏體的淬透性不足，冷卻到轉變終止后將得到高 溫區(qū)和中溫區(qū)先后轉變生成的混合組織。如果冷卻速率小于 24 秒時，比如為 5 秒，奧氏體將轉變?yōu)轳R氏體而得不到貝氏體。圖 表明，貝氏體轉變開始的 Bs 線和轉變終止的 Bf 線都不是水平線，它們在 Ms 點溫度處相交，因此，當奧氏體以 24 秒的冷卻速率冷卻時，貝氏體生成量小于30%，越靠近中溫轉變區(qū)鼻部，即冷卻速率的秒數(shù)減小而冷速增大時，貝氏體生成量越少而馬氏體生成量越多。 從 Bf 線上標注的貝氏體轉變量，從冷卻曲線上冷至室溫的硬度看，這一鋼在 300186。C以上貝氏體轉變終止，最大轉變量約稍大于 70%，即貝氏體轉變是不完全轉變 ；當貝氏體轉變量超過 63%后，鋼的硬度明顯下降，看來，這是鋼在緩慢冷卻條件下，以鐵素體條作為基元的上、下貝氏體條束或條片束的轉變已經(jīng)結束，此時，貝氏體轉變量的增加是由于塊狀貝氏體生成 。 提高鋼的淬透性的合金元素可分為三類：第一類是錳、鎳、碳，還有鉻，這些