·692· 工程科学学报，第38卷，第5期 2OO1年西班牙的Caballero和剑桥大学Bhadeshia 为形成贫碳区和富碳区所需的自由能改变量，△G 教授基于相变强化理论设计了一种新型高强度贝氏体 为贫碳区生成贝氏体铁素体的自由能，△G“为利用 钢，即纳米结构贝氏体钢的雏形-.2002年， 超组元模型计算的Fe-C-X合金中形成纯铁的自由 Bhadeshia团队用Fe0.79C-l.59Si-l.94Mn-l.33Cr- 能，y表示原始奥氏体，y和y”分别表示奥氏体中贫 0.30Mo0.02Ni-0.11V合金，在200℃等温5d获得抗 碳区和富碳区，贫碳区中碳的摩尔分数为xa'l,表示 压强度高达2.5GPa的纳米结构贝氏体组织田.该组 奥氏体中i元素的活度，aI,表示贝氏体铁素体中i 织实质为无碳化物贝氏体，其中贝氏体铁素体片层厚 元素的活度，S表示超组元，C为碳元素，R为气体常 度均小于50nm(20~40nm),硬度超过600HV. 数，T为热力学温度 2004一2007年之间，关于纳米结构贝氏体钢的 在原始奥氏体碳质量分数X。=0.75%的合金中， 主要研究工作集中于组织与性能、相变加速手段及 自由能△G随贫碳区碳摩尔分数xa的变化如图1 低碳成分纳米结构贝氏体钢的开发5.研究发现， (LG贝氏体相变热力学模型)所示.可以看出，当 纳米贝氏体钢的超高强度源自显微组织的超细化 △G<0时，任何可能成分在温度为200~300℃范 (尺度效应)和贝氏体铁素体中过饱和碳原子[@.添 围内均能形成稳定的贫碳区，△G脚的最大驱动力为 加C。和A!可有效缩短贝氏体等温相变时间田.由 -3500J小mdl,最小驱动力为-1000Jmol.因此， 于除碳以外的合金元素均同时降低贝氏体转变(Bs) 在热力学条件上完全可能以切变方式发生相变 温度与马氏体转变(Ms)温度，无法使二者温度分离， -1000 最终要么得到马氏体组织，要么贝氏体片层厚度超 。-200-11: 过200nm2-切，因此到目前为止未见有利用低碳合 +-250-l: =50 +-300T-F℃ 金成功制备出纳米贝氏体组织的报道.综上所述，研 究合金元素对高碳硅纳米结构贝氏体相变驱动力的 -2000 影响，从而合理优化合金成分，加速低温纳米结构贝 -2500 氏体等温相变，是将纳米结构贝氏体进行商业化生 产的关键 300 本文利用超组元模型及修正后的KRC和LFG热 力学模型计算低温贝氏体相变驱动力，确定高碳硅成 -350 00.0050.0100.0150.0200.0250.0300.035 分合金低温等温相变机制，从而选择合适的热力学模 x/% 型分析合金元素对低温贝氏体相变驱动力的影响.基 图1自由能△G一F与x的关系 于理论分析设计相变速度更快的新成分纳米结构贝氏 Fig.1 Plots of free energy change ACT versus 体钢，系统研究贝氏体区等温温度对新成分纳米结构 贝氏体钢组织及力学性能的影响，特别是通过电子背 C元素是固溶强化元素，其含量的提高可以提高 散射衍射手段深入研究拉伸过程中新成分纳米结构贝 奥氏体的强度以及钢的淬透性，较高碳含量是纳米贝 氏体的强韧化机理 氏体形成的必需条件四：Mn和Cr是导致纳米贝氏体 相变孕育期长，转变速度慢的主要元素闭.因此欲通 1热力学分析与成分设计 过优化合金元素加速纳米贝氏体等温相变速度，必需 研究指出贝氏体相变可以在过冷奥氏体的贫碳区 研究C、Mn和Cr元素对贝氏体等温转变的化学驱动 以切变方式形核.对于本文所述高碳合金钢，低温 力的影响. 等温时碳原子向晶界扩散而发生微观偏析形成贫碳 本文利用MUCG83软件分析C、Mn和Cr元素含 区.特别是奥氏体中位错和碳原子引起的畸变应力场 量对原始成分体系1CH.5Si-2Mn1 Cr-1Co-1Al合金 之间的相互作用稳定了贫碳区的.贝氏体在贫碳区 的时间一温度一转变(time一temperature-一transformation, 形核的热力学模型为a TTT)曲线的影响，如图2所示.其中，高于500℃的 △GYE=△GYY+Y+△GY-F= “℃”曲线为扩散相变曲线，即铁素体和珠光体转变：低 于500℃部分为切变相变“C”曲线，即等温贝氏体 (1-xa)△Gga+RT xIn- azl,ac lx (al)2 转变. alas"l 图2(a)为不同C含量合金的等温相变TTT曲线， （1-)ha) 碳的质量分数在0.6%到1.0%之间.虽然低含碳量 式中，△G为生成贝氏体铁素体的自由能，△GrY 的“鼻尖”温度孕育期最短，但低温等温相变开始时间工程科学学报，第 38 卷，第 5 期 2001 年西班牙的 Caballero 和剑桥大学 Bhadeshia 教授基于相变强化理论设计了一种新型高强度贝氏体 钢，即 纳 米 结 构 贝 氏 体 钢 的 雏 形［1--2］． 2002 年， Bhadeshia 团队用 Fe--0. 79C--1. 59Si--1. 94Mn--1. 33Cr-- 0. 30Mo--0. 02Ni--0. 11V 合金，在 200 ℃等温 5 d 获得抗 压强度高达 2. 5 GPa 的纳米结构贝氏体组织［3］． 该组 织实质为无碳化物贝氏体，其中贝氏体铁素体片层厚 度均小于 50 nm( 20 ～ 40 nm) ，硬度超过 600 HV［4］． 2004—2007 年之间，关于纳米结构贝氏 体 钢 的 主要研究工作集中于组织与性能、相变加速手段及 低碳成分纳米结构贝氏体钢的开发［5--9］． 研究发现， 纳米贝氏 体 钢 的 超 高 强 度 源 自 显 微 组 织 的 超 细 化 ( 尺度效应) 和贝氏体铁素体中过饱和碳原子［10］． 添 加 Co 和 Al 可有效缩短贝氏体等温相变时间［11］． 由 于除碳以外的合金元素均同时降低贝氏体转变( Bs) 温度与马氏体转变( Ms) 温度，无法使二者温度分离， 最终要么得到马氏体组织，要么贝氏体片层厚度超 过200 nm［12--13］，因此到目前为止未见有利用低碳合 金成功制备出纳米贝氏体组织的报道． 综上所述，研 究合金元素对高碳硅纳米结构贝氏体相变驱动力的 影响，从而合理优化合金成分，加速低温纳米结构贝 氏体等温相变，是将纳米结构贝氏体进行商业化生 产的关键． 本文利用超组元模型及修正后的 KＲC 和 LFG 热 力学模型计算低温贝氏体相变驱动力，确定高碳硅成 分合金低温等温相变机制，从而选择合适的热力学模 型分析合金元素对低温贝氏体相变驱动力的影响． 基 于理论分析设计相变速度更快的新成分纳米结构贝氏 体钢，系统研究贝氏体区等温温度对新成分纳米结构 贝氏体钢组织及力学性能的影响，特别是通过电子背 散射衍射手段深入研究拉伸过程中新成分纳米结构贝 氏体的强韧化机理． 1 热力学分析与成分设计 研究指出贝氏体相变可以在过冷奥氏体的贫碳区 以切变方式形核［14］． 对于本文所述高碳合金钢，低温 等温时碳原子向晶界扩散而发生微观偏析形成贫碳 区． 特别是奥氏体中位错和碳原子引起的畸变应力场 之间的相互作用稳定了贫碳区［15］． 贝氏体在贫碳区 形核的热力学模型为［16］ ΔGγ→BF d = ΔGγ→γ' + γ″ + ΔGγ'→BF = ( 1 － xd ) ΔGγ→α S + ＲT x [ d ln aγ C | xγ ·aBF C | xd ( aγ C | xd ) 2 + ( 1 － xd ) ln aγ S | xγ ·aBF S " | xd ( aγ S | xd ) 2 ] ． 式中，ΔGγ→BF d 为生成贝氏体铁素体的自由能，ΔGγ"γ' + γ″ 为形成贫碳区和富碳区所需的自由能改变量，ΔGγ'"BF d 为贫碳区生成贝氏体铁素体的自由能，ΔGγ→α S 为利用 超组元模型计算的 Fe--C--X 合金中形成纯铁的自由 能，γ 表示原始奥氏体，γ' 和 γ″分别表示奥氏体中贫 碳区和富碳区，贫碳区中碳的摩尔分数为 xd，aγ i | xγ 表示 奥氏体中 i 元素的活度，aBF i | xd 表示贝氏体铁素体中 i 元素的活度，S 表示超组元，C 为碳元素，Ｒ 为气体常 数，T 为热力学温度． 在原始奥氏体碳质量分数 X0 = 0. 75% 的合金中， 自由能 ΔGγ→BF d 随贫碳区碳摩尔分数 xd的变化如图 1 ( LFG 贝氏体相变热力学模型) 所示． 可 以 看 出，当 ΔGγ→BF d ＜ 0 时，任何可能成分在温度为 200 ～ 300 ℃ 范 围内均能形成稳定的贫碳区，ΔGγ→BF d 的最大驱动力为 － 3500 J·mol － 1，最小驱动力为 － 1000 J·mol － 1 ． 因此， 在热力学条件上完全可能以切变方式发生相变． 图 1 自由能 ΔGγ→BF d 与 xd的关系 Fig． 1 Plots of free energy change ΔGγ→BF d versus xd C 元素是固溶强化元素，其含量的提高可以提高 奥氏体的强度以及钢的淬透性，较高碳含量是纳米贝 氏体形成的必需条件［12］; Mn 和 Cr 是导致纳米贝氏体 相变孕育期长，转变速度慢的主要元素［17］． 因此欲通 过优化合金元素加速纳米贝氏体等温相变速度，必需 研究 C、Mn 和 Cr 元素对贝氏体等温转变的化学驱动 力的影响． 本文利用 MUCG83 软件分析 C、Mn 和 Cr 元素含 量对原始成分体系 1C--1. 5Si--2Mn--1Cr--1Co--1Al 合金 的时间--温度--转变( time--temperature--transformation， TTT) 曲线的影响，如图 2 所示． 其中，高于 500 ℃ 的 “C”曲线为扩散相变曲线，即铁素体和珠光体转变; 低 于 500 ℃ 部 分 为 切 变 相 变“C”曲 线，即 等 温 贝 氏 体 转变． 图 2( a) 为不同 C 含量合金的等温相变 TTT 曲线， 碳的质量分数在 0. 6% 到 1. 0% 之间． 虽然低含碳量 的“鼻尖”温度孕育期最短，但低温等温相变开始时间 · 296 ·