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铁素体／贝氏体和铁素体／马氏体双相钢加工硬化特性的比较M．M．Karimi;刘友存（译）【期刊名称】《钢铁译文集》【年(卷),期】2009(000)002【摘要】通过拉伸试验获得了两种双相钢（即0．16％C、1．2％Mn的铁素体／贝氏体和铁素体-马氏体钢）的应力-应变曲线。
这两种钢均以不同的条件实施临界退火，其中铁素体／贝氏体铜退火后进行盐淬，而铁素体／马氏体钢进行水淬。
用Hollomon公式检查了试样的应力-应变数据。
试验结果显示两种双相钢的加工硬化过程均分为二个阶段，每个阶段有不同的加工硬化指数。
还研究了硬相（贝氏体和马氏体）的体积分数对极限抗拉强度、总延伸量和加工硬化指数的影响。
结果表明，当硬相的体积分数增加时，UTS随之增加，而加工硬化指数和总延伸量则随之减小。
【总页数】5页(P29-33)【作者】M．M．Karimi;刘友存（译）【作者单位】无【正文语种】中文【中图分类】TG142.1【相关文献】1.铁素体数量对45钢马氏体—铁素体混合组织机械性能... [J], 于学勤;刘文泉2.马氏体对铁素体-贝氏体双相钢机械性能的影响 [J], A．SAHA PODDER;冯岩青（译）3.铁素体晶粒尺寸对铁素体—马氏体双相钢DP980动态变形行为影响 [J], 代启锋;宋仁伯;关小霞;郭志飞4.铁素体／贝氏体双相钢的变形和断裂特性 [J], 蔡明晖;丁桦;张建苏;李龙;唐正友5.利用Gleeble-1500热模拟试验机对低碳合金钢进行了不同变形量、冷却速度的热模拟实验。
经OM和TEM观察表明,当未变形奥氏体以10~30℃/s连续冷却时,贝氏体铁素体优先在奥氏体晶界处形核,然后呈板条状从奥氏体晶界向晶内长大,并且可以从最终的组织看到原奥氏体晶界。
与未变形奥氏体相比,当奥氏体在880℃经过40%变形、并以10~30℃/s连续冷却时,由于变形增加了奥氏体晶粒的形变储存能,促进了先共析铁素体在奥氏体晶界位置优先形成,所以贝氏体铁素体只能在奥氏体晶内形成,从最终的室温组织不能看到原奥氏体晶界。
FB60双相钢卷材扩孔性能波动原因分析梁文;吴润;刘斌;胡俊;刘永前;周和荣【摘要】Unstable hole-expanding ability was always a difficult problem in the dual-phase steel coil production.The reason why FB60 dual-phase steel coil exhibited the unstable holeexpanding property was analyzed.From the analysis it showed that the coiling temperature of coil was nonuniform,that is,the coiling temperature was higher in the coil tail than in other parts,due to the use of an accelerating rolling mode to produce the coil,thus forming more pearlite in the coil.The unstable hole-expanding ability of the FB60 steel coil was attributed to greater difference between in deformation rate for various microstructures.The use of a "short slab + constant-speed rolling mode"has increased the hole-expanding property of the wholeFB60 steel coil,with the hole-expanding ratio amounting to 98％ or more.%扩孔性能波动一直是双相钢卷材生产中的难题.分析了某厂FB60双相钢卷材扩孔性能波动的原因.结果显示,在生产过程中,由于采用升速轧制模式,导致钢卷的卷取温度不均匀,卷材尾部卷取温度升高,从而产生了更多的珠光体.不同组织之间的变形率差异较大,导致FB60钢卷材的扩孔性能降低.通过采用“短坯+准恒速轧制模式”,提高了FB60钢整卷卷材的扩孔性能,扩孔率达到了98％以上.【期刊名称】《上海金属》【年(卷),期】2017(039)004【总页数】5页(P1-4,9)【关键词】FB60双相钢;卷材;扩孔性能;准恒速轧制【作者】梁文;吴润;刘斌;胡俊;刘永前;周和荣【作者单位】武汉科技大学钢铁冶金及资源利用省部共建教育部重点实验室,湖北武汉430081;武钢研究院,湖北武汉430080;武汉科技大学钢铁冶金及资源利用省部共建教育部重点实验室,湖北武汉430081;武汉科技大学钢铁冶金及资源利用省部共建教育部重点实验室,湖北武汉430081;武钢研究院,湖北武汉430080;武钢研究院,湖北武汉430080;武钢研究院,湖北武汉430080;武汉科技大学钢铁冶金及资源利用省部共建教育部重点实验室,湖北武汉430081【正文语种】中文降低车身重量、提高整车的安全性是现代汽车工业发展的方向。
试比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变的异同一．组织形态：1.珠光体：珠光体的组织形态特征：珠光体的典型组织特征是由一层铁素体和一层渗碳体交替平行堆叠而形成的双相组织; 根据片层间距的不同,可将珠光体分为三种：珠光体：S0=450-150nm,形成温度为A1－650℃,普通光学显微镜可以分辨;索氏体：S0=150-80nm,形成温度为650－600℃,高倍光学显微镜可以分辨;屈氏体：S0=80-30nm,形成温度为600－550℃,电子显微镜可以分辨;铁素体基体上分布着粒状渗碳体的组织为粒状珠光体;这种组织一般是通过球化退火或淬火后高温回火得到的;在珠光体转变过程中,所形成的珠光体中的铁素体与母相奥氏体具有一定的晶体学位向关系;珠光体中,铁素体与渗碳体之间存在一定的晶体学位向关系;2.马氏体：马氏体的组织形态：错误!.板条马氏体是低、中碳钢中形成的一种典型马氏体组织,其形貌特征可描述如下：在一个原奥氏体晶粒内部有几个3－5个马氏体板条束,板条束间取向随意；在一个板条束内有若干个相互平行的板条块,块间是大角晶界；在一个板条块内是若干个相互平行的马氏体板条,板条间是小角晶界;马氏体板条内存在大量的位错,所以板条马氏体的亚结构是高密度的位错和位错缠结;板条状马氏体也称为位错型马氏体;错误!.片状马氏体是中、高碳钢中形成的一种典型马氏体组织,其形貌特征可描述如下：在一个原奥氏体晶粒内部有许多相互有一定角度的马氏体片;马氏体片的空间形态为双凸透镜状,横截面为针状或竹叶状;在原奥氏体晶粒中首先形成的马氏体片贯穿整个晶粒,将奥氏体晶粒分割,以后陆续形成的马氏体片越来越小,所以马氏体片的尺寸取决于原始奥氏体晶粒的尺寸;片状马氏体的形成温度较低,在马氏体片的周围往往存在着残余奥氏体;片状马氏体的内部亚结构主要是孪晶;当碳含量较高时,在马氏体片中可以看到中脊,中脊面是密度很高的微孪晶区;马氏体片形成时的相互撞击,马氏体片中存在大量的纤维裂纹;3.贝氏体：贝氏体的组织形态：错误!.上贝氏体上贝氏体形成于贝氏体转变区较高温度范围,中、高碳钢大约在350-550℃形成;为成束分布、平行排列的条状铁素体和夹于其间的断续条状渗碳体的混合物;多在奥氏体晶界形核,自晶界的一侧或两侧向晶内长大,具有羽毛状特征;上贝氏体中铁素体的亚结构是位错,其密度比板条马氏体低2－3个数量级,随形成温度降低,位错密度增大;随碳含量增加,上贝氏体中铁素体条增多、变薄,渗碳体数量增多、变细;随转变温度降低,上贝氏体中铁素体条变薄,渗碳体细化;上贝氏体中铁素体条间还可能存在未转变的残余奥氏体;错误!.下贝氏体下贝氏体形成于贝氏体转变区较低温度范围,中、高碳钢大约在350℃-Ms之间温度形成;下贝氏体是由过饱和片状铁素体和其内部沉淀的渗碳体组成的机械混合物;铁素体片空间呈双凸透镜状,截面为针状或竹叶状,片间呈一定角度,可在奥氏体晶界形核,也可在奥氏体晶内形核;下贝氏体的铁素体中碳化物细小、弥散、呈粒状或条状,沿着与铁素体长轴成一定角度平行排列;错误!.粒状贝氏体粒状贝氏体是低碳或中碳合金钢在上贝氏体转变区上限温度范围内形成的一种贝氏体组织;粒状贝氏体组织特征是：在粗大的块状或针状铁素体内或晶界上分布着一些孤立小岛,小岛形态呈粒状或长条状;这些小岛在贝氏体刚刚形成时是富碳奥氏体,冷却时可分解为珠光体、马氏体或保留为富碳奥氏体;粒状贝氏体中铁素体的亚结构为位错;错误!.无碳化物贝氏体无碳化物贝氏体一般产生于低碳钢或硅、铝含量较高的钢中;无碳化物贝氏体是由大致平行的条状铁素体和条间富碳奥氏体或其转变产物组成的;形成时也会出现表面浮凸,铁素体中亚结构时位错;错误!.柱状贝氏体柱状贝氏体一般产生于高碳钢中,形成温度为下贝氏体形成温度;柱状贝氏体中铁素体呈放射状,碳化物分布在铁素体内部;错误!.反常贝氏体反常贝氏体也称反向贝氏体或倒易贝氏体,产生在共析钢中,形成温度略高于350℃; 二．转变特点：1.珠光体：错误!.片状珠光体形成过程当共析钢由奥氏体转变为珠光体时,是由均匀的奥氏体转变为碳含量很高的渗碳体和含碳量很低的铁素体的机械混合物;因此,珠光体的形成过程,包含着两个同时进行的过程：一个是通过碳的扩散生成高碳的渗碳体和低碳的铁素体；另一个是晶体的点阵重构;由面心立方体的奥氏体转变为体心立方题点阵的铁素体和复杂单斜点阵的渗碳体;错误!.粒状珠光体的形成过程粒状珠光体是通过渗碳体球化获得的;在略高于的温度下保温将使溶解的渗碳体球化,这是因为第二项颗粒的溶解度与其曲率半径有关,与渗碳体尖角处相接触的奥氏体中的碳含量较高,而与渗碳体平面处相接触的奥氏体的含碳量较低,因此奥氏体中的C原子将从渗碳体的尖角处向平面处扩散;扩散的结果,破坏了相平衡;为了恢复平衡,尖角处将溶解而使曲率半径增大,平面处将长大而使曲率半径减小,一直逐渐成为颗粒状;从而得到在铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体组织;然后自加热温度缓冷至以下时,奥氏体转变为珠光体;转变时,领先相渗碳体不仅可以在奥氏体晶界上成核,而且也可以从已存在的颗粒状渗碳体上长出,最后得到渗碳体呈颗粒状分布的粒状珠光体;这种处理称为“球化退火”;2.马氏体：马氏体相变的主要特点：错误!.切变共格和表面浮凸现象：奥氏体向马氏体晶体结构的转变是靠切变进行的,由于切变使相界面始终保持共格关系,因此称为切变共格;由于切变导致在抛光试样表面在马氏体相变之后产生凸起,即表面浮凸现象;错误!.马氏体转变的无扩散性：原子不发生扩散,但发生集体运动,原子间相对运动距离不超过一个原子间距,原子相邻关系不变;转变过程不发生成分变化,但却发生了晶体结构的变化;转变温度很低,但转变速度极快;错误!.具有一定的位向关系和惯习面：位向关系：K-S关系：{111}γ氏体转变是在一个温度范围内完成的：马氏体转变是奥氏体冷却的某一温度时才开始的,这一温度称为马氏体转变开始温度,简称Ms点;马氏体转变开始后,必须在不断降低温度的条件下才能使转变继续进行,如冷却中断,则转变立即停止;当冷却到某一温度时,马氏体转变基本完成,转变不再进行,这一温度称为马氏体转变结束温度,简称Mf点;从以上分析可以看出,马氏体转变需要在一个温度范围内连续冷却才能完成;如果Mf点低于室温,则冷却到室温时,将仍保留一定数量的未转变奥氏体,称之为残余奥氏体;错误!.马氏体转变的可逆性：在某些合金中,奥氏体冷却转变为马氏体后,重新加热时,已经形成的马氏体又可以通过逆向马氏体转变机构转变为奥氏体;这就是马氏体转变的可逆性;将马氏体直接向奥氏体转变的称为逆转变;逆转变开始温度为As点,终了温度为Af点;Fe-C合金很难发生马氏体逆转变,因为马氏体加热尚未达到As点时,马氏体就发生了分解,析出碳化物,因此得不到马氏体逆转变;3.贝氏体：贝氏体转变的基本特征：错误!.贝氏体转变需要一定的孕育期,可以等温形成,也可以连续冷却转变;错误!.贝氏体转变是形核长大过程；铁素体按共格切变方式长大,产生表面浮凸；碳原子可以扩散,铁素体长大速度受碳扩散控制,速度较慢;错误!.贝氏体转变有上限温度B s和下限温度B f;错误!.较高温度形成的贝氏体中碳化物分布在铁素体条之间,较低温度形成的贝氏体中碳化物主要分布在铁素体条内部；随形成温度下降,贝氏体中铁素体的碳含量升高;错误!.上贝氏体转变速度取决于碳在奥氏体中的扩散速度；下贝氏体转变速度取决于碳在铁素体中的扩散速度;错误!.上贝氏体中铁素体的惯习面是111γ；下贝氏体铁素体的惯习面是225γ；贝氏体中铁素体与奥氏体之间存在K-S位向关系;三．转变热力学：1.珠光体：珠光体转变的动力是体系自由能的下降,其大小取决于转变温度;过冷度越大,转变驱动力越大;珠光体转变温度较高,铁和原子扩散能力较强,都能扩散较大的距离,珠光体又是在位错等微观缺陷较多的晶界形成,相变需要的自由能较小,所以,在较小的过冷度时就可以发生珠光体转变;2.马氏体：相变驱动力：过冷奥氏体转变为马氏体有两个必要条件：一是必须快冷,避免珠光体转变发生；二是必须深冷,到马氏体开始转变温度以下,马氏体转变才能发生;马氏体转变的驱动力是在转变温度下奥氏体与马氏体的自由能差,而转变阻力是界面能和界面弹性应变能;马氏体相变新相与母相完全共格,同时体积效应很大,因此界面弹性应变能很大;为了克服这一相变阻力,驱动力必须足够大;因此马氏体相变必须有很大的过冷度;3.贝氏体：贝氏体转变是一个有碳原子扩散的共格切变过程,兼具珠光体和马氏体转变特征;和其它相变一样,贝氏体转变的热力学条件也是驱动力和阻力分析;贝氏体转变的驱动力是体系的自由能差,阻力包括界面能和界面弹性应变能;贝氏体转变需要共格切变,因此弹性应变能阻力非常大,按照马氏体转变热力学分析,只有在Ms点以下相变驱动力才能克服阻力发生相变;一方面,在贝氏体相变时,碳在奥氏体中发生预先扩散,重新分布;由于碳的扩散,降低了形成贝氏体中铁素体的碳含量,使铁素体的自由能降低,增大了新旧两相的自由能差,提高了相变驱动力;另一方面,碳原子从奥氏体中析出,使奥氏体中出现贫碳区,降低了切变阻力,使切变可以在较高温度发生;贝氏体转变也有温度区间,上限温度为B s,下限温度为B f,两个温度都随碳含量的提高而降低;四．转变动力学：1.珠光体：错误!.珠光体转变有孕育期;随转变温度降低,孕育期减小,某一温度孕育期最短,温度再降低,孕育期又增加;随转变时间增加,转变速度提高,当转变量超过50%时,转变速度又逐渐降低,直至转变完成;错误!.温度一定时,转变速度随时间的延长有一极大值错误!.随转变温度的降低,珠光体转变的孕育期有一极小值,在此温度下转变最快错误!.珠光体转变中合金元素的影响很显著a．对A1点和共析碳浓度的影响除镍和锰以外的合金元素可以提高A1温度;当珠光体转变温度一定时,相当于提高了过冷度,降低了珠光体片层间距;所有合金元素都使钢的共析碳浓度降低;b．对珠光体转变动力学的影响奥氏体中的合金元素使珠光体转变的孕育期增大,转变速度降低;只有合金元素在奥氏体化过程中溶入奥氏体,才能起到提高过冷奥氏体稳定性的作用;C．对珠光体转变过程的影响合金元素在奥氏体中扩散速度很慢,降低珠光体的转变速度;合金元素降低了铁原子的结构转变速度,从而降低珠光体转变速度;合金元素降低碳在奥氏体中的扩散速度,从而降低珠光体转变速度;2.马氏体：马氏体转变主要有四种方式：降温转变,爆发式转变,等温转变,表面转变错误!.碳钢和低合金钢中的马氏体降温转变：马氏体转变必须在连续不断的降温过程中才能进行,瞬间形核,瞬间长大;形核后以极大的速度长大到极限尺寸,相变时马氏体量的增加是由于降温过程中新马氏体片的形成,而不是已有马氏体的长大;马氏体转变量是温度的函数,取决于冷却达到的温度,与在某一温度停留时间无关;马氏体转变导致体积膨胀,使剩余的奥氏体受到压应力,发生塑性变形,产生强化,继续转变为马氏体的阻力增大;因此在某一温度马氏体转变结束后,要继续转变,必须继续降温,提供更大的相变驱动力;这就是马氏体转变一般为降温转变的原因;错误!.Fe-Ni合金中的爆发式转变：M s点低于0℃的Fe-Ni合金冷却到0℃以下的某一温度M b时,马氏体相变突然发生,并伴有声响,放出相变潜热;随Ni含量增加,爆发转变温度下降,爆发转变量提高,后续降温转变速度下降；当Ni含量特别高时,爆发转变量急剧下降;错误!.等温转变：M s点低于0℃的Fe-Ni-Mn合金在低温下可以发生等温转变,转变动力学呈“C”曲线特征,形核需要孕育期,长大速度很快;形核率随过冷度的增大,先增后减;马氏体的等温转变一般不能进行到底,转变到一定量就停止了;随着等温转变的进行,马氏体转变引起的体积变化导致为相变的奥氏体变形,从而使切变阻力增大;因此,必须增加多冷读,增加相变驱动力,才能使相变继续进行;错误!. 表面转变：Ms点略低于0℃的Fe-Ni-C合金在0℃放置时,试样表面会发生马氏体转变;这种在稍高于合金Ms点温度下试样表层发生的马氏体转变称为马氏体表面转变,得到的马氏体为表面马氏体;表面马氏体形成也是一种等温转变,但与等温形核、瞬间长大的等温转变不同,表面转变的形核也需要孕育期,但长大极慢,且习惯面不是{225}r而是{112}r,位向关系为山西关系,形态不是片状而呈条状;3.贝氏体：贝氏体转变主要是等温转变;错误!.贝氏体等温形成动力学具有扩散型相变的特征,其开始阶段形成速度较小,继而迅速增大,转变量达到某一范围时,形成速度趋近于定值,随后又逐渐减小错误!.贝氏体转变的完全程度与化学成分、奥氏体化温度和等温转变温度有关;提高奥氏体化温度和钢的合金化程度会使贝氏体转变不完全性增大,等温转变温度越高,贝氏体转变不完全性越明显;这种贝氏体转变的不完全性也成为贝氏体转变的自制;错误!.上贝氏体铁素体的长大速度,主要取决于其前沿奥氏体内碳原子的扩散度,而下贝氏体转变的速度则主要取决于铁素体内碳化物沉淀的速度;五．机械性能：1.珠光体：钢中珠光体的机械性能,主要决定于钢的化学成分和热处理后所获得的组织形态;共析碳素钢在获得单一片状珠光体的情况下,其机械性能与珠光体的片层间距、珠光体团的直径、珠光体中铁素体片的亚晶粒尺寸和原始奥氏体晶粒大小与着密切的关系;在比较均匀的奥氏体中,片状珠光体主要在晶界成核,因而表征单位体积内晶界面积的奥氏体晶粒大小,对珠光体团直径产生了明显影响;珠光体的片层间距主要是由相变时的能量的变化和碳的扩散决定的;因此与奥氏体晶粒大小关系不大;珠光体团的直径和片层间距越小,强度越高,塑性也越大;其主要原因是由于铁素体与渗碳体片薄时,相界面增多,在外力作用下,抗塑性变形的能力增大;珠光体团直径减小,标明单位体积内片层排列方向增多,使局部发生大量塑性变形引起应力集中的可能性减少,因而既提高了强度又提高了塑性;如果钢中的珠光体是在连续冷却过程中形成的,转化产物的片层间距大小不等,则引起抗塑性变形能力的不同,珠光体片层间距大的区域,抗塑性变形能力小,在外力作用下,往往首先在这些区域产生过量变形,出现应力集中而破裂,使钢的强度和塑性都降低;在退火状态下,对于相同碳含量的钢,粒状珠光体比片层状珠光体常具有较少的相界面,其硬度、强度较低,塑性较高;2.马氏体：钢中马氏体最主要的特性就是高强度、高硬度,其硬度随碳含量的增加而升高;但当碳含量达到%时,淬火钢的硬度接近最大值;碳含量进一步增加时,虽然马氏体硬度会有所提高,但残余奥氏体量增加,使钢的硬度反而下降;近年来对马氏体高强度的本质进行了大量的研究工作,认为引起马氏体高强度的原因是多方面的,其中主要包括相变强化、碳原子的固溶强化和时效强化等;马氏体的韧性主要决定于它的亚结构;因此位错型马氏体具有良好的韧性,而孪晶马氏体之所以韧性差,可能是与孪晶亚结构的存在及在回火时碳化物沿孪晶面析出呈不均匀分布有关;马氏体的相变塑形是随着应力的增长而不断增长的;同时马氏体相变所诱发的塑形还可显著提高钢的韧性;关于马氏体的相变诱发塑形,可从如下两方面加以解释：1、由于塑性变形而引起的局部区域应力集中,将由马氏体的形成而得到松弛,因而能够防止微裂纹的形成；2、在发生塑性变形的区域,有形变马氏体形成,形变强化指数增大,从而使已经发生塑性变形的区域继续发生变形困难,故而能抑制颈缩的形成;3.贝氏体：贝氏体的强度随转变温度的降低而升高;在低碳上贝氏体中,强度实际上完全由贝氏体铁素体的尺寸所控制;只有下贝氏体或高碳上贝氏体中,碳化物的弥散强化才有比较明显的贡献;在低碳钢中,上贝氏体的冲击韧性比下贝氏体的低,以及从上贝氏体过渡到下贝氏体时,脆性转折温度突然下降;工业上经贝氏体处理的钢件的机械性能,主要通过等温处理温度来控制;当等温温度低于400 时,主要形成下贝氏体,在这个温度范围内,随等温温度升高,上贝氏体量有所增加,因此强度、硬度稍有降低,而塑性、韧性很少增高甚至还有所降低;当温度高于400 时,由于主要形成上贝氏体,因此随温度升高,不仅硬度、强度降低,而且韧性、塑性也明显下降;但当等温温度高于450 时,由于过冷奥氏体转变为贝氏体的稳定性增大,在随后冷却时却有可能部分转变为马氏体或在等温室可能有珠光体形成;因而,随等温温度继续升高,硬度和强度也随之有所升高,但塑性和韧性将继续降低;贝氏体机械性能主要是受到α-Fe和渗碳体的影响;除此之外还受到如下的一些非贝氏体组织的影响：1、残余奥氏体的影响；2、马氏体回火马氏体的影响；3、珠光体转变产物的影响；4、针状铁素体及上贝氏体的影响;。
贝氏体转变和马氏体转变和珠光体转变的区别
贝氏体转变、马氏体转变和珠光体转变是金属材料中常见的组织变化，在工程制造和材料科学中都有重要的应用。
贝氏体转变指的是钢材在加热过程中的组织转变，由低温的铁素体转变为高温的贝氏体。
在从铁素体到贝氏体的转变过程中，钢材的微观组织形态发生了重大改变。
钢材的晶粒也随着组织的转变而发生了明显的变化。
钢材在加热过程中晶粒逐渐增大，直到达到最终贝氏体组织。
马氏体转变是一种金属材料的组织转变，由奥氏体向马氏体的转变。
这种组织转变是钢材经过淬火后的过程。
钢材处于高温状态时，铁素体通过加快冷却速度，形成奥氏体，进一步经过淬火、冷却速度更快，就可能形成马氏体。
马氏体对强度和硬度的提升有很大作用。
珠光体转变是一种金属材料的组织转变，由马氏体向珠光体的转变。
当金属材料处于温度较高的状态时，马氏体会缓慢地向珠光体转变。
珠光体的晶粒比马氏体的晶粒要细小得多，这就意味着珠光体的强度和韧性会高于马氏体。
三种转变的区别可以总结如下：
1. 贝氏体转变和马氏体转变是由不同的原因导致的。
贝氏体转变是由温度的变化引起的，而马氏体转变是由冷却速度的变化引起的。
2. 贝氏体和马氏体都是高强度金属材料，但它们的应用场合不同。
贝氏体主要应用于高温下的场合，马氏体主要应用于低温、高应力下的场合。
3. 珠光体转变需要温度较高，速度较缓慢，才能发生。
珠光体对材料的强度和韧性会有很大提升，但需要注意的是，珠光体转变并不能在所有材料中应用。
马氏体和贝氏体转变温度概述说明以及解释1. 引言1.1 概述马氏体和贝氏体转变温度是金属材料中一个重要的热处理参数，对于决定材料的性能具有重要影响。
马氏体和贝氏体都是金属材料在固态相变时产生的晶体结构类型，它们的转变温度是指在一定条件下，马氏体相或贝氏体相开始生成或完全消失的温度。
本文旨在系统地介绍马氏体和贝氏体转变温度的相关知识，包括其定义、原理以及测定方法。
通过深入探讨这些方面内容，我们可以更好地理解马氏体和贝氏体转变温度对于金属材料性能及加工过程的影响，并为研究者提供必要的参考资料。
1.2 文章结构本文将按照以下结构进行论述：- 引言部分首先概述了文章的背景和目标。
- 随后，在第二部分中详细介绍了马氏体转变温度，包括其定义与原理、影响因素以及测定方法。
- 第三部分则重点讨论了贝氏体转变温度，涉及到其定义与原理、影响因素以及测定方法。
- 第四部分将马氏体和贝氏体转变温度进行了关联，包括相互关系及对比分析、实际应用案例分析以及进一步研究和发展方向。
- 最后，本文将在结论部分总结论述内容，并提出未来研究的方向。
1.3 目的本文旨在系统概述和解释马氏体和贝氏体转变温度的相关知识，便于读者深入理解这两个参数在金属材料中的作用。
通过阐述马氏体和贝氏体转变温度的定义、原理以及测定方法，读者能够更好地理解这些参数对于金属材料性能和加工过程的影响。
同时，本文还将通过对马氏体和贝氏体转变温度之间关系的探讨，为读者提供一些实际应用案例以及未来研究方向的建议。
2. 马氏体转变温度2.1 定义和原理马氏体转变温度(Martensitic Transformation Temperature)是指当金属经历回火或降温等热处理过程后，发生马氏体相变的温度。
在固溶态的情况下，金属晶体中的原子具有较高的无序性，而经过回火或降温处理后，晶体结构会发生变化从而形成马氏体。
马氏体相是一种具有高硬度和脆性的晶态组织，在压缩应力作用下具有变形能力。
双相钢的成分特点，性能特点及应用组员：李春明、李根、张锐一、成分特点双相钢显微组织组织主要有铁素体和5%～20%（体积分数）的马氏体构成。
在实际生产中钢的组织中还包含少量的贝氏体和脱溶的碳化物。
这种铁素体+马氏体组织组成的钢由于基体为铁素体，可以保证钢具备良好的塑性、韧性和冲压成形性，一定的马氏体可以保证提高钢的强度。
因此双相低合金高强度钢具有：1、低的屈服强度，且是连续屈服，无屈服平台和上、下屈服;2、均匀的延伸率和总的延伸率较大，冷加工性能好；3、塑性变形比 值很高；4、加工硬化率n值大根据双相钢的生产工艺，双相钢又分为两种：热处理双相钢和热轧双相钢。
二、性能特点由于两相组织的特点，通过正确控制化学成分和热处理工艺，使双相不锈钢兼有铁素体不锈钢和奥氏题不锈钢的优点，它将奥氏体不锈钢所具有的优良韧性和焊接性与铁素体不锈钢所具有的较高强度和耐氯化物应力腐蚀性能结合在一起，正是这些优越的性能使双相不锈钢作为可焊接的结构材料发展迅速，八十年代以来已成为和马氏体型、奥氏体型和铁素体型不锈钢并列的一个钢类。
双相不锈钢有以下性能特点：（1）、含钼双相不锈钢在低应力下有良好的耐氯化物应力腐蚀性能。
一般18-8型奥氏体不锈钢在60°C以上中性氯化物溶液中容易发生应力腐蚀断裂，在微量氯化物及硫化氢工业介质中用这类不锈钢制造的热交换器、蒸发器等设备都存在着产生应力腐蚀断裂的倾向，而双相不锈钢却有良好的抵抗能力。
（2）、含钼双相不锈钢有良好的耐孔蚀性能。
在具有相同的孔蚀抗力当量值（PRE=Cr%+3.3Mo%+16N%）时，双相不锈钢与奥氏体不锈钢的临界孔蚀电位相仿。
双相不锈钢与奥氏体不锈钢耐孔蚀性能与AISI 316L相当。
含25%Cr的，尤其是含氮的高铬双相不锈钢的耐孔蚀和缝隙腐蚀性能超过了AISI316L。
（3）、具有良好的耐腐蚀疲劳和磨损腐蚀性能。
在某些腐蚀介质的条件下，适用于制作泵、阀等动力设备。
低碳贝氏体和马氏体钢低碳贝氏体钢的发展，开辟了获得高强度高韧性低合金钢的途径，这种钢能在热轧状：态直接冷却后得到贝氏体组织，或者仅仅经过正火就可以得到贝氏体组织。
低碳贝氏体钢是以钼钢或钼硼钢为基础，再加入Mn、Cr、Ni，有的在此基础之上又添加微量碳化物形成元素，如Nb、V、Ti 等，从而发展了一系列的锰钼钢、锰镅硼钢、锰铬钼硼钢、锰钼铌钢等。
低碳贝氏体钢中合金元素的作用可归纳为以下几个方面：(1) 利用能使钢在空冷条件下就易于获得贝氏体组织的合金元素，主要就是Mo。
根据含钼钢的奥氏体等温转变曲线来看，Mo 能使铁索体和珠光体的析出线明显右移，但并不推迟贝氏体转变，使过冷奥氏体得以直接向贝氏体转变，在此转变发生之前没有或者只有少量的先共析铁素体析出，而不发生珠光体转变。
(2) 利用微量B 使钢的淬透性明显增加，并使奥氏体向铁素体的转变进一步推迟o(3) 加入其他能增大钢过冷能力的元素(如Mn、Cr、Ni)以进一步保证空冷时足以在较低的温度发生贝氏体转变。
对于较大厚度的钢件来说，简单的铝硼钢往往也不能“淬透”。
(4) 加入强碳化物形成元素以保证细化晶粒，所以不少低碳贝氏体钢中添加V、Nb、Ti 等。
(5) 尽量降低含碳量，因为低碳贝氏体具有良好的韧性，另外也有良好的焊接性。
低碳贝氏体钢的化学成分范围大致是：0. 100-10 -0.200-/0c 、0.60-/0~1.0010 Mn、0. 40-/0 -0.60-/0 Mo、0.001%-0.005%B，此外还可以加入0.40-/0 -0.7%Cr 、0.05% -0. 100-10 V.0.010%~0.0150-/0 Nb (或Ti )等。
低碳贝氏体钢的抗拉强度可达到600_IOOOMPa .屈服强度大于500MPa,目前有的可以达到800MPa。
对于较厚的板材，需要进行正火处理，加热温度为900 - 950C,空冷后能得到良好的综合力学性能是中国发展的低碳贝氏体钢，屈服强度为490MPa 级，主要用于制造容器的板材和其他钢结构。
专利名称：高抗拉强度热轧铁素体贝氏体双相钢及其制造方法专利类型：发明专利
发明人：季长恩,杨瑞青,纪云航,李化龙,李冉
申请号：CN200910169738.X
申请日：20090831
公开号：CN101643880A
公开日：
20100210
专利内容由知识产权出版社提供
摘要：本发明涉及一种抗拉强度≥490MPa的热轧铁素体贝氏体双相钢及其制备工艺，该双相钢包含的组分及其重量百分比分别为：碳0.05～0.15％、硅0.5～1.0％、锰1.0～1.5％、磷≤0.02％、硫≤0.010％、铝0.03～0.05％、氮≤0.0060％、以及余量的Fe和杂质。
该双相钢制备工艺为：对钢锭进行热轧处理后，再按分段冷却工艺进行处理，最后对钢材进行卷取。
本发明双相钢抗拉强度高，扩孔性能和成型性能优良，成本低廉，同时，其制备工艺简单，无需添加贵重的合金元素，且可以通过工艺控制获得不同的强度级别。
本发明可广泛主要应用于汽车车轮和悬挂件等复杂形状零件的成形。
申请人：江苏省沙钢钢铁研究院有限公司
地址：215625 江苏省苏州市张家港市锦丰镇沙钢科技大楼
国籍：CN
代理机构：北京华夏博通专利事务所
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热轧马氏体和贝氏体双相钢扩孔性能及机理陈继平;董玉庆;钱健清;康永林【摘要】对热轧马氏体双相钢和贝氏体双相钢进行扩孔试验,利用金相显微镜和扫描电镜对2种双相钢扩孔裂纹和断面组织进行分析,研究2种双相钢的扩孔开裂机理,并分析预制孔为冲孔时的扩孔率小于预制孔为钻孔时的原因.研究结果表明:热轧贝氏体双相钢断口微观形态的主要特征是韧窝,开裂类型属于穿晶延性断裂.热轧马氏体双相钢断口微观形态的主要特征是舌状花样,开裂类型属于沿晶脆性断裂.预制孔为冲孔时扩孔率较低的主要原因是扩孔过程在圆孔边部产生加工硬化层和毛刺,且加工硬化层起着主导作用,如在扩孔前用砂纸或锉刀去除2mm厚加工硬化层和毛刺,或采用钻孔等方法加工中心孔,其扩孔率将大幅提高.【期刊名称】《中南大学学报（自然科学版）》【年(卷),期】2014(045)002【总页数】6页(P395-400)【关键词】热轧双相钢;扩孔;加工硬化;扩孔机理【作者】陈继平;董玉庆;钱健清;康永林【作者单位】安徽工业大学冶金工程学院,安徽马鞍山,243002;安徽工业大学冶金工程学院,安徽马鞍山,243002;安徽工业大学冶金工程学院,安徽马鞍山,243002;北京科技大学材料科学与工程学院,北京,100083【正文语种】中文【中图分类】TG31近年来，随着汽车向轻量化、节能减排和高安全性方向发展，高性能热轧双相钢以其强度高、屈强比低、初始加工硬化率高、低的屈强比以及连续屈服等优良的冲压和成形性能，被广泛地应用于汽车的保险杠、车门、车轮以及车体的纵向横梁等各种安全零部件中[1−7]。
许多学者对扩孔过程中裂纹形成及扩展机理进行研究。
丁昊等[8]认为铁素体贝氏体双相钢中的裂纹扩展主要是以微孔聚集机制进行，裂纹会通过铁素体贝氏体相界面并剪断铁素体进行扩展。
王卫卫等[9]认为扩孔裂纹的扩展与试验钢成分、微观组织和裂纹尖端形貌有关，扩孔裂纹扩展机制为微孔聚集模式。
李秀华等[10]分析铁素体贝氏体双相钢的断裂类型及断裂机理，认为铁素体贝氏体双相钢在扩孔过程中的断裂类型为韧性断裂，断裂机理为微孔聚集断裂机制。
Fang等[11]阐明了预制圆孔的孔缘是扩孔成形的变形危险区，当该处的伸长变形超过材料的成形极限时，就会导致局部集中变形而产生裂纹或破裂。
文献中主要分析了铁素体贝氏体双相钢的断裂机理，对马氏体双相钢的裂纹扩展和断裂机理以及预制孔加工方法对马氏体双相钢和贝氏体双相钢扩孔性能的影响则没有相关报道。
本文作者通过对扩孔后的热轧贝氏体双相钢和马氏体双相钢试样断口进行金相显微镜和扫描电镜分析，研究热轧双相钢裂纹开裂位置和扩展路径，并分析了预制孔为冲孔时比钻孔时扩孔率高的原因。
1 试验材料和方法采用NHB−30A多功能板料成形机对热轧贝氏体双相钢SPFH590(约25%贝氏体+75%铁素体，质量分数)和马氏体双相钢 MH600DP(约 15%马氏体+85%铁素体，质量分数)进行扩孔试验，试验用热轧贝氏体双相钢SPFH590和马氏体双相钢MH600DP的化学成分和力学性能分别如表1和表2所示。
表1 试验用双相钢的化学成分(质量分数)Table 1 Chemical compositions of dual phase steels %钢种C Si Mn P S SPFH590 ≤0.07 ≤0.50 ≤1.60 ≤0.0150.005 MH600DP ≤0.09 ≤1.30 ≤1.30 ≤0.020 ≤0.015表2 试验用双相钢的力学性能Table 2 Mechanical properties of dual phase steels注：Rm为抗拉强度；ReL为下屈服强度；A80为拉伸试样原始标距为80 mm的伸长率；n为应变硬化指数。
钢种 Rm/MPa ReL/MPa A80/% n SPFH590 591.04 518.58 27.4 0.112 MH600DP 596.35 319.24 31.4 0.2392 扩孔机理采用金相显微镜和扫描电镜从微观角度对扩孔机理进行了研究，并分析了预制孔为冲孔时扩孔性能较差的原因。
2.1 扩孔断口分析在扩孔试样开裂位置附近(包含断口)切取长×宽为10 mm×10 mm的小试样，用酒精进行清洗。
采用JSM−6490LV扫描电镜对裂纹正面进行扫描分析，分析热轧贝氏体双相钢和热轧马氏体双相钢的裂纹走向。
热轧贝氏体双相钢和热轧马氏体双相钢扩孔后裂纹处的SEM照片如图1所示，预制孔为冲孔，凸模为锥模。
由图1可见：热轧贝氏体双相钢裂纹尾部长度短于热轧马氏体双相钢的裂纹尾部长度，且热轧贝氏体双相钢裂纹尾部较曲折，热轧马氏体双相钢较平直。
热轧贝氏体双相钢主裂纹上易滋生二次裂纹，热轧马氏体双相钢上滋生的二次裂纹较少，同时，热轧贝氏体双相钢裂纹起源处圆角较大，热轧马氏体双相钢裂纹起源处较尖。
2.2 金相分析在扩孔试样开裂位置附近(包含断口)切取长×宽为10 mm×10 mm的小试样，镶嵌磨制抛光后用4%硝酸酒精进行腐蚀，采用Leica Axiovert 40MAT金相显微镜观察扩孔裂纹走向。
热轧贝氏体双相钢和热轧马氏体双相钢裂纹尾部处组织如图2所示。
扩孔试验结果表明，热轧双相钢组织对板料的扩孔性能影响较大。
在凸模为锥模、毛刺朝上的条件下，热轧贝氏体双相钢的平均扩孔率为70.82%，热轧马氏体双相钢的平均扩孔率为22.42%，热轧贝氏体双相钢的平均扩孔率大于热轧马氏体双相钢的扩孔率。
热轧马氏体双相钢中的铁素体和马氏体两相之间的力学性能和理化性能的差异较热轧贝氏体双相钢中铁素体和贝氏体两相性能差异大，这种差异导致晶界之间结合力减弱，同时两相变形抗力不等，在挤压力作用下，因变形程度不同产生附加应力导致产生裂纹，这种裂纹常常发生在两相界面处。
热轧贝氏体双相钢两相之间在力学性能和理化性能上的差异没有马氏体双相钢明显，有助于改善硬相的韧性，使两相在塑性变形阶段表现出一定的相容性，变形较为协调，当铁素体产生较大塑性变形时，贝氏体也可能产生屈服，减少了两相界面产生孔洞或微裂纹的几率。
另外，由于铁素体是软相，当孔洞或微裂纹产生在铁素体内时，强度较低的铁素体在应力场的作用下产生较大的塑性变形，减弱了裂纹附近的局部应力集中，从而阻止裂纹扩展，改善了钢材的塑性及抗裂纹扩展性能，扩孔裂纹常常穿过铁素体基体或两相[12−13]。
因此，热轧马氏体双相钢比热轧贝氏体双相钢容易开裂，热轧马氏体双相钢的扩孔性能不如热轧贝氏体双相钢。
图1 热轧双相钢裂纹处和裂纹尾部SEM图Fig. 1 SEM micrographs of crack and crack tail of hot-rolled dual phase steels图2 热轧双相钢裂纹尾部处组织图Fig. 2 Microstructures of crack tail of hot-rolled dual phase steels2.3 断口SEM分析对热轧贝氏体双相钢和马氏体双相钢扩孔试样的断口进行扫描电镜观察，分析热轧马氏体双相钢和热轧贝氏体双相钢的扩孔开裂类型。
热轧贝氏体双相钢和马氏体双相钢扩孔试样的断口形貌如图3所示。
由图3可见：热轧贝氏体双相钢的开裂类型属于穿晶延性断裂，断口微观形态的主要特征是韧窝。
韧窝是由一些大小不等的圆形或椭圆形的凹坑组成，它是材料微区塑性变形产生的显微空隙聚集长大，以至毗邻，材料断裂在断口表面上留下的痕迹。
显微空隙是由于第二相粒子与基体的弹性和塑性性能的差异，塑性变形不一致或第二相粒子本身断裂而形成的。
在晶界、二次相界面、亚晶界夹杂物以及位错堆积区等应变不连续的地方，当整体或局部过载时，均可生成大量的显微空隙[14−16]。
热轧马氏体双相钢的开裂是非微孔聚合型的断裂，开裂类型属于沿晶脆性断裂，断口微观形态的主要特征是舌状花样。
晶界面上一般相当平滑，整个断面上多面体感很强。
2.4 预制孔的加工方法对扩孔性能影响选择热轧贝氏体双相钢来考察预制孔为冲孔和钻孔时对扩孔率的影响，热轧贝氏体双相钢的扩孔性能如表3所示。
预制孔为冲孔(左)和钻孔(右)时的扩孔情况如图4所示。
图3 热轧双相钢断口形貌Fig. 3 Fracture morphology of hot-rolled dual phase steels表3 热轧贝氏体双相钢的扩孔性能Table 3 Hole expansion property of hot-rolled ferrite+bainite dual phase steels试样号厚度/mm 冲孔(锥模) 钻孔(锥模)扩孔率/%1-1 4.0 72.00 149.17 1-2 4.0 60.33 231.23 1-4 4.0 73.50 197.73 1-5 4.0 73.83 212.76由表3可知：在凸模同为锥模的条件下，预制孔为钻孔时的平均扩孔率为197.72%，其扩孔率远大于预制孔为冲孔时的平均扩孔率69.92%。
在热轧贝氏体双相钢和热轧马氏体双相钢试样上进行冲孔，通过观察孔缘和远离孔缘内部组织的差异变化来分析预制孔为冲孔时其扩孔性能较差的原因。
2种双相钢孔缘处和内部的金相组织如图5所示。
由图5可以看出，试样孔缘处晶粒被拉长，呈现一定的方向性。
而远离孔缘处，晶粒呈现等轴状。
冲裁加工使得孔缘处晶粒发生了明显的改变，产生了加工硬化层、表面凸凹不平乃至微小裂纹，这些原因使得试样伸长变形能力大幅下降。
采用HV−1000 Microhardness Tester显微维氏硬度计对扩孔试样进行显微硬度测定，取扩孔试样的1/4进行试验，由中心孔圆弧面垂直向内每间隔1 mm打一点。
维氏硬度测定载荷为0.2 kg，载荷持续作用时间为15 s。
热轧贝氏体双相钢和马氏体双相钢冲孔试样显微硬度如图6所示。
图4 预制孔为冲孔(左)和钻孔(右)时的扩孔试样Fig. 4 Hole expansion samples for pierced hole (left) and drilled hole(right)图5 热轧双相钢孔缘处和内部组织Fig. 5 Microstructures of hot-rolled dual phase steels从图6可以看出：热轧贝氏体双相钢的显微硬度值变化相对较小，热轧马氏体双相钢显微硬度变化较大。
产生此硬度的变化，正是源自冲孔后发生的加工硬化。
此外，通过硬度测试还能发现，冲孔试样的加工硬化区域大概在距圆孔约2 mm之内。
图6 热轧贝氏体双相钢和马氏体双相钢冲孔试样显微硬度曲线Fig. 6 Microhardness curves of pierced samples for hot-rolled ferrite+bainite and ferrite+martensite dual phase steels3 结论(1) 热轧贝氏体双相钢的扩孔率比热轧马氏体双相钢高，原因是热轧马氏体双相钢裂纹扩展相对容易，属于脆性断裂，而热轧贝氏体双相钢属于韧性断裂。
