贝氏体复合组织的疲劳断裂特性
(完整word版)疲劳断裂总结
第三部分疲劳断裂疲劳断裂是金属结构失效的一种主要型式，典型焊接结构疲劳破坏事例表明疲劳断裂几率高，具有广泛研究意义。
疲劳破坏发生在承受交变或波动应变的构件中，一般说来，其最大应力低于材料抗拉强度，甚至低于材料的屈服点，因此断裂往往是无明显塑性变形的低应力断裂。
疲劳断裂过程的研究表明，疲劳寿命不是决定于裂纹产生，而是决定于裂纹增大和扩展。
因此，本章将在介绍疲劳断裂的基本特征和基本概念基础上，利用断裂力学原理着重分析疲劳裂纹的扩展机理、规律、影响因素及疲劳寿命估算。
§3-1疲劳的基本概念在交变载荷作用下，金属结构产生的破坏现象称为疲劳破坏。
为防止结构在工作时发生疲劳破坏传统疲劳设计采用σ―N曲线法确定疲劳强度。
一、应力疲劳和应变疲劳1、应力疲劳在低应力、高循环、低扩展速率的疲劳称为应力疲劳，也叫弹性疲劳。
七特点是在应力循环条件下，裂纹在弹性区内扩展，且裂纹扩展速率低。
2、应变疲劳在高应力、低循环、高扩展速率下的疲劳称为应变疲劳，也叫塑性疲劳。
其特点是应变幅值很高，最大应变接近屈服应变，故疲劳裂纹扩展速率高（达每次循环10-2mm），寿命短（小于104周）。
二、疲劳强度和疲劳极限1、乌勒（Wöhler）疲劳曲线（1）结构在多次循环载荷作用下，在工作应力σ（σmax）小于强度极限σb时即破坏，在不同载荷下使结构破坏所需的加载次数N也不同，表达结构破坏载荷σ和所需加载次数N之间的关系（σ―N）即为乌勒（Wöhler）疲劳曲线。
（2）疲劳曲线在加载次数N很大时趋于水平，若以σ―lgN表示则为两段直线关系（3）图示（略）2、疲劳强度（条件疲劳极限）（1）疲劳曲线上对应于某一循环次数N的强度极限σ即为该循环下的疲劳强度（σr）（2）σr =f（N）σr对应σmax，一般N<1073、疲劳极限（1）结构对应于无限次应力循环而不破坏的强度极限即疲劳极限（2）为σ―lgN疲劳图中的水平渐近线三、应力循环特性1、应力循环中各参数及应力循环特性系数① σmax ―应力循环中最大应力值，σmax=σm+σa ② σmin ―应力循环中最小应力值，σmin=σm-σa ③ σm=（σmax+σmin ）/2--应力循环中平均应力值 ④ σa=（σmax-σmin ）/2―应力循环中应力振幅 ⑤ r=σmin/σmax ―应力循环中应力循环特性系数 2、特殊循环特性(1) 对称交变载荷，r=-1，疲劳强度σ-1 (2) 脉动载荷，r=0，疲劳强度σ0(3) 拉伸变载荷，0<r<1，疲劳强度σr拉伸变载荷σmin 和σmax 均为拉应力，但大小不等，0<γ<1，其疲劳强度用σr ，脚标γ用相应的特性系数表示。
《无碳化物贝氏体钢的显微组织、力学性能和疲劳裂纹扩展行为》范文
《无碳化物贝氏体钢的显微组织、力学性能和疲劳裂纹扩展行为》篇一无碳化物贝氏体钢的显微组织、力学性能与疲劳裂纹扩展行为研究一、引言随着现代工业技术的飞速发展，钢铁材料因其高强度、良好的塑性和韧性，成为工程领域中最常用的材料之一。
其中，贝氏体钢以其独特的组织结构和优异的力学性能，在汽车、航空、机械制造等领域有着广泛的应用。
无碳化物贝氏体钢作为贝氏体钢的一种新型变种，因其高纯净度和高稳定性而备受关注。
本文将对无碳化物贝氏体钢的显微组织、力学性能以及疲劳裂纹扩展行为进行深入的研究与探讨。
二、无碳化物贝氏体钢的显微组织无碳化物贝氏体钢的显微组织主要由贝氏体板条、铁素体基体以及少量的非金属夹杂物组成。
其组织结构的特点是贝氏体板条细小且分布均匀，板条间存在明显的亚结构，如位错墙等。
此外，由于无碳化物的存在，使得钢的纯净度更高，夹杂物数量大大减少。
这种独特的显微组织使得无碳化物贝氏体钢具有优异的力学性能和抗疲劳性能。
三、无碳化物贝氏体钢的力学性能无碳化物贝氏体钢具有高强度、高韧性、良好的塑性和抗疲劳性能。
其强度主要源于贝氏体板条的强化作用和铁素体基体的稳定性。
韧性则得益于细小的贝氏体板条和均匀的组织结构，这些都有利于提高材料的冲击吸收能力和断裂韧性。
此外，由于非金属夹杂物的减少，无碳化物贝氏体钢的抗疲劳性能得到了显著提升。
四、无碳化物贝氏体钢的疲劳裂纹扩展行为疲劳裂纹扩展行为是评价材料抗疲劳性能的重要指标。
无碳化物贝氏体钢在疲劳过程中，由于细小的贝氏体板条和均匀的组织结构，使得裂纹扩展速率较慢。
此外，由于纯净度高，夹杂物少，裂纹在扩展过程中遇到的障碍也较少，从而进一步减缓了裂纹的扩展速度。
同时，铁素体基体的稳定性也有助于抵抗疲劳过程中的裂纹扩展。
五、结论无碳化物贝氏体钢因其独特的显微组织和优异的力学性能，在工程领域具有广泛的应用前景。
其细小的贝氏体板条和均匀的组织结构使得材料具有优异的抗疲劳性能和较低的裂纹扩展速率。
贝氏体钢轨钢材料疲劳裂纹扩展速率的试验
贝氏体钢轨钢材料疲劳裂纹扩展速
率的试验
方法
（1）试验条件
该试验应在室温下进行，将试验样品的受力部分置于紧固的支承上，使其末端自由悬浮，然后施加循环拉伸载荷。
（2）试验步骤
(1) 选取贝氏体标准钢轨试样，经过热处理后，用精密光学显微镜测量轨道表面有无裂纹或明显缺陷；
(2) 使用带有加速度传感器的测力仪，将一定的组合载荷施加到试样上；
(3) 测量每次试验中裂纹的扩张速率，并画出试验图形；
(4) 计算贝氏体钢轨钢材料疲劳裂纹扩展速率。
获得复合组织(马氏体加下贝氏体)的热处理工艺
获得复合组织(马氏体加下贝氏体)的热处理工艺获得复合组织（马氏体加下贝氏体）的热处理工艺是一种在金属材料中调控组织结构的方法。
通过合理的热处理工艺，可以使金属材料具备优异的力学性能和耐磨性。
马氏体和贝氏体是金属材料中常见的两种重要的组织形态，它们对材料的性能有着重要的影响。
马氏体是一种由强化的金属原子组成的针状组织，具有高硬度和强度。
贝氏体则是一种由针状马氏体组成的板条状组织，具有良好的韧性和韧度。
获得复合组织的热处理工艺主要包括以下几个步骤：1. 固溶处理（Austenitizing）：将金属材料加热到足够高的温度，使其完全溶解为奥氏体组织。
这个温度通常处于材料的固溶区域。
2. 快速冷却（Quenching）：将加热至固溶温度的金属材料迅速冷却，以产生马氏体组织。
快速冷却可以通过水淬、油淬或气体淬等方式实现。
3. 时效处理（Tempering）：将冷却至室温的金属材料再次加热到适当的温度区域，保持一定时间后再冷却。
这个过程称为时效处理，目的是退火和弛豫材料，以减少内部应力。
通过以上步骤，可以在金属材料中获得复合组织，即马氏体加下贝氏体。
这种组织具有马氏体的高硬度和强度，同时又具备贝氏体的良好韧性和韧度。
这种组织结构对于一些要求高强度和耐磨性的金属零件和工具非常重要。
需要注意的是，热处理工艺的参数选择和控制对于获得理想的复合组织非常关键。
包括固溶温度的选择、快速冷却速率的控制、时效处理温度和时间的确定等。
每种金属材料的热处理工艺都存在着最佳的参数范围，需要根据具体情况进行优化。
总而言之，获得复合组织（马氏体加下贝氏体）的热处理工艺是金属材料加工中的一个重要技术。
通过合理选择和控制热处理工艺参数，可以在金属材料中获得理想的组织结构，从而达到优异的力学性能和耐磨性。
这对于提高金属零件和工具的性能，提高其使用寿命具有重要意义。
贝氏体转变的主要特征(3篇)
第1篇一、贝氏体转变的概述贝氏体转变是指金属在一定的温度范围内，从奥氏体向贝氏体转变的过程。
在这个过程中，金属的组织结构发生了显著的变化，从而导致金属的性能发生改变。
贝氏体转变主要发生在低碳钢、低合金钢和某些高合金钢中。
二、贝氏体转变的主要特征1. 温度范围贝氏体转变的温度范围较窄，大约在280℃至550℃之间。
在这个温度范围内，奥氏体晶粒开始发生转变，形成贝氏体。
当温度低于280℃时，贝氏体转变速率会显著降低，甚至停止；当温度高于550℃时，贝氏体转变会逐渐向马氏体转变过渡。
2. 组织结构贝氏体转变后，金属的组织结构发生了显著的变化。
具体表现为：（1）奥氏体晶粒细化：在贝氏体转变过程中，奥氏体晶粒逐渐细化，晶粒尺寸减小，有利于提高金属的强度和硬度。
（2）贝氏体形态：贝氏体由贝氏体铁素体和渗碳体（或碳化物）组成。
贝氏体铁素体以片状、针状或羽毛状形态出现，渗碳体以细小的片状或针状形态存在。
（3）贝氏体晶粒尺寸：贝氏体晶粒尺寸与奥氏体晶粒尺寸密切相关。
一般来说，奥氏体晶粒越细，贝氏体晶粒也越细。
3. 性能变化贝氏体转变后，金属的性能发生了显著的变化，具体表现在以下方面：（1）强度和硬度：贝氏体转变后，金属的强度和硬度显著提高。
这是由于贝氏体组织中的贝氏体铁素体和渗碳体相互作用，使得金属的晶粒尺寸减小，晶界增多，从而提高了金属的强度和硬度。
（2）韧性：贝氏体转变后，金属的韧性也得到一定程度的提高。
这是因为贝氏体转变过程中，部分奥氏体晶粒转变为贝氏体铁素体，使金属的组织结构更加均匀，有利于提高金属的韧性。
（3）疲劳性能：贝氏体转变后，金属的疲劳性能得到显著提高。
这是因为贝氏体组织中的贝氏体铁素体和渗碳体相互作用，使得金属的晶粒尺寸减小，晶界增多，从而提高了金属的疲劳性能。
4. 热处理工艺贝氏体转变的热处理工艺主要包括以下两个方面：（1）贝氏体转变温度：贝氏体转变温度对金属的组织结构和性能具有重要影响。
一般来说，贝氏体转变温度越高，贝氏体晶粒越细，金属的强度和硬度越高。
铁素体贝氏体双相钢的变形和断裂特性
材料研究学报２３卷ＣｏｎｔｒｏｌＰｒｏｃｅｓｓ）实验获得具有准多边形／等轴铁素体和贝氏体组织的ＦＢ钢，研究其在单轴拉伸下的变形特性，并利用扫描电镜对拉伸试样颈缩区孔洞或微裂纹的分布及断裂特性作进一步观察分析．１实验方法实验用钢的化学成分（质量分数，％）为：Ｃ０。
０７７，Ｓｉ０．５６，Ｍｎ１．４３，Ｓ０．００２７，ＰＯ．００４９，Ｎ０．００３８．用真空感应电炉熔炼后浇铸成５０ｋｇ的铸锭，再锻造成尺寸为３０ｉｉｉｍＸ１００ｒａｉｎＸ１００ｍｌＴｌ的热轧实验坯料．用Ｇｌｅｅｂｌｅ一１５００热模拟机测出实验钢在冷速为２℃ｓ下的Ａｒ３为７３５℃，用Ｔｈｅｒｍｏ—ｃａｌｃ软件计算出的Ａｅ３为８４８℃．在配有冷却装置的咖４５０ｍｍ轧机上进行ＴＭＣＰ实验，其工艺流程在图１中给出．使用层流喷水方式冷却轧件，通过调节冷却水的流量和水冷设备的组数来控制冷却速度：前一阶段冷却时间为７－９ｓ；后一阶段冷却时间为２－３Ｓ．随后置入保温箱中缓冷至室温，模拟实际生产过程中的板带卷取过程．沿板材的纵向截取标准拉伸试样，用ＣＭＴ５１０５图１实验钢的热轧工艺示意图Ｆｉｇ．１Ｓｃｈｅｍａｔｉｃｒｅｐｒｅｓｅｎｔａｔｉｏｎｏｆｌａｂｏｒａｔｏｒｙｓｉｍｕ—ｌａｔｉｏｎｏｆＴＭＣＰ型微机控制电子万能实验机，测量其力学性能，拉伸速率为３ｍｍ／ｍｉｎ．在ＬＥＩＣＡＱ５５０ＩＷ金相显微镜下观察拉伸前的微观组织，并借助ＯＬＹＣＩＳ图象分析软件测量铁素体的平均晶粒尺寸及第二相的体积分数．用ＳＳＸ５００扫描电镜观察拉伸试样断口的形貌，以及纵剖面上颈缩区内的孔洞和裂纹的分布情况．２结果与讨论２．１铁素体／贝氏体组织的形成从图２可以看出，１号和２号试样的热轧组织主要由铁素体和贝氏体等构成．１号试样中铁素体界面不清晰，呈高度的不规则形状，主要为准多边形铁素体，贝氏体的体积分数约为３０．８％；２号试样中铁素体晶粒多呈等轴状，贝氏体的体积分数约为２１．２％．图３为试样的透射电镜组织，准多边形铁素体和等轴铁素体形貌分别在图３ａ和３ｃ中给出．图３ｂ和３ｄ表明，１号和２号试样中的贝氏体由大致平行的板条铁素体组成，铁素体板条宽度约为０．５—１ｐｍ，这种微细化的贝氏体铁素体板条能提高实验钢的强度和韧性．由图２可知，终轧温度的变化使实验钢组织中铁素体的形貌发生了明显的变化．当终轧温度ＦＲＴ（ｆｉｎｉｓｈｒｏｌｌｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）为８６０℃时，ＦＲＴ高于Ａｅ３，实验钢变形处在奥氏体未再结晶区或奥氏体部分再结晶区，材料经变形获得的组织缺陷和形变能累积作用小，发生铁素体相变的驱动力较小，因此其铁素体应该是在终轧后冷却过程中析出的．由于１号试样第一阶段冷却速度较快，在低的转变温度下，碳原子的扩散过程变得缓慢，使形核的铁素体来不及充分长大，而变成高度不规则的准多边铁素体．当ＦＲＴ降为７７０℃时，低温变形造成了大量的变形带和高密度位错区，使铁素体的临界形核功降低，同时，温度过冷使形核驱动力增加，形核速率急剧上升，在随后的冷却过程中形成细小等轴的铁素体【９］．图２不同终轧温度试样的金相组织Ｆｉｇ．２Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｏｆｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌｓｗｉｔｈｄｉｆｆｅｒｅｎｔｆｉｎｉｓｈｒｏｌｌｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．（ａ）８６０℃（ｓａｍｐｌｅ１）；（ｂ）７７０℃（ｓａｍｐｌｅ２）１期蔡明晖等：铁素体／贝氏体双相钢的变形和断裂特性图３实验钢的ＴＥＭ组织Ｆｉｇ．３ＴＥＭｍｉｃｒｏｇｒａｐｈｓｏｆｔｈｅｓａｍｐｌｅ１，ｑｕａｓｉ—ｐｏｌｙｇｏｎａｌｆｅｒｒｉｔｅ（ａ）ａｎｄｂａｉｎｉｔｉｃｆｅｒｒｉｔｅｌａｔｈｓ（ｂ）ｓａｍｐｌｅ２，ｅｑｕｉａｘｅｄｆｅｒｒｉｔｅ（ｃ）ａｎｄｂａｉｎｉｔｉｃｆｅｒｒｉｔｅｌａｔｈｓ（ｄ）２．２ＦＢ钢单轴拉伸下的变形特性从图４可以看出，与等轴铁素体／贝氏体双相钢相比，准多边形铁素体／贝氏体双相钢的强度较高，但延伸率有所降低．这除了与组织中贝氏体的体积分数有关之外，还与铁素体的形貌及分布有关．由于１号试样中贝氏体的体积分数较高，且铁素体是在较低的相变温度下形成的，所以该试样的强度较高，但塑性略有降低．图４也表明，两种铁素体形态的ＦＢ钢均具有低的屈强比，工程应力应变曲线没有明显的屈服点或屈服点伸长，即表现为连续的屈服特性．ＦＢ钢的这种屈服特性与贝氏体的含量以及组织中可动位错的密度有关【４Ｊ．在金属薄板成形中，硬化指数ｎ值是一个极为重要的成形参数．ｎ值大可以起到变形均匀化、扩展变形区、减少毛坯的局部变薄以及增大极限变形参数等作用．目前，普遍利用Ｈｏｌｌｏｍｏｎ方程在双对数坐标系中计算ｎ值，该方法是假设材料的ｎ值在变形过程中为常数，而实际上多数材料在均匀变形阶段的ｎ值并非常数．因此，即使采用相同的方法，也会因取值范围不同而得到的ｎ值相差较大．为此，由Ｈｏｌｌｏｍｏｎ方程推导出瞬时加工硬化指数ｎ＋值的公式，即：他＋＝（ｅ／ａ）（ｄａ／ｄｅ），探讨了ＦＢ钢的礼＋值随着真应变￡变化的演变规律（图５）．图５表明，在均匀Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇｓｔｒａｉｎ／％图４实验钢的工程应力与应变曲线Ｆｉｇ．４ＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇｓｔｒｅｓｓｖｅｒｓｕｓｓｔｒａｉｎｃｕｒｖｅｓｏｆＦＢｓｔｅｅｌ塑性变形阶段，ＦＢ钢的ｎ＋值随Ｅ增加呈逐渐减小趋势，且佗＋一￡曲线大体可以分为三个阶段：第１阶段ｎ＋值较高；第１Ｉ阶段ｎ＋值随Ｅ增加而缓慢下降；第１ＩＩ阶段ｎ＋值随￡增加而迅速下降．材料的佗＋值随着￡的变化特性与其组织结构特征密切相关．第一阶段的ｎ＋值较高，与贝氏体周围的可动位错使铁素体产生均匀变形有关［１０］．在应变量较小时，位错的运动主要以平面滑移为主，位错硬化机制占主导．此时，铁素体优先发生塑性变形，贝材料研究学报２３卷图５实验钢的真应力和瞬时硬化指数与应变的关系Ｆｉｇ．５Ｔｒｕｅｓｔｒｅｓｓａｎｄｉｎｓｔａｎｔａｎｅｏｕｓｎ－ｖａｌｕｅｖｅ＇ｌ＇ｓｕ８ｔｒｕｅｓｔｒａｉｎｃｕｒｖｅｓｏｆＦＢｓｔｅｅｌ氏体只有弹性变形，必然在两相界处表现出一定的塑性应变不相容，使相界面附近的铁素体中位错塞积缠结．贝氏体的含量越多，位错密度越高，ｎ＋值也就越大．图５也表明，低应变区１号试样的ｎ＋值大于２号试样．随着应变量的增加，形变组织中塞积的位错可能在外加应力作用下穿过障碍，使贝氏体产生一定的塑性变形，可使拉伸变形中产生的局部应力集中得到松弛，使两相之间的应变不协调性降低，从而导致－ｔ＋值随应变的增加而缓慢下降．第１Ⅱ阶段的礼４值迅速下降可能与铁素体进一步变形产生交滑移以及大部分的贝氏体产生屈服有关．２．３ＦＢ钢单轴拉伸下的断裂特性图６为１号和２号试样的拉伸断口形貌．可以看出，１号和２号试样的断口均为延性断口，韧窝呈等轴或抛物线状．１号试样中铁素体主要为准多边形铁素体（图２ａ），Ｒｏｄｒｉｇｕｅｓ等认为１１１】，准多边形铁素体是由扩散控制的相变产物，塑性较好．在裂纹扩展过程中，强度较低的准多边形铁素体在裂纹尖端附近应力场作用下产生较大的塑性变形，减少了应力集中，提高了抗脆性断裂能力．对于２号试样，大部分铁素体为等轴状，且晶粒尺寸细小（图２ｂ）．当裂纹穿过晶界扩展时，晶粒愈细，晶界愈多，裂纹扩展过程中绕曲的次数愈多，扩展所需的能量愈大，钢材的韧性愈好［１２］．在试样的颈缩区内，形成了较多的孔洞和微裂纹（图７），主要产生在铁素体内或Ｆ—Ｂ相界面附近．ＤＰ钢在拉伸断裂的颈缩过程中，孔洞或微裂纹主要产生在Ｆ＿Ｍ或Ｍ—Ｍ相界面附近盼１４］，其抗裂纹扩展能力较差主要与裂纹沿两相界面传播有关．但是，贝氏体完全或部分取代ＤＰ钢中的马氏体，即形成ＦＢ钢或Ｆ＋Ｂ＋Ｍ复相钢，材料具有更好的韧性．这是由于图６实验钢拉伸后的断口扫描照片Ｆｉｇ．６Ｆｒａｃｔｕｒｅｓｕｒｆａｃｅｏｆｔｈｅｓａｍｐｌｅｓ，（ａ）ｓａｍｐｌｅ１，（ｂ）ｓａｍｐｌｅ２图７拉伸断口纵剖面处的扫描照片Ｆｉｇ．７Ｆｒａｃｔｕｒｅｓｕｒｆａｃｅｏｆｔｈｅｓａｍｐｌｅｓ，（ａ）ｓａｍｐｌｅ１，（ｂ）ｓａｍｐｌｅ２铁素体/贝氏体双相钢的变形和断裂特性作者：蔡明晖， 丁桦， 张建苏， 李龙， 唐正友， CAI Minghui， DING Hua， ZHANG Jiansu ， LI Long， TANG Zhengyou作者单位：蔡明晖,丁桦,唐正友,CAI Minghui,DING Hua,TANG Zhengyou(东北大学材料与冶金学院,沈阳,110004)， 张建苏,ZHANG Jiansu(上海宝钢集团公司技术中心,上海,201900)， 李龙,LILong(日本国立材料科学研究所,东京,305-0047)刊名：材料研究学报英文刊名：CHINESE JOURNAL OF MATERIALS RESEARCH年，卷(期)：2009，23(1)被引用次数：0次1.A.Kumar.S.B.Singh.K.K.Ray Influenceof bainite/maxtensite-content on the tensile properties of low carbon dual-phase steels 20082.康永林现代汽车板的质量控制与成形性 19993.M.Takahashi Development of high strength steels for automobiles 20034.A.Barbacki The role of bainite in shaping mechanical properties of bainite 19955.XU Pingguang.FANG Hongsheng.BAI Bingzhe.WANG Zhenjia,YANG Zhigang,HUANG Jinfeng New duplex microstructure of grain boundary allotriomorphic ferrite/granular bainite[期刊论文]-Journal of Iron and Steel Research International 2002(02)6.XU Pingguang.BAI Bingzhe.FANG Hongsheng.WANG Zhenjia,WANG Jianping,PAN Yongkun Development of grain boundary allotriomorphic ferrite/granular bainite duplex steel[期刊论文]-Journal of University of Science and Technology Beijing 2003(02)7.李龙.丁桦.杜林秀.宋红梅.郑芳仿晶界型铁素体/贝氏体低碳锰钢的组织和力学性能[期刊论文]-金属学报2006(11)8.李龙.丁桦.温景林.宋红梅.张丕均铁素体/贝氏体复相组织低碳钢的力学特性[期刊论文]-材料研究学报2007(05)9.许云波.于永梅.吴迪.王国栋低温变形Nb微合金钢铁素体相变的数学模型[期刊论文]-材料研究学报 2006(02)10.马鸣图双相钢-物理和力学冶金 198811.P.C.M.Rodrigues.E V.Pereloma.D.B.Santos Mechanical prosperities of an HSLA bainitic steel subjected to controlled rolling with accelerated cooling 200012.钱志平材料的变形与断裂 198913.M.Erdogan The effect of new ferrite content on the tensile fracture behavior of dual phase steels 200214.K.Hasegawa.K.Kawamura.T.Urabe.Y.Hosoya Effects of microstructure on stretch-flange-formability of 980 MPa grade cold-rolled ultra high strength steel sheets 2004(03)15.M.F.Shi.孙忠明双相钢和低合金高强度钢成形性能的对比[期刊论文]-世界钢铁 2002(04)1.期刊论文郑为为.姜丰.孙祖庆.张艳.ZHENG Weiwei.JIANG Feng.SUN Zuqing.HANG Yan铝硅合金化低碳钢多道次变形的组织演变与力学性能-热加工工艺2008,37(2)利用热模拟试验研究了铝硅合金化低碳钢多道次变形及连续冷却过程的组织演变.实验结果表明,通过多道次轧制和控制冷却工艺可以得到细晶铁素本文链接：/Periodical_clyjxb200901017.aspx授权使用：天津钢铁集团有限公司(tjgtjt)，授权号：62e5e02e-fc0b-4be9-86a6-9e8b00e96863下载时间：2011年2月15日。
轴承套圈的贝氏体淬火简介
3 贝氏体等温淬火3.1 贝氏体淬火的组织与力学性能高碳铬轴承钢经下贝氏体淬火后，其组织由下贝氏体、马氏体和残余碳化物组成。
其中贝氏体为不规则相交的条片，条片为碳过饱和的α结构，其上分布着与片的长轴成55~60°的粒状或短杆状的碳化物，空间形态为凸透镜状，亚结构为位错缠结，未发现有孪晶亚结构。
贝氏体的数量及形态因工艺条件不同而各异。
随淬火温度的升高，贝氏体条变长；等温温度升高，贝氏体条变宽，碳化物颗粒变大，且贝氏体条之间的相交的角度变小，逐趋向于平行排列，形成类似与上贝氏体的结构；贝氏体转变是一个与等温转变时间有关的过程，等温淬火后的贝氏体量随等温时间的延长而增加[5,19]。
高碳铬轴承钢下贝氏体组织能提高钢的比例极限、屈服强度、抗弯强度和断面收缩率，与淬回火马氏体组织相比，具有更高的冲击韧性、断裂韧性及尺寸稳定性，表面应力状态为压应力。
高的门坎值ΔKth和低的裂纹扩展速度da/dN则代表贝氏体组织不易萌生裂纹，已有的裂纹或新萌生的裂纹也不易扩展[2,19,20]。
一般认为,全贝氏体或马/贝复合组织的耐磨性和接触疲劳性能低于淬火低温回火马氏体，与相近温度回火的马氏体组织的耐磨性和接触疲劳性能相近或略高。
但润滑不良条件下(如煤浆或水这类介质)，全BL 组织呈现出明显的优越性，具有比低温回火的M组织还要高的接触疲劳寿命，如水润滑时全BL组织的L10=168h，回火M组织的L10=52h[21]。
3.2生产应用3.2.5应用效果BL组织的突出特点是冲击韧性、断裂韧性、耐磨性、尺寸稳定性好，表面残余应力为压应力。
因此适用于装配过盈量大、服役条件差的轴承，如承受大冲击负荷的铁路、轧机、起重机等轴承，润滑条件不良的矿山运输机械或矿山装卸系统、煤矿用轴承等。
高碳铬轴承钢BL 等温淬火工艺已在铁路、轧机轴承上得到成功应用，取得了较好效果。
(1)扩大了GCr15钢应用范围，一般地GCr15钢M淬火时套圈有效壁厚在12mm以下，但BL淬火时由于硝盐冷却能力强，若采用搅拌、串动、加水等措施，套圈有效壁厚可扩大至28mm左右。
材料的强韧化途径——马氏体-贝氏体复相热处理
材料的强韧化途径——马氏体-贝氏体复相热处理作者：唐波来源：《师资建设》 2014年第6期文/重庆工业职业技术学院唐波随着对材料强韧性要求的提高，对于现有一般规律的钢铁材料，只通过正常的淬火和回火工艺，用牺牲强度的方式来换取强韧性配合已不能适应对材料的要求。
为充分发挥材料潜力，探索材料在强度不降低或降低不多的前提下，韧性大幅度提高的方法已越来越有必要。
目前，用复相组织来实现强韧化的研究在国内外已越来越受到重视，并已取得了显著成果。
复相热处理是将钢处理成不同比例、形貌和分布的两相混合组织的一种热处理工艺。
在复合组织中，每个组成相都可以发挥其自身的特点，使复合组织具有两个组织相的优点，而且如果两个组织相组成的比例适当，其性能将优于混合定则。
大量实验和实践表明，当马氏体中含有适当数量，并以适当的形态和大小合理地分布的残余奥氏体、铁素体或贝氏体时，常能使材料在具有高强度的同时，不同程度地提高其塑性和韧性，有的效果相当显著，达到马氏体单相组织通过回火所无法具有的更佳的强韧配合。
[1-3]在位错强化、细晶强化、固溶强化和弥散强化等材料强化途径中，细晶强化是一种强度和韧性都同时提高的方法，也就是说凡是细化马氏体领域、束、板条尺寸及亚结构的热处理，都能有效提高钢的强韧性。
根据这样的强韧化原则，建立了在马氏体上存在适量第二相以改善材料强韧性的研究，并使马氏体-贝氏体复相热处理成为了有效改善钢的强韧性，充分发挥材料潜力的热处理新领域。
[2-4]一、马氏体-贝氏体复相热处理的材料一般而言，中、低强度材料的塑性、韧性比较富裕，而高强度、超高强度钢的塑性韧性则嫌不足，因此无论中、低强度钢和高强度、超高强度钢，对马氏体-贝氏体复相热处理都比较重视[5-8]。
经研究发现，在适当提高塑韧性的同时，高强度钢的多冲失效抗力与疲劳强度的改善比低强度钢显著提高，而这将直接影响零件或结构的使用寿命。
因此，高强度、超高强度钢的马氏体-贝氏体复相热处理的研究已受到相当程度的重视并已在生产上取得显著效果。
奥氏体—贝氏体复相组织疲劳断裂性能研究
奥氏体—贝氏体复相组织疲劳断裂性能研究
刘文言;黄敬信
【期刊名称】《机械工程材料》
【年(卷),期】1997(021)002
【摘要】中碳低合金钢经等温自理获得奥氏体－贝氏体复相组织，具有很高的强
韧性。
本文研究了其疲劳寿命及疲劳裂机理，并与ＡＩＳＩ４３４０钢进行了比较；分析了残余奥氏地疲劳性能的影响，探讨了复相组织中疲劳裂纹的萌生机理及扩展行为。
【总页数】3页(P27-29)
【作者】刘文言;黄敬信
【作者单位】中国航天工业总公司航天材料及工艺研究所;中国矿业大学
【正文语种】中文
【中图分类】TG142.33
【相关文献】
1.奥氏体-贝氏体复相组织形态的研究 [J], 阎秉钧;马勤
2.奥氏体-贝氏体复相组织在模具钢中的应用研究 [J], 阎秉钧;马勤
3.马氏体-贝氏体-奥氏体复相基体高硅碳比中铬铸铁及马氏体基体高铬铸铁磨损特性的研究 [J], 李卫;朴东学;姜炳焕
4.65Cr5Mo3W2VSiTi钢马氏体-贝氏体复相组织的冲击疲劳性能研究 [J], 田保红;吴磊;郑世安;李谦;栗红照;袁可
5.奥氏体形变对仿晶界型铁素体/粒状贝氏体复相钢组织和强韧性能的影响 [J], 王建平;杨志刚;白秉哲;方鸿生;冯勇;徐洪庆
因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
《无碳化物贝氏体钢的显微组织、力学性能和疲劳裂纹扩展行为》范文
《无碳化物贝氏体钢的显微组织、力学性能和疲劳裂纹扩展行为》篇一无碳化物贝氏体钢的显微组织、力学性能及疲劳裂纹扩展行为研究一、引言随着现代工业的飞速发展，对材料性能的要求日益提高。
无碳化物贝氏体钢作为一种新型的钢铁材料，因其优异的力学性能和良好的耐腐蚀性，在汽车、航空航天、石油化工等领域得到了广泛的应用。
本文旨在探讨无碳化物贝氏体钢的显微组织、力学性能以及其疲劳裂纹扩展行为，为该类钢的进一步应用提供理论依据。
二、无碳化物贝氏体钢的显微组织2.1 贝氏体相的形成与特点无碳化物贝氏体钢在相变过程中会形成贝氏体相。
这种相的特点是具有高密度位错和亚结构，其形态多为针状或板条状。
与传统的碳钢相比，无碳化物贝氏体钢的贝氏体相具有更细小的晶粒尺寸和更复杂的亚结构。
2.2 显微组织的观察与表征通过透射电子显微镜（TEM）和高分辨透射电子显微镜（HRTEM）等手段，可以观察到无碳化物贝氏体钢的显微组织。
这些观察手段能够清晰地展示出贝氏体相的形态、尺寸以及与其他相的界面结构，为进一步研究其性能提供了基础。
三、无碳化物贝氏体钢的力学性能3.1 强度与硬度无碳化物贝氏体钢具有较高的强度和硬度。
这主要归因于其细小的晶粒尺寸和复杂的亚结构，使得材料在受力时能够有效地阻碍位错的运动。
3.2 韧性除了强度和硬度外，无碳化物贝氏体钢还具有较好的韧性。
其优良的韧性主要得益于材料中均匀分布的贝氏体相和其它强化相，能够在保证材料强度的同时，有效地吸收和分散裂纹扩展的能量。
3.3 疲劳性能无碳化物贝氏体钢在循环载荷作用下表现出良好的疲劳性能。
这主要归因于其优异的力学性能和良好的应力分布能力，使得材料在循环载荷下能够有效地抵抗裂纹的萌生和扩展。
四、无碳化物贝氏体钢的疲劳裂纹扩展行为4.1 裂纹扩展速率无碳化物贝氏体钢的疲劳裂纹扩展速率较低。
这是由于其具有优异的力学性能和良好的应力分布能力，能够在裂纹扩展过程中有效地吸收和分散能量，从而减缓裂纹的扩展速度。
粒状贝氏体复相组织的韧性
Ｕｎｖ ｒｉ ， ｉ ｎ ０ ０ ４ ｉｅｓｔ Ｂｅｊ ｇ １ ０８ ｙ ｉ
Ｃ ｒｅｐ ｎ ｅ ｔ ＸＵ ｎ ｇ ａ ｇ ｅ （１）２ ７９ ６ ａ ；（ｍ）ｅ ７ ｓ Ｅ ｍａｌ 瑚 ＠２ ． ｅ ｏｒｓｏ ｄ ｎ ： Ｐｉｇ ｕ ｎ ．Ｔ ｈ ０ ０６ ７２ ７ Ｆ ｘ ｏ ｓ７ Ｈ ｏ － ｉ ： ｎｔ
第３ ８卷
第 ３期
仓 扁 学 垃
ＡＣＴＡ ＥＴＡ ＬＬＵＲＧ Ｉ Ｍ ＣＡ Ｉ Ｉ Ｓ Ｎ ＣＡ
． Ｖｂ ． ８ Ｎ ｏ ３ １３ ２ ５ ２０ Ｍ ａ ． ２ ０ ＰＰ．５ － ６ ｒ ０２
５— ６ ２０ ０ ２年 ３ 月 ２ ５ ２ ０ 页
仿晶界型铁素体 ／ 粒状贝氏体 复相组织的韧性
转炉钢经过板坯连铸 （ 坯厚 １０ｍｍ）再热轧初轧 １ ８ ， ５道
次．精 轧 １ ６道次成 １ ２ｍｍ 钢板 后空冷 至 ２０℃左 右堆 ５
垛缓冷．同 样得到 Ｆ Ｂ ／ ｇ Ｇ Ａ Ｂ 复相 组织， 记为 Ａ ． ５ ３在 ０
吨万能试验机上进行横向试样的拉抻实验， 拉伸夹头速度
为 ６ｍ ／ ｉ ｍ ｍ ｎ；示波冲击实 验在 Ｊ Ｓ３０１型 Ｃ Ｊ０ － 数字化 冲击试验机上进行， 头初始冲 锤 击速度约为 ５ ２ ／， ． ｓ结 ５ｍ 果分折参考国际标准 ＩＯ １５６ ］ 用Ｒｇｋ ／ ａ－ Ｓ ４５Ｉ． ｓ ｉ ｕＤ ｍ ｘ ａ
ａ ｓ ｎ ｅ－ ａｔ ｓ ｅａ ｓ ｎ ｅ ｏ ｓｔｅｔ ｈｓ ｅ ａ ｌｔｍ ｅｉ ｅｔ ｎｔｅ －ｒｎｆ ｍ ｄ ｕｔ ｉ －ｍ ｒ ｎｉ—ｕｔ ｉ ｎｔ ｕｎ） ａ ｃｒ ｉ ｓ ￣ ｅ ｐ ｒ ｅ ｃ ｏ ｔ ｓ ｒ ｅ ｅｔ － ￣ ｅ ｔ ｅ ｔｃ ｉ ｔｎｅ １ ｒ 下轧成 １ ３ ＿３ ＿２ １ ＿１Ｅ２ｍｍ） ２ｍｍ 厚铜板， ． Ｉ 需 巳ｌ ＿
《2024年无碳化物贝氏体钢的显微组织、力学性能和疲劳裂纹扩展行为》范文
《无碳化物贝氏体钢的显微组织、力学性能和疲劳裂纹扩展行为》篇一无碳化物贝氏体钢的显微组织、力学性能与疲劳裂纹扩展行为摘要：本文系统研究了无碳化物贝氏体钢的显微组织特征、力学性能及疲劳裂纹扩展行为。
通过对钢种微观结构与机械性能的深入分析，旨在理解并提升此类钢种在工程应用中的综合性能。
一、引言无碳化物贝氏体钢因其优良的机械性能和耐腐蚀性，在诸多工程领域得到了广泛应用。
该类钢种的显微组织和力学性能对其在复杂环境下的应用性能至关重要。
因此，本文将重点探讨其显微组织、力学性能及疲劳裂纹扩展行为。
二、显微组织特征无碳化物贝氏体钢的显微组织主要由贝氏体相、铁素体相以及少量其他相组成。
贝氏体相具有典型的板条状形态，通过高倍显微镜观察可见其形态规整、排列有序。
此外，由于钢中碳元素的含量较低，故没有明显的碳化物形成。
铁素体相则具有更为复杂的结构，主要取决于热处理过程和合金元素含量。
三、力学性能分析1. 硬度与强度：无碳化物贝氏体钢具有较高的硬度和抗拉强度，这主要归因于其精细的显微组织结构。
2. 韧性：该类钢种展现出良好的韧性，能够有效抵抗冲击和断裂。
3. 延展性：在保持高强度的同时，该钢种仍具有良好的延展性，使其在承受复杂应力时不易断裂。
四、疲劳裂纹扩展行为无碳化物贝氏体钢在循环载荷作用下表现出良好的抗疲劳性能。
通过疲劳试验发现，其裂纹扩展速率较慢，这得益于其优良的显微组织结构和良好的力学性能。
此外，该类钢种在裂纹扩展过程中表现出较好的韧性，能够有效吸收能量，减缓裂纹扩展速度。
五、结论通过对无碳化物贝氏体钢的显微组织、力学性能及疲劳裂纹扩展行为的研究，我们对其综合性能有了更为深入的理解。
该类钢种具有优良的显微组织结构、高硬度和强度、良好的韧性和延展性以及出色的抗疲劳性能。
这些特点使其在工程领域具有广泛的应用前景。
未来研究方向可集中在优化热处理工艺、调整合金元素含量以及探索新的表面处理技术等方面，以进一步提升无碳化物贝氏体钢的综合性能。
新型贝氏体钢的组织和冲击疲劳性能研究
摘要 ： 通过显微组织观察 和冲击疲劳实验 ， 研究 了不同热处理新型 贝氏体钢 的组织 和 冲击疲 劳性能 结 果表 明： 型贝 新 氏体 钢正火低温 回火 的组织 由贝 氏体铁素体和奥氏体组成 ， 淬火低温 回火组织为 回火 马氏体和残余 奥氏体 ， 正火 低温 回
火热处理 的冲击疲 劳寿命高于淬火低温 回火热处理 的冲击 疲劳寿命 。分 析 了多 冲疲劳裂纹 扩展 的行 为 ， 讨论 了正火低
ｎｏ ｍａ ｉｉ ｇ ａ ｏｗ ｅ ｐ ｒ ｔ ｒ ｅ ｒ ｌｚｎ ｎｄ ｌ ｔ ｍ ｅ ａ ｕ ｅ ｔ ｍｐｅ ｉ ｓ ｄｉｃ ｓ ｅ ． ｒｎｇ ｗａ ｓ ｕ ｓ ｄ
Ｋｅ ｒ ｓ ｎ ｗ ｙ ｅｂ ｉｉｉ ｓｅ ｌｍ ｉｒ ｓｒ ｃ ｕ ｅ； ｐ ｃ ａ ｉ ｕ ｙｗｏ ｄ ： ｅ ｔ ｐ ａｎｔｃ ｔ ｅ ； ｃｏ ｔｕ ｔ ｒ ｉ ａ ｔｆｔｇ ｅ ｍ
～
２ ０Ｓ ，． ～２ ５Ｍｎ ０ ６ ． ｒＭｏ适量 。贝 氏 ． ｉ１ ８ ． ， ． ～１ ０Ｃ ，
体 钢 的 生 产 工 艺 过 程 ： ５０ ｇ电 炉 炼 钢 、 铸 、 用 ０ｋ 模 退 火、 锻造 成直 径 为 ￣８ ４ ｍｍ 的棒 料 。
ｏ ｓ ｒ ａ ｉ ｎ ｏ ｃ ｏ ｔ ｕ ｔ ｒ ｎ ｍｐ ｃ ａ ｉ ｕ ｅ ｔ ａ ｉｆ ｒ ｎ ｅ ｔｔ ｅ ｔ ｅ ｔ Ｔｈ ｅ ｕ ｔ ｈ ｗｅ ｂ ｅ ｖ ｔ ｆｍｉｒ ｓ ｒ ｅ ｕ ｅ ａ ｄ ｉ ａ ｔｆ ｔ ｅ ｔ ｓ ｔ ｄ ｆｅ ｅ ｔ ｈ ａ ｒ ａ ｍ ｎ ． ｏ ｇ ｅ ｒ ｓ ｌｓ ｓ ｏ ｄ
温 回火提高冲击疲 劳的原因。 关键词 ： 新型贝氏体钢 ； 组织 ； 冲击疲 劳
中 田 分 类 号 ： Ｇ１５ ５ Ｔ １ ． 文献标识码 ： Ａ 文 章 编 号 ：１０ —３ １ ２ ０ ） ２０ ０ —３ ０ １４ ８ （０ ６ １－０ ８０
焊接热循环下Q690CF钢的贝氏体相变特征与断裂微观机制
焊接热循环下Q690CF钢的贝氏体相变特征与断裂微观机制自从焊接技术被广泛应用于钢铁材料结构件的制造以来,焊接接头的组织演变以及相关性能的变化一直是焊接冶金领域的研究热点。
由于焊接热循环(主要指熔化焊)具有加热速度快、峰值温度高和不均匀冷却等特征,导致焊接接头容易产生一些缺陷,在服役过程中更容易引发灾难性的事故。
尤其对于高强钢来说,焊接组织冲击韧性、抗氢致裂纹等性能的恶化严重制约了钢种的实际应用。
从相变基础理论研究入手系统地剖析焊接热循环过程中的相变行为和热影响区(HAZ:heat affected zone)的断裂微观特征对钢种焊接体系设计具有重要的指导意义。
基于此,本文围绕一类低碳多元微合金化的高强度贝氏体钢(CF钢crackfree steel)进行了系统研究。
首先研究了等温贝氏体不完全相变现象。
在贝氏体相变温度区间,出现两种不同相变行为的动力学曲线。
基于Johnson-Mehl-Avrami总体相变动力学现象模型以及相变体激活能的计算等诠释了贝氏体相变机制：随着相变的进行,相变动力学主要由界面迁移控制机制向碳元素扩散控制机制转变。
贝氏体不完全相变现象可以出现在两种不同情形下：一种是相变驱动力较小时(即等温温度接近于贝氏体相变上平台温度Th时),碳与固溶元素的耦合固溶拖拽效应短暂抑制了相变的进行；另一种是碳在剩余奥氏体中的富集降低了其化学Gibbs自由能,当剩余奥氏体与产物相的Gibbs自由能相等时,贝氏体相变停止。
定量分析了奥氏体晶粒尺寸对连续冷却相变规律的影响。
在相同冷却制度下,细小原始奥氏体晶粒可以降低相变临界温度,提高平均相变速度,获得了HAZ中亚区之间的相变顺序。
采用电子背散射衍射(EBSD)技术分析了焊接热循环下部分贝氏体相变组织的晶体学取向特征：初生贝氏体板条与母相以及相邻奥氏体的取向关系均接近经典的Kurdjumov-Sachs (K-S)取向关系,这种变体选择降低了贝氏体的形核阻力。
贝氏体相关问题的讨论
贝氏体相关问题的讨论1 贝氏体转变过程及工艺实现众所周知，钢在共析点（727℃）以上是奥氏体，共析点以下看情况，会形成多种组织，常见的有三种，即珠光体、贝氏体、马氏体。
具体形成哪种组织，是依冷却速度和保温温度而定的。
在生产实践中，贝氏体处理的工艺千变万化，但万变不离其宗，其均可归纳为这样一个过程：一，用某种办法将钢的温度提升到共析点以上的某一温度；二迅速地将钢从该温度冷却到贝氏体转变温度区间内持续保温。
可以看出，其整套工艺含有三个关键的参数，分别是(1) 将钢提升到共析点以上的哪个温度合适？(2) 在贝氏体转变温度区间内如何选择那个持续保温的温度点？(3) 以多快的冷却速度将钢冷却到这个保温温度点？具体情况具体分析，要想精确地确定上述三个参数，还要视具体钢种，以及贝氏体组织的具体性能指标而定。
2 贝氏体转变温度钢中三种常见组织，珠光体、贝氏体、马氏体，均存在一个转变温度范围。
珠光体转变温度最高，马氏体最低，而贝氏体则介于两者之间，算是一种中低温转变。
贝氏体可细分为上、下贝氏体，而上贝氏体还可再细分成B1,B2,B3三种。
一般认为，Ms点-350℃范围内形成下贝氏体（准确说法是以下贝氏体为主），400℃以上，形成上贝氏体（准确说法是以上贝氏体为主）。
贝氏体的转变温度，往上可以一直达到600℃。
若转变温度在350-400℃之间，则两种兼有，是上、下两种贝氏体的复合组织。
在生产实践中，在如此宽的温度范围内，具体选择何温度作为等温处理的温度要依铸件的性能指标而定。
上贝总体呈羽毛状，硬度在HRC35-45，机械性能较低，除特殊情况外，一般不被应用。
下贝呈针状，硬度在HRC55左右，耐磨性好，还具有优良的强度和韧性，缺口敏感性和脆性转变温度较低，具有很高的实用价值。
一般做贝氏体处理均需要得到这种组织。
此时，等温温度不得高于400℃。
除上贝和下贝外，还有两种在特殊钢种中出现的特殊形态的贝氏体，即无碳贝氏体和粒状贝氏体。
新型低碳贝氏体钢的力学性能及腐蚀疲劳性能
（Ｓ ｈ ｏ ｕ ｇ ａ ｎ ｇ Ｒ ｅ ｓ ｅ ａ ｒ ｃ ｈ Ｉ ｎ ｓ ｔ ｉ ｔ ｕ ｔ ｅ ｏ ｆ Ｔ ｅ ｃ ｈ ｎ ｏ ｌ ｏ ｇ ｙ ）
Ｍｏ ｒ ｅ ｏ ｖ ｅ ｒ ， Ａ ｓ ｔ ｅ ｅ ｌ ｔ ｌ ｌ ｍｏ ｒ ｅ ｓ ｉ ｌ ｉ ｃ ｏ ｎ ｃ ｏ ｎ ｔ ｅ ｎ ｔ ｓ ｈ ｏ ｗｓ ｓ ｕ ｐ ｅ ｉｏ ｒ ｒ ｄ ｕ ｃ ｉ ｔ ｌ ｉ ｙ ，ｔ ｔ ｏ ｕ ｇ ｈ ｎ ｅ ｓ ｓ ，ａ ｎｄ ｃ ｏ ｒ ｒ ｏ ｓ ｉ ｏ ｎ
新 型 低 碳 贝 氏体 钢 的 力 学性 能及 腐 蚀 疲 劳 性 能
易
摘 要
敏 陈
涛 王立峰 佟
倩
（ 首钢技 术研 究 院）
研究 了 Ａ钢和 Ｂ钢 ２种具 有不 同硅含量 的新型低碳贝 氏体钢在不 同热处理条件下 的力学性 能 ， 并
研 究了其在 自来水和盐水腐蚀介 质下 的腐 蚀疲 劳性能 。结 果表 明，Ａ 钢和 Ｂ钢轧材 的组织 均为粒 状 贝 氏 体 ，具有 良好的强韧塑综合力学性能 。Ａ钢 和 Ｂ钢轧材经过正火 ＋回火处理后 ，残余 奥氏体含 量减 少 ，但 残余奥 氏体 的稳定性提高 ，表现 了更优异 的综合力学 性能 ；回火 贝氏体组织表 现 了更优 异 的综 合力学 性能
ｆ ａ ｔ ｉ ｕｅ ｇ ．
Ｋｅ ｙ Ｗｏ ｒ ｄ ｓ ｌ ｏ ｗ ｃ ａ ｒ ｂ ｏ ｎ ｂ ａ ｉ ｎ ｉ ｉｃ ｔ ｓ ｔ ｅ ｅ ｌ ， ｈｅ ａ ｔ ｔ ｒ ｅ ａ ｔ ｍｅ ｎ ｔ ｍｉ ｃ ｒ ｏ ｓ ｔ ｒ ｕ ｃ ｔ ｕ ｅ ， ｍｅ ｒ ｃ ｈ ａ ｎ ｉ ｃ ｌ ｐ ａ ｒ ｏ ｐ ｅ ｒ ｔ ｙ，
疲劳断裂的特征分类及基础知识
疲劳断裂的特征分类及基础知识疲劳断裂是一种在重复加载条件下发生的一种损伤形式，可以导致金属及其合金材料的破坏。
疲劳断裂是由于应力集中、材料缺陷、环境影响等多种因素引起的。
以下是对疲劳断裂特征分类及基础知识的详细分析。
1.纵向疲劳断裂：当材料受到拉伸或压缩的加载时，在垂直于加载方向的平面上发生断裂，形成纵向疲劳断裂。
2.横向疲劳断裂：当材料受到扭转或剪切的加载时，在平行于加载方向的平面上发生断裂，形成横向疲劳断裂。
3.中心断裂：当材料受到拉伸或压缩的加载时，在距离加载部位较远的位置发生断裂，这种断裂称为中心断裂。
4.表面断裂：当材料受到磨损、腐蚀等外部因素的影响时，在材料表面形成断裂，这种断裂称为表面断裂。
1.疲劳载荷：是指在一个周期内作用于材料上的变化载荷，其特点是频率较高、幅值较小。
常见的疲劳载荷有交变载荷、脉动载荷和随机载荷等。
2.疲劳寿命：是指材料在一定的应力水平下承受疲劳载荷的循环次数，即能够承受多少次循环载荷而不发生疲劳断裂。
3.S-N曲线：是一种用来描述材料的疲劳性能的荷载寿命曲线。
它描述了应力幅值和循环次数之间的关系，一般呈现出下降递减的趋势。
4.疲劳裂纹：是指在材料使用过程中形成的裂纹。
疲劳裂纹的出现是由于材料在应力循环中发生屈服，导致局部塑性变形，从而形成裂纹。
5.疲劳断裂预测：为了避免材料在使用过程中发生疲劳断裂，科学家和工程师会进行疲劳断裂预测。
这个过程包括材料的疲劳性能测试、疲劳寿命预测和结构设计等。
总结起来，疲劳断裂是一种由应力集中、材料缺陷和环境影响等引起的金属材料破坏形式。
根据断裂的位置和形状可以将其分类为纵向疲劳断裂、横向疲劳断裂、中心断裂和表面断裂。
了解疲劳载荷、疲劳寿命、S-N曲线、疲劳裂纹以及疲劳断裂预测等基础知识有助于理解和预防疲劳断裂的发生。
研究和应用这些知识对于材料的设计和使用至关重要。
第5章 疲劳断裂 第2节 疲劳裂纹萌生
•平面应力状态，易于滑移
PSB结构与性质
基体位错结构
驻留滑移带：循环硬化饱和的材料，滑移过程局部化结果。
PSB比基体软，在循环应力应变曲线中，PSB承担全部应变。
什么是PSB? Cu单晶表面PSB
PSB处萌生裂纹
裂纹萌生其它方式 晶界开裂模型
沿晶界的疲劳裂纹
位移 模型
第1阶段扩展机制
•腐蚀环境 •高温条件 •晶间应力
晶界开裂模型
晶界萌生疲劳裂Leabharlann 的必要条件• 晶界位相差大 • 滑移角度 • 晶界角度大
晶内滑移系
晶界与表面交线
疲劳裂纹其他萌生方式
4030钢疲劳裂纹
第二相界面开裂
所有裂纹形成方式均与滑移有 关！！！
疲劳裂纹扩展
第1阶段扩展机制
塑性 钝化 模型
第6章 疲劳断裂
第1节 疲劳裂纹的萌生
循环硬化与软化
恒定应变幅下实验 循环硬化
恒定应变幅下实验 循环软化
描述循环硬化、软化的方法
• 裂纹萌生前组织结构变化； • 裂纹萌生；
交变载荷下组织结构的变化 位错密度： 晶粒碎化；
驻留滑移带；
挤入、挤出；
裂纹萌生
位置：表面
•受力最大；
•应力集中；
第二相界面开裂
所有裂纹形成方式均与滑移有 关！！！
4030钢疲劳裂纹
沿孪晶界形成疲劳裂纹
挤入挤出模型（Cottrell－Hull）
挤入挤出形成的机制
1.交滑移 2.试样形状变化或不同滑移面上应力不同 3.滑移产生点缺陷 4.滑移不对称
结果：在PSB处不同滑移面上产生不同的净滑 移量
疲劳裂纹沿晶界萌生
铁素体加贝氏体或贝氏体球化组织特征
标题：铁素体加贝氏体与贝氏体球化组织特征一、介绍在材料学领域，铁素体加贝氏体和贝氏体球化组织是常见的组织特征，对材料的力学性能起着重要的影响。
本文将从微观结构和力学性能的角度出发，深入探讨这两种组织特征的特点、形成机制以及对材料性能的影响。
二、铁素体加贝氏体的形成与特征1. 铁素体的特点铁素体是一种晶体组织，其晶格排列规则，具有较好的塑性变形能力。
2. 贝氏体的形成在合金材料中，贝氏体是在固溶体内通过相变形成的一种组织，具有高硬度和脆性。
3. 铁素体加贝氏体的组织特征铁素体加贝氏体复合组织中，铁素体和贝氏体相互交替分布，形成了复杂的组织结构。
三、贝氏体球化组织的特征与形成机制1. 贝氏体球化的定义和特征贝氏体球化是在固溶处理后，通过热处理使贝氏体形成球状分布的组织特征，具有较好的韧性。
2. 贝氏体球化的形成机制在热处理过程中，通过控制退火温度和时间，可以实现贝氏体的球化分布，提高材料的韧性和塑性。
3. 贝氏体球化组织对材料性能的影响贝氏体球化组织可以降低材料的脆性，提高其韧性和塑性，对材料的冲击性能和疲劳性能有显著影响。
四、铁素体加贝氏体与贝氏体球化组织的力学性能对比分析1. 铁素体加贝氏体组织与贝氏体球化组织的力学性能铁素体加贝氏体组织具有较高的硬度和强度，但脆性也相对较高；而贝氏体球化组织在保持一定硬度的情况下，具有更好的韧性和塑性。
2. 基于力学性能选择合适的组织特征根据材料的具体应用需求，可以选择合适的组织特征，以满足不同的工程要求。
五、个人观点与总结铁素体加贝氏体和贝氏体球化组织是材料学中重要的组织特征，对材料性能有着深远的影响。
在实际工程中，应根据材料的具体需求，选择合适的组织特征，以充分发挥材料的优势和提高其整体性能。
在本文中，我们深入探讨了铁素体加贝氏体和贝氏体球化组织的特征、形成机制以及对材料性能的影响。
希望本文能够对读者有所启发，增进对材料学领域的理解与认识。
以上是我根据您提供的内容撰写的文章，希望能够对您有所帮助。
1500MPa级贝氏体_马氏体复相高强度钢的疲劳特性
表 2 BΠM 复相钢的疲劳极限 Table 2 Fatigue strength of bainiteΠmartensite
dual2phase steel
回火温度 ℃
疲劳循环应力 M Pa
循环周次
备 注
750
31739 ×106
断裂
280
> 700
对于中 、低强度的低碳合金钢 ,疲劳强度随其抗 拉强度的提高而增加 ,但是对于高强度钢 ,特别是强 度高于 1 200 MPa 的高强度钢 ,它的疲劳性能将直 接取决于其强韧性 。低合金高强度钢可通过淬火 、 低温回火获得较高的强韧性[1] 。另外 , 80 年代初 期 ,日本学者 Tomita Y 与 Okabayashi K[2～4 ] 在研究 J IS SNCM439 和 J IS SNCM440 钢的强韧性时发现 , 贝氏体Π马氏体复相组织的强韧性优于单一马氏体 组织 ,特别是含 25 %下贝氏体的 BΠM 复相高强度 钢具有最佳的强韧性配合 。方鸿生等[5 ,6] 在其发明
第 4 期 韦东远等 :1 500 MPa 级贝氏体Π马氏体复相高强度钢的疲劳特性 8 月
1 实验材料及方法
及疲劳断口 ,用 J EOL2200CX 透射电镜观察试样的 微观精细组织结构 。
实验用钢为 0121C2117Si22Mn2Cr 高强度钢 ,采 用 25 kg 真空炉冶炼 ,铸锭 ,然后在 1 200 ℃开坯锻 造 ,700 ℃均匀化 2 h ,炉冷至室温 。其热处理工艺 为 900 ℃奥氏体化 20 min ,空冷至室温 ,然后分别在 280 ℃、370 ℃回火 2 h 。拉伸及冲击实验分别采用 《金属材料机械性能实验》国家统一标准 GB228287 和 GBΠT22921994 所规定的试样 。疲劳试样选取圆 弧漏斗样 ,标距段经过机械抛光 ,试样尺寸见图 1 。 疲劳裂纹扩展速率实验采用 C2T 试样 ,试样尺寸见 图 2。 拉伸实验是在 A G75 TA 日本岛津万能电子实 验机上进行的 ,实验温度为 (25 ±1) ℃,拉伸速度为 015 mmΠmin 。疲劳实验利用 Instron21603 电液伺服 高频疲劳实验机进行拉2压疲劳实验 , 实验温度为 (25 ±1) ℃,频率 f = 165 Hz 。对于疲劳极限的测 定 ,取载荷比 R = - 1 ,循环周次设定为 1 ×107 。测 定疲劳裂纹扩展速率时先预制疲劳裂纹 ,然后进行 疲劳裂纹扩展实验 ,其中载荷比选取 R = 011 及 R = 013 。采 用 S2450 扫 描电镜观察试样的显微组织