慕山慕水之“轴承钢马氏体贝氏体讨论”

慕山慕水

maike 发表于 2012-10-27 10:07
邓工您好！非常感谢您的帖子，让我对这方面想了很多!首先我想问一下这个后形成的马氏体对贝氏体有的基体有损 ...

潘工：因大家都理解的原因，搅了我的兴致，今天才答复你：马氏体组织比贝氏体组织韧性低的原理就是马氏体形成时有碰撞裂纹。降低贝氏体等温温度，不可避免有M形成，韧性下降是肯定的。
一些单位B等温淬火后，增加回火处理，许多专家（包括前辈）都不认同，认为有悖于理论，但对提高韧性有很大好处，为什么？前面已讲：即使常规等温B淬火工艺，也不可避免有M出现，或出现在B转变同时，或出现于B转变之后。增加回火工序，就是要提高这些M的韧性。简单回复，请自己考虑。

chg1555

慕山慕水 发表于 2012-10-30 11:34
我也很郁闷，我贴出彩色金相照片，怎么就没人看看什么颜色是M，什么颜色是B，a-f六张照片都大概是什么工艺 ...

内幕与原因不去研究,想学技术的会员占绝大多数.

慕版:问的问题是此彩色图片组织是否就是此理论的BM复合组织? 如要在彩色图片组织看什么颜色是M、什么颜色是B有相关资料介绍过。

化生

贝氏体 ， 贝氏体+马氏体  ，  马氏体+贝氏体  三个结果。 能否答复那个好呢， 也就是那个是轴承热处理进步方向 ？

xiaochengyi1997

我们想挣几个Q币，真不容易。

wahg

慕兄，烧兄：
这两张图是否可理解为先B后马？B/M的比例各是多少？
贝氏体分级淬火和贝氏体等温区别何在？
见：http://www.rclbbs.com/viewthread ... e%3D1&frombbs=1和http://www.rclbbs.com/forum.php?mod=viewthread&tid=16044

刘武乐

热处理老宋 发表于 2012-10-27 10:33
第三，要将所制设备，优缺点做个大展示
我所展示均有照片，以事实为依据。让大家从中学到知识，识别真伪， ...

做版主的话可以到会员申请区发帖申请，看会员的支持情况。

落水残阳

慕山慕水 发表于 2012-10-25 10:48
等温转变曲线及连续转变曲线

慕版：
很感谢上传这些前辈的研究所得，轴承钢马贝先后之争旷日持久的硝烟弥漫，在下末学后进，不敢有所批评，只是有所迷惑，望指教而。
本回帖只讨论对等温曲线和连续转变曲线的Ms点不同的疑惑：
在我手头的资料里，所有C曲线和S曲线的Ms线都是一条水平线，换言之，这个Ms的温度是一个定值。不知道慕版手里是否有非水平线的Ms线。如果有，还请发出来让我等开一下眼界，底下的话就当我没有说过；如果没有，我们先在Ms的温度在同一张C或S曲线上是定值这个前提下来继续讨论。
1）对于S曲线
Ms点是个定值的话，也就是无论什么样的连续冷却速度、什么样的连续冷却过程，这个Ms温度是不会变的。设想，我们把一个零件（无论大小）奥氏体化后，放到一个80℃的油里或者空气里，差别仅仅是冷却速度而已，那么Ms点是相同的。【由S曲线也可以看到，其中的冷却曲线绝不仅仅是缓慢的冷速的，也有很快的，2秒冷却到Ms点以下的。】
而且我认为，这个冷却速度是没有一个临界值的，不存在高于这个速度就是等温冷却，低于这个速度就是连续冷却。
这些想法，总的来说，就是不存在冷速快的就是等温，冷温慢的就是连续冷却。这一点我想是成立的，换言之，在某一温度点的等温，或者连续冷却到这个温度点，只能看成是不同冷却速度连续冷却到这个温度。它们虽然经历的冷却过程不同，但Ms点是同一个温度。【可细看S曲线】
2）对于C曲线和S曲线的Ms点差异
慕版在帖子里发了两张图，图里的Ms点差异了30℃。从我目前手里的资料和我的理解来看，这个是不科学和不可信的。首先两张图给的奥氏体化温度就不一样，差了10℃。其次并没有给出两张图所用材料成分，即便同样是GCr15，其合金成分上下限也会导致Ms点的温度差上几十度。第三，这两张图未交代热处理（和原始组织）的背景，如果不是同一区域的材料、同样的原始组织、同样的热处理（奥氏体化）背景，得出Ms点不同的结论会很欠缺说服力。
总的来说，这两张图要作为理论依据，是不够的，也是不合适的。
事实上，我翻看钟顺思主编的《轴承钢》（P541-542）、潘健生著作的《热处理工艺学》（P206），在原材料化学成分相同、奥氏体化温度相同（原始组织可能相同，未交待）的条件所得到的C曲线和S曲线，其Ms点是一样的，不存在也不应该存在差别。
3）对于Ms点的影响因素探讨
论坛里不止一次的讨论过Ms点。这里赘述一些个人的看法。影响Ms点的因素，说白了就是奥氏体中溶入的含碳量和合金元素含量。
原材料的化学成分、奥氏体化的情况，必然会对Ms点有影响。至于原始组织，会影响形核所需要的界面，是否会影响到Ms点，没有证实过。不过从马氏体相变的C、Fe都不扩散的特点，应该是不影响的。【这个又要涉及切变和非切变、形核与无需形核之争，不作扩展】。但冷却速度，是等温还是连续冷却，可能会对M转变量有影响，但对Ms点的影响，尚未见到证实。
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以上言论，无不敬之意，只求明白。望论坛专家指正！谢谢。

慕山慕水

落水残阳：你好！
感谢你参与讨论，就您讲述：“在我手头的资料里，所有C曲线和S曲线的Ms线都是一条水平线，换言之，这个Ms的温度是一个定值。”请看下图：GCr15连续冷却曲线。我感觉在此图中Ms线是非水平线，但不能确定，请指正。所有理论都认为：Ms与冷速无关，仅取决于A的化学成分。难道是我理解此图有误？

慕山慕水

如果按下图中红线冷却并等温，会产生什么组织？

慕山慕水

如果按下图中红线冷却、升温并等温，会产生什么组织？

落水残阳

慕山慕水 发表于 2012-11-2 11:43
落水残阳：你好！
感谢你参与讨论，就您讲述：“在我手头的资料里，所有C曲线和S曲线的Ms线都是一条水平线 ...

慕版：
感谢回复。
您上传的这张连续曲线，Ms的确不是一条水平线。此前的鲁莽还请恕罪。
以下讨论仍限于轴承钢。GCr15，含碳量1.05%左右。
我翻了一下手头的资料，也有一张跟这个基本一样的，Ms线在接触Bs线后开始下滑。也有的曲线上Ms点在一段水平线后上扬的。
这样，我们可以得到一个认识：对于宏观的一个材料，在不同的冷却过程中，其Ms点会发生变化，有可能升高，也有可能降低。
这里我强调一个“宏观”的概念。Ms点的测得，是一个宏观的试验数据。我认为，只有当过冷奥氏体发生部分相变之后，才会使剩余的过冷奥氏体的Ms点发生变化。此时的过冷奥氏体，与冷却之初的过冷奥氏体已经有所不同。其含碳量或/和合金元素含量已经发生变化。我们知道无论贝氏体转变还是珠光体转变，都会伴随C的迁移。在新相形成后，剩余奥氏体已经不复从前。对Ms点的影响因素，是溶入奥氏体里的C和合金元素，而不是这个钢材本身的含量，从这个微观看这个CCT曲线，才有意义。也正是影响因素的改变，促使Ms点的变化。
以上Ms上扬时，B转变已经在N久以后了。Ms下滑时，冷却曲线也已经经历了Bs和Bf。
以上立论正确的话，那要想借助Ms点的变化来进行热处理工艺的调整，首先需要付出的代价是让一部分甚至大部分绝大部分的奥氏体经历贝氏体或珠光体的转变。如果先经历贝氏体再来得到这个马氏体，显然不如等温淬火来的简单省事。如果先经历珠光体，我想是得不偿失了。
整个看下来，等温曲线来的更纯粹更理论一些，连续冷却曲线更混杂更实际一些。
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材料学的东西很多，即使想把一个点搞清楚，有时候也会带动一个面的学习和理解。
另外，在这里提二句。
①我们知道奥氏体转变为马氏体的过程需要不断的过冷。在某一温度等温后奥氏体不会一直转变下去。而且，过冷度与马氏体转变量有函数对应关系。换言之，在先淬火到Ms点一下等温，再升到Ms点以上等温这样的工艺里，只要控制Ms点以下等温的温度和时间，M的转变量是可控的，甚至是可计算的，可预测的。
②先贝后马，显然是可以实现的。先马后贝，也是可以实现的。但究竟是哪个好，应该让实验说了算。
慕版此前提过先马后贝犹如先钢筋后水泥，先贝后马，犹如先水泥后钢筋。这里我提一点想法，一个晶粒里的第一片马氏体，通常会贯穿晶粒，与晶粒直径大约有0.8倍的关系。如先马后贝，有可能形成的马氏体的长度要大大高于先贝后马时形成马氏体的长度。而我们一般会觉得，马氏体针的长度，还是小点的好。先马后贝，后形成的马氏体片与先形成的M片撞击，有形成微裂纹的可能。先贝后马，后形成的马氏体片与先形成的B撞击，也有这个可能。但我想，贝氏体的硬度毕竟低于马氏体，应力也没那么大，或许先水泥后钢筋会更好。当然，这种考虑未涉及成本问题。
此二点在此说一下，不另回帖说明了。
以上诸言，欢迎作进一步探讨。谢谢。

落水残阳

慕山慕水 发表于 2012-11-2 12:07
如果按下图中红线冷却并等温，会产生什么组织？

慕版
根据我的理解。89楼和90楼的两幅图片有这么个问题：
图片里的连续冷却曲线是在奥氏体连续冷却后根据产物绘制的。如果奥氏体已经经历过相变，剩余的奥氏体对应的S曲线将不能等同于图中所示的S曲线。因此，这样的理论基础并不牢固。
当然，我们可以认为，经历过少许马氏体相变，而马氏体相变不伴随C和Fe的扩散，可以认为剩余奥氏体的成分不变，只是奥氏体的晶格发生了畸变。这种情况下，是由于马氏体的出现造成贝氏体的形核点增加而促进贝氏体转变，还是由于跨过贝氏体的转变终了曲线而使奥氏体稳定存在呢？
虽然过冷奥氏体的不稳定相，但一样可以在室温存在N多年。何况是过冷度还不到室温的200多度？
哎，黔驴技穷了。果断回家研习徐祖耀的马氏体相变和刘宗昌的珠光体相变，将这俩人的学术结合起来看慕版这个问题。。。

木子首晨

本人从事轴承热处理时间不长，在洛轴负责马氏体淬火和贝氏体淬火。GCR15钢确实可以实现马氏体淬火和贝氏体淬火，但是两者的加热温度相差20-30度。从实际角度看，马氏体和贝氏体两种组织可以混合出现在同一零件中，但是谁先谁后，不能笼统的说。像幕版所说的高论，也许本人孤陋寡闻，没有听说过。对于幕版提到过的Y，我是熟悉的，可以说一员干将，在洛轴期间，从工艺员（主要从事特大型的渗碳处理）到技术中心副主任，再到去铁姆肯，然后从回洛轴，再到瓦轴，一直到现在。

落水残阳

慕山慕水 发表于 2012-11-2 12:12
如果按下图中红线冷却、升温并等温，会产生什么组织？

这样是否会好点呢？这样的曲线实际生产也有可能做不到。
今年还是去年瓦轴专家在《轴承》杂志上也发表了马贝混合组织的论文，忘记了是否是这样的。

化生

看拉上面讨论 ,收益非浅  ,理论的探讨很有价值 , 但过分强调那套理论更合理, 其实都是各执一端,
并非白既黑  实践的检验才是唯一标准 . 不知网上有熟悉 SKF FAG  Timken NTN  工艺 来佐证一下

化生

贝氏体 及  贝+马  
马氏体+贝氏体  或马氏体+贝氏体+ 马  
其实就是两个问题  ， 谈到最后 就是 谁多谁少 ，到最后由回归 马 贝 问题 。

小~啊傻

热处理老宋 发表于 2012-10-27 08:56
等一下，等两天，在网上多传一下，我将公布真人真姓真事，让大家认识一下瓦轴，认识一下，论坛活跃的人 ...

你説的这个人还在瓦房店?不如来我公司得了  反正还在瓦轴院内 只不过  要和以前的质保部 制造部打打交道 熟人还办事!

宋工说的这些人我都没听说过，现在技术中心有个田主任不知道你不是你说的那个人！

小~啊傻

chg1555 发表于 2012-10-27 14:09
贝马复合组织190℃-220℃,马贝复合组织247℃-230℃.从理论上能理解.
疑惑点,为保证得到理想机械性能的复合 ...

上来凑个热闹！
最近发现我们的热处理水平其实也不是很低的，关键是原材料和后期的退火等加工的水平所制约。
前两天我们给一家客户做了500件样件，工艺是一样的。原材料及后续的加工是客户提供的。热处理后的数据非常理想，没有以往的变形以及胀量的问题，组织也非常的均匀。

分析：1、原材料不一样；
      2、退火组织控制的好；
      3、冷加工能力好。



原材料的生产厂方不同其化学成分也略有区别，不知道对C曲线的影响大不？

小~啊傻

e357349 发表于 2012-11-2 20:08
本人从事轴承热处理时间不长，在洛轴负责马氏体淬火和贝氏体淬火。GCR15钢确实可以实现马氏体淬火和贝氏体淬 ...

你说的这个人还在瓦轴吗?能私下透露点他的信息吗？大名也行啊 ！
以免那天遇到了， 我就不知道是干什么的！顺便也请教一下这种混合组织是什么样的。

热处理老宋

小~啊傻 发表于 2012-11-3 17:37
你説的这个人还在瓦房店?不如来我公司得了  反正还在瓦轴院内 只不过  要和以前的质保部 制造部打打交道 ...

你是瓦轴金舟的吧？你来瓦轴太晚，回单位问问老板或金舟韩总，就知道了。不知说明你有些年轻，再学一学，问一问，一定要谦虚。不要学歪了。本不想回帖，一些歪理横行，要误了年轻一代。轴承热处理有几点：

1、正常淬火生产马氏体，这种马氏体是隐晶马氏体，也就是很细、很小马氏体，大家想一想，如果材质好，加热温度不高，冷却适度，你能看到马氏体针吗？马氏体淬火近百年，有发现或理论讲快速切变、坚硬隐晶马氏体中有组织碰撞产生裂纹吗？

2、贝氏体淬火在230---240度经过形核、扩散生成贝氏体，软的贝氏体弥散分布，记住，贝氏体成核、扩散，在生成的贝氏体与具有生成马氏体组织成分之间一定有成分梯度，在发生切变马氏体转变，硬碰硬（马氏体隐晶转变，特殊穿晶除外）都没有变形、裂纹发现，硬碰软就有变形、裂纹。同时，还有成分过渡区呢？这是臆想、推断、想象。拿出证据，或科学家理论推算。

3、还有，等温转变曲线是科学家汇总连续转变曲线一种手段，解释Ms变化，应用转变能及焓等能量概念来解释，转变曲线不应用于此处。不妥！再换个方法解释一下，靠点边也行，重讲！

4、实践是检验真理唯一标准。瓦轴专家提成先马后贝高论，在瓦轴为何不实施，坛友mailk很好，很真实，今天回家到瓦轴看了，瓦轴根本就没有先马后贝，理论可以争论，伪科学不可以，张悟本的茄子吃几次可以，不能总吃，那会死人的！歪理讲一讲，可以，全当调料，不能当正餐，玩一玩可以。

大家再议一议，将所有想法、推断、臆想、都讲出，好好评一评。有趣！