第十三章:贝氏体相变 钢中贝氏体是过冷奥氏体在中温区转变的产物,这由钢的冷却转变图(“C 曲线”或CCT曲线)得知。其转变温度位于珠光体温度和马氏体转变温度之间, 因此称为中温转变。这种转变的动力学特征和产物的组织形态,兼有扩散型转变 和非扩散型转变的特征,称为半扩散型相变。 一般将具有一定过饱和度的a相和Fe3C组成的非层状组织称为贝氏体。 §13-1贝氏体转变的热力学 钢中过冷奥氏体转变为贝氏 体,必须满足 △G=GB-Gy≤0 贝氏体转变属于半扩散型相 变,除新相表面能So外,还有母 相与新相比容不同产生的应变能 和维持两相共格关系的弹性应变 能EV,则贝氏体形成时系统自由 能也可以表示为 图13-1 △G=V4gn+S+V≤0 与马氏体相变比较,贝氏体转变时碳的扩散降低了α相的过饱和含碳量,弹 性应变能ε减小;碳的脱溶使贝氏体与奥氏体的比容差降低,相变时由于体积 变化引起的应变能减小,使α相的自由能降低,新相与母相自由能差ΔG增加, 相变驱动力增大,因此贝氏体转变开始温度Bs在Ms之上。 另外,与珠光体转变相比,贝氏体形成时α相的过饱和程度比珠光体α相的 过饱和程度大,新相与母相的弹性应变能ε比珠光体转变时的弹性应变能εV大, 贝氏体转变开始温度Bs在Ps之下。因此,贝氏体转变的开始温度介于M和Ps 之间。 §13-2贝氏体的组织形态 上贝氏体 图13-2 过饱和的平行条状a相和夹于α相条间的断续条状Fe3C的混合物。形状如 羽毛,又称羽毛状贝氏体。在原奥氏体晶界形核,沿晶界一侧或两侧向晶内长大 见图13-2。 (1)形成温度:中高碳钢350~550℃:又称高温贝氏体;形成温度低,α相条变薄, 碳化物弥散度增大,细化晶粒 (2)亚结构:位错缠解。比板条马氏体低2~3个数量级,形成温度越低,位错密 度越大
第十三章：贝氏体相变 钢中贝氏体是过冷奥氏体在中温区转变的产物，这由钢的冷却转变图(“C 曲线”或 CCT 曲线)得知。其转变温度位于珠光体温度和马氏体转变温度之间， 因此称为中温转变。这种转变的动力学特征和产物的组织形态，兼有扩散型转变 和非扩散型转变的特征，称为半扩散型相变。 一般将具有一定过饱和度的 α 相和 Fe3C 组成的非层状组织称为贝氏体。 §13-1 贝氏体转变的热力学 钢中过冷奥氏体转变为贝氏 体，必须满足： ΔG=GB-Gγ≤0 贝氏体转变属于半扩散型相 变，除新相表面能 Sσ 外，还有母 相与新相比容不同产生的应变能 和维持两相共格关系的弹性应变 能 εV，则贝氏体形成时系统自由 能也可以表示为： ΔG=VΔgv+Sσ+εV≤0 与马氏体相变比较，贝氏体转变时碳的扩散降低了 α 相的过饱和含碳量，弹 性应变能 εV 减小；碳的脱溶使贝氏体与奥氏体的比容差降低，相变时由于体积 变化引起的应变能减小，使 α 相的自由能降低，新相与母相自由能差 ΔG 增加， 相变驱动力增大，因此贝氏体转变开始温度 Bs 在 Ms 之上。 另外，与珠光体转变相比，贝氏体形成时 α 相的过饱和程度比珠光体 α 相的 过饱和程度大，新相与母相的弹性应变能εV比珠光体转变时的弹性应变能εV大， 贝氏体转变开始温度 Bs 在 Ps 之下。因此，贝氏体转变的开始温度介于 Ms 和 Ps 之间。 §13-2 贝氏体的组织形态 一、上贝氏体 过饱和的平行条状 α 相和夹于 α 相条间的断续条状 Fe3C 的混合物。形状如 羽毛，又称羽毛状贝氏体。在原奥氏体晶界形核，沿晶界一侧或两侧向晶内长大。 见图 13-2。 (1)形成温度：中高碳钢 350~550℃；又称高温贝氏体；形成温度低，α 相条变薄， 碳化物弥散度增大，细化晶粒。 (2)亚结构：位错缠解。比板条马氏体低 2~3 个数量级，形成温度越低，位错密 度越大。 G Ms T0 B0 T 图 13-1 Gp GB Gα′ Gγ Bs Ar1A1 图 13-2
(3)光镜下,a相呈条状或针状,少数呈椭圆状或矩形;电镜下清晰可见断续条状 Fe3C分布于a相条间,也可能分布在a相条内 (4)C%增加,α相条増多、变薄,FeεC量增加、变细,碳化物由粒状→链珠状→ 断续条状 合金元素Si、Al、增加奥氏体的稳定性,抑制Fe3C析出,使残余奥氏体数 量增多。 二、下贝氏体 过饱和的片状α相和其内部沉淀的Fe3C的混合物。形状为针状、片状或竹 叶状。各针状物间有一定交角。碳化物细小、弥散,呈粒状和细片状排列成行, 与a相长轴方向成55°-65 (1)形成温度:中高碳钢350℃~Ms;又称低温贝氏体 (2)亚结构:缠解位错。比上贝氏体位错密度高,未发现孪晶。 (3)光镜下,α相呈暗黑色针状或片状,各针状有一定交角;电镜下清晰可见排列 成行的粒状或片状Fe3C分布于a相条内,与a相长轴方向交成55°~60°,也可能 分布在a相条外 (4)下贝氏体a相内含有过饱和C原子,其固溶量比上贝氏体高。上贝氏体的a 相平行,下贝氏体的a相有交角。 双磨面金相分析—对同一试样的两个垂直表面进行金相观察 以分析组成物的立体形态。 二、贝氏体分类 关于贝氏体分类目前很难统一 (1)按光镜组织则以α相形貌为依据。α相成簇分布呈条状为上贝氏体;呈针状或 片状为下贝氏体 (2)按电镜组织则以碳化物形貌和分布为依据。碳化物呈断续条状或杆状分布在α 相之间为上贝氏体;呈粒状或细片状分布在α相之中为下贝氏体。 §13-3贝氏体的形成 贝氏体的形成过程 过冷奥氏体冷却到贝氏体转变温度区,在贝氏体转变开始前,过冷奥氏体内 部C原子产生不均匀分布,出现许多局部贫碳区和富碳区,在贫碳区产生α相 晶核,当其尺寸大于该温度(贝氏体转变温度)下的临界晶核尺寸时,α相晶核不 断长大,由于过冷奥氏体所处的温度较低,Fe原子的自扩散困难,只能按共格 切变方式长大。C原子从a相长大的前沿向两侧奥氏体中扩散,而且a相内过饱 和C原子不断脱溶。(1)高温时C原子穿过α相界扩散到奥氏体中或在相界面沉
(3)光镜下，α 相呈条状或针状，少数呈椭圆状或矩形；电镜下清晰可见断续条状 Fe3C 分布于 α 相条间，也可能分布在 α 相条内。 (4)C%增加，α 相条增多、变薄，Fe3C 量增加、变细，碳化物由粒状→链珠状→ 断续条状。 合金元素 Si、Al、增加奥氏体的稳定性，抑制 Fe3C 析出，使残余奥氏体数 量增多。 二、下贝氏体 过饱和的片状 α 相和其内部沉淀的 Fe3C 的混合物。形状为针状、片状或竹 叶状。各针状物间有一定交角。碳化物细小、弥散，呈粒状和细片状排列成行， 与 α 相长轴方向成 55˚~65˚。 (1)形成温度：中高碳钢 350℃~Ms；又称低温贝氏体。 (2)亚结构：缠解位错。比上贝氏体位错密度高，未发现孪晶。 (3)光镜下，α 相呈暗黑色针状或片状，各针状有一定交角；电镜下清晰可见排列 成行的粒状或片状 Fe3C 分布于 α 相条内，与 α 相长轴方向交成 55˚~60˚，也可能 分布在 α 相条外。 (4)下贝氏体 α 相内含有过饱和 C 原子，其固溶量比上贝氏体高。上贝氏体的 α 相平行，下贝氏体的 α 相有交角。 ⚫ 双磨面金相分析——对同一试样的两个垂直表面进行金相观察， 以分析组成物的立体形态。 二、贝氏体分类 关于贝氏体分类目前很难统一 (1)按光镜组织则以 α 相形貌为依据。α 相成簇分布呈条状为上贝氏体；呈针状或 片状为下贝氏体。 (2)按电镜组织则以碳化物形貌和分布为依据。碳化物呈断续条状或杆状分布在 α 相之间为上贝氏体；呈粒状或细片状分布在 α 相之中为下贝氏体。 §13-3 贝氏体的形成 一、贝氏体的形成过程 过冷奥氏体冷却到贝氏体转变温度区，在贝氏体转变开始前，过冷奥氏体内 部 C 原子产生不均匀分布，出现许多局部贫碳区和富碳区，在贫碳区产生 α 相 晶核，当其尺寸大于该温度(贝氏体转变温度)下的临界晶核尺寸时，α 相晶核不 断长大，由于过冷奥氏体所处的温度较低，Fe 原子的自扩散困难，只能按共格 切变方式长大。C 原子从 α 相长大的前沿向两侧奥氏体中扩散，而且 α 相内过饱 和 C 原子不断脱溶。(1)高温时 C 原子穿过 α 相界扩散到奥氏体中或在相界面沉
淀成碳化物:(2)低温时C原子在a相内部一定晶面上聚集并沉淀成碳化物:或 同时在a相界面和a相内部沉淀成碳化物 因此贝氏体的形成取决于形成温度和过冷奥氏体含碳量。 、上贝氏体的形成过程 首先在过冷奥氏体晶界处或晶界附近贫碳区生成贝氏体a相晶核,如图 13-3(a),并且成排地向晶粒内长大。同时条状α相长大前沿的C原子不断向两 侧扩散,而且α相多余的C也将通过扩散向两侧的界面移动。由于C在a相中 的扩散速度大于在奥氏体中的扩散速度,在较低温度下,C在晶界处发生富集, 如图13-3(b),当富集的C浓度相当高时,在条状α相间形成Fe3C,而转变为典 型的上贝氏体。如图13-3(c)和图13-3(d) 当上贝氏体的形成温度较低或钢的含碳量较高时,上贝氏体形成时与α相条 间沉淀碳化物的同时,在α相条内也沉淀出少量的多向分布的Fe3C小颗粒,如 图13-3(c)和图13-3(d) 下贝氏体的形成过程 在中高碳钢中,如果贝氏体转变温度比较低时,首先在奥氏体晶界或晶粒 AM (a)(b)(c) (d) 的M 图13-3 图13-4 内部某些贫碳区形成α相晶核(图13-4a),并按切变共格方式长大成片状或透镜 状(图13-4b)。由于转变温度较低,C原子扩散困难,较难迁移至晶界,和α相 共格长大的同时,C原子只能在a相的某些亚晶界或晶面上沉淀为细片状碳化物 (图13-c),和马氏体转变相似,当一片a相长大时,会促发其它方向片状α相 形成(图13-4d),从而形成典型的下贝氏体 如果钢的含碳量相当高,而且下贝氏体的转变温度又不过低时,形成的下贝 氏体不仅在片状a相中形成Fe3C,而且在a相边界上也有少量FeC形成,如图
淀成碳化物；(2)低温时 C 原子在 α 相内部一定晶面上聚集并沉淀成碳化物；或 同时在 α 相界面和 α 相内部沉淀成碳化物。 因此贝氏体的形成取决于形成温度和过冷奥氏体含碳量。 二、上贝氏体的形成过程 首先在过冷奥氏体晶界处或晶界附近贫碳区生成贝氏体 α 相晶核，如图 13-3(a)，并且成排地向晶粒内长大。同时条状 α 相长大前沿的 C 原子不断向两 侧扩散，而且 α 相多余的 C 也将通过扩散向两侧的界面移动。由于 C 在 α 相中 的扩散速度大于在奥氏体中的扩散速度，在较低温度下，C 在晶界处发生富集， 如图 13-3(b)，当富集的 C 浓度相当高时，在条状 α 相间形成 Fe3C，而转变为典 型的上贝氏体。如图 13-3(c)和图 13-3(d)。 当上贝氏体的形成温度较低或钢的含碳量较高时，上贝氏体形成时与 α 相条 间沉淀碳化物的同时，在 α 相条内也沉淀出少量的多向分布的 Fe3C 小颗粒，如 图 13-3(c′)和图 13-3(d′)。 三、下贝氏体的形成过程 在中高碳钢中，如果贝氏体转变温度比较低时，首先在奥氏体晶界或晶粒 内部某些贫碳区形成 α 相晶核(图 13-4a)，并按切变共格方式长大成片状或透镜 状(图 13-4b)。由于转变温度较低，C 原子扩散困难，较难迁移至晶界，和 α 相 共格长大的同时，C 原子只能在 α 相的某些亚晶界或晶面上沉淀为细片状碳化物 (图 13-4c)，和马氏体转变相似，当一片 α 相长大时，会促发其它方向片状 α 相 形成(图 13-4d)，从而形成典型的下贝氏体。 如果钢的含碳量相当高，而且下贝氏体的转变温度又不过低时，形成的下贝 氏体不仅在片状 α 相中形成 Fe3C，而且在 α 相边界上也有少量 Fe3C 形成，如图 (a) (b) (c) (d) (c′) (d′) (a) (b) (c) (d) (c′) (d′) 图 13-3 图 13-4
13-4c'和图13-4d。 §13-4钢中贝氏体的机械性能 钢中贝氏体的机械性能主要取决其显微组织形态,即取决于α相和Fe3C的 显微组织形态。 a相的显微组织形态 1.贝氏体a相中相对细晶的呈条状(上贝氏体)或呈针状(下贝氏体)比相对粗晶的 呈块状(粒状贝氏体)具有较高的强度和硬度。贝氏体转变温度降低,α相由块状 条状→针片状 2贝氏体中α相晶粒(亚晶粒)越小,强度越高,韧性越好(可以通过控制①过冷奥 氏体晶粒大小和②控制冷却速度来控制α相晶粒大小)。 3与平衡状态的α相对比,贝氏体中α相过饱和度大,导致固溶强化引起强度增 加,但塑性和韧性降低很少。 4贝氏体中α相的亚结构为缠结位错(相变应变产生的,而且下贝氏体比上贝氏 体位错密度高,因此强度比上贝氏体高。 二、碳化物的显微组织形态 1.碳化物尺寸相同时,其含量(取决于钢的含碳量)越多,强度和硬度越髙,塑性 和韧性越低 2成分一定时,贝氏体转变温度降低,碳化物尺寸减小,数量(不是含量)增加, 即弥散分布,强度高韧性高,因此下贝氏体比上贝氏体性能好得多。 3粒状碳化物不易产生应力集中,韧性好;上贝氏体碳化物呈断续杆状(条状或层 状)的脆性大;下贝氏体碳化物呈细片状强度高 三、非贝氏体组织形成对机械性能的影响(略)
13-4c′和图 13-4d′。 §13-4 钢中贝氏体的机械性能 钢中贝氏体的机械性能主要取决其显微组织形态，即取决于 α 相和 Fe3C 的 显微组织形态。 一、α 相的显微组织形态 1.贝氏体 α 相中相对细晶的呈条状(上贝氏体)或呈针状(下贝氏体)比相对粗晶的 呈块状(粒状贝氏体)具有较高的强度和硬度。贝氏体转变温度降低，α 相由块状 →条状→针片状。 2.贝氏体中 α 相晶粒(亚晶粒)越小，强度越高，韧性越好(可以通过控制①过冷奥 氏体晶粒大小和②控制冷却速度来控制 α 相晶粒大小)。 3.与平衡状态的 α 相对比，贝氏体中 α 相过饱和度大，导致固溶强化引起强度增 加，但塑性和韧性降低很少。 4.贝氏体中 α 相的亚结构为缠结位错(相变应变产生的)，而且下贝氏体比上贝氏 体位错密度高，因此强度比上贝氏体高。 二、碳化物的显微组织形态 1.碳化物尺寸相同时，其含量(取决于钢的含碳量)越多，强度和硬度越高，塑性 和韧性越低。 2.成分一定时，贝氏体转变温度降低，碳化物尺寸减小，数量(不是含量)增加， 即弥散分布，强度高韧性高，因此下贝氏体比上贝氏体性能好得多。 3.粒状碳化物不易产生应力集中，韧性好；上贝氏体碳化物呈断续杆状(条状或层 状)的脆性大；下贝氏体碳化物呈细片状强度高。 三、非贝氏体组织形成对机械性能的影响(略)
