貝氏體相變?nèi)?共73張課件)

第五章貝氏體相變

第1頁，共73頁。過冷奧氏體轉(zhuǎn)變高溫中溫低溫共析鋼過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線A：奧氏體P：珠光體Ｂ：貝氏體Ｍ：馬氏體共析鋼：第2頁，共73頁。概述鋼經(jīng)奧氏體化后過冷到珠光體相變與馬氏體相變之間的中溫區(qū)時，將發(fā)生貝氏體相變，亦稱為中溫轉(zhuǎn)變。Fe原子難以擴(kuò)散，C原子尚能擴(kuò)散相變產(chǎn)物：鐵素體+碳化物（非層狀組織）貝氏體相變：切變共格型相變+

擴(kuò)散型相變的特征第3頁，共73頁。貝氏體（Bainite）-由來為了紀(jì)念著名美國物理冶金學(xué)家在中溫轉(zhuǎn)變研究方面的突出成果，20世紀(jì)40年代末將中溫轉(zhuǎn)變稱為貝氏體相變，將相變所得到的產(chǎn)物稱為貝氏體（Bainite）。第4頁，共73頁。等人與1930年首次發(fā)表了這種中溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物金相照片；1939年，把貝氏體分為上貝氏體和下貝氏體；1952年，柯俊和Conttrell發(fā)現(xiàn)貝氏體相變產(chǎn)生表面浮凸效應(yīng)，提出相變的切變機(jī)制，形成“切變學(xué)派”；20世紀(jì)60年代末，美國冶金學(xué)家Aaronson等認(rèn)為貝氏體相變是共析轉(zhuǎn)變的變種，形成了“擴(kuò)散學(xué)派”；后來人們相繼在Cu-Zn、Cu-Al、Ag-Zn等合金，甚至在陶瓷中也發(fā)現(xiàn)了貝氏體轉(zhuǎn)變。貝氏體相變的發(fā)展歷史第5頁，共73頁。5.1貝氏體相變的基本特征第6頁，共73頁。1.貝氏體相變的溫度范圍

貝氏體轉(zhuǎn)變溫度在A1以下，MS以上，有一轉(zhuǎn)變的上限溫度BS和下限溫度Bf

，過冷奧氏體必須冷到BS以下才能發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。碳鋼的BS約為550℃左右。

第7頁，共73頁。1.貝氏體相變的溫度范圍與馬氏體相變一樣，貝氏體相變在等溫過程中也不能進(jìn)行完全，總有殘余奧氏體存在。等溫溫度愈靠近Bs點(diǎn)，能夠形成的貝氏體量就愈少。第8頁，共73頁。2.貝氏體相變的產(chǎn)物貝氏體相變產(chǎn)物：鐵素體+碳化物與珠光體不同，貝氏體不是層片狀組織，且組織形態(tài)與形成溫度密切相關(guān)。較高溫度形成的上貝氏體，其碳化物是滲碳體，一般分布在鐵素體條之間;較低溫度形成的下貝氏體，其碳化物既可以是滲碳體，也可以是

-碳化物，主要分布在鐵素體條內(nèi)部；在低、中碳鋼中，當(dāng)貝氏體形成溫度較高時，也可能形成不含碳化物的無碳化物貝氏體。碳化物的分布、狀態(tài)隨形成溫度不同而異。隨貝氏體的形成溫度下降，貝氏體中鐵素體的碳含量升高。第9頁，共73頁。3.貝氏體相變動力學(xué)貝氏體相變也是一種形核和長大過程。與珠光體相變一樣，貝氏體可以在一定溫度范圍內(nèi)等溫形成，也可以在某一冷卻速度范圍內(nèi)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變。貝氏體等溫形成時，需要一定的孕育期，其等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線也呈“C"字形。第10頁，共73頁。4.貝氏體相變的擴(kuò)散性

貝氏體相變：奧氏體()

鐵素體（）+碳化物相變過程必須有擴(kuò)散C原子的碳原子的擴(kuò)散對貝氏體相變起控制作用上貝氏體的相變速度取決于C在

-Fe中的擴(kuò)散下貝氏體的相變速度取決于C在

-Fe中的擴(kuò)散影響碳原子擴(kuò)散的所有因素都會影響到貝氏

體的相變速度。第11頁，共73頁。5.貝氏體相變的晶體學(xué)特征

表面上產(chǎn)生浮突現(xiàn)象-說明鐵素體是按切變共格方式長大的。貝氏體中鐵素體存在慣習(xí)面：上貝氏體的慣習(xí)面為{111}

，下貝氏體的慣習(xí)面一般為{225}

。貝氏體中鐵素體與奧氏體之間存在K-S位向關(guān)系。貝氏體中滲碳體與奧氏體以及貝氏體中滲碳體與鐵素體之間亦存在一定的晶體學(xué)位向關(guān)系。第12頁，共73頁。5.2鋼中貝氏體的組織形態(tài)貝氏體組織形態(tài)隨鋼的化學(xué)成分以及形成溫度不同而異，其主要形態(tài)為上貝

氏體、下貝氏體、粒狀貝氏體、無碳貝氏體等。第13頁，共73頁。1.上貝氏體在貝氏體相變區(qū)較高溫度范圍內(nèi)形成的貝氏體稱為上貝氏體。對于中、高碳鋼來說，上貝氏體大約在350-550℃的溫度區(qū)間形成。第14頁，共73頁。1.上貝氏體典型的上貝氏體組織在光鏡下觀察時呈羽毛狀、條狀或針狀，少數(shù)呈橢圓形或矩形光鏡下:條狀F自晶界向晶內(nèi)生長，形似羽毛—羽毛狀貝氏體，條間Fe3C無法分辨。第15頁，共73頁。1.上貝氏體電鏡下：上貝氏體組織為一束大致平行分布的條狀鐵素體和夾于條間的斷續(xù)條狀碳化物的混合物。在條狀鐵素體中有位錯纏結(jié)存在。條狀鐵素體多在奧氏體的晶界形核，自晶界的一側(cè)或兩側(cè)向奧氏體晶內(nèi)長大。條狀鐵素體束與板條馬氏體束很相近，束內(nèi)相鄰鐵素體板條之間的位向差很小，束與束之間則有較大的位向差。條狀鐵素體的碳含量接近平衡濃度，而條間碳化物均為滲碳體型碳化物。第16頁，共73頁。特點(diǎn):①鐵素體條寬取決于轉(zhuǎn)變溫度和成分--C，T寬度，板條寬度大于相同溫度下形成的P鐵素體片；②條間位向差小，束間位向差大；③碳化物形態(tài)受含碳量影響--C，粒狀鏈珠狀短桿狀，不僅分布于F板條間，還可能分布在F板條內(nèi)部；④Si、Al具有延緩滲碳體沉淀的作用，使F條之間的A為碳所富集而趨于穩(wěn)定，并保留到室溫成為一種特殊的上貝氏體—準(zhǔn)上貝氏體；⑤T

滲碳體更細(xì)密1.上貝氏體第17頁，共73頁。⑥亞結(jié)構(gòu)：位錯—說明切變以滑移方式進(jìn)行，形成溫度位錯密度；⑦具有一定晶體學(xué)取向關(guān)系和表面浮突效應(yīng)；上貝氏體鐵素體的慣習(xí)面為{111}

，與奧氏體之間的位相關(guān)系為K-S關(guān)系。碳化物的慣習(xí)面為{227}

，與奧氏體之間存在Pitsch關(guān)系。

1.上貝氏體第18頁，共73頁。2.下貝氏體在貝氏體相變區(qū)較低溫度范圍內(nèi)形成的貝氏體稱為下貝氏體。對于中、高碳鋼，下貝氏體大約在350℃-Ms之間形成。碳含量很低時，其形成溫度可能高于350℃第19頁，共73頁。2.下貝氏體光鏡下：典型的下貝氏體組織呈暗黑色針狀或片狀，而且各個片之間都有一定的交角，其立體形態(tài)為透鏡狀，與試樣磨面相交而呈片狀或針狀。下貝氏體既可以在奧氏體晶界上形核，也可以在奧氏體晶粒內(nèi)部形核。電鏡下：下貝氏體鐵素體片中分布著排列成行的細(xì)片狀或粒狀碳化物，并以55-60°的角度與鐵素體針長軸相交，下貝氏體的碳化物僅分布在鐵素體片的內(nèi)部第20頁，共73頁。2.下貝氏體在光滑試樣表面產(chǎn)生浮突，但其形狀與上貝氏體組織不同。上貝氏體的表面浮突大致平行，從奧氏體晶界的一側(cè)或兩側(cè)向晶粒內(nèi)部伸展;下貝氏體的表面浮突往往相交呈"

"形，而且還有一些較小的浮突在先形成的較大浮突的兩側(cè)形成第21頁，共73頁。2.下貝氏體F中C含量：下貝氏體中鐵素體的碳含量遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于平衡碳含量。亞結(jié)構(gòu)：下貝氏體鐵素體的亞結(jié)構(gòu)與板條馬氏體和上貝氏體鐵素體相似，也是纏結(jié)位錯，但位錯密度往往高于上貝體鐵素體，而且未發(fā)現(xiàn)有孿晶亞結(jié)構(gòu)存在第22頁，共73頁。2.下貝氏體位向關(guān)系與慣習(xí)面：下貝氏體中鐵素體與奧氏體之間的位向關(guān)系為K-S關(guān)系。下貝氏體中鐵素體的慣習(xí)面比較復(fù)雜，有人測得為{111}

,也有人測得為{254}

及{569}

。碳化物：下貝氏體中的碳化物也可是滲碳體。但當(dāng)溫度較低時，初期形成ε-碳化物，隨時間延長，ε-碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)?/p>

-碳化物。由于下貝氏體中鐵素體與

-碳化物及ε-碳化物之間均存在一定的位向關(guān)系，因此一般認(rèn)為碳化物是從過飽和鐵素體中析出的。第23頁，共73頁。低、中碳合金鋼形成條件：連續(xù)冷卻（正火、熱軋空冷、焊縫熱影響區(qū)）在上貝氏體相變區(qū)高溫范圍內(nèi)等溫轉(zhuǎn)變3.粒狀貝氏體第24頁，共73頁。形態(tài)：塊狀F+其內(nèi)一些孤立小島，呈粒狀的富碳的A區(qū)。光鏡：較難識別粒狀貝氏體的組織形貌電鏡：可看出粒狀(島狀)物大都分布在鐵素體之中，常常具有一定的方向性富C-ABF3.粒狀貝氏體形成時：第25頁，共73頁。3.粒狀貝氏體貝氏體組織的基體是由條狀鐵素體合并而成的，鐵素體的碳含量很低，接近平衡濃度，而富碳奧氏體區(qū)的碳含量則很高。鐵素體與富碳奧氏體區(qū)的合金元素含量與鋼的平均含量相同，這表明在粒狀貝氏體形成過程中有碳的擴(kuò)散而無合金元素的擴(kuò)散。第26頁，共73頁。3.粒狀貝氏體富碳奧氏體區(qū)在隨后冷卻過程中可能發(fā)生以下三種情況:部分或全部分解為鐵素體和碳化物的混合物;部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，這種馬氏體的碳含量很高，孿晶馬氏體，故島狀物是由

+α

所組成;或者全部保留下來，成為殘余奧氏體。第27頁，共73頁。4.無碳貝氏體一般形成于低碳鋼中形成溫度：在貝氏體相變區(qū)最高溫度范圍內(nèi)形成的。形態(tài)：由大致平行的單相條狀鐵素體所組成，所以也稱為鐵素體貝氏體或無碳貝氏體。條狀鐵素體之間有一定的距離，條間一般為由富碳奧氏體轉(zhuǎn)變而成的馬氏體，有時是富碳奧氏體的分解產(chǎn)物或者全部是未轉(zhuǎn)變的殘余奧氏體。鋼中通常不能形成單一的無碳貝氏體組織，而是形成與其他組織共存的混合組織。第28頁，共73頁。在相變過程中鐵及合金元素的原子是不發(fā)生擴(kuò)散的②在貝氏體形成溫度范圍的高溫區(qū)停留，形成部分上貝氏體后再冷卻至貝氏體相變的低溫區(qū)(曲線2)時，將使下貝氏體相變的孕育期延長，降低其轉(zhuǎn)變速度，減少最終貝氏體轉(zhuǎn)變量。原因：高溫變形時可能產(chǎn)生兩種相反的作用:一方面，塑性變形使奧氏體的晶體缺陷密度增高，有利于碳的擴(kuò)散，故使貝氏體相變加速;另一方面，奧氏體的塑變形會產(chǎn)生多邊化亞結(jié)構(gòu)，破壞晶粒取向的連續(xù)性，對鐵素體的共格長大不利，故使貝氏體相變減慢。5Cr)在300℃等溫形成下貝氏體，隨貝氏體轉(zhuǎn)變量增加，剩余奧氏體中的碳濃度升高。下貝氏體中鐵素體與奧氏體之間的位向關(guān)系為K-S關(guān)系。貝氏體相變的擴(kuò)散性條狀鐵素體束與板條馬氏體束很相近，束內(nèi)相鄰鐵素體板條之間的位向差很小，束與束之間則有較大的位向差。在滲碳體尺寸相同情況下，貝氏體中滲碳體數(shù)量愈多，則硬度和強(qiáng)度，韌性和塑性。貝氏體中鐵素體的晶粒大小主要取決于奧氏體晶粒大小(影響鐵素體條的長度)和形成溫度(影響鐵素體條的厚度)，但以后者為主。貝氏體組織形態(tài)隨鋼的化學(xué)成分以及形成溫度不同而異，其主要形態(tài)為上貝

氏體、下貝氏體、粒狀貝氏體、無碳貝氏體等。在光滑試樣表面產(chǎn)生浮突，但其形狀與上貝氏體組織不同。在貧碳區(qū)發(fā)生馬氏體相變而形成低碳馬氏體，然后馬氏體迅速回火形成過飽和鐵素體和滲碳體的機(jī)械棍合物，即貝氏體。粒狀B的形成—略高于典型上B形成溫度①在珠光體相變與貝氏體相變之間的過冷奧氏體穩(wěn)定區(qū)停留(曲線1)時，會加速隨后的貝氏體相變速度。為了紀(jì)念著名美國物理冶金學(xué)家在中溫轉(zhuǎn)變研究方面的突出成果，20世紀(jì)40年代末將中溫轉(zhuǎn)變稱為貝氏體相變，將相變所得到的產(chǎn)物稱為貝氏體（Bainite）。4.無碳貝氏體無碳化物貝氏體形成時也會出現(xiàn)表面浮突鐵素體中也有一定數(shù)量的位錯。條狀鐵素體與奧氏體之間的位向關(guān)系為K-S關(guān)系，慣習(xí)面為{111}

第29頁，共73頁。5.低碳低合金鋼中的貝氏體BIBIIBIII600-500℃等溫500-450℃等溫上貝氏體無碳貝氏體下貝氏體450℃-Ms等溫慢速連續(xù)冷卻中速連續(xù)冷卻快速連續(xù)冷卻機(jī)械性能好第30頁，共73頁。5.3貝氏體相變機(jī)制第31頁，共73頁。貝氏體形成鐵素體與母相奧氏體之間保持第二類共格關(guān)系具有一定的晶體學(xué)位向關(guān)系在光滑試樣表面產(chǎn)生浮突**說明貝氏體中鐵素體的形成是馬氏體型相變由單相的奧氏體分解為碳濃度不同的雙相鐵素體加碳化物，即γ→α+Fe3C，**說明貝氏體相變過程中伴隨有碳原子的擴(kuò)散。因此，一般認(rèn)為貝氏體相變過程是馬氏體相變加碳原子的擴(kuò)散。第32頁，共73頁。包括過冷奧氏體向貝氏體鐵素體的轉(zhuǎn)變以及貝氏體碳化物析出兩個基本過程。轉(zhuǎn)變機(jī)制兩種：切變機(jī)制與臺階機(jī)制一、切變機(jī)理貝氏體轉(zhuǎn)變的溫度比馬氏體轉(zhuǎn)變時為高，此時碳原子尚有一定的擴(kuò)散能力，因為當(dāng)貝氏體中鐵素體在以切變共格方式長大的同時還伴隨著碳的擴(kuò)散和碳化物從鐵素體中脫溶沉淀的過程，故整個轉(zhuǎn)變過程的速度是受碳原子的擴(kuò)散過程所控制的。貝氏體轉(zhuǎn)變機(jī)理的概述第33頁，共73頁。

臺階機(jī)理認(rèn)為貝氏體轉(zhuǎn)變的浮突與馬氏體轉(zhuǎn)變的不同，前者是由于轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的體積變化造成的，并非由切變所致。提出貝氏體鐵素體的長大是按臺階機(jī)理進(jìn)行，并受碳原子的擴(kuò)散所控制。其示意圖如圖所示，臺階的水平面為

-的半共格界面，但是臺階的垂直面為無序結(jié)構(gòu)（非共格面），其原子處于較高的能量，因此這一界面具有較高的活動性，易于實現(xiàn)遷移，使臺階側(cè)向移動，從而導(dǎo)致臺階寬面向前推進(jìn)。二、臺階機(jī)理二、臺階機(jī)理BF

第34頁，共73頁。1.恩金貝氏體相變假說研究中發(fā)現(xiàn):①0.23%C鋼奧氏體化后在250℃等溫形成下貝氏體，測得下貝氏體中鐵素體的碳濃度為0.15，遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過該溫度下鐵素體的飽和碳濃度。

★據(jù)此認(rèn)為這種鐵素體實質(zhì)上是低碳馬氏體;②中碳鋼(0.5C-3.5Cr)在300℃等溫形成下貝氏體，隨貝氏體轉(zhuǎn)變量增加，剩余奧氏體中的碳濃度升高。

★說明在貝氏體相變過程中碳原子不斷地由α相通過α/γ界面向γ相中擴(kuò)散，導(dǎo)致剩余γ相中的碳濃度升高;③電解分離貝氏體中碳化物，測得碳化物中合金元素含量與鋼的原始含量相同。

★在貝氏體相變過程中鐵及合金元素原子不發(fā)生擴(kuò)散。第35頁，共73頁。1.恩金貝氏體相變假說在貝氏體相變發(fā)生之前奧氏體中已經(jīng)發(fā)生了碳的擴(kuò)散重新分配，形成了貧碳區(qū)和富碳區(qū)。在貧碳區(qū)發(fā)生馬氏體相變而形成低碳馬氏體，然后馬氏體迅速回火形成過飽和鐵素體和滲碳體的機(jī)械棍合物，即貝氏體。在富碳區(qū)中首先析出滲碳體，使其碳濃度下降成為貧碳區(qū)，然后從新的貧碳區(qū)通過馬氏體相變形成馬氏體，爾后又通過回火成為鐵素體加滲碳體的兩相機(jī)械混合物(貝氏體)。在相變過程中鐵及合金元素的原子是不發(fā)生擴(kuò)散的第36頁，共73頁。1.恩金貝氏體相變假說但為什么在Ms點(diǎn)以上會有馬氏體型相變發(fā)生?C

C1MsT1第37頁，共73頁。1.恩金貝氏體相變假說

+解釋貝氏體的形成、Bs點(diǎn)的意義和貝氏體中鐵素體的碳濃度隨等溫溫度變化而變化等現(xiàn)象局限性：

-

沒有解釋貝氏體的形態(tài)變化和組織結(jié)構(gòu)等

問題。第38頁，共73頁。2.柯俊貝氏體相變假說

G=-V

Gv+Sσ+E

Gv：單位體積奧氏體與馬氏體的化學(xué)自由能差

V：參與相變體積

S：新相表面積

σ：奧氏體與馬氏體之間的表面張力

E：彈性能第39頁，共73頁。2.柯俊貝氏體相變假說第40頁，共73頁。2.柯俊貝氏體相變假說該假說認(rèn)為，貝氏體相變時，α相的不斷長大和碳從α相中的不斷脫溶這兩個過程是同時發(fā)生的，α相長大時與奧氏體保持第二類共格關(guān)系。貝氏體的長大速度遠(yuǎn)比同類共格切變型的馬氏體的長大速度低，這是因為貝氏體的長大速度受碳原子的擴(kuò)散脫溶所控制。貝氏體相變的主要驅(qū)動力是因碳脫溶而增加的化學(xué)自由能差。碳從α相中的脫溶可以有兩種方式:①碳通過相界面從α相擴(kuò)散到

相中;②碳在α相內(nèi)脫溶沉淀為碳化物。第41頁，共73頁。2.柯俊貝氏體相變假說柯俊貝氏體相變假說能夠解釋:

①在Ms點(diǎn)以上溫度α相可以通過馬氏體型相變機(jī)制形成; ②按馬氏體型相變機(jī)制形成的貝氏體的長大速度遠(yuǎn)低于馬氏體的長大速度; ③在不同溫度下形成的貝氏體有著截然不同的組織形態(tài)。不能夠解釋為何上、下貝氏體都有獨(dú)立的轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線和不同的轉(zhuǎn)變激活能。

第42頁，共73頁。3.貝氏體的形成過程（1）高溫區(qū)的貝氏體相變（無碳貝氏體）在亞共析鋼中，由于形成溫度高，過冷度小，相變驅(qū)動力較小，所形成的鐵素體板條數(shù)量就較少，且寬度較大。C原子在F中、在A中都能順利擴(kuò)散第43頁，共73頁。（2）中溫區(qū)的貝氏體相變（上貝氏體的形成）轉(zhuǎn)變溫度

C原子在F中順利擴(kuò)散，在A中擴(kuò)散不充分，進(jìn)入板條間脫溶析出

T相變驅(qū)動力rKB中F的量板條密集由于碳在鐵素體中的擴(kuò)散速度大于在奧氏體中的擴(kuò)散速度，此時碳在奧氏體中的擴(kuò)散已經(jīng)很困難，因而晶界附近的奧氏體，尤其是兩個條狀鐵素體之間的奧氏體中的碳含量將隨鐵素體的長大而顯著升高。當(dāng)碳濃度升高到一定程度時，將在條狀鐵素體之間析出滲碳體而轉(zhuǎn)變?yōu)榈湫偷纳县愂象w組織。由于得不到奧氏體中碳原子的不斷補(bǔ)充，這些在鐵素體條間析出的滲碳體是不連續(xù)的。3.貝氏體的形成過程Fe3C第44頁，共73頁。3.貝氏體的形成過程（3）低溫區(qū)的貝氏體相變（下貝氏體轉(zhuǎn)變）中、高碳鋼奧氏體晶界或晶內(nèi)貧碳區(qū)形成鐵素體晶核，按切變共格方式長大成片狀或透鏡狀。T

，C不能在奧氏體中擴(kuò)散，在鐵素體中尚有一定的擴(kuò)散能力在鐵素體長大時，碳原子在鐵素體晶內(nèi)沿一定晶面或亞晶界偏聚，繼而析出細(xì)片狀碳化物。與馬氏體相變類似，當(dāng)一片鐵素體長大時，會促發(fā)其他方向形成片狀鐵素體，因而形成典型的下貝氏體第45頁，共73頁。3.貝氏體的形成過程（4）粒狀貝氏體的形成粒狀B的形成—略高于典型上B形成溫度碳的再分配貧碳區(qū)板條F（大致平行）C從F中通過F/A向A中擴(kuò)散F縱、側(cè)向長大推進(jìn)速度不同F(xiàn)/A相界面凹凸不平側(cè)向不均勻長大，彼此靠攏將富C的A區(qū)包圍第46頁，共73頁。靠攏將富C的A區(qū)包圍提高奧氏體化溫度或延長時間，一方面使碳化物溶解趨于完全，使奧氏體成分均勻性提高，同時又使奧氏體晶粒長大，因而B相變速度減慢。但是，溫度過高或保溫時間過長時，又有加速貝氏體相變的作用，即形成一定數(shù)量貝氏體所需的時間縮短。隨等溫t或T回火，滲碳體將向粒狀轉(zhuǎn)化。5鋼中貝氏體的機(jī)械性能③電解分離貝氏體中碳化物，測得碳化物中合金元素含量與鋼的原始含量相同。推進(jìn)速度不同F(xiàn)/A相界面凹凸韌性是高強(qiáng)度材料的一項重要的性能指標(biāo)（1）在上貝氏體中存在粗大碳化物顆粒或斷續(xù)條狀碳化物，也可能存在高碳馬氏體(由未轉(zhuǎn)變奧氏體在冷卻過程中形成)，所以容易形成大于臨界尺寸的裂紋，并且裂紋一旦擴(kuò)展，便不能由貝氏體中鐵素體之間的小角晶界來阻止，而只能由大角貝氏體“束”界或原始奧氏體晶界來阻止。原因：由于較低溫度下的部分相變使奧氏體點(diǎn)陣發(fā)生畸變(或應(yīng)變)，從而加速了貝氏體的形核，即所謂應(yīng)變促發(fā)形核，加速了貝氏體的形成。20世紀(jì)60年代末，美國冶金學(xué)家Aaronson等認(rèn)為貝氏體相變是共析轉(zhuǎn)變的變種，形成了“擴(kuò)散學(xué)派”；為了紀(jì)念著名美國物理冶金學(xué)家在中溫轉(zhuǎn)變研究方面的突出成果，20世紀(jì)40年代末將中溫轉(zhuǎn)變稱為貝氏體相變，將相變所得到的產(chǎn)物稱為貝氏體（Bainite）。與馬氏體相變類似，當(dāng)一片鐵素體長大時，會促發(fā)其他方向形成片狀鐵素體，因而形成典型的下貝氏體5.4貝氏體相變動力學(xué)及其影響因素第47頁，共73頁。1.貝氏體等溫相變動力學(xué)第48頁，共73頁。1.貝氏體等溫相變動力學(xué)第49頁，共73頁。2.貝氏體相變時碳的擴(kuò)散貝氏體相變是在碳原子還能進(jìn)行擴(kuò)散的中溫區(qū)發(fā)生的。貝氏體相變主要受碳的擴(kuò)散所控制，相變速度

與相變溫度T之間存在下列關(guān)系：

擴(kuò)散激活能波爾茲曼常數(shù)常數(shù)達(dá)到一定相變量所需時間第50頁，共73頁。*貝氏體轉(zhuǎn)變50%所需時間的對數(shù)與1/T呈直線關(guān)系*斜率：計算貝氏體相變的激活能*在上、下貝氏體的分界處(約350℃左右)直線都有一個轉(zhuǎn)折，這表明控制上、下貝氏體相變的擴(kuò)散過程激活能是不同的

2.貝氏體相變時碳的擴(kuò)散1000/T/K-1上、下貝氏體相變分別受碳在奧氏體中和鐵素體中的擴(kuò)散速度所控制

第51頁，共73頁。2.貝氏體相變時碳的擴(kuò)散上貝氏體鐵素體的長大速度主要取決于其前沿奧氏體中碳的擴(kuò)散速度;而下貝氏體相變的速度，則主要決定于鐵素體內(nèi)碳化物沉淀的速度

第52頁，共73頁。3.影響貝氏體相變動力學(xué)的因素（1）化學(xué)成分的影響：C

，C曲線右移（孕育期增加）Co、AlMn、Ni、Cr、Cu、Mo、W、Si、V和少量的B，貝氏體相變的溫度范圍下降，Mn、Ni、Cr影響最顯著同時存在，交互作用復(fù)雜第53頁，共73頁。3.影響貝氏體相變動力學(xué)的因素（2）奧氏體晶粒大小奧氏體晶界是貝氏體的優(yōu)先形核部位，奧氏體晶粒，晶界面積

，形核部位

，貝氏體相變孕育期，形成一定數(shù)量貝氏體所需的時間，相變速度。第54頁，共73頁。3.影響貝氏體相變動力學(xué)的因素（3）奧氏體化溫度的影響提高奧氏體化溫度或延長時間，一方面使碳化物溶解趨于完全，使奧氏體成分均勻性提高，同時又使奧氏體晶粒長大，因而B相變速度減慢。但是，溫度過高或保溫時間過長時，又有加速貝氏體相變的作用，即形成一定數(shù)量貝氏體所需的時間縮短。第55頁，共73頁。3.影響貝氏體相變動力學(xué)的因素（4）應(yīng)力和塑性變形的影響拉應(yīng)力使貝氏體相變加速。隨應(yīng)力增加，貝氏體相變速度提高。當(dāng)應(yīng)力超過其屈服強(qiáng)度時，貝氏體相變速度的提高尤為顯著。在奧氏體狀態(tài)下施加多向壓應(yīng)力，減慢貝氏體相變速度，C曲線右移。第56頁，共73頁。3.影響貝氏體相變動力學(xué)的因素（4）應(yīng)力和塑性變形的影響在高溫區(qū)(1000–800℃)對奧氏體進(jìn)行塑性變形，將使貝氏體相變孕育期延長，相變速度減慢，相變不完全程度增加。

原因：高溫變形時可能產(chǎn)生兩種相反的作用:一方面，塑性變形使奧氏體的晶體缺陷密度增高，有利于碳的擴(kuò)散，故使貝氏體相變加速;另一方面，奧氏體的塑變形會產(chǎn)生多邊化亞結(jié)構(gòu)，破壞晶粒取向的連續(xù)性，對鐵素體的共格長大不利，故使貝氏體相變減慢。當(dāng)后者占優(yōu)勢時，貝氏體相變將減慢。在中溫區(qū)(600–300℃)對奧氏體進(jìn)行塑性變形，則貝氏體相變孕育期縮短，相變速度加快。

原因：中溫塑性變形不僅使奧氏體中的缺陷密度增高，有利于碳的擴(kuò)散，而且造成內(nèi)應(yīng)力，有利于貝氏體鐵素體按切變機(jī)制形成，故加快貝氏體相變速度。中溫塑性變形不僅促進(jìn)碳化物析出，而且可以細(xì)化貝氏體鐵素體晶粒。而高溫塑性變形只能細(xì)化貝氏體鐵素體晶粒。第57頁，共73頁。3.影響貝氏體相變動力學(xué)的因素（5）奧氏體冷卻時在不同溫度停留的影響①在珠光體相變與貝氏體相變之間的過冷奧氏體穩(wěn)定區(qū)停留(曲線1)時，會加速隨后的貝氏體相變速度。由于碳化物析出降低了奧氏體中碳和合金元素的濃度，即降低了奧氏體的穩(wěn)定性，所以使貝氏體相變加速。第58頁，共73頁。3.影響貝氏體相變動力學(xué)的因素（5）奧氏體冷卻時在不同溫度停留的影響②在貝氏體形成溫度范圍的高溫區(qū)停留，形成部分上貝氏體后再冷卻至貝氏體相變的低溫區(qū)(曲線2)時，將使下貝氏體相變的孕育期延長，降低其轉(zhuǎn)變速度，減少最終貝氏體轉(zhuǎn)變量。這表明高溫停留和發(fā)生部分貝氏體相變，增大了未轉(zhuǎn)變奧氏體的穩(wěn)定性。第59頁，共73頁。3.影響貝氏體相變動力學(xué)的因素（5）奧氏體冷卻時在不同溫度停留的影響③在Ms點(diǎn)稍下溫度或在貝氏體形成溫度范圍的低溫區(qū)停留，先形成少量的馬氏體或下貝氏體后再升高至較高溫度(曲線3)時，先形成的馬氏體或下貝氏體都將使隨后的貝氏體(下貝氏體或上貝氏體)相變加速。原因：由于較低溫度下的部分相變使奧氏體點(diǎn)陣發(fā)生畸變(或應(yīng)變)，從而加速了貝氏體的形核，即所謂應(yīng)變促發(fā)形核，加速了貝氏體的形成。第60頁，共73頁。5.5鋼中貝氏體的機(jī)械性能第61頁，共73頁。1.影響貝氏體機(jī)械性能的主要因素（1）貝氏體中鐵素體的影響

σs=σ0+k·d-1/2

貝氏體的強(qiáng)度與貝氏體中鐵素體的晶粒大小符合Hall-Petch公式，即貝氏體中鐵素體晶粒(或亞晶粒)愈細(xì)小，貝氏體的強(qiáng)度就愈高。貝氏體中鐵素體的晶粒大小主要取決于奧氏體晶粒大小(影響鐵素體條的長度)和形成溫度(影響鐵素體條的厚度)，但以后者為主。貝氏體形成溫度愈低，鐵素體晶粒的整體尺寸就愈小，貝氏體的強(qiáng)度和硬度就愈高。第62頁，共73頁。1.影響貝氏體機(jī)械性能的主要因素（1）貝氏體中鐵素體的影響貝氏體鐵素體的過飽和度主要受形成溫度的影響，形成溫度越低，碳的過飽和度就越大，其強(qiáng)度和硬度增高，但韌性和塑性降低較少。鐵素體的亞結(jié)構(gòu)主要是纏結(jié)位錯。隨相變溫度降低，位錯密度增大，強(qiáng)度和韌性增高。隨F的亞結(jié)構(gòu)尺寸減小，貝氏體強(qiáng)度和韌性也增高。第63頁，共73頁。1.影響貝氏體機(jī)械性能的主要因素（2）貝氏體中滲碳體的影響尺寸、密度：碳化物顆粒尺寸愈細(xì)小，數(shù)量愈多，對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)就愈大。在滲碳體尺寸相同情況下，貝氏體中滲碳體數(shù)量愈多，則硬度和強(qiáng)度

，韌性和塑性

。滲碳體的數(shù)量主要取決于鋼中的碳含量。形態(tài)：貝氏體中滲碳體可以是片狀、粒狀、斷續(xù)桿狀或?qū)訝?。一般來說滲碳體為粒狀時貝氏體的韌性較高，為細(xì)小片狀時其強(qiáng)度較高，為斷續(xù)桿狀或?qū)訝顣r其脆性較大。第64頁，共73頁。1.影響貝氏體機(jī)械性能的主要因素（2）貝氏體中滲碳體的影響形態(tài)：當(dāng)鋼的成分一定時，隨T

，r滲碳體

，數(shù)量

，滲碳體形態(tài)也由斷續(xù)桿狀或?qū)訝钕蚣?xì)片狀變化，硬度和強(qiáng)度增高，韌性和塑性降低較少。隨等溫t

或T回火

，滲碳體將向粒狀轉(zhuǎn)化。分布：通常，滲碳體等向均勻彌散分布時，強(qiáng)度較高，韌性較好。若滲碳體定向不均勻分布，則強(qiáng)度較低，且脆性較大。上貝氏體中滲碳體易趨向不均勻分布，且顆粒較粗大，下貝氏體中滲碳體分布較為均勻，且顆粒較細(xì)小，所以下貝氏體的強(qiáng)度和韌性要比上貝氏體高很多。第65頁，共73頁。1.影響貝氏體機(jī)械性能的主要因素（3）其他因素的影響由于奧氏體化溫度不同，引起奧氏體的化學(xué)成分及其晶粒度發(fā)生變化，也會影響貝氏體的性能。由于貝氏體相變的不完全性，導(dǎo)致貝氏體鐵素體條間出現(xiàn)殘余奧氏體、珠光體以及馬氏體(回火馬氏體)等非貝氏體組織，也會影響貝氏體的性能。第66頁，共73頁。2.貝氏體的強(qiáng)度和硬度貝氏體