材料组织结构转变原理第四章贝氏体相变

1、第四章第四章 贝氏体相变贝氏体相变第一节第一节 贝氏体贝氏体(B)转变的基本特征转变的基本特征一一. . 贝氏体转变温度范围贝氏体转变温度范围 在在A A1 1以下，以下，M MS S以上，有一转变的上限温度以上，有一转变的上限温度B BS S和下限温度和下限温度B Bf f ，碳钢的碳钢的B BS S约为约为550550左右。左右。二二. . 贝氏体转变产物贝氏体转变产物 一般地，贝氏体转变产物为一般地，贝氏体转变产物为相与碳化物相与碳化物的二相混合物，为非层片状组织。的二相混合物，为非层片状组织。相形态类相形态类似于似于M M而不同于珠光体中的而不同于珠光体中的F F。三三. . 转变动力

2、学转变动力学 由形核与长大完成，等温转变动力学图是由形核与长大完成，等温转变动力学图是C C形。形。 四. 转变的不完全性 转变结束时总有一部分未转变的A，继续冷却AM，形成B+M+AR组织，其中AR为残余A。 五. 扩散性 转变形成高碳相和低碳相，故有碳原子扩散，但合金元素和铁原子不扩散或不作长程扩散。 六. 晶体学特征 贝氏体形成时，有表面浮突，位向关系和惯习面接近于M。总之，贝氏体转变的某些特征与P相似，某些方面又与M相似。第二节第二节 贝氏体组织形态和晶体学贝氏体组织形态和晶体学 贝氏体有下列主要的组织形态：一. 无碳化物贝氏体 在靠近BS的温度处形成这种贝氏体，是由F+A组成。是在A

3、晶界上形成了F核后，向晶内一侧成束长大，形成的平行的板条束，条间为富碳的A，板条宽度随转变温度下降而变窄。 继续冷却，A可能转变为M，P，B (其他类型)或保留至室温。F条形成时在抛光表面会形成浮凸。 B与A的位向关系为K-S关系，惯习面为111A。二. 上贝氏体B上 B上在B转变的较高温度区域内形成，对于中、高碳钢, 此温度约在350550 区间。组织为(F+碳化物)的二相混合物。其形态在光镜下为羽毛状 (见图4-2-1 )。在电镜下为一束平行的自A晶界长入晶内的F条。束内F有小位向差，束间有大角度差，F条与M板条相近。 (见图4-2-1) F内亚结构为位错，惯习面为111A，与A之间的位向

4、接近K-S关系。图4-2-1上贝氏体B 上贝氏体中的碳化物分布在铁素体条之间，均为渗碳体型碳化物。碳化物的形态取决于奥氏体中的碳含量。碳含量低时，碳化物沿条间呈不连续的粒状或链珠状分布；当碳含量高时呈杆状，甚至呈连续状分布。 碳化物惯习面为(227)三. 下贝氏体B下 在B转变的低温转变区形成，大致在350，组织为(F+碳化物)的二相混合物。F的形态呈片状或黑色针状(见图4-2-2)。片内存在细小碳化物，呈短杆状与F的长轴成55-60度，成分为Fe3C或Fe2-3C。4-2-2下贝氏体 23MnNiCrMo钢下贝氏体钢下贝氏体 在一定的冷速范围内连续冷却得到的，组织为(F+A)的二相混合物。其

5、形态为F基体上分布着小岛状的A(见图4-2-3)。富碳的A小岛在随后的冷却过程中有三种可能： 分解为F与碳化物； 转变为M； 以A态保留至室温。4-2-3粒状贝氏体 四. 粒状贝氏体 五、贝氏体组织中的亚结构五、贝氏体组织中的亚结构 贝氏体铁素体是由更小的贝氏体铁素体是由更小的“亚单元亚单元”组成。组成。 亚单元通常在已经形成的亚单元通常在已经形成的铁素体端部附近形核，通铁素体端部附近形核，通过纵向伸长与增厚的方式过纵向伸长与增厚的方式长大。亚单元长大受阻时，长大。亚单元长大受阻时，再激发形核，在铁素体板再激发形核，在铁素体板条顶部的侧面（上贝氏体）条顶部的侧面（上贝氏体）或铁素体针的顶端（下

6、贝或铁素体针的顶端（下贝氏体）形成新的亚单元核氏体）形成新的亚单元核心。亚单元重复形核长大，心。亚单元重复形核长大，构成了贝氏体中铁素体的构成了贝氏体中铁素体的形核长大过程。形核长大过程。 a 上贝氏体亚单元 b .下贝氏体亚单元TEM Fe-0.5C-3.3Mn上贝氏体中的亚结上贝氏体中的亚结构构500nm下贝氏体的精细亚结构下贝氏体的精细亚结构 一般认为，下贝氏体片条由亚单元组成。对Fe-1.0C-4.0Cr-2.0Si钢的下贝氏体的观察表明，下贝氏体条片由亚片条组成，亚片条由亚单元组成。亚单元相互平行，近似于平行四边形。如图。采用隧道扫描显微镜，分析发现，在下贝氏体铁素体内部存在亚单元，

7、如图。STM Fe-1.0C-4.0Cr-2.0Si钢的下贝氏体的精细亚单元0.3m位错P20钢中下贝氏体的钢中下贝氏体的TEM像，较高密度的位错亚结构像，较高密度的位错亚结构（下贝氏体）六、魏氏组织 魏氏组织实际上是一种先共析转变的组织。亚共析钢的魏氏组织是先共析铁素体在奥氏体晶界形核呈方向性片状长大，即沿着母相奥氏体的晶面（惯习面）析出。一般为过热组织，如图所示；过共析钢中，渗碳体以针状和条片状析出，形成魏氏组织，实际生产中比较少见。WF形貌与上贝氏体有相似之处，但不属于贝氏体的范畴。 0.1mm魏氏组织的形成魏氏组织的形成 魏氏组织铁素体（WF）是钢在较高温度下形成的一种片状产物。通常，

8、WF在等轴铁素体形成温度之下、贝氏体形成温度以上，以较快速度冷却时形成的。 WF形成温度较高，存在明显的碳原子的扩散，符合扩散形核长大规律。WF形成时也具有浮凸现象，新旧相具有晶体学关系（K-S）。 WF的相变机制存在分歧，也分为扩散观点和切变观点。 第三节第三节 贝氏体转变动力学贝氏体转变动力学 一. 贝氏体等温转变动力学曲线 贝氏体等温转变动力学曲线也呈C形，但与珠光体转变不同，贝氏体等温转变不能继续到终了。根据贝氏体转变动力学曲线，可作出等温转变动力学图，如图4-3-1。可见，此动力学图也呈C形。转变在BS温度以下才能实行，转变速度先增后减。 近年来，由于测试灵敏度的提高，人们发现贝氏体

9、转变的C曲线是由二个独立的曲线，即上贝氏体转变和下贝氏体转变合并而成，如图4-3-2。 二. 转变时碳的扩散 贝氏体转变时，由于温度较高，会存在碳原子的扩散。根据钢中含碳量的不同，A中碳量(或点阵参数)会随时间的不同而发生不同的变化，如图4-3-3。由上图可见，对于中碳钢，在等温转变孕育期期间， 奥氏体的碳含量已经有了明显的提高，这意味着在奥氏体中已出现了局部小范围的低碳区，为形成低碳的贝氏体铁素体作好了准备。以后随贝氏体转变的进行，奥氏体碳含量不断升高。 4-3-3等温转变量（曲线1）及奥氏体点阵常数（曲线2） 与等温时间的关系 (a) 0.48%C (b)1.18%C (c)1.30%C

10、由图b可见，碳含量为1.18%时，在孕育期及转变初期，奥氏体碳含量基本不变，以后随着转变的进行， 奥氏体碳含量显著下降，这是因为自奥氏体中析出了碳化物。 当碳含量高达1.39%时， 由图c可见，在孕育期，奥氏体碳含量就有了明显的下降，这表明，等温一开始就自奥氏体析出了碳化物。4-3-3等温转变量（曲线1）及奥氏体点阵常数（曲线2） 与等温时间的关系 (a) 0.48%C (b)1.18%C (c)1.30%C三. 影响贝氏体转变的动力学的主要因素 1. 碳含量的影响 A中碳含量的增加，转变时需扩散的原子量增加，转变速度下降。 5-3-1形成上、下贝氏体时的激活能与碳含量的关系 2、合金元素的影

11、响 除Al与Co外，其它合金元素都或多或少地降低贝氏体转变速度，同时也使贝氏体转变的温度范围下降，从而使珠光体与贝氏体转变的C曲线分开。由于同一种合金元素对珠光体转变及贝氏体转变动力学的影响程度并不相同，加Mo、B等能显著减缓先共铁索体的析出及珠光体转变速度，但对贝氏体转变动力学的影响要小得多故合金元素的加入不仅可以使两个C曲线上下分离而且可以使之左右分开。3. 奥氏体晶粒大小和奥氏体化温度的影响 奥氏体晶粒越大，晶界面积越少，形核部位越少，孕育期越长，贝氏体转变速度下降；奥氏体化温度越高，奥氏体晶粒越大，转变速度先降后增。 4、应力的影响 拉应力能加快贝氏体转变，随应力增加，贝氏体转变速度不

12、断提高。如果在 施加应力35min后撤去应力，则转变开始阶段较快，随后变慢。 5、塑性变形的影响 塑性变形对贝氏体转变动力学的影响比较复杂。一般认为在较高温度的形变可以使贝氏体转变速度减慢，而在较低温度的形变却使转变速度加快。6、冷却时在不同温度下停留的影响 （1）过冷奥氏体按图527中曲线l在珠光体贝氏体转变区之间的稳定区域内的停留会加速随后的贝氏体转变速度。这可能是由于在等温停留过程中自奥氏体析出了碳化物，降低了奥氏体稳定性。如高速钢W18Cr4V在500保温一定时间后，由于析出了碳化物，降低了奥氏体中的碳含量，故使随后的贝氏体转变速度加快。 （ 2）过冷奥氏体在贝氏体形成温度区域的高温区

13、停留，形成部分上贝氏体后再冷至低温区域如图527中曲线2所示，则先形成的少量贝氏体将会降低下贝氏体转变速度。图528为中碳Ni-Cr-Mo钢预先在500 停留一定时间然后再冷至425 等温以及直接冷至425 等温所得的转变动力学曲线。由图可见，部分上贝氏体转变可使下贝氏体转变的孕育期增长，转变速度降低。最终转变量减少。这可能是又一种奥氏体稳定化现象，原因还不太清楚。 （3）先冷至低温使形成少量马氏体或下贝氏体然后再升至较高温度(因527中曲线3)。则先形成的马氏体及少量贝氏体可以使随后的贝氏体转变速度加快。如GCrl5钢中有部分马氏体存在时将使以后450的贝氏体转变的速度提高15倍，而先在30

14、0短时停留，形成少量下贝氏体后，也可使450的贝氏体转变速度增加67倍。第四节第四节 贝氏体转变热力学及转变机制贝氏体转变热力学及转变机制 在中温区进行切变，相变驱动力的不足,常被用来否定贝氏体切变的存在。贝氏体相变的阻力比马氏体小，贝氏体相变的应变消耗能计算值为400J/mol，马氏体相变约为600J/mol，这表明贝氏体相变能量消耗低。 有的学者认为，在贝氏体相变中，在孕育期内，奥氏体中会形成贫碳区。在贫碳区，贝氏体铁素体以切变方式形核，贝氏体的长大是切变碳扩散的耦合过程。 扩散学派认为驱动力不足 扩散学派进行了大量的理论计算，如对Fe-C合金贝氏体相变，形成无碳贝氏体时，相变反应的驱动力

15、，约为178227J/mol1。认为这么小的驱动力难以进行切变型相变。或至少在上部温度，贝氏体相变难以切变进行。一. 贝氏体转变热力学 贝氏体转变可有三种可能：贝氏体转变可有三种可能：(1) 奥氏体分解为平衡浓度的奥氏体分解为平衡浓度的+Fe3C，即，即+Fe3C(2) 奥氏体先析出先共析铁素体，即奥氏体先析出先共析铁素体，即+1, 1在随后的冷却过程在随后的冷却过程中进一步转变。中进一步转变。(3)奥氏体先以马氏体相变方式转变为同成分的铁素体，然后过饱奥氏体先以马氏体相变方式转变为同成分的铁素体，然后过饱和铁素体中析出渗碳体，即：和铁素体中析出渗碳体，即： Fe3C即即(过饱和过饱和)，+

16、Fe3C，经计算后发现：，经计算后发现： 以方式以方式(1)机制转变的相变驱动力最大，这就表示机制转变的相变驱动力最大，这就表示(2)、(3)中的中的1和和都是热力学不稳定的，最终要分解为平衡相都是热力学不稳定的，最终要分解为平衡相和和Fe3C。 以以(3)中的切变方式转变，驱动力为中的切变方式转变，驱动力为180J/mol，而在，而在BS时相变时相变的阻力在的阻力在600 J/mol以上以上, 阻力大于驱动力阻力大于驱动力, 所以至少在贝氏体转变所以至少在贝氏体转变的上限温度的上限温度(3)中的方式不可能中的方式不可能,而以而以(2)中的中的1扩散方式进扩散方式进行。行。 0.10.5wt%

17、含碳量的Fe-C合金，在Bs温度，1转变驱动力转变驱动力为为178227J/mol和和196237J/mol。按按 Fe3C机制计算，机制计算， 0.8wt%含碳量的Fe-C合金在550时驱动力为390J/mol ；和；和181J/mol 。二. 贝氏体转变过程 1. 无碳化物贝氏体 (高温范围转变)，组织为F+A(富碳)。 (1) A中形成贫碳及富碳区，首先是在贫碳区形成F核； (2) 由于转变温度较高，碳原子可在F中越过F/A界面向A扩散，直至达到平衡浓度； (3) A，F界面上的碳原子向A中远离界面处扩散； (4) 继续形成F核，并长大成条； (5) A继续富化，当达到Fe3C浓度时会析

18、出Fe3C，在继续冷却或保温过程中A也能发生转变，成为P、M、其它类型B或保留至室温成为残余奥氏体AR。整个过程可见图4-4-1a。2. 上贝氏体转变 (中温范围转变，在350550之间)，组织为F+ Fe3C。(1) 在A中贫碳区形成F核； (2) 碳越过F/A界面向A扩散； (3) 由于温度降低，碳不能进行远程扩散，而在A界面附近堆积， 形成Fe3C； (4) 同时F长大，形成羽毛状上贝氏体。 可见, 上贝氏体的转变速度受碳在A中扩散控制。 整个过程可见图4-4-1b。 3 下贝氏体转变 (低温范围转变，低于350) (1) 在贫碳区形成F核，具有过饱和的碳； (2) 由于温度低，碳原子不

19、能越过F/A界面扩散至A中； (3) 碳原子在F内扩散； (4) 在F内一定晶面上析出Fe3C，以降低能量, 同时铁素体长大。 可见,下贝氏体转变速度受碳在F中的扩散所控制。整个过程可见图4-4-1c。 冷却过程中的几种转变的主要特征见下表。第五节第五节 贝氏体的力学性能贝氏体的力学性能 一.贝氏体的强度(硬度) 一般地，贝氏体的强度随形成温度的降低而提高,如图4-5-1。贝氏体的硬度与形成温度的关系与此相似。 1、贝氏体铁素体条片的粗细的影响、贝氏体铁素体条片的粗细的影响 (1)F条(片)的粗细：F条(片)越细，晶界越多，贝氏体强度越高。由于F条(片)的粗细决定于形成温度，也可认为，形成温度

20、越低，条(片)越细，强度越高。 如果将贝氏体铁素体条片尺寸大小看成是贝氏体晶粒粗细，则可以通过Hall-Petch关系式估算贝氏体的强度。那么，贝氏体铁素体条片愈小，其强度愈高。如图4-5-2所示。 4-5-2贝氏体铁素体晶粒尺寸对强度的影响贝氏体铁素体晶粒尺寸对强度的影响2、碳化物的分散度、碳化物的分散度 碳化物质点的大小与分布：根据弥散强化理论，碳化物颗粒愈小，分布越弥散，贝氏体强度越高。下贝氏体中碳化物颗粒小，颗粒量多，故下贝氏体强度高于上贝氏体。贝氏体形成温度愈低时，碳化物颗粒愈小、越多，强度越高。 贝氏体中渗碳体分散度对强度的影响贝氏体中渗碳体分散度对强度的影响3、F的过饱和度，位错

21、亚结构密度 贝氏体形成温度低时，碳原子不易通过界面扩散，F的过饱和增加，位错密度增加，强度增加。 总之，贝氏体形成温度越低，强度越高。 二. 贝氏体的韧性 随着等温温度的下降和强度的升高，贝氏体组织的塑性下降。决定贝氏体组织韧性的因素是贝氏体铁素体的晶粒大小及碳化物的形态和分布。当上贝氏体条片间分布着碳化物的连续膜时，韧性很差。当下贝氏体铁素体条片细小时，碳化物分布在铁素体内部则具有较高的韧性。 在350以上时，组织中大部分为上贝氏体时，冲击韧性会大大下降，如图4-5-2。 上贝氏体的冲击韧性低于下贝氏体的原因有：(1) 脆性Fe3C分布于F条间，造成脆性通道； (2) 上贝氏体由彼此平行的F

22、条构成，好似一个晶粒，而下贝氏体铁素体片彼此位向差很大，能看作一个晶粒的部位尺寸很小，所以上贝氏体的有效晶粒直径远远大于下贝氏体。 三、粒状贝氏体的力学性能 一般含有M-A岛的粒状贝氏体的塑性和韧性较差。但也有人认为韧性有所改善。可能与M-A岛中的奥氏体是否转变为马氏体，或者进行了分解。保留奥氏体者，韧性得到改善。具有M-A岛的粒状贝氏体经过回火，可以使韧性提高。M-A岛数量对钢强度的影响第六节第六节 块状相变块状相变 块型转变也是一种中温转变，是介于马氏体相变和长程扩散型转变之间的中间型相变。块型转变的CCT曲线位置正好与贝氏体转变的CCT曲线位置相当。如图519所示8。一一.纯金属中的块型

23、转变纯金属中的块型转变 块型转变的主要特点：块型转变的主要特点： 1）无成分变化，即与）无成分变化，即与马氏体相变无扩散相同；马氏体相变无扩散相同； 2）界面迁移速率比一）界面迁移速率比一般体扩散型相变的界面般体扩散型相变的界面迁移速率高得多；迁移速率高得多； 3）晶粒具有不规则的）晶粒具有不规则的晶界，非等轴的块状形晶界，非等轴的块状形貌。纯铁从纯铁从1000淬入冰盐水中形成块型铁素体淬入冰盐水中形成块型铁素体冷却速度对相变临界点的影响冷却速度对相变临界点的影响随着冷却速度的增加，随着冷却速度的增加，5000/s，相变临界点，相变临界点不断降低。不断降低。500030000/s之间，之间，相变临界点稳定在相变临界点稳定在740，出现第一个出现第一个“平台平台”。表明发生块型转变。当表明发生块型转变。当冷却速度大于冷却速度大于35000/s之后，相变临界点稳定之后，相变临界点稳定在在700左右，出现第二左右，出现第二个个“平台平台”，它对应纯，它对应纯铁的马氏体相变。说明铁的马氏体相变。说明纯铁的块型转变不同于纯铁的块型转变不同于马氏体相变。马氏体相变。二二.钢中的块状相变钢中的块状相变 据估计，Fe-C合金中，形成块型铁素体的最高含碳量为0.02%0.03%(wt)，与贝氏体铁素体的含碳量相近。 有人认为块型转变与贝氏体相变有某种亲缘关系18。 三三.块状相变与