材料工程基础讲稿9-10课件

第五章贝氏体转变

B转变是过冷A介于P转变和M转变温度之间的一种转变。——还没有一个确切的定义。§5－1贝氏体转变的基本特征

1．对应于P转变的A1点及M转变的Ms点，B转变也有一个上限温度Bs点。

2．贝氏体转变产物

B转变产物是由α相与碳化物所组成的两相混合物，但与P不同，B不是层片状组织，且组织与转变温度密切有关，其中包括α相形态而言，更多类似于M而不同于P。关于B组织形态有两个不同的定义：

Hehemann称B为铁素体与碳化物的非层状混合组织。

Aaronson则称之为非层状共析反应产物或非层状P变态。即AaronsonB转变与P转变一样，都是共析转变，只是因为转变温度不同而导致转变产物的形态不同。

3．贝氏体转变动力学

B转变：形核－长大进行的。P109

4．转变的不完全性

5．贝氏体转变的扩散性

B转变时：碳原子扩散，合金元素原子不扩散，其中包括铁原子。至少合金元素原子与铁原子未发生较长距离的扩散。6．晶体学特征

B的F浮凸则呈V形或帐篷形。B的晶体学特征，其中包括位向关系与惯习面等也不同于P而较接近M。§5－2贝氏体组织形态和晶体学随钢的化学成分及形成温度而异。B可以按组织形态不同主要区分为无碳化物B、粒状B、上B和下B等。1．无碳化物贝氏体无碳化物B：在B转变区域的最高温度范围内形成。一般产生于低、中碳钢中，可在等温或在缓慢的连续冷却时形成。无碳化物B由板条F束及未转变的A所组成，F与A内均无碳化物析出——称无碳化物B，是B的一种特殊形态。

无碳化物BF在形成时也能在抛光试样表面形成浮凸。与A的晶体学关系与上B相同，惯习面为{111}γ,位向关系为K－S关系。2．上贝氏体:

中、高碳钢:350-550°C上B是在B转变上部温度范围内形成。它是由成束的、大致平行的板条状F和条间的呈粒状或条状的渗碳体（有时有残余A）所组成的非层状组织。当其转变量不多时，在光学显微镜下成束的条状铁素体自晶界向晶内生长,形成羽毛状——羽毛状B，此时无法分辨其条间的渗碳体。在电子显微镜下可清晰看到上B中的F和渗碳体的形态。

上BF的惯习面为{111}γ,与A之间的位向关系接近K－S关系。关于BF－碳化物、A－碳化物间的晶体学关系往往被用来作为判断碳化物究竟是由BF中析出，还是由A中析出的重要依据，亦即涉及B转变的机制问题。上B渗碳体的惯习面为(227)γ

，与A间具有Pitsch关系：。

由此证明渗碳体是由A中直接析出的。

3．下贝氏体:

中、高碳钢:350°C---Ms在B转变区域的低温范围形成的B称为下B。当钢中碳含量大于0.6%时下B的形成温度大约在350℃以下。下B也是由BF和碳化物两相组成，但F的形态及碳化物的分布均不同于上B。研究表明，下B可以从A晶界形核，也可以在晶内形核。

在低碳（低合金钢）中，BF的形态呈板条状，若干个平行排列的板条构成一个束，与板条M相似。

在高碳钢中，BF呈片状，各个片之间互成一定的交角，与片状马氏体很相似。而在中碳钢中则两种形态的BF兼有之。下BF中的亚结构为位错，不存在孪晶。

在高碳钢中，BF呈片状,以下是对于高碳钢B下的描述

根据以上结果，一般认为认为下B中的碳化物是自过饱和的BF中析出。实际上根据所测得的碳化物与BF间的取向关系，并不一定说明碳化物是由BF中析出，因为A与F间存在K－S关系，故也可将θ（ε）与F间取向关系转换为θ（ε）与A的关系。转换后得出θ（ε）与A之间为Pitsch关系。已知Pitsch关系为碳化物自A中析出所遵循的取向关系，据此，也可以认为下B中碳化物可以从A中析出。但也有人研究40CrMnSiMoV钢下B中碳化物的取向关系后认为，碳化物既可从F中析出，也可从A中析出。总之，有关B转变的晶体学关系问题目前尚无定论。4．粒状贝氏体粒状B：低、中碳钢中存在，在稍高于典型上B形成温度形成的。组织组成物：F基体+岛状组织。小岛呈不连续条状，平行排列在F基体中。基体F呈片针状，有浮凸。小岛分布在片针状界面。

F的碳含量：平衡碳量，小岛中的碳含量则较平均浓度高出很多。F与小岛中的合金元素含量与平均浓度相同——粒状B形成过程中有碳的扩散而无合金元素的扩散。粒状B与无碳化物B很相近，只是F量较多已汇成片，A呈小岛分布在F基体中。低碳钢B组织的分类，即BⅠ、BⅡ、BⅢ三类p113

钢种各种组织形成的大致范围§5－3贝氏体转变动力学

精确测试B转变C曲线发现，B转变C曲线是由两个独立的C曲线合并而成的，即由上B和下B有各自独立、彼此重叠的C曲线。由此可见，上B与下B很可能是通过不同机制形成的。2．B转变时碳的扩散

B转变是在碳还能扩散的中温范围内发生的。与M转变不同，B转变的进行依赖于碳的扩散。为了在A中形成低碳的BF，碳必将向A富集。当A的碳含量超过Fe3C在A中的溶解度曲线ES线及其延长线时，碳又将以渗碳体形式自A中析出，而使A中的碳含量下降。视A中碳含量及转变温度不同，在B转变过程中A的碳含量可能升高，也可能降低。用实验方法已证实了B转变过程中碳含量的变化。

对于B等温转变C曲线下半部来说。转变速度主要是受扩散控制，故可认为转变速度V与转变温度T之间存在下列关系：

V＝Voexp(Q/KT)(5-1)

式中Q－转变激活能，Vo－常数。为到达某一转变量所需的时间τ与转变温度之间则存在下列关系：

τ＝τoexp(Q/KT)(5-2)取对数得到：(5-3)

即所需时间的对数与温度的倒数成正比关系。对碳含量0.65、0.77、1.07和1.20几种碳含量的钢测量，转变50％所需的时间τ50的对数与1/T之间确存在直线关系。

6）冷却时在不同温度停留的影响冷却时在B与P转变区之间的稳定区等温停留，由于自A中析出了碳化物，降低了A的稳定性，使随后的B转变加速；过冷A在上B转变区停留，先形成部分上B将会降低下B的形成速度，这可能是又一种A稳定化的影响所致；过冷A先冷至低温形成少量M或下B后，再升至较高温度，可以使随后的B转变加速，这可能是先形成的M或下B的转变在A中产生应力，促进了随后的B转变。§5－4贝氏体转变热力学及转变机制

B转变的机制目前正在激烈地争论着。现有的转变机制大体上可以归纳为两种，即M型的切变机制和P型的台阶机制，两种都在不断的充实和修正之中，许多问题还有待于进一步研究。

1．贝氏体转变热力学

B转变是通过形核－长大进行的；转变时的领先相是BF；转变过程中有碳原子的扩散；转变的驱动力也是自由焓差；在转变过程中自由焓差可由下式给出：

ΔG＝－VΔGv+Sγ+E+ΔGD(5-4)

切变机制认为，Bs点对应于Ms点，其物理意义为ΔGγ→Bα的最小临界驱动力的温度。γ→贫碳的γ1＋富碳的γ2

→γ1→α’→γ2→γ1+Bc→α’→等温温度高，α’回火析出C→降低点阵弹性畸变能；减小比容差△V，降低膨胀能；减小应变能等。

由于转变温度较高，过冷度较小，新相与母相间的化学自由焓差较小，不足以补偿在更多新相形成时所需消耗的界面能和各种应变能，因而形成的BF较少，亦即转变进行到一定程度便会自行中途停顿下来。碳富化了的A有可能在继续等温、保温及进一步的冷却过程中转变为P，其它类型的B及M，也有可能被保留至室温成为残余A。

2）中温范围的转变大于0.6%碳的钢在350～550℃的中间温度范围内转变时，转变初期与高温范围的转变基本一样。但由于此时温度已比较低，碳在A中的扩散已变得困难，加之由于过冷度较大，相变驱动力增大，所形成的BF较多，板条较为密集，通过界面由BF扩散入A的碳原子已不可能进一步向A纵深扩散，尤其是板条F束中两相邻F条之间的A中的碳更不可能向外扩散。

界面附近的A，尤其是两F条之间的A中的碳含量将随BF的长大而显著升高，当超过ES及其延长线时，将自A中析出点状或粒状碳化物而形成羽毛状上B。碳化物与A保持pitsch关系即是有力的证据。转变温度愈低，形成的BF的量愈多，板条尺寸也愈细小；同时，随着碳的扩散系数减小，使上B中的碳化物也变得更细小。3）低温范围的转变在350℃以下的转变由于温度低，初形成的BF的碳含量高，故BF的形态已由板条状转变为透镜片状。此时，不仅碳原子已难以在A中扩散，就是在BF中也难以作长距离的扩散，而BF中的碳过饱和度又很大。既然过饱和的碳不能通过界面进入A，就只能以碳化物形式在BF内部就地析出，从而得到在片状BF上分布着与铁素体长轴呈一定交角（55～60o）、排列成行的点状碳化物。这一过程就其本质而言与M的自回火相一致。随着BF中碳化物的析出，自由焓的进一步降低以及比容的缩小所导致的弹性应变能的下降，将使BF片进一步长大，得到下B组织。碳化物与BF保持回火位向关系即是有力的证据。转变温度愈低，其中碳化物沉淀的弥散度愈大，且BF中碳的过饱和度愈大。4）粒状B的形成可以认为在某些合金钢中出现的粒状B是由无碳化物B演变而来的。当过冷A在低于Bs温度（稍高于典型上B形成温度）时，先发生碳的再分配，接着在A的贫碳区开始形成许多彼此大体上平行的板条BF，碳原子从BF中通过与A的相界面不断向A中扩散，此时BF不仅纵向长大，而且也侧向长大。但由于A中本来就存在碳的偏聚，所以BF－A界面的推进速度对各部位来说将不会完全一致，其向富碳A的推进速度显然小于向贫碳区推进速度，于是BF－A相界面便出现了凹凸不平的不均匀长大，并彼此靠拢。当无碳化物B长大到彼此回合时，剩下的小岛状A便为F所包围，沿F条间呈条状断续分布。因钢的碳含量低，小岛状A的碳含量也不致超过ES及其延长线，故不会析出碳化物，加之又含有一定的合金元素，小岛状的奥氏体比较稳定，这就形成了粒状B。如延长等温时间及进一步降低温度，岛状A将有可能分解为P或转变为M，也有可能保留到室温。

另一种小岛呈散乱分布，且α相形成时不引起浮凸的粒状组织的α相是通过类似于块状转变机制形成的。从以上的讨论可见，按此机制，不同形态B中的α都是通过切变形成的,只是因为转变温度不同,使α相中碳的脱溶以及碳化物析出的方式不同导致组织形态的不同。

BF的长大速度极慢。切变观点认为，这是因为BF的长大受碳的扩散所控制。根据B转变动力学曲线计算所得的激活能也表明B转变受碳的扩散所控制。透射电镜观察BF束中一个亚单元的长大过程表明，BF的长大是不连续的、跳跃式的。BF条片依靠不断形成亚单元而长大。每个亚单元都是按切变共格方式形成，其长大速度极快，但每个亚单元的尺寸是有限的，长成后就不再长大，必须停留一段时间，然后通过在其近旁诱发出新核，形成新的亚单元，构成了BF板条在纵向和横向的长大得以进行。使长大停止的另一个原因是碳在界面附近的富集，必须待富集的碳通过扩散被消除后长大才能继续进行。此外，长大的停止还可能与切变造成的弹性应变有关，在弹性应变得到松弛后，新的亚单元才得以形成。5）切变理论的成功与不足切变理论可以解释在不同的形成温度形成B形态的差异及原因；转变不完全性；碳的过饱和度及转变时碳的扩散；Bs点的存在；晶体学近似于M及切变形成时的表面浮凸。尽管B转变的切变理论可以解释上述一些现象，然而却无法解释为何上、下B都具有各自独立的C曲线和不同的转变激活能；浮凸不同于M，浮凸的顶角不是Bα/γ的界面；B碳化物的形貌及分布不同于M；BF的惯习面为何与M有差别；A中的贫碳区是如何形成的等一系列问题。3．贝氏体转变的台阶扩散机制与B转变的切变机制的提出者不同，持台阶扩散机制的研究者虽然也承认有表面浮凸存在，但认为B转变的浮凸与M转变的浮凸不同，B转变的浮凸是由转变产物的体积效应引起的，而并非由于切变所致。B转变是非层状的共析反应产物，B转变同P转变机理相同，两者的区别仅在于P产物是片层状，从而提出了B转变是按台阶扩散方式进行的，并受碳的扩散所控制。

台阶的水平面为α/γ的半共格界面，界面两侧的α与γ有一定的位向关系，在半共格界上存在着柏氏矢量与界面平行的刃型位错，即界面由刃型位错及台阶组成。这样的界面必须通过位错的攀移才能向前平移。在温度不够高的情况下，位错的攀移难以实现，故这样的半共格界面就很难移动。如果在界面上存在台阶，则台阶的端面为非共格界面，这样的界面活动能力很高，易于向侧面移动,从而使水平面向上推移。台阶移动的速度受碳的扩散所控制。在原有的台阶消失后必须待新的台阶形成后，长大才能继续进行。关于台阶的来源,到目前为此尚不清楚。

用热离子发射显微镜直接观察到了台阶的形成与长大。测出了C0.66%,Cr3.32%钢在400℃等温时上BF条的长大动力学。可以得出单片BF片的平均长大速度是1.4×10－3cm/s，这与理论计算值得到的生长速度9×10－4cm/s很相近，说明长大过程确实受碳的扩散所控制。根据上BF长大的观察和测量，推出了下BF的长大与上BF的长大相同的结论。。

台阶机制进行的B转变与P转变的主要不同点是转变时移动的界面不同。可以认为，在A大角晶界形成的α相的核与一侧的A的交界面为共格或半共格界面，两者之间有一定的位向关系；而与另一侧的A的界面为非共格界面，两者之间无位向关系。共格或半共格界面通过台阶机制推移得到BF，非共格界面通过扩散机制推移得到P。初形成的BF的碳含量应接近平衡浓度。对于这一问题既难以用实验加以肯定，也难以否定。如果按照台阶机制所要求的那样，初形成的BF不是过饱和的α相，碳已在BF形成之前扩散到了A，则B中的碳化物必然是从A中析出。对于上B，这一点已不成问题，因按切变机制，也认为碳化物是从A中析出的。但对下B来说，但目前为此，还未得出最后结论

台阶扩散机制认为Bs点是不存在的，因此从热力学计算是一种可行的机制；BF台阶的移动速度与受碳的扩散速度所控制；浮凸是体积效应；上BF为平衡碳量；分离的C曲线是合金元素的界面拖曳效应所造成的；上B中碳化物由A中析出等支持台阶扩散机制。但该理论的不足也是明显的，BF的过饱和度难以证实，碳自α相中的析出速度小于1s；台阶是如何形成的；表面浮凸与计算的体积效应相差较大；C曲线的bay仅以界面拖曳效应难以解释；BF中的亚单元如何解释；B碳化物全部自A中析出证据不足等。4．争论的要点相变机构是切变还是台阶扩散机制，过饱和碳对切变是否必须；BF长大低速率的原因；预相变是否存在贫碳区。§5－5贝氏体的力学性能在同一强度级别的条件下，B组织的韧性高于回火M。材料的力学性能取决于构成它的组织组成物的类别、形态、尺寸、分布状况和亚结构等，B钢也不例外。但是B组织比较复杂，它不仅随转变温度不同而改变，而且欲得到单一的B也是很困难的，以致很难严格地评价某单一类型B的力学性能，故通常所测定的实际上多是以某类B为主的混合组织的性能。

1．B的强度

1）强度与转变温度的关系低、中碳合金钢经等温淬火后的力学性能测试表明,钢σb和σ0.2均随转变温度的降低而升高。这表明下B的强度比上B高。高碳合金钢的等温淬火也表现出相同的规律。2）影响B强度的因素

BF条或片的粗细如将B条或片的大小看作B的晶粒，则可用Hall-Petch关系式估算B的强度。即BF的晶粒直径愈小，则其强度愈高，这是因为晶粒愈小，晶界愈多。B条或片的大小主要取决于B形成温度。B形成温度愈低，则BF条或片的尺寸愈小。所以也可以说B的强度决定于形成温度，形成温度愈低，B的强度就愈高。碳化物的尺寸大小与弥散度合金中的第二相质点与位错的交互作用可以使合金强度提高。根据弥散强化的机理，碳化物的颗粒直径愈小，数量愈多，对强度的贡献愈大。

固溶强化和位错强化B的强化主要是细晶强化和碳化物的弥散强化。碳和合金元素的固溶强化及位错亚结构的强化也有相当的作用。随B形成温度的降低，BF碳的过饱和度及位错密度均增加，对强度的贡献也随之增加，但上BF由于碳含量低，所以固溶强化对其影响很小。即影响B强度的几种因素都与B的形成温度有关，并且这些因素都是随着形成温度的降低而作用增强。2．贝氏体的韧性

B的韧性与形成的组织密切相关。当组织中上B的数量