贝氏体转变(六)
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原理第8章 贝氏体转变
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第五章 贝氏体转变
1、恩金贝氏体相变假说
恩金认为贝氏体相变应属于马氏体相变性质，由于随后回火析出碳化物而 形成贝氏体，提出了贫富碳理论假说。 该假说认为，在贝氏体相变发生之前，奥氏体中已经发生了碳的扩散重新 分配，形成了贫碳区和富碳区。在贫碳区发生马氏体相变而形成低碳马氏体，
然后马氏体迅速回火形成过饱和铁素体和渗碳体的机械混合物，即贝氏体。
第五章 贝氏体转变
无碳化物贝氏体
第五章 贝氏体转变
4、BⅠ、BⅡ、BⅢ
日本的大森在研究低碳低合金高强钢时发现，在某些钢中的贝氏体可以明显 地分为三类，分别把这三类B称为第一类、第二类和第三类贝氏体，并用BⅠ、 BⅡ、BⅢ分别表示。 BⅠ约在600 - 500℃之间形成，无碳化物析出；
BⅡ约在500 - 450℃之间形成，碳化物在F之间析出；
晶体学特征及亚结构：
上贝氏体中的铁素体形成时可在抛光试样表面形成浮突。上贝氏体中铁素 体的惯习面为{111}，与奥氏体之间的位向关系为 K-S关系。碳化物的惯习面 为{227}，与奥氏体之间也存在一定的位向关系，因此 一般认为碳化物是从奥氏体中直接析出的。 亚结构为位错，位错密度较高，能形成缠结。
第五章 贝氏体转变
2、柯俊贝氏体相变假说（热力学）
相变时自由能的变化： Δ G=－VΔ GV+Δ GD+Δ GS+E 从上式来看，M相变可以发生的条件是Δ G<0，但由于M相变的热滞较大，所 以M相变只能在Ms以下的温度才能发生。
如果在转变过程中，能使Δ Gv升高（即绝对值增大）使E（弹性应变能）降
物则被称为贝氏体。
英文名称Bainite，用B表示。
第五章 贝氏体转变
第五章 贝氏体转变
1、恩金贝氏体相变假说
恩金认为贝氏体相变应属于马氏体相变性质，由于随后回火析出碳化物而 形成贝氏体，提出了贫富碳理论假说。 该假说认为，在贝氏体相变发生之前，奥氏体中已经发生了碳的扩散重新 分配，形成了贫碳区和富碳区。在贫碳区发生马氏体相变而形成低碳马氏体，
然后马氏体迅速回火形成过饱和铁素体和渗碳体的机械混合物，即贝氏体。
第五章 贝氏体转变
无碳化物贝氏体
第五章 贝氏体转变
4、BⅠ、BⅡ、BⅢ
日本的大森在研究低碳低合金高强钢时发现，在某些钢中的贝氏体可以明显 地分为三类，分别把这三类B称为第一类、第二类和第三类贝氏体，并用BⅠ、 BⅡ、BⅢ分别表示。 BⅠ约在600 - 500℃之间形成，无碳化物析出；
BⅡ约在500 - 450℃之间形成，碳化物在F之间析出；
晶体学特征及亚结构：
上贝氏体中的铁素体形成时可在抛光试样表面形成浮突。上贝氏体中铁素 体的惯习面为{111}，与奥氏体之间的位向关系为 K-S关系。碳化物的惯习面 为{227}，与奥氏体之间也存在一定的位向关系，因此 一般认为碳化物是从奥氏体中直接析出的。 亚结构为位错，位错密度较高，能形成缠结。
第五章 贝氏体转变
2、柯俊贝氏体相变假说（热力学）
相变时自由能的变化： Δ G=－VΔ GV+Δ GD+Δ GS+E 从上式来看，M相变可以发生的条件是Δ G<0，但由于M相变的热滞较大，所 以M相变只能在Ms以下的温度才能发生。
如果在转变过程中，能使Δ Gv升高（即绝对值增大）使E（弹性应变能）降
物则被称为贝氏体。
英文名称Bainite，用B表示。
第五章 贝氏体转变
原理第8章贝氏体转变
实验结论与讨论
实验结论
通过对比实验结果和理论分析，得出 贝氏体转变的规律和特点，以及其对 材料性能的影响。
实验讨论
探讨实验中存在的误差和不足之处， 提出改进措施和建议，为进一步研究 贝氏体转变提供参考和借鉴。
05 贝氏体转变的应用前景
新材料开发
高强度材料
利用贝氏体转变过程中材料的强化机制，开发高强度、高韧性、 高耐磨性的新材料。
贝氏体呈现薄膜状或针状形态。
温度对贝氏体性能的影响
03
随着温度的升高，贝氏体的强度和韧性有所下降，但塑性和韧
性有所提高。
应力的影响
01
应力诱导贝氏体转变
在应力作用下，材料内部的位错密度增加，促进了贝氏体转变的进行。
02
应力对贝氏体组织形态的影响
在应力作用下，贝氏体的形态变得更加细小、均匀，有利于提高材料的
贝氏体转变（第八章）
目录
• 贝氏体转变概述 • 贝氏体转变的机理 • 贝氏体转变的影响因素 • 贝氏体转变的实验研究 • 贝氏体转变的应用前景 • 总结与展望
01 贝氏体转变概述
贝氏体的定义
贝氏体是钢在奥氏体化后，在特定的 温度范围内（通常是低于马氏体转变 温度）进行等温或连续冷却转变时形 成的一种相变产物。
合金元素对贝氏体性能的影响
合金元素可以通过改变贝氏体的微观结构和相组成来影响其性能，如提高强度、韧性和耐 腐蚀性等。
04 贝氏体转变的实验研究
实验方法与设备
实验材料
选择具有代表性的钢铁材料作为 实验材料，如碳钢、合金钢等。
实验设备
包括加热炉、显微镜、硬度计、热 分析仪等。
实验方法
采用不同的加热和冷却速率对实验 材料进行加热和冷却处理，观察并 记录贝氏体转变过程中的组织变化 和性能变化。
贝氏体相变全解
Βιβλιοθήκη 1. 贝氏体相变的温度范围
• 与马氏体相变一样，贝氏体相变在等温过程 中也不能进行完全，总有残余奥氏体存在。
• 等温温度愈靠近Bs点，能够形成的贝氏体量 就愈少。
2.贝氏体相变的产物
• 贝氏体相变产物：铁素体+碳化物 • 与珠光体不同，贝氏体不是层片状组织，且组织形态与形
成温度密切相关。 • 较高温度形成的上贝氏体，其碳化物是渗碳体，一般分布
➢ 后来人们 相继在 Cu-Zn、Cu-Al 、Ag-Zn等 合金，甚 至在
陶瓷中也发现了贝氏体转变。
5.1 贝氏体相变的基本特征
1. 贝氏体相变的温度范围
贝 氏 体 转 变 温 度 在 A1 以 下 ， MS 以 上 ， 有 一 转 变 的 上 限 温 度 BS 和 下限温度Bf ，过冷奥 氏 体 必 须 冷 到 BS 以 下 才能发生贝氏体转变。 碳钢的BS约为550℃左 右。
富集而趋于稳定，并保留到室温成为一种特殊的上贝氏体— 准上贝氏体； ⑤T渗碳体更细密
1. 上贝氏体
⑥亚结构：位错—说明切变以滑移方式进行，形成温度 位错密度；
⑦具有一定晶体学取向关系和表面浮突效应；上贝氏体 铁素体的惯习面为{111}，与奥氏体之间的位相关系为 K-S关系。碳化物的惯习面为{227}，与奥氏体之间存 在Pitsch关系。
扩散型相变的特征
贝氏体（ Bainite）-由来
• 为了纪念著名美国 物理冶金学家 E.C.Bain在中温转 变研究方面的突出 成果，20世纪40年 代末将中温转变称 为贝氏体相变，将 相变所得到的产物 称为贝氏体 （ Bainite ）。
贝氏体相变的发展历史
➢ E.C.Bain 等 人 与 1930 年 首 次 发 表 了 这 种中 温 转 变产 物 金
• 与马氏体相变一样，贝氏体相变在等温过程 中也不能进行完全，总有残余奥氏体存在。
• 等温温度愈靠近Bs点，能够形成的贝氏体量 就愈少。
2.贝氏体相变的产物
• 贝氏体相变产物：铁素体+碳化物 • 与珠光体不同，贝氏体不是层片状组织，且组织形态与形
成温度密切相关。 • 较高温度形成的上贝氏体，其碳化物是渗碳体，一般分布
➢ 后来人们 相继在 Cu-Zn、Cu-Al 、Ag-Zn等 合金，甚 至在
陶瓷中也发现了贝氏体转变。
5.1 贝氏体相变的基本特征
1. 贝氏体相变的温度范围
贝 氏 体 转 变 温 度 在 A1 以 下 ， MS 以 上 ， 有 一 转 变 的 上 限 温 度 BS 和 下限温度Bf ，过冷奥 氏 体 必 须 冷 到 BS 以 下 才能发生贝氏体转变。 碳钢的BS约为550℃左 右。
富集而趋于稳定，并保留到室温成为一种特殊的上贝氏体— 准上贝氏体； ⑤T渗碳体更细密
1. 上贝氏体
⑥亚结构：位错—说明切变以滑移方式进行，形成温度 位错密度；
⑦具有一定晶体学取向关系和表面浮突效应；上贝氏体 铁素体的惯习面为{111}，与奥氏体之间的位相关系为 K-S关系。碳化物的惯习面为{227}，与奥氏体之间存 在Pitsch关系。
扩散型相变的特征
贝氏体（ Bainite）-由来
• 为了纪念著名美国 物理冶金学家 E.C.Bain在中温转 变研究方面的突出 成果，20世纪40年 代末将中温转变称 为贝氏体相变，将 相变所得到的产物 称为贝氏体 （ Bainite ）。
贝氏体相变的发展历史
➢ E.C.Bain 等 人 与 1930 年 首 次 发 表 了 这 种中 温 转 变产 物 金
贝氏体转变
3）转变温度越低， F片越小，碳化物也越细小；
（三）粒状贝氏体（B粒）
1.形成温度：大致在上贝氏体转变温区的上半部。
2.形态特征：较粗大的F块内有一些孤立的“小岛”，形态多
样，呈粒状或长条状，很不规则（图5-7、5-8）“小岛”的
组成物，原先是富碳的A区，转变后可能是：
①F＋Fe3C、②M＋A′、③富 碳的A。
B转变热力学
驱动力：ΔG＝-VΔGV＋Sγ＋E 如何考虑上式各项，和转变机制有关： • i) 如果认为转变是共析转变的一种特殊 形式，就应按P转变的热力学来考虑； • ii) 如认为转变是M转变进行，则应按M 转变的热力学来考虑。
B转变机制
• B转变包括B中F的形成与K析出。 • 切变机制 • 台阶机制
研究认为，粒状贝氏体中铁素体的亚结构为位错，但其密
度不大。 大多数结构钢，不管是连续冷却还是等温冷却，只要冷 却过程控制在一定温度范围内，都可以形成粒状贝氏体。
B转变热力学及转变机制
B转变特点： 1〃也是形核与长大过程；B形核需要一定的孕 育期，转变的领先相是F；B转变速度远比M 慢； 2〃 B形成时会产生表面浮凸； 3〃 B转变有一上限温度Bs和下限温度Bf； 4〃B转变具有不完全性，随转变温度升高，不 完全性愈强； 5〃B转变时新相与母相A间存在一定的晶体学 关系； 6〃转变过程中有C的扩散。
贝氏体的韧性
水冷）
图5-8 上贝氏体示意图
图5-7羽毛状上贝氏体 750× （0.6%c钢900℃加热50℃/秒 冷却 ）
归纳上贝氏体转变特征
1）形成温度：在B相变区的较高温度区内，普通的中、高C
钢中，上B形成温度范围 约350～550℃，而低C钢要高些。
2）形态特征：整体形态呈羽毛状，光学显微镜下可见成束 平行排列的自晶界向晶粒内生长的F条和条间的渗C体组成的 非层状组织，具有羽毛状特征。 3）转变温度越低，条越细而密集。 4）随着A中C↑，B中F条变薄。渗C体在F条间呈粒状、链球 状分布，夹有残余A′,上贝氏体中的碳化物是从γ中脱溶而出
贝氏体转变
四. 贝氏体转变动力学
A1
P转变
转变的孕育期 鼻子尖温度 独立的C曲线 转变的不完全性
共析碳钢 C曲线示意图
五. 贝氏体转变的学术争论
贝氏体的定义 预相变 热力学 形核机理 长大机理
碳化物源
六. 贝氏体的力学性能
主要取决于其组织形态。贝氏体混合组织中铁素体、 渗碳体及其他相的相对含量、形态、大小和分布以及与位 错的交互作用等会影响贝氏体的性能。 下贝氏体——下贝氏体中BF细小且分布较均匀，BF内 位错密度较高而且弥散分布着细小的ε-碳化物，这种组织 状态使得下贝氏体不仅强度高，而且韧性好，具有良好的 综合力学性能，相当于回火低碳马氏体。 上贝氏体——BF晶粒与碳化物颗粒较粗大，且碳化物呈 短杆状平行地分布于BF板条之间，BF和碳化物分布有明 显的方向性使铁素体条间易产生脆断，因此上贝氏体强度 较低、韧性也较差
贝氏体铁素体
碳化物
下贝氏体组织示意图
3. 其他贝氏体
（1）粒状贝氏体：低中碳合金钢中，稍高于上贝氏体温 度形成。由条状BF和岛状组织组成，岛状组织为富碳奥氏 体及其转变产物，通常为A+M。
（2）无碳化物贝氏体：低中碳合金钢中，上贝氏体温度 区间形成。晶体形貌与上贝氏体类似，中间为富碳奥氏体。 （3）柱状贝氏体：出现在高碳钢中，BF呈柱状，碳化物 规则排列。 （4）反常贝氏体：出现在过共析钢中，碳化物代替了BF。 （5）准贝氏体：在上、下贝氏体中，残余奥氏体代替了 碳化物。
有
切变 不完全 无 单相组织 M
高温
中温
低温
Mf
共析碳钢 C 曲线
Thanks
合金元素对C曲线位置及形状的影响
二. 过冷奥氏体连续冷却转变图
CCT 曲线—— Continuous Cooling Transformation 一般采用快速膨胀仪 测定。
§8-6 贝氏体转变、8-7
二. 贝氏体转变机制 溶质原子扩散——贫 化区和富化区的形成 溶质原子贫化区BF以 马氏体方式形核 BF亚单元按照马氏体 位错圈模型长大
预相变
BF形核
BF长大
碳化物析出
碳化物在BF和残余奥 氏体中析出
三. 贝氏体转变热力学
G VGv S VGE Gd
相变驱动力来源于两相自由能差； 相变阻力来源于界面能和弹性应变能； 晶体缺陷的晶格畸变能提供了部分相变驱动 力，特别是对溶质贫化区和富化区的形成，起 到了促进作用。
贝氏体铁素体
碳化物
下贝氏体组低中碳合金钢中，稍高于上贝氏体温 度形成。由条状BF和岛状组织组成，岛状组织为富碳奥氏 体及其转变产物，通常为A+M。
（2）无碳化物贝氏体：低中碳合金钢中，上贝氏体温度 区间形成。晶体形貌与上贝氏体类似，中间为富碳奥氏体。 （3）柱状贝氏体：出现在高碳钢中，BF呈柱状，碳化物 规则排列。 （4）反常贝氏体：出现在过共析钢中，碳化物代替了BF。 （5）准贝氏体：在上、下贝氏体中，残余奥氏体代替了 碳化物。
贝氏体钢——1/2Mo-B系、Mn-Cr-B系、Si-Mn-Mo系
Thanks
贝氏体铁素体
渗碳体
奥氏体晶界
上贝氏体组织示意图
2. 下贝氏体BL
下贝氏体的形貌
在贝氏体相变的低温转变 区形成，大约在350℃以下。
贝氏体铁素体呈透镜片状， 形态与片状马氏体很相似。 但下贝氏体铁素体中的亚结 构为位错，不存在孪晶。片 内存在排列整齐的细小碳化 物。 BF 与 A 的 位 向 关 系 为 K-S 关 系 ，惯 习面为 {110}A 。碳 化物与BF间有确定的位向关 系。
§8-6 贝氏体转变
贝氏体——贝氏体铁素体 和碳化物组成的非层片状 组织。 1920年：美国的Bain 和 Davenport 在钢中发现了 一种非马氏体针状组织， 为了纪念Bain E.C.的工作， 把这种组织命名为贝氏体 （Bainite).
第六章 贝氏体
பைடு நூலகம்
特征：呈黑针状。
性能：下贝氏体具有优良的力学性能, 生产上常用。
2
91
(2)贝氏体转变过程，。
① 上贝氏体转变过程（过冷到550～350℃）。上贝氏体转 变过程。
形成铁素体晶核→片状铁素体平行生长→析出渗碳体短棒→上贝氏体
②下贝氏体转变过程（过冷到350～Ms时）。
形成铁素体晶核→铁素体长成针状→铁素体内析出片状碳化物→下贝氏体
第六章 贝氏体
90
贝氏体转变
(1)贝氏体的组织形态和特性。过冷
奥氏体在550℃～Ms将转变为贝氏体组织，贝氏体用符号“B”表示。
贝氏体可分为上贝氏体（B上）和下贝氏体（B下）。
上贝氏体：形成温度为550～350℃。 特征：呈羽毛状。 性能：上贝氏体的力学性能差，无实用价值。 下贝氏体：形成温度为350℃～Ms。
③由于贝氏体形成时 只有碳原子发生扩散，而 铁原子不扩散，因此贝氏 体转变属于半扩散型转变。
贝氏体形成
3
上贝氏体形成示意图
条状 过饱和碳
α-Fe
细条状
Fe3C
羽毛状
4
下贝氏体形成示意图
针叶状过饱和碳
α-Fe
细片状
Fe3C
针叶状
5
特征：呈黑针状。
性能：下贝氏体具有优良的力学性能, 生产上常用。
2
91
(2)贝氏体转变过程，。
① 上贝氏体转变过程（过冷到550～350℃）。上贝氏体转 变过程。
形成铁素体晶核→片状铁素体平行生长→析出渗碳体短棒→上贝氏体
②下贝氏体转变过程（过冷到350～Ms时）。
形成铁素体晶核→铁素体长成针状→铁素体内析出片状碳化物→下贝氏体
第六章 贝氏体
90
贝氏体转变
(1)贝氏体的组织形态和特性。过冷
奥氏体在550℃～Ms将转变为贝氏体组织，贝氏体用符号“B”表示。
贝氏体可分为上贝氏体（B上）和下贝氏体（B下）。
上贝氏体：形成温度为550～350℃。 特征：呈羽毛状。 性能：上贝氏体的力学性能差，无实用价值。 下贝氏体：形成温度为350℃～Ms。
③由于贝氏体形成时 只有碳原子发生扩散，而 铁原子不扩散，因此贝氏 体转变属于半扩散型转变。
贝氏体形成
3
上贝氏体形成示意图
条状 过饱和碳
α-Fe
细条状
Fe3C
羽毛状
4
下贝氏体形成示意图
针叶状过饱和碳
α-Fe
细片状
Fe3C
针叶状
5
第五章贝氏体转变
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。
二 B转变特征
贝氏体转变兼有珠光体和马氏体转变的特征， 又有其独特之处，如下：
4、贝氏体转变的不完全性
与珠光体转变不同，贝氏体转变一般不能进 行彻底，在贝氏体转变开始后，经过一段时 间形成一定数量的贝氏体后，贝氏体转变会 停下来。转变温度愈接近Bs点，能够形成的 贝氏体愈少。
5、贝氏体转变的扩散性
不扩散。
6、贝氏体转变的晶体学特征
（7）惯习面和位向关系
铁素体的惯习面为{111}A，与奥氏体之间 的位向接近K-S关系， 碳化物惯习面为{227} A，与奥氏体有确定位向关系。
二 下贝氏体（B下）
下贝氏体是在贝氏体转变区的下部的温 度范围(350～230℃)内形成的贝氏体。又称 为低温贝氏体。 1.下贝氏体的组成
由铁素体和碳化物（为ε- FexC）组成的 二相非层片状混合物。 2.下贝氏体形成温度
3、贝氏体转变通过形核和长大方式进行
贝氏体转变是一个形核和长大过程，等温 转变动力学曲线是S形，等温转变动力学图 是C形。等温转变动力学图是由上贝氏体的 等温转变动力学图和下贝氏体的等温转变 动力学图合并而成。
贝氏体转变是奥氏体分解、有孕育期和领 先相。领先相为铁素体，贝氏体长大和碳 化物析出受碳扩散控制。上贝氏体长大速 度取决于碳在奥氏体中的扩散，下贝氏体 长大速度取决于碳在铁素体中的扩散。贝 氏体转变比马氏体转变慢。说明中温转变 是两种不同机制的转变。
（4）上贝氏体中的碳化物
碳化物为渗碳体，呈断续的、短杆状分布 于铁素体板条之间，其主轴方向与铁素体 板条方向平行，呈非层片状。随温度下降， 渗碳体更细。
二 B转变特征
贝氏体转变兼有珠光体和马氏体转变的特征， 又有其独特之处，如下：
4、贝氏体转变的不完全性
与珠光体转变不同，贝氏体转变一般不能进 行彻底，在贝氏体转变开始后，经过一段时 间形成一定数量的贝氏体后，贝氏体转变会 停下来。转变温度愈接近Bs点，能够形成的 贝氏体愈少。
5、贝氏体转变的扩散性
不扩散。
6、贝氏体转变的晶体学特征
（7）惯习面和位向关系
铁素体的惯习面为{111}A，与奥氏体之间 的位向接近K-S关系， 碳化物惯习面为{227} A，与奥氏体有确定位向关系。
二 下贝氏体（B下）
下贝氏体是在贝氏体转变区的下部的温 度范围(350～230℃)内形成的贝氏体。又称 为低温贝氏体。 1.下贝氏体的组成
由铁素体和碳化物（为ε- FexC）组成的 二相非层片状混合物。 2.下贝氏体形成温度
3、贝氏体转变通过形核和长大方式进行
贝氏体转变是一个形核和长大过程，等温 转变动力学曲线是S形，等温转变动力学图 是C形。等温转变动力学图是由上贝氏体的 等温转变动力学图和下贝氏体的等温转变 动力学图合并而成。
贝氏体转变是奥氏体分解、有孕育期和领 先相。领先相为铁素体，贝氏体长大和碳 化物析出受碳扩散控制。上贝氏体长大速 度取决于碳在奥氏体中的扩散，下贝氏体 长大速度取决于碳在铁素体中的扩散。贝 氏体转变比马氏体转变慢。说明中温转变 是两种不同机制的转变。
（4）上贝氏体中的碳化物
碳化物为渗碳体，呈断续的、短杆状分布 于铁素体板条之间，其主轴方向与铁素体 板条方向平行，呈非层片状。随温度下降， 渗碳体更细。
5.6贝氏体相变动力学
• 贝氏体相变只需要铁素体单相形核。只要通过 涨落形成贫碳区，依靠碳原子的扩散离去，Fe 原子的热激活跃迁，就可以构筑铁素体晶胞， 形成贝氏体铁素体。
1.贝氏体转变速 度比高温区共析 分解速度快；
2.贝氏体相变具 有等温性和变温 性的特征；
3.先共析铁素体 和贝氏体铁素体， 成分相同，晶格 相同，同样由奥 氏体改组而成， 但是中温区的BF 形成速度反而较 快，说明转变机 制不同。
速度，得V=1.9nm/s。显然，即使按照界面扩散速
度计算，得到的计算值仍然太小，与实测值相差
太大。
• 计算表明，无论按照体扩散，还是按照界面扩散， 计算值都是太小，均比实测值低3～4个数量级。 说明贝氏体铁素体的长大不是扩散过程。
贝氏体相变不是扩散过程
• 计算表明，在中温区，铁原子在奥氏体中的扩散 系数D降低到10-20~10-24 cm2·S-1之间，降低了6~9 个数量级。已经不能满足贝氏体相变速率的要求。
• 20CrMo钢的贝氏体铁素体片条及尺寸如图，实验测得贝氏 体铁素体条向晶内的长大线速度为17763 nm/s和 14998nm/s。沿着相界面长大的速度为11090nm/s。此与 Aaronson的实测值（14000/s）是一致的。
4)、动力学曲线,TTT图
Fe-C合金（a）
Fe-C-M三元合金（b）
(2)切变学派的Hehemann等认为贝氏体铁素体的 长大是以切变方式重复形成板条亚单元的结果, 所以，贝氏体长大动力学决定于贝氏体铁素体 片条的亚单元的形成速率。
Aaronson等 测得 0.66%C,3.32%Cr钢在400℃等温时上贝 氏体铁素体条片的长大动力学曲线
V=14000nm/s
我们的实测结果
5.6.贝氏体相可为工艺过程提供 依据，因此动力学的研究具有实际价 值又具有理论意义。
1.贝氏体转变速 度比高温区共析 分解速度快；
2.贝氏体相变具 有等温性和变温 性的特征；
3.先共析铁素体 和贝氏体铁素体， 成分相同，晶格 相同，同样由奥 氏体改组而成， 但是中温区的BF 形成速度反而较 快，说明转变机 制不同。
速度，得V=1.9nm/s。显然，即使按照界面扩散速
度计算，得到的计算值仍然太小，与实测值相差
太大。
• 计算表明，无论按照体扩散，还是按照界面扩散， 计算值都是太小，均比实测值低3～4个数量级。 说明贝氏体铁素体的长大不是扩散过程。
贝氏体相变不是扩散过程
• 计算表明，在中温区，铁原子在奥氏体中的扩散 系数D降低到10-20~10-24 cm2·S-1之间，降低了6~9 个数量级。已经不能满足贝氏体相变速率的要求。
• 20CrMo钢的贝氏体铁素体片条及尺寸如图，实验测得贝氏 体铁素体条向晶内的长大线速度为17763 nm/s和 14998nm/s。沿着相界面长大的速度为11090nm/s。此与 Aaronson的实测值（14000/s）是一致的。
4)、动力学曲线,TTT图
Fe-C合金（a）
Fe-C-M三元合金（b）
(2)切变学派的Hehemann等认为贝氏体铁素体的 长大是以切变方式重复形成板条亚单元的结果, 所以，贝氏体长大动力学决定于贝氏体铁素体 片条的亚单元的形成速率。
Aaronson等 测得 0.66%C,3.32%Cr钢在400℃等温时上贝 氏体铁素体条片的长大动力学曲线
V=14000nm/s
我们的实测结果
5.6.贝氏体相可为工艺过程提供 依据，因此动力学的研究具有实际价 值又具有理论意义。
第六章 贝氏体转变
扩散性：Fe原子不能扩散，C原子能扩散
晶体学特征：有表面浮凸→转变以切变的方式完成晶格重构
贝氏体中的铁素体以切变形式形成
B转变动力学
������ 目的：为弄清贝氏体转变机制提供线索，同时 为制定与贝氏体转变有关的热处理工艺提供依据。 6.3.1等温转变动力学
B转变时C的扩散
与M不同，B转变的进行依赖于碳原子的扩散。为了在A 中形成低C的F，C必将向A富集，当A的C含量超过Fe3C在A中 的溶解度曲线ES及其延长线时，C又将以Fe3C形式析出，使 A含C量下降。 中碳时，等温开始后，B转变前，A中C含量就发生了明显 变化，表明在A中已出现了局部小范围的低碳区，为形成低碳 的B作好了准备。以后随B转变的进行，A碳含量不断升高。
������
B转变机制
B转变包括B中F的形成与K析出 Hehemann模型 切变理论
Bhadashia模型
台阶扩散理论
（Aaronson，美国冶金学家）
切变理论——Hehemann模型
在贝氏体形成过程，Fe和臵换式原子不发生扩散， 贝氏体铁素体以切变相变方式形核长大，完成面心立方 结构向体心立方结构的点阵改组。 ������ 铁素体长大速度高于碳的扩散速度，导致碳在铁 素体中过饱和。随后多余的碳以碳化物形式从过饱和的 铁素体中析出，或扩散到奥氏体中，再从奥氏体中以碳
的富碳奥氏体中析出。
台阶扩散理论
台阶的水平面为α－γ的半共格界面，界面两侧的α、γ 有一定的位向关系，在半共格界面上存在柏氏矢量与界面 平行的刃形位错；台阶的端面（垂面）为非共格面，其原 子处于较高的能量状态，因此有较高的活动性，易于实现 迁移，使台阶侧向移动，从而导致台阶宽面向前推进。
台阶扩散理论
6.6 等温淬火及其应用
6xiugai贝氏体转变
经计算后发现： 以方式(1)机制转变的相变驱动力最大，这就表示(2)、(3)中
的γ1和α'都是热力学不稳定的，最终要分解为平衡相α和Fe3C. 以(3)中的切变方式转变，驱动力为180J/mol，而在BS时相变
的阻力在600 J/mol以上, 阻力大于驱动力, 所以至少在贝氏体转变 的上限温度(3)中的方式不可能而以(2)中的γ→α＋γ1扩散方式进行 。
观点：贝氏体转变是含过饱和碳的铁素体的切变形成过程
2、扩散机制 20世纪60年代末，美国冶金学家H．I．Aaronson及其合作者 从能量上否定了贝氏体转变的切变可转变温度区间，相变驱 动力不能满足切变所需要的能量水平。他们认为，贝氏体转 变是共析转变的变种。这个学说被我国金属学家徐祖跃及 ronson的学生们所继承，形成“扩散学派”。 观点：贝氏体由铁素体和碳化物组成，二者由奥氏体直接分解
3、转变动力学 由形核与长大完成，等温转变动力学图是C形。
4、扩散性 B相变是A分解（A→α+Fe3C） 、有孕育期和领先相。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。B长大和碳化物析出受碳扩散控制。上贝 氏体长大速度取决于碳在A中的扩散，下贝氏体长大速度取决于 碳在F中的扩散。B相变比M相变慢。
1、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 。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。碳化物分布在铁素体条间，随A中含碳量增 高，其形态由粒状向链状甚至杆状发展。
电
金
子
相
显
的γ1和α'都是热力学不稳定的，最终要分解为平衡相α和Fe3C. 以(3)中的切变方式转变，驱动力为180J/mol，而在BS时相变
的阻力在600 J/mol以上, 阻力大于驱动力, 所以至少在贝氏体转变 的上限温度(3)中的方式不可能而以(2)中的γ→α＋γ1扩散方式进行 。
观点：贝氏体转变是含过饱和碳的铁素体的切变形成过程
2、扩散机制 20世纪60年代末，美国冶金学家H．I．Aaronson及其合作者 从能量上否定了贝氏体转变的切变可转变温度区间，相变驱 动力不能满足切变所需要的能量水平。他们认为，贝氏体转 变是共析转变的变种。这个学说被我国金属学家徐祖跃及 ronson的学生们所继承，形成“扩散学派”。 观点：贝氏体由铁素体和碳化物组成，二者由奥氏体直接分解
3、转变动力学 由形核与长大完成，等温转变动力学图是C形。
4、扩散性 B相变是A分解（A→α+Fe3C） 、有孕育期和领先相。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。B长大和碳化物析出受碳扩散控制。上贝 氏体长大速度取决于碳在A中的扩散，下贝氏体长大速度取决于 碳在F中的扩散。B相变比M相变慢。
1、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 。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。碳化物分布在铁素体条间，随A中含碳量增 高，其形态由粒状向链状甚至杆状发展。
电
金
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相
显
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缺陷：贝氏体转变具有表面浮凸现象，因此具有马氏体转变中 的不变平面应变的特征。后来发现，在Ti-Cr合金中铁素体的析
出伴随着帐篷形浮凸，不具有不变平面应变的特征。
二、 贝氏体的组织形态（☺）
由于转变温度的不同，贝氏体有以下几种形态：
无碳化物贝氏体 上贝氏体
下贝氏体
粒状贝氏体
柱状贝氏体
析出，所以成为反常贝氏体。
Fe3C首先在原奥氏体晶粒内部 形核长大成薄片状，随后铁素 体在其周围形核长大，并将 Fe3C包围，最终形成含有渗碳
体为中脊的片状贝氏体。
反常贝氏体
贝氏体形态小结
无碳化物贝 氏体 Bs 粒状贝氏体
550℃
上 贝 氏 体
350℃
上贝氏体
230℃
下贝氏体
TIPS：钢中的贝氏体类组织往往与钢中
σs σ0 Kd
1 2
(三) 溶质元素的固溶强化作用
形成温度越低，过饱和度增大，固溶强化作用大，强度高。
（四）位错亚结构密度
形成温度越低，位错密度越高，强度越高。
2. 贝氏体的韧性 下贝氏体的韧性高于上贝氏体 主要原因：
上贝氏体存在粗大的碳化物颗粒或断续的条状碳化物，也
可能存在高碳马氏体区，容易形成大于临界尺寸的裂纹。
典型固态相变之【贝氏体转变】………..
第六节 贝氏体相变
贝氏体转变：在过冷奥氏体到珠光体和马氏体转变之间的中温转变。 （碳钢的BS约为550℃左右）
转变产物称为贝氏体，记为B，是铁素体和碳化物组成的非片层状的机 械混合物。
主要特点：贝氏体中的铁素体相形成是无扩散的，按照马氏体转变的切变
机制进行，而碳化物的析出则是通过扩散进行的，因此贝氏体转变又称为半 扩散型转变。
碳的奥氏体。
5.柱状贝氏体
柱状贝氏体的概念是基于贝 氏体中铁素体的形态提出的。 柱状贝氏体中的铁素体呈放 射状，碳化物沿一定方向分布 排列，与下贝氏体相似。柱状 贝氏体不产生表面浮凸。
产生于高碳及其合金钢中，
在贝氏体转变的较低温度转变 区形成的。
6.反常贝氏体
产生于过共析钢中，形成温度 在350℃以上。Fe3C作为领先相
碳不能通过奥氏体与铁素体界面由奥氏体向铁素体扩散，只能在铁素体片 内的某些特定的晶面上偏聚，进而沉淀出Fe3C，得到针叶状下贝氏体。 下贝氏体转变速度受碳在铁素体中的扩散所控制。
四、贝氏体转变动力学
贝氏体转变是一个形核和长大过程，等温转变动力学曲线是S形，等
温转变动力学图是C形。等温转变动力学图是由上贝氏体的等温转变动力
过饱和碳α-Fe条状 羽毛状
Fe3C细条状
B上 =过饱和碳 α-Fe条状 + Fe3C细条状
3.下贝氏体（B下）
（1）形成温度
230～ 350 ℃又称为低温贝氏体。
（2）组织形态
由铁素体和碳化物组成的两相非层
片状混合物。
在低碳钢（低碳低合金钢）中，下贝氏体呈板条状； 在高碳钢中，单独的或成堆的长成竹叶状（黑色片状或针状），立体形
与珠光体不同的是，贝氏体不具有层状组织形态。
缺陷：不能解释，有些钢中碳化物的析出被抑制或延迟，只形 成贝氏铁素体，没有碳化物。
2. 整体动力学定义 该定义认为：过冷奥氏体向贝氏体的转变在TTT相图上具有 独立的C曲线，存在贝氏体相变开始温度和结束温度，贝氏
体转变存在于一个温度范围，在这个温度范围转变不完全。
4. 比较珠光体、贝氏体、马氏体转变的主要特征。
三种转变之比较
珠光体转变
贝氏体转变 马氏体转变
内 容 转变T（上限T) 形成过程 领先相 是否有孕育期？ 形核部位 转变速度 切变共格性、浮凸效应 C原子扩散 Fe与Me原子 等温转变的完全性 转变产物及组成 转变产物形态 转变产物的硬度
P转变 A1～550℃（A1） 形核与长大 F 或 Fe3C 有 晶界 慢 无 有 有 完全 P（F +Fe3C） 片状 低
（二）贝氏体等温转变动力学图
转变在BS温度以下才能实行，转变速度先增后减。B等温转变动力学 特点与P转变相似。
共析碳钢等温转变动力学图-贝氏体 转变与珠光体转变合并成一条C曲线
合金钢等温转变动力学图--贝 氏体转变与珠光体转变已分离
上B转变等温转变动力学图和下B转变等温转变动力学图分离
可以推测：上 贝氏体和下贝 氏体可能是通
一、 贝氏体的定义（了解）
对钢中贝氏体的命名十分简单，但对贝氏体的定义却十分困难。原因由于 中温转变产物的多样性和转变特征的复杂性，人们对其进行大量的研究， 但对其贝氏体认识仍然存在很大的分歧！
1. 广义显微组织定义 该定义把贝氏体描述为共析分解竞争机制的产物，即贝氏体 是非层状、非协同的共析分解产物，有铁素体和碳化物组成。
下贝氏体中碳化物界面较小，不易萌生裂纹，即使形成裂 纹也难于达到临界尺寸，因而缺乏断裂基础。
下贝氏体的韧脆转化温度低于上贝氏体！
本章重点内容
1. 贝氏体转变的主要特征
2. 贝氏体的组织形态(比较上贝氏体和下贝氏体）
3. 贝氏体力学性能特点，影响贝氏体强度和韧性的因素。
上贝氏体和下贝氏体在形态和性能的差异.
B转变 550℃～Ms（Bs） 形核与长大 F 有 晶界、晶内 快 有 有 无 可以完全、不完全 B（ F + Fe3C ） 羽毛、针叶状 中
M转变 Ms～Mf（Ms） 形核与长大 无 无 晶体缺陷 极快 有 无 无 不完全 M(单相） 板条、片状 高
随着温度升高，相变不完全程度增加，当到达Bs温度相变停 止，在Bs温度以上不再形成贝氏体。 该定义对于那些具有独立的贝氏体等温转变曲线的合金钢是 适用的！ 缺陷：钢中的贝氏体转变的不完全性并不是普遍的现象，有些 合金钢贝氏体转变完全性。
3. 贝氏体表面浮凸特征
认为贝氏体是在马氏体相变温度区域以上形成的片状产物，相 变过程伴随着表面浮凸的形成。
1. 无碳化物贝氏体
（1）形成温度
在贝氏体转变区的最上部，在靠
近BS的温度处形成的贝氏体。
（2）组织形态
由板条状铁素体和富碳的奥氏体 组成。
30CrMnSi 900℃~550℃
板条状铁素体在奥氏体晶界上形成，自奥氏体晶界向晶内一侧成束向晶内 平行生长，形成的平行的板条束，板条间为富碳的奥氏体。 继续冷却，奥氏体可能转变为马氏体、珠光体，贝氏体(其他类型)或保留 至室温，一般不能单独存在的。铁素体条形成时在抛光表面会形成表面浮凸。 亚结构为位错。
氏体是由无碳化物贝氏体演变而来的 。
（2）组织特征
组织：为铁素体和岛状物（富C奥氏 体或马氏体+奥氏体）的两相混合物。 特征：条状铁素体基体内沿一定方向 分布一些小岛（M-A岛），小岛为富
这些富碳奥氏体，如延长等温时
间及进一步降低温度，岛状奥氏
体有可能分解为珠光体或转变为 马氏体，也有可能保留到室 温 ！！！
2.
上贝氏体（B上 ）
（1）形成温度
对于中、高碳钢，在550～
350℃温度区间、又称为高温贝氏 体。
（2）组织形态
上贝氏体是由铁素体和碳化物
（主要为渗碳体）组成的两相非层 片状混合物。 上贝氏体中的铁素体多数呈条状，自奥氏体晶界的一侧或两侧向奥氏体晶内 伸展，细条状的渗碳体分布于铁素体条之间。从整体上看呈羽毛状。铁素体内 亚结构为位错.
学图和下贝氏体的等温转变动力学图合并而成。 贝氏体转变是奥氏体分解、有孕育期和领先相。领先相为铁素体，贝 氏体长大和碳化物析出受碳扩散控制。
所以：
上贝氏体长大速度取决于碳在奥氏体中的扩散， 下贝氏体长大速度取决于碳在铁素体中的扩散。
贝氏体转变比马氏体转变慢。
（一）贝氏体等温转变动力学曲线
贝氏体转变是一个形核和长大过程.与P转变相同，贝氏体等温转变动力 学曲线也呈S形，但与珠光体转变不同，贝氏体等温转变不能继续到底。 等温温度愈高，愈接近Bs点，等温转变量愈少。
转变必然有碳的扩散。但铁和合金元素原子不扩散。
无碳化物贝氏体 (高温范围转变)
组织：铁素体和富碳奥氏体。
原因：碳的扩散能力强，碳通过奥氏体与铁素体界面由铁素体向奥氏体
充分扩散，得到无碳化物贝氏体。
稍低温度时进行上贝氏体转变 (中温范围和渗碳体。 原因：稍低温度时贝氏体的形成化学驱动力增大，碳的扩散能力下降，
碳仍能通过奥氏体与铁素体界面由铁素体向奥氏体扩散，扩散不充分，在 铁素体板条间沉淀出渗碳体，得到羽毛状上贝氏体。
上贝氏体的转变速度受碳在奥氏体中扩散控制
较低温度时进行下贝氏体转变 (低温范围转变，低于350℃) 组织：为铁素体+碳化物。 原因：较低温度时贝氏体的形成化学驱动力更大，碳的扩散更困难，
过不同机制形
成的！
40CrMnSiMoVA钢等温转变动力学图
五、贝氏体的力学性能
1. 贝氏体的强度(硬度) 影响贝氏体强度的因素：
(一) 铁素体条(片)的粗细（贝氏体中铁素体晶粒的大小）
铁素体条(片)的粗细决定于α的化学成分和形成温度。Hall－Petch公式。
(二) 碳化物质点的大小与分布（碳化物弥散度和分布情况） 根据弥散强化理论，碳化物颗粒愈小，分布越弥散，强度越高。下B强 度高于上B。
态呈双凸透镜状。因此，下贝氏体又称针叶状贝氏体。下贝氏体中的亚结
构为位错，密度约为比上贝氏体高，没有孪晶。
过饱和碳 α-Fe竹叶状 Fe3C细片状
竹叶状
B下 =过饱和碳 α-Fe竹叶状 + Fe3C细片状
4. 粒状贝氏体
（1）形成温度
低、中碳及其合金钢在上贝氏体转 变区的上部，BS以下。所以，粒状贝
的其他组织（如板条马氏体、片状回火马 氏体、魏氏组织等）相似，要注意鉴别！
下 贝 氏 体
三、 贝氏体的形成过程
1.贝氏体转变的两个基本过程