贝氏体相变课件
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第六章贝氏体转变
影响Bs点和在Bs点以下给定温度
的相变驱动力；稳定A的元素：Ni、MnBsT ③形成强碳化物元素（Cr、Mn、W、V）--由于与碳的亲和力较大而在A中
形成“原子集团” 共格界面迁移困难B转变速度
2.A晶粒大小和A化温度 A化温度 晶粒尺寸 晶界A均匀化贫碳区 相变速度
无碳化物B 典型上B
在F条内析出碳化 物的上B
典型下B
4.粒状B的形成—略高于典型上B形成温度 碳的再分配贫碳区板条F （大致平行） C从F中通过 F/A向A中扩散F纵、侧向长大 推进速度不同F/A相界面凹凸 不平侧 向不均匀长大，彼此 靠拢 将富C的A区包围 5.BF的基元
上、下B中的F的条片由若干亚单元组成 一个亚单元长大到一定尺寸在其附近诱发形成另 一亚单元亚单元的不断的诱发形核长大，构成 F板条在纵向和横向长大 为什么亚单元长大速度快而整个铁素体板条 长大速度较慢？
3）溶质元素的固溶强化
碳原子：间隙原子 4）位错密度 合金元素：置换原子 转变温度BF中过饱和度固溶强化作用强度
转变温度BF中位错密度碳钉扎位错强度
二、贝氏体的韧性 1.上、下B的冲击韧性和韧脆转化温度
冲击韧性：下B上B
1）F板条和板条束的尺寸
韧脆转化温度：下B上B
注：①BF的生长是一种不连续的生长； 亚单元切变共格长大，长大速度快，对整个F板条长大速度较慢（受 碳扩散控制）：即碳在界面附近的富集，必须等富集的C原子通过扩 散被消除后长大才能继续进行
②下B从一个平直的不动边形核，以一定角度向另一边发展。
解释了下B中碳化物排布规律的形成 疑问：（切变机理不能解释之问题）
第六章 贝氏体转变（Bainite Transformation)
重点： 1.贝氏体的组织形态和亚结构；
贝氏体相变全解(共73张PPT)
②条间位向差小，束间位向差大； ③碳化物形态受含碳量影响--C，粒状链珠状短杆状，不仅分布于
F板条间，还可能分布在F板条内部； ④ Si、Al具有延缓渗碳体沉淀的作用，使F条之间的A为碳所富集而趋
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
第17页，共73页。
1. 上贝氏体
第10页，共73页。
4. 贝氏体相变的扩散性
• 贝氏体相变： 奥氏体() 铁素体（）+碳化物
• 相变过程必须有扩散C原子的 • 碳原子的扩散对贝氏体相变起控制作用
– 上贝氏体的相变速度取决于C在-Fe中的扩散 – 下贝氏体的相变速度取决于C在-Fe中的扩散
• 影响碳原子扩散的所有因素都会影响到贝氏 体的相变速度。
• 下贝氏体既可以在奥氏体晶界上形核， 也可以在奥氏体晶粒内部形核。
• 电镜下：下贝氏体铁素体片中分布着排 列成行的细片状或粒状碳化物，并以
55 - 60°的角度与铁素体针长轴相 交，
• 下贝氏体的碳化物仅分布在铁素体片 的内部
第20页，共73页。
2. 下贝氏体
• 在光滑试样表面产生浮突，但其形状与上贝 氏体组织不同。
第28页，共73页。
4. 无碳贝氏体
• 无碳化物贝氏体形成时也会出现表面浮突 在相变过程中铁及合金元素的原子是不发生扩散的
②在贝氏体形成温度范围的高温区停留，形成部分上贝氏体后再冷却至贝氏体相变的低温区(曲线2)时，将使下贝氏体相变的孕育期延长，降 低其转变速度，减少最终贝氏体转变量。
• 铁素体中也有一定数量的位错。 原因：高温变形时可能产生两种相反的作用:一方面，塑性变形使奥氏体的晶体缺陷密度增高，有利于碳的扩散，故使贝氏体相变加速; 另一方
F板条间，还可能分布在F板条内部； ④ Si、Al具有延缓渗碳体沉淀的作用，使F条之间的A为碳所富集而趋
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
第17页，共73页。
1. 上贝氏体
第10页，共73页。
4. 贝氏体相变的扩散性
• 贝氏体相变： 奥氏体() 铁素体（）+碳化物
• 相变过程必须有扩散C原子的 • 碳原子的扩散对贝氏体相变起控制作用
– 上贝氏体的相变速度取决于C在-Fe中的扩散 – 下贝氏体的相变速度取决于C在-Fe中的扩散
• 影响碳原子扩散的所有因素都会影响到贝氏 体的相变速度。
• 下贝氏体既可以在奥氏体晶界上形核， 也可以在奥氏体晶粒内部形核。
• 电镜下：下贝氏体铁素体片中分布着排 列成行的细片状或粒状碳化物，并以
55 - 60°的角度与铁素体针长轴相 交，
• 下贝氏体的碳化物仅分布在铁素体片 的内部
第20页，共73页。
2. 下贝氏体
• 在光滑试样表面产生浮突，但其形状与上贝 氏体组织不同。
第28页，共73页。
4. 无碳贝氏体
• 无碳化物贝氏体形成时也会出现表面浮突 在相变过程中铁及合金元素的原子是不发生扩散的
②在贝氏体形成温度范围的高温区停留，形成部分上贝氏体后再冷却至贝氏体相变的低温区(曲线2)时，将使下贝氏体相变的孕育期延长，降 低其转变速度，减少最终贝氏体转变量。
• 铁素体中也有一定数量的位错。 原因：高温变形时可能产生两种相反的作用:一方面，塑性变形使奥氏体的晶体缺陷密度增高，有利于碳的扩散，故使贝氏体相变加速; 另一方
贝氏体相变
3. 无碳化物贝氏体
在靠近 BS 的温度处形成，由平行
板条铁素体束及板条间未转变的富
碳奥氏体组成。
§5.3贝氏体转变的特点
（ 1 ）贝氏体转变速度比马氏体转变速 度慢得多。
（2）贝氏体转变的不完全性 等温温度降至某一温度时，奥氏体可 以全部转变为贝氏体； 等温温度即使降到很低的温度，仍不 能完全转变，仍有部分奥氏体残留下来。
随奥氏体化温度和保温时间的增加，贝 氏体转变速度先降后增。
（三）应力和塑性变形的影响 拉应力加快贝氏体转变。 在较高温度的形变使贝氏体转变 速度减慢；而在较低温度的形变却 使转变速度加快。
（四）冷却时在不同温度下停留的影响
图5-13 冷却时不同温度停留的三种情况
① 曲线1：在珠光体相变与贝氏体相 变之间的过冷奥氏体稳定区停留， 会加速随后的贝氏体转变速度。
贝氏体转变产物为 α 相与碳化物的两 相混合物，为非层片状组织。 α 相（即贝 氏体铁素体BF）形态类似于马氏体而不同 于珠光体中的铁素体。
3. 贝氏体转变通过形核及长大方式进行
贝氏体长大时，在平滑试样表面有浮凸现象发生，
这说明α -Fe可能按共格切变方式长大。
相变时C扩散重新分配，α 相长大速度受钢中C的
第五章 贝氏体相变
美国冶金学家 Edgar C. Bain
(Sept. 14, 1891 -- Nov. 27, 1971) United States Steel Corporation
贝氏体 -- Bainite
奥氏体：austenite 珠光体：pearlite 马氏体：martensite 贝氏体：bainite 铁素体：ferrite 渗碳体：cementite
6. 转变的晶体学特征
第5章贝氏体转变
上一页 下一页
26
贝氏体与珠光体转变的区别
(1)珠光体由F+Fe3C两相组成。贝氏体可 以由BF+Fe3C(ε碳化物)，或BF+Ar，或 BF+M/A 岛 ， 或 BF+Fe3C+A+M 等 多 相 组 成 。
(2)珠光体晶核是两相，即F+Fe3C；贝氏 体的晶核是单相，即贝氏体铁素体(BF)。
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转变率约为1%/℃
发性”转变。新马
程
氏体片不随温度下
降均匀产生，伴有
响声.
马氏体转变热力学
相变驱动力
过冷度∆T=To-Ms
Ms点的物理意义
Ms点是开始发生马氏 体转变的温度，是奥 氏体和马氏体两相自 由能差达到相变所需 要的最小驱动力值时 的温度。
C↑→Ms↓
除Co、Al外 →Ms↓
奥氏体化学成分
(c)下贝氏体铁素体的亚结构与上贝氏 体铁素体相似，也是缠结位错，但位错密 度高于上贝氏体铁素体。
(d)下贝氏体中的碳化物一般是渗碳体。 但当温度较低时，初期形成ε碳化物，随 时间延长，ε碳化物转变为渗碳体。
上一页 下一页
15
影响因素
(a) 随钢中碳含量的增加，下贝氏体铁 素体中沉积的碳化物增多，并随形成温 度的降低趋于弥散。
37
综上所述
在贝氏体相变发生之前奥氏体发生碳的 扩散重新分配，形成贫碳区和富碳区。
(1)部分或全部分解成铁素体和渗碳体；
(2)部分转变为马氏体，其余部分则成为残余 奥氏体，其中的马氏体是高碳孪晶马氏体；
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23
(3)全部保留下来而成为富碳奥氏体。 一般来说，第二种情况最为普遍。
3. 反常贝氏体
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贝氏体与珠光体转变的区别
(1)珠光体由F+Fe3C两相组成。贝氏体可 以由BF+Fe3C(ε碳化物)，或BF+Ar，或 BF+M/A 岛 ， 或 BF+Fe3C+A+M 等 多 相 组 成 。
(2)珠光体晶核是两相，即F+Fe3C；贝氏 体的晶核是单相，即贝氏体铁素体(BF)。
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转变率约为1%/℃
发性”转变。新马
程
氏体片不随温度下
降均匀产生，伴有
响声.
马氏体转变热力学
相变驱动力
过冷度∆T=To-Ms
Ms点的物理意义
Ms点是开始发生马氏 体转变的温度，是奥 氏体和马氏体两相自 由能差达到相变所需 要的最小驱动力值时 的温度。
C↑→Ms↓
除Co、Al外 →Ms↓
奥氏体化学成分
(c)下贝氏体铁素体的亚结构与上贝氏 体铁素体相似，也是缠结位错，但位错密 度高于上贝氏体铁素体。
(d)下贝氏体中的碳化物一般是渗碳体。 但当温度较低时，初期形成ε碳化物，随 时间延长，ε碳化物转变为渗碳体。
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影响因素
(a) 随钢中碳含量的增加，下贝氏体铁 素体中沉积的碳化物增多，并随形成温 度的降低趋于弥散。
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综上所述
在贝氏体相变发生之前奥氏体发生碳的 扩散重新分配，形成贫碳区和富碳区。
(1)部分或全部分解成铁素体和渗碳体；
(2)部分转变为马氏体，其余部分则成为残余 奥氏体，其中的马氏体是高碳孪晶马氏体；
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(3)全部保留下来而成为富碳奥氏体。 一般来说，第二种情况最为普遍。
3. 反常贝氏体
第五章贝氏体相变
上海应用技术学院 材料工程系
4
表 5-1 珠光体、马氏体、贝氏体转变特点的比较
转变温度范围 扩散性
珠光体转变
Ar1 ~ 550℃ 铁与碳可扩散
领先相
渗碳体
共格性
无
组成相
两相组织 α-Fe + Fe3C
合金元素
扩散
贝氏体转变 550 ℃~Ms 碳可扩散，铁不能扩散
铁素体 有
两相组织 > 350 ℃，α-Fe(C) + Fe3C < 350 ℃，α-Fe(C) + FexC
上海应用技术学院 材料工程系
53
（四）下贝氏体的形成机理
②与此同时，由于温度低，BF中 碳的过饱和度很大。同时，碳 原子已不能越过BF/A相界面扩 散到奥氏体中去，所以就在BF 内部析出细小的碳化物。
上海应用技术学院 材料工程系
54
③随着BF中碳化物的析出，自由能 进一步降低，以及比容降低所导 致的应变能下降，将使已形成的 BF片进一步长大。同时，在其侧 面成一定角度也将形成新的下贝 氏体铁素体片。
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29
上贝氏体的韧性大大低于下贝氏体的原因：
①上贝氏体由彼此平行的BF板条构成， 好似一个晶粒；而下贝氏体的BF片 彼此位向差很大，即上贝氏体的有效 晶粒直径远远大于下贝氏体。
②上贝氏体碳化物分布在BF板条间。
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30
总之，随着贝氏体形成温度的 降低，强度逐渐增加，韧性并不 降低，反而有所增加，使下贝氏 体具有优良的综合力学性能。
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19
(a)
(b)
图5-6 (a)上贝氏体组织示意图
第5章 贝氏体转变
2、粒状贝氏体
形成温度→接近Bs，高于上B 形成温度→接近Bs，高于上B转变温度 形态
板条F+富碳岛状 板条F+富碳岛状A 富碳岛状A 冷却转变：F+K；M+残余 残余A 残余A 冷却转变：F+K；M+残余A；残余A 有浮凸；C%接近平衡 接近平衡； 有浮凸C%接近平衡； F中有亚单元
成分：低、中碳合金钢（Cr、Ni 、Mo） Mo） 成分： 中碳合金钢（Cr、 冷却：焊接、正火、 冷却：焊接、正火、热轧连续冷却出现 与粒状组织区别： F+富 岛状A 与粒状组织区别：块F+富C岛状A（无取 向、无浮凸），与粒B共存 无浮凸），与粒 ），与粒B
§5 贝氏体转变的动力学
一、B转变的动力学特点 1、上、下B转变机制不同 实验→转变全激活能不同；C%↑→激活能 激活能↑ 实验→转变全激活能不同；C%↑→激活能↑ 2、根据实验数据计算： 根据实验数据计算： 的全激活能分别与碳在A 上、下B的全激活能分别与碳在A和F中的扩散 激活能相近→ 转变受C 中扩散控制； 激活能相近→上B转变受C在A中扩散控制； 转变受C 下B转变受C在F中扩散控制 中碳化物分别从A 析出（有争议） 上、下B 中碳化物分别从A和F析出（有争议）
§3 贝氏体转变过程及热力学
一、转变过程 一、转变过程 1、F生长和碳化物析出两个过程→组织、性 生长和碳化物析出两个过程→组织、 能变化 2、奥氏体中碳的再分配 俄歇分析→孕育期和转变期间→ 俄歇分析→孕育期和转变期间→碳的再分配 晶界、晶内有贫碳区（有利于F形核） 晶界、晶内有贫碳区（有利于F形核） Fe、合金元素无再分配现象 Fe、 合金% 碳%、合金%、转变温度影响碳的再分配 碳化物容易析出） （碳% 高→ 碳化物容易析出）
§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).
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6章 贝氏体相变PPT课件
不同的企业财务报表使用者关心的问题有所不同本章钢中的贝氏体相变贝氏体相变的基本特征贝氏体的组织形貌亚结构特点贝氏体相变的热力学动力学相变机制性能等重点贝氏体相变的基本特征贝氏体的组织形貌亚结构特点贝氏体相变的动力学相变机制贝氏体相变财务分析的一般目的是评价过去的经营业绩衡量现在的财务状况预测未来的发展趋势
第二节 贝氏体相变机制
相变机制： 马氏体型相变：
因为贝氏体中的铁素体与母相奥氏体之间保持 第二类共格、有一定的晶体学位向关系、浮凸 现象等； 扩散型相变：由单相的奥氏体分解为碳浓度不 同的铁素体+碳化物； 结论：贝氏体相变是马氏体相变+碳原子的扩散。
一、恩金贝氏体相变假说 实验一：低碳钢形成的下贝氏体中的铁素体过饱
K-S，惯习面是{111}等 碳化物：-碳化物、-碳化物
（渗碳体），从过饱和铁素体中 析出。
3.粒状贝氏体
3. 粒状贝氏体 形成条件：低、中碳合金钢在上贝氏体相变区高
温范围内等温时形成。 组织形态：粒状富碳奥氏体分布在铁素体条中。 基体：条状铁素体合并而成，铁素体的含碳量很
低，接近平衡浓度，富碳奥氏体区含碳很高。 粒状贝氏体形成过程中有碳的扩散而无合金元素
有碳原子的扩散，碳的扩散速度控制贝氏体转变速度并影 响组织形貌。
第一节 贝氏体相变的基本特征和组织形状
一、贝氏体相变的基本特征 1. 贝氏体相变的温度范围： 贝氏体相变的温度范围：Bs~Ms 贝氏体相变不能进行到底，有残余奥氏体存在。 2. 相变产物： B由铁素体与碳化物、马氏体、富碳残余奥氏体
等组成。而P由铁素体和碳化物组成。 贝氏体转变与珠光体有着本质的不同：非平衡、
位错密度高、各相无比例关系、相组成不同等。
贝氏体定义：钢中的贝氏体是过冷奥氏体的中温转变产 物，它以贝氏体铁素体为基体，同时可能存在-渗碳体 或-碳化物、残余奥氏体等相构成的组织。贝氏体铁素 体的形貌多呈条片状，亚结构是位错。
第二节 贝氏体相变机制
相变机制： 马氏体型相变：
因为贝氏体中的铁素体与母相奥氏体之间保持 第二类共格、有一定的晶体学位向关系、浮凸 现象等； 扩散型相变：由单相的奥氏体分解为碳浓度不 同的铁素体+碳化物； 结论：贝氏体相变是马氏体相变+碳原子的扩散。
一、恩金贝氏体相变假说 实验一：低碳钢形成的下贝氏体中的铁素体过饱
K-S，惯习面是{111}等 碳化物：-碳化物、-碳化物
（渗碳体），从过饱和铁素体中 析出。
3.粒状贝氏体
3. 粒状贝氏体 形成条件：低、中碳合金钢在上贝氏体相变区高
温范围内等温时形成。 组织形态：粒状富碳奥氏体分布在铁素体条中。 基体：条状铁素体合并而成，铁素体的含碳量很
低，接近平衡浓度，富碳奥氏体区含碳很高。 粒状贝氏体形成过程中有碳的扩散而无合金元素
有碳原子的扩散，碳的扩散速度控制贝氏体转变速度并影 响组织形貌。
第一节 贝氏体相变的基本特征和组织形状
一、贝氏体相变的基本特征 1. 贝氏体相变的温度范围： 贝氏体相变的温度范围：Bs~Ms 贝氏体相变不能进行到底，有残余奥氏体存在。 2. 相变产物： B由铁素体与碳化物、马氏体、富碳残余奥氏体
等组成。而P由铁素体和碳化物组成。 贝氏体转变与珠光体有着本质的不同：非平衡、
位错密度高、各相无比例关系、相组成不同等。
贝氏体定义：钢中的贝氏体是过冷奥氏体的中温转变产 物，它以贝氏体铁素体为基体，同时可能存在-渗碳体 或-碳化物、残余奥氏体等相构成的组织。贝氏体铁素 体的形貌多呈条片状，亚结构是位错。
贝氏体相变ppt
THANKS
贝氏体相变的物理机制。
新型贝氏体相变材料的探索
基于对现有贝氏体相变材料的深入研究，开发新型的 贝氏体相变材料，如具有高相变温度、高储能密度、 长寿命等优点的材料，为新能源领域的应用提供更多 选择。
通过合成方法创新和材料设计优化，提高贝氏体相变 材料的相变可逆性、稳定性以及循环寿命，以满足新 能源领域对储能材料的高标准要求。
屈服强度
随着应力的增加，材料的屈服强度也会相应提高 。
延伸率
随着应力的增加，材料的延伸率会相应降低。
合金元素的影响
碳元素
碳元素对贝氏体相变的影响最为显著，随着碳含量的增加，贝氏体的形成量减少，转变温度降低。
合金元素
一些合金元素（如锰、硅、磷等）也会对贝氏体相变产生影响，它们可以改变贝氏体的形成速度和稳 定性。
贝氏体相变通常发生在钢铁等金属材料中，来自可以在陶瓷和其他材料中 观察到。
贝氏体相变是一种非扩散性相变，这意味着原子在相变过程中不会像在 扩散性相变中那样移动到新的位置。
贝氏体相变的类型
根据转变温度和转变机制的不同，贝氏体相变可 以分为三种主要类型：铁素体、马氏体和珠光体 。
马氏体贝氏体相变发生在较高的温度下，涉及γFe（奥氏体）到α'-Fe（马氏体）的转变。这种转 变通常伴随着体积的减小和晶格常数的变化。
电子器件
利用贝氏体相变的磁性变化，可以制造出新型电子器件，如磁随机存储器等。
功能材料
传感器
由于贝氏体相变过程中材料内部的晶体结 构发生变化，可以引起材料物理性质的变 化，因此可以用于制造传感器。
VS
光学材料
贝氏体相变过程中可能会产生光学效应， 如颜色变化等，因此可以用于制造光学材 料。
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贝氏体相变的物理机制。
新型贝氏体相变材料的探索
基于对现有贝氏体相变材料的深入研究，开发新型的 贝氏体相变材料，如具有高相变温度、高储能密度、 长寿命等优点的材料，为新能源领域的应用提供更多 选择。
通过合成方法创新和材料设计优化，提高贝氏体相变 材料的相变可逆性、稳定性以及循环寿命，以满足新 能源领域对储能材料的高标准要求。
屈服强度
随着应力的增加，材料的屈服强度也会相应提高 。
延伸率
随着应力的增加，材料的延伸率会相应降低。
合金元素的影响
碳元素
碳元素对贝氏体相变的影响最为显著，随着碳含量的增加，贝氏体的形成量减少，转变温度降低。
合金元素
一些合金元素（如锰、硅、磷等）也会对贝氏体相变产生影响，它们可以改变贝氏体的形成速度和稳 定性。
贝氏体相变通常发生在钢铁等金属材料中，来自可以在陶瓷和其他材料中 观察到。
贝氏体相变是一种非扩散性相变，这意味着原子在相变过程中不会像在 扩散性相变中那样移动到新的位置。
贝氏体相变的类型
根据转变温度和转变机制的不同，贝氏体相变可 以分为三种主要类型：铁素体、马氏体和珠光体 。
马氏体贝氏体相变发生在较高的温度下，涉及γFe（奥氏体）到α'-Fe（马氏体）的转变。这种转 变通常伴随着体积的减小和晶格常数的变化。
电子器件
利用贝氏体相变的磁性变化，可以制造出新型电子器件，如磁随机存储器等。
功能材料
传感器
由于贝氏体相变过程中材料内部的晶体结 构发生变化，可以引起材料物理性质的变 化，因此可以用于制造传感器。
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光学材料
贝氏体相变过程中可能会产生光学效应， 如颜色变化等，因此可以用于制造光学材 料。
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贝氏体相变
贝氏体相变机制
电离合金碳化物，发现合金百分数与钢中的一样。
贝氏体相变机制
柯俊贝氏体相变假说 根据相变理论，形成马氏体时系统自由能的总变化为：
因奥氏体与马氏体比容不同而产生的应变能； 维持两相共格所需的切变弹性能； 在奥氏体中产生塑性变形所需的能量； 共格界面移动时克服奥氏体中障碍所消耗的能量。
表明上、下贝氏体相变扩散 过程中激活能是不同。
贝氏体相变动力学
因此可以认为，上贝氏体铁素体的长大速度主要取决于其 前沿奥氏体中碳的扩散速度；而下贝氏体相变的速度，则取 决于铁素体内碳化物沉淀的速度。 影响贝氏体相变动力学因素： 化学成分的影响 随着碳含量的增大，C曲线右移，而且 鼻尖温度下移。合金元素中，Co和Al加速贝氏体相变速度以 外，其它都推迟，且温度范围下移。 奥氏体晶粒大小和奥氏体化温度的影响 奥氏体晶界是相 变的优先形核位置。 应力和塑性变形的影响 拉应力使相变速度增加，特别是 超过了屈服强度时，效果显著。形变的影响极为复杂，高温 时，
贝氏体相变的性能
贝氏体的韧性 韧性是高强度材料的一项重要指标。在上、下贝氏体中，下贝 氏体的冲击韧性要比上贝氏体的韧性好得多。 在上贝氏体中存在粗大碳化物颗粒或断续条状碳化物，也可 能存在高碳马氏体。 下贝氏体组织中，较小的碳化物颗粒不易形成裂纹。
贝氏体相变
贝氏体相变
贝氏体相变
贝氏体相变的基本特征
下贝氏体中铁素体的碳含量远远高于平衡碳含量，亚结构也是 缠结位错，同样也与母相保持着K-S位向关系。下贝氏体中的碳 仳物也可是渗碳体，在温度较低时，初期形成ε碳化物，随时 间延长转为θ碳化物。 粒状贝氏体
粒状贝氏体通常是在低碳或中碳合金钢中在一定的冷却速度 范围内连续冷却时获得的。
贝氏体相变机制
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第二节 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。 其形态可见图，是在A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。 2. 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。
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。
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 A→M，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。
冷却过程中的几种转变的主要特征见下表。
珠光体、贝氏体、马氏体转变主要特征
内容 温度范围 转变上限温度 领先相 珠光体转变 高温 A1 渗碳体或铁素体 贝氏体转变 中温 BS 铁素体 马氏体 转变 低温 MS
第三节 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S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。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。
贝氏体相变 课件
第四章 贝氏体相变
第一节 贝氏体(B)转变的基本特征 一. 贝氏体转变温度范围 在A1以下，MS以上，有一转变的上限温度BS和下 限温度Bf , 碳钢的BS约为550℃左右。 二. 贝氏体转变产物 一般地，贝氏体转变产物为α相与碳化物的二相混 合物，为非层片状组织。α相形态类似于M而不同 于珠光体中的F。 三. 转变动力学 由形核与长大完成，等温转变动力学图是C形。
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的形态与A碳含量有关: 碳量低时呈 板条状(见图)。碳量高时，呈片状(见图)。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。 四. 粒状贝氏体 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。其形态为F基体上分布着小岛状的A(见图)。 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。
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。
第四节 贝氏体转变热力学及转变机制
一. 贝氏体转变热力学 贝氏体转变可有三种可能: (1) 奥氏体分解为平衡浓度的α+Fe3C，即γ→α+Fe3C (2) 奥氏体先析出先共析铁素体，即γ→α+γ1, γ1在随后的冷却过 程中进一步转变. (3) 奥氏体以马氏体相变方式先形成同成分的α‘(过饱和)，然后α’分 解成Fe3C及低饱和度α‘’，即γ→α‘(过饱和)，α’→α‘’+ Fe3C，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。
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。
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)。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(见图)。 F内亚结构为位错，惯习面为{111}A，与A之间的位向接近 K-S关系，碳化物惯习面为{227} A，与A有确定位向关 系。