第一章固態相變概論1.1固態相變的主要類型1.1.1平衡轉變同素異晶轉變純金屬在一定的溫度和壓力下，由一種結構轉變為另一種結構的現象稱為同素異晶轉變。若在固溶體中發生這種結構的轉變，則稱為多形性轉變。如鋼在冷卻時由奧氏體中析出先共析鐵素體的過程。*(2)平衡脫溶轉變

高溫過飽和固溶體緩慢冷卻過程中析出第二相的過程特點：(a)新相的成分和結構始終與母相的不同；(b)母相不會消失。鋼在冷卻時，由奧氏體析出二次滲碳體的過程

圖1-1可發生脫溶轉變的合金*（3）共析轉變合金冷卻時，由一個固相同時析出兩個不同固相的過程稱為共析轉變鋼中的珠光體相變（4）增幅分解由一種高溫固溶體，冷至某一溫度范圍，分解為兩種與原固溶體結構相同，而成分不同的微區的轉變稱為增幅分解

α→α1+α2

*(5)有序化轉變固溶體中，各組元的相對位置從無序過渡到有序的過程，稱為有序化轉變。

Cu-Zn、Au-Cu等合金中均可發生這種轉變

特點：(a)新形成的微區之間無明顯的界面和成分的突變；(b)通過上坡擴散，最終使均勻固溶體變為不均勻固溶體。*1.1.2不平衡轉變

偽共析轉變接近共析點成分的合金，過冷到共析點以下發生共析轉變的過程

鐵素體和滲碳體的相對量隨奧氏體的含碳量而變，故稱為偽共析體圖1-2Fe-Fe3C相圖的偽共析區*(2)馬氏體相變鋼在快冷時，若能避免其發生擴散型轉變，則將無需原子的擴散，以一種切變共格的方式實現點陣的改組，而轉變為馬氏體(3)塊狀轉變

在一定的冷速下奧氏體轉變為與母相成分相同而形貌呈塊狀的α相的過程通過原子的短程擴散使非共格相界面在母相中推移*(4)貝氏體相變在珠光體轉變與馬氏體轉變溫度范圍之間（中溫），鐵原子不能擴散，碳原子可以擴散過冷奧氏體轉變為由鐵素體和滲碳體組成的非層片狀組織—貝氏體(5)不平衡脫溶轉變

在等溫條件下，由過飽和固溶體中析出第二相的過程析出相為非平衡亞穩相*

金屬固態相變的三種基本變化：（1）結構；（2）成分；（3）有序程度只有結構的變化：多形性轉變，馬氏體相變只有成分的變化：調幅分解既有結構又有成分上的變化：共析轉變，脫溶沉淀*1.2固態相變的一般特征

固態相變的驅動力也為新相與母相的自由能差，與結晶過程相比，固態相變有其自身特點1.2.1相界面按結構特點可分為：共格界面、半共格界面、非共格界面*（1）共格界面兩相界面上的原子排列完全匹配，即界面上的原子為兩相所共有特點：界面能很小，彈性應變能大錯配度δ=?a/a

越大，彈性應變能越大*圖1-3a)共格界面b)半共格界面c)非共格界面*半共格界面：相界面上分布若干位錯，界面上的兩相原子部分地保持匹配，彈性應變能降低。(3)非共格界面：兩相界面完全不匹配，即存在大量缺陷的界面，為很薄的一層原子不規則排列的過渡層，界面能較高。*1.2.2慣習面和位向關系固態相變時，新相往往在母相的一定晶面上開始形成，這個晶面稱為慣習面如：亞共析鋼中，在{111}γ析出先共析鐵素體------魏氏組織位向關系：新相與母相之間的某些低指數晶面和晶向往往存在一定的位向關系，以減小兩相間的界面能{110}α//{111}γ

；<111>α//<110>γ*1.2.3彈性應變能

圖1-4新相形狀與應變能的關系由納巴羅(Nabarro)計算

非共格相界面的體積（比容）應變能（由于比容不同）：球狀最大，針狀次之，盤狀最小。兩相界面上不匹配也引起彈性應變能，共格界面最大，半共格界面次之，非共格界面為零。*

固態相變的阻力：界面能+應變能1.2.4晶體缺陷的影響大多數固態相變的形核功較大，極易在晶體缺陷處優先不均勻形核，提高形核率，對固態相變起明顯的促進作用。1.2.5過渡相（亞穩相）的形成為了減少界面能，固態相變中往往先形成具有共格相界面的過渡相（亞穩相）。亞穩相有向平衡相轉變的傾向，但在室溫下轉變速度很慢。*1.3固態相變的形核1.3.1均勻形核與凝固過程相比，增加了一項應變能?G=V?Gv+Sσ+εV(1-1)其中?Gv----新舊相間單位體積自由能差σ

----單位面積界面能ε

----單位體積應變能相變驅動力：V?Gv

，新舊相間自由能差相變阻力：Sσ+εV，界面能+應變能*設形成的新相晶核為球形對于r求導：圖1-5球形晶核的自由能變化可得臨界晶核尺寸：形成臨界晶核的形核功形核功：晶核長大到r*

所需克服的能壘，或所做的功*

固態相變的形核率

----單位體積母相中所形成的核心數N----單位體積母相中的原子數ν----原子振動頻率?G*----形核功Q----原子擴散激活能

固態相變較難均勻形核*1.3.2非均勻形核晶體缺陷儲存的能量可使形核功降低，促進形核?G=V?Gv+Sσ+εV-?Gd(1-5)-?Gd----由于晶體缺陷消失所降低的能量晶體缺陷：空位、位錯、晶界（1）空位空位通過促進溶質原子擴散或利用本身能量提供形核驅動力而促進形核

空位團可凝聚成位錯而促進形核*

脫溶沉淀時無析出區的形成原因空位對脫溶沉淀有促進作用，是沉淀相非均勻形核的位置。晶界附近的過飽和空位擴散到晶界而消失。（2）位錯位錯從三方面促進形核：圍繞位錯形核后，位錯消失，釋放出畸變能。對于半共格晶核，原有的位錯成為界面位錯，補償了錯配，降低了形核功。溶質原子常在位錯線上偏聚，容易滿足新相成分上的要求。*（3）晶界大角晶界具有較高的界面能，在晶界上形核可利用晶界能量，使形核功降低。有三種位置：a)晶界面b)棱邊c)隅角圖1-6晶界形核時三種位置*圖1-7晶界面形核時晶核形狀圖1-8三晶粒相交的棱邊圖1-9四晶粒相交的隅角*圖1-10晶界不同位置形核功比較θ----接觸角隅角形核的形核功比其他位置小在晶界上的三種位置中，隅角位置在多晶體中所占的體積分數最少*1.4固態相變的長大1.4.1長大機制半共格界面的遷移半共格界面上存在位錯列要隨界面移動，位錯要攀移臺階側向移動，位錯可滑移圖1-11臺階長大機制*（2）協同型長大機制無擴散型相變，原子通過切變方式協同運動，相鄰原子的相對位置不變如馬氏體相變，會發生外形變化，出現表面浮凸新相和母相間有一定的位向關系圖1-12馬氏體相變表面浮凸*1.4.2新相長大速度(1)界面控制型長大無成分變化的新相長大圖1-13激活能示意圖*原子在母相α和新相β間往返的頻率分別為:*設單原子層厚度為δ，則界面遷移速率為：*

過冷度較小時，?GV→0

隨溫度降低，兩相的自由能差增大，新相長大速率增加。*

過冷度較大時，?GV>>kT

隨溫度降低，新相長大速率按指數函數減小。*擴散控制型長大成分發生改變的相變，受傳質過程，亦即擴散速度所控制。圖1-14(a)平衡相圖(b)界面附近濃度分布*根據費克第一定律，擴散通量為

隨著溫度的下降，溶質在母相中的擴散系數急劇減小，故新相的長大速率降低。*圖1-15新相長大速度與過冷度的關系*1.4.3固態相變動力學

研究新相形成量(體積分數)與時間、溫度關系的學科稱為相變動力學。

與再結晶過程類似，形核—長大過程。*（1）約翰遜-邁爾方程（Johnson-Mehl方程)

當形核率和長大速度恒定時，恒溫轉變動力學*(2)阿佛瑞米方程(Avrami方程)

當形核率和長大速度隨時間而變時*（3）C曲線

相變動力學曲線S曲線（Sigmoidal）

相變綜合動力學曲線等溫轉變動力學曲線，C曲線TTT曲線（Time-Temperature-Transformation）IT曲線（Isothermal–Transformation）

表示轉變時間-轉變溫度-轉變量三者之間的關系。*圖1-16（a）S曲線（b）C曲線*39第二章奧氏體的形成2.1奧氏體及其形成機理2.1.1奧氏體的結構及其存在范圍圖2-1奧氏體的單胞

奧氏體是碳溶于γ-Fe中的間隙固溶體

碳原子位于八面體間隙中心，即FCC晶胞的中心或棱邊的中點

八面體間隙半徑0.52?

碳原子半徑0.77?→點陣畸變40圖2-2Fe-C相圖

奧氏體相區：NJESGN包圍的區域

GS線----A3線

ES線----Acm線

PSK線----A1線

碳在奧氏體中的最大溶解度為2.11wt%(10at%)

碳原子的溶入使γ-Fe的點陣畸變，點陣常數隨碳含量的增加而增大412.1.2奧氏體的性能

奧氏體的比容最小，線膨脹系數最大，且為順磁性（無磁性）。利用這一特性可以定量分析奧氏體含量，測定相變開始點，制作要求熱膨脹靈敏的儀表元件。

奧氏體的導熱系數較小，僅比滲碳體大。為避免工件的變形，不宜采用過大的加熱速度。

奧氏體塑性很好，σS較低，易于塑性變形。故工件的加工常常加熱到奧氏體單相區進行。422.1.3奧氏體形成的熱力學條件圖2-3自由能和溫度關系圖?G=V?Gv+Sσ+εV-?Gd(2-1)-?Gd----在晶體缺陷處形核引起的自由能降低

相變必須在一定的過熱度?T下，使得?GV<0，才能得到?G<0。所以相變必須在高于A1

的某一溫度下才能發生，奧氏體才能開始形核。43圖2-4

以0.125℃/min加熱和冷卻時，Fe-C相圖中臨界點的移動

加熱時臨界點加注c

：

Ac1Ac3Accm

冷卻時臨界點加注r：

Ar1Ar3Arcm442.1.4奧氏體的形成機理

奧氏體的形成為形核長大、擴散型相變

奧氏體的形成過程可分成四個階段：（1）奧氏體的形核（2）奧氏體的長大（3）滲碳體的溶解（4）奧氏體的均勻化45圖2-5奧氏體形成的四個階段（1）（2）（3）（4）4647（1）奧氏體的形核

形核的成分、結構條件在A1溫度（727℃）：

α+Fe3C

γ

C%0.02186.690.77結構BCC

復雜斜方FCC48

形核位置鑒于相變對成分、結構以及能量的要求，晶核將在α/Fe3C相界面上優先形成，這是由于：①相界面形核，可以消除部分晶體缺陷而使體系的自由能降低，有利于相變對能量的要求。②相界面兩邊的碳濃度差大，較易獲得與新相奧氏體相適配的碳濃度，況且碳原子沿界面擴散較晶內為快，從而加速了奧氏體的形核。③相界面處，原子排列較不規則，易于產生結構起伏，從而由BCC改組成FCC。

49（2）奧氏體的長大圖2-6相界面上的碳濃度及擴散?Cr?k?Cr?αdCdx50圖2-7相界面上的碳濃度及擴散C%dCdx51①奧氏體在α/Fe3C相界面上形核后，將產生三相平衡，產生γ/Fe3C和r/α兩個相界面。②Cr-k>Cr-α

，濃度差dC=Cr-k

-Cr-α

將在奧氏體內產生擴散

Cr-α↑→Cr-α’；Cr-k↓→Cr-k’

相界面上的平衡濃度被打破③為了恢復并維持相界面上的平衡濃度

α點陣重構→γ，向α方向長大，Cr-α’↓→Cr-αFe3C向γ中溶解，向Fe3C方向長大，Cr-k’↑→Cr-k

52

奧氏體晶核的長大速度53

由式（2-2）可知，奧氏體晶核的長大速度與碳在奧氏體中的濃度梯度成正比，而與相界面上的碳濃度差成反比。

由于γ/Fe3C相界面的碳濃度差?Cγ?k

較大，Fe3C本身復雜的晶體結構，使得奧氏體向滲碳體方向的長大速度遠比向鐵素體方向為小，所以鐵素體向奧氏體的轉變比滲碳體的溶解要快得多，鐵素體先消失，而滲碳體有剩余。54（3）剩余滲碳體的溶解

剩余滲碳體借助于Fe、C原子的擴散進一步溶解。（4）奧氏體成分的均勻化

原滲碳體部位的碳濃度高，原鐵素體部位的碳濃度低。

通過Fe、C原子在新形成奧氏體中的擴散，實現奧氏體成分的均勻化。552.2奧氏體形成的動力學2.2.1形核率

為了滿足形核的熱力學條件，需依靠能量起伏，補償臨界晶核形核功，所以形核率應與獲得能量漲落的幾率因子exp(-?G*/kT)

成正比。

為了達到奧氏體晶核對成分的要求，需要原子越過能壘，經擴散富集到形核區，所以應與原子擴散的幾率因子exp(-Q/kT)

成正比。56N=C’exp(-?G*/kT)exp(-Q/kT)(2-3)式中:C’----常數?G*----臨界形核功

Q----擴散激活能

k----玻爾茲曼常數，=1.38X10-23J/KT----絕對溫度

N----形核率，單位1/(mm3?s)

與結晶不同的是，P→A的相變，是在升高溫度下進行的相變。溫度升高時，?G*↓，Q↓，從而形核率N增大。572.2.2奧氏體線長大速度

碳在奧氏體中的擴散系數D=D0exp(-Q/RT)

阿累尼烏斯方程(Arrhenius)G----長大線速度，單位mm/s

溫度升高時，D↑,dC↑,?Cγ?α↓,?Cγ?k↓

從而線長大速度G增大。582.2.3奧氏體等溫形成動力學曲線

設新形成的奧氏體為球狀，則由約翰遜-邁爾方程（Johnson-Mehl方程)：Vt----新形成奧氏體的體積分數

轉變量達50%左右時，轉變速度最大。

轉變溫度越高，奧氏體形成的孕育期越短。

轉變溫度越高，完成轉變所需的時間越短。59圖2-8奧氏體等溫形成動力學曲線

形成溫度升高，N的增長速率高于G的增長速率，N/G增大，可獲得細小的起始晶粒度。

形成溫度升高，Gγ→α/Gγ→k

增大，鐵素體消失時，剩余滲碳體量增大，形成奧氏體的平均碳含量降低。602.2.4連續加熱時奧氏體的形成特點圖2-9珠光體向奧氏體轉變動力學曲線61

奧氏體形成是在一個溫度范圍內完成的。

隨加熱速度增大，轉變趨向高溫，且轉變溫度范圍擴大，而轉變速度則增大。

隨加熱速度增大，C，Fe原子來不及擴散，所形成的奧氏體成分不均勻性增大。

快速加熱時，奧氏體形成溫度升高，可引起奧氏體起始晶粒細化；同時，剩余滲碳體量也增多，形成奧氏體的平均碳含量降低。622.2.5奧氏體形成速度的影響因素

除轉變溫度和加熱速度外，還有：（1）鋼的原始組織狀態

原始組織越細，晶體缺陷越多，奧氏體轉變過程越快。

片狀珠光體快于粒狀珠光體。63（2）鋼的化學成分

含碳量越高，滲碳體與鐵素體的總相界面積越大，Fe、C原子擴散系數增大，從而增高N和G，形成速度增大。碳化物形成元素Cr，W，Mo，V，阻礙碳的擴散，降低形成速度。非碳化物形成元素Ni，Co，加速碳的擴散，增大形成速度。

Mn，Ni降低鋼的臨界點，細化原珠光體組織，增大形成速度。642.3奧氏體晶粒長大及其控制2.3.1奧氏體晶粒度

奧氏體晶粒大小用晶粒度表示，通常分為8級，1級最粗，8級最細，8級以上為超細晶粒。

晶粒度級別與晶粒大小的關系

n=2N-1(2-5)n----X100倍時，晶粒數/in2

N----晶粒度級別65圖2-10X100倍晶粒度Nd(μm)125021773125488562644731822915.6101166

奧氏體晶粒度有三種：①初始晶粒度

----奧氏體形成剛結束，其晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶粒大小。初始晶粒一般很細小，大小不均，晶界彎曲。

實際晶粒度

----鋼經熱處理后所獲得的實際奧氏體晶粒大小。67

本質晶粒度

----表示鋼在一定加熱條件下奧氏體晶粒長大的傾向性。在930±10℃，保溫3~8小時后測定：

1~4級----本質粗晶粒鋼，晶粒容易長大。

5~8級----本質細晶粒鋼，晶粒不容易長大。68圖2-11加熱溫度對奧氏體晶粒大小的影響Ac1930℃692.3.2奧氏體晶粒長大機制

晶粒長大的驅動力驅動力來自總的晶界能的下降。對于球面晶界，有一指向曲率中心的驅動力P作用于晶界。RP圖2-12球面晶界長大驅動力示意圖70

公式(2-6)的推導:圖2-13雙晶體中的A、B兩晶粒，其中B晶粒呈球狀存在于A晶粒中。

面積為A的晶界如果移動dx距離時，體系總的Gibbs自由能變化為dGt

，則沿x方向有力P作用于晶界上，構成晶界移動的驅動力。圖2-13中A、B晶粒間的晶界構成一曲率半徑為R的球面。71圖2-14大晶粒吃掉小晶粒示意圖(箭頭表示晶界遷移方向)圖2-15晶粒大小均勻一致時穩定的二維結構72圖2-16頂角均為1200

的多邊形晶粒圖2-17三維晶粒的穩定形狀--Kelvin正十四面體73圖2-18大晶粒和小晶粒的幾何關系

為保持三晶界交會處的界面張力平衡，交會處的面角應為120o，晶界將彎曲成曲率中心在小晶粒一側的曲面晶界。大晶粒將吃掉小晶粒，使總晶界面積減少，總的界面能降低。74(2)晶界遷移阻力圖2-19Zener微粒釘扎晶界模型

晶界向右遷移時，奧氏體晶界面積將增加，所受的最大阻力為：75

由式（2-7）可知：當第二相微粒所占的體積分數f一定時，第二相粒子越細小（r越小），提供的對晶界遷移的總阻力越大。反之，當第二相微粒粗化時，對晶界遷移的總阻力將會變小。76(3)奧氏體晶粒長大過程圖2-20奧氏體晶粒長大過程①孕育期：溫度愈高，孕育期愈短。不均勻長大期：粗細晶粒共存。均勻長大期：細小晶粒被吞并后，緩慢長大。772.3.3影響奧氏體晶粒長大的因素(1)加熱溫度和保溫時間

表現為晶界的遷移，實質上是原子在晶界附近的擴散過程。晶粒長大速度與晶界遷移速率及晶粒長大驅動力成正比。78圖2-21奧氏體晶粒大小與加熱溫度、保溫時間的關系

隨加熱溫度升高，奧氏體晶粒長大速度成指數關系迅速增大。加熱溫度升高時，保溫時間應相應縮短，這樣才能獲得細小的奧氏體晶粒。79（2）加熱速度的影響

加熱速度越大，奧氏體的實際形成溫度越高，形核率與長大速度之比（N/G）隨之增大，可以獲得細小的起始晶粒度。快速加熱并且短時間保溫可以獲得細小的奧氏體晶粒度。如果此時長時間保溫，由于起始晶粒細小，加上實際形成溫度高，奧氏體晶粒很容易長大。80（3）鋼的碳含量的影響碳在固溶于奧氏體的情況下，由于提高了鐵的自擴散系數，將促進晶界的遷移，使奧氏體晶粒長大。共析碳鋼最容易長大。當碳以未溶二次滲碳體形式存在時，由于其阻礙晶界遷移，所以將阻礙奧氏體晶粒長大。過共析碳鋼的加熱溫度一般選在Ac1----Accm

兩相區，為的就是保留一定的殘留滲碳體。81（4）合金元素的影響

Mn，P促進奧氏體晶粒長大：

Mn----在奧氏體晶界偏聚，提高晶界能；

P----在奧氏體晶界偏聚，提高鐵的自擴散系數。

強碳氮化物形成元素Ti，Nb，V形成高熔點難溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻礙晶界遷移，細化奧氏體晶粒。

AlTiZrVWMoCrSiNiCu

阻礙作用強阻礙作用弱82圖2-22奧氏體晶粒直徑與加熱溫度的關系1----不含鋁的C-Mn鋼2----含Nb-N鋼（5）冶煉方法

用Al脫氧，可形成AlN----本質細晶粒鋼用Si、Mn脫氧----本質粗晶粒鋼8384第三章珠光體相變§3.1珠光體的組織形態與性能特點§3.1.1過冷奧氏體轉變圖3-1TTT

曲線

過冷奧氏體等溫轉變動力學圖，TTT曲線，C曲線，IT曲線。

反映溫度-時間-轉變量三者之間的關系。85圖3-2共析碳鋼C曲線Mf高溫中溫低溫86

A1~550℃，Fe、C原子均可擴散。共析分解成珠光體

----鐵素體與滲碳體兩相層片狀機械混合物。珠光體團(或領域)----片層方向大致相同的珠光體，在一個奧氏體晶粒內可以形成3～5個珠光體團。（1）高溫轉變87圖3-3層片狀珠光體示意圖原奧氏體晶界珠光體團88（2）中溫轉變

550℃~220℃，C原子可擴散，Fe原子不能擴散。形成貝氏體----過飽和鐵素體與滲碳體的非層片狀混合物。上貝氏體：550℃稍下形成，羽毛狀。在平行鐵素體板條間分布有不連續的桿狀滲碳體。下貝氏體：220℃稍上形成，針狀。在針狀鐵素體內分布有細小滲碳體。89圖3-4(a)上貝氏體X600(b)下貝氏體X40090

非擴散型相變：Fe、C原子均不發生擴散，生成的馬氏體與原奧氏體成分相同。

馬氏體：碳在α-Fe中的過飽和固溶體。馬氏體相變是變溫型相變，相變開始點Ms

，終了點Mf

。（3）低溫轉變91圖3-5(a)低碳鋼中的板條馬氏體

(X80)(b)高碳鋼中的針狀(片狀)馬氏體

(X400)92§3.1.2珠光體的組織形態（1）片狀珠光體（2）球狀珠光體鐵素體基體上分布著顆粒狀滲碳體。

形成溫度(℃)片層間距(nm)珠光體PAr1~650500~700索氏體S650~600300~400屈氏體T600~550100~20093(a)(b)圖3-6(a)片狀珠光體(b)球狀珠光體94§3.1.3珠光體的片層間距S0

珠光體的片層間距與轉變溫度有關，與過冷度成反比。圖3-1珠光體片層間距S0

95

在一定的過冷度下，若S0過大，原子所需擴散的距離就要增大，這將使轉變發生困難。若S0過小，由于相界面面積增大，使界面能增大，這時ΔGV不變，這會使相變驅動力降低，也會使相變不易進行。所以一定的ΔT對應一定的S0

。

原因：96

原因：③ΔT愈大，碳在奧氏體中的擴散能力愈小，擴散距離變短。另外，ΔGV

會變大，可以增加較多的界面能，所以S0

會變小。

原奧氏體晶粒大小對S0

無明顯影響。但原奧氏體晶粒越細小，珠光體團直徑也越細小。97§3.1.4珠光體的力學性能

片狀珠光體的塑性變形基本上發生在鐵素體片層內，滲碳體對位錯滑移起阻礙作用，位錯最大滑移距離等于片層間距S0

。片層間距S0

愈小，強度、硬度愈高，符合Hall-Petch關系：σs=σ0+kS0-1

粒狀珠光體的屈服強度取決于鐵素體的晶粒大小(直徑df

），也符合Hall-Petch關系：σs=σ0+kdf-1/2

98§3.2珠光體轉變的機理§3.2.1珠光體形成的熱力學圖3-2自由能-成分曲線

在A1（T1）溫度，γ、α、Fe3C三相的自由能-成分曲線有一共切線。

在A1溫度以下溫度T2，γ、α、Fe3C三相間可作三條共切線，共析成分的奧氏體的自由能在三條共切線之上。99（1）珠光體形成時的領先相從熱力學上講，鐵素體與滲碳體都可能成為領先相。共析與過共析鋼中，滲碳體為領先相。亞共析鋼中，鐵素體為領先相。§3.2.2片狀珠光體的形成機制

珠光體相變是擴散型相變、屬形核長大型。100（2）珠光體的形成機制圖3-3珠光體形成過程示意圖101①珠光體的形核：在奧氏體晶界上先形成一小片滲碳體（長成片狀是為了減少應變能），通過鄰近奧氏體不斷供應碳原子而長大。γ(0.77%C)→α(0.0218%C)+Fe3C(6.69%C)(面心立方)(體心立方)(復雜斜方)102②珠光體的縱向長大：由于形成了γ/α，γ/Fe3C相界面，在相界面前沿γ相中產生濃度差Cγ-α–Cγ-k

，從而引起碳原子由α前沿向Fe3C前沿擴散，擴散的結果破壞了相界面的碳濃度平衡，為了恢復碳濃度平衡，滲碳體和鐵素體就要向奧氏體中縱向長大。103圖3-4珠光體形成時碳的擴散Cγ-αCγ-k104③珠光體的橫向生長：Fe3C的橫向生長使周圍奧氏體產生貧碳區，當碳濃度下降到Cα-k時，在Fe3C兩側通過點陣重構，形成兩小片鐵素體。同樣，鐵素體的橫向生長也將產生富碳區，這又促使滲碳體片的形核生長。如此協調地交替形核生長，從而形成鐵素體、滲碳體片相間的層片組織。105③珠光體的橫向生長：鐵素體片由于其兩側滲碳體片的形成而停止橫向增厚，滲碳體片的橫向生長亦然，故珠光體的橫向生長很快就停止。④在珠光體生長的后期，會出現分枝長大現象。106§3.2.3球狀珠光體的形成機制圖3-5母相中的第二相母相α-Fe第二相Fe3CCr=Cα-k

由界面熱力學，湯姆遜-佛魯德里西（Thomson-Freundlich）公式：Cr--與半徑為r的第二相顆粒相平衡的母相溶解度。C∞--與片狀（平界面）第二相相平衡的母相溶解度。M--第二相摩爾質量，σ--比界面能，ρ--第二相密度。107

由于片狀滲碳體的表面積大于同體積的球狀滲碳體，在球化退火時，將會自發球化。與滲碳體尖角接壤處的鐵素體碳濃度Cα-k

大于與平面接壤處的碳濃度，在鐵素體內將引起碳原子擴散，結果界面碳濃度平衡被打破，為維持碳濃度平衡，滲碳體尖角處會溶解，而平面處會向外生長，最后形成各處曲率半徑相近的粒狀滲碳體。108圖3-6片狀滲碳體溶斷機制滲碳體片內亞晶界的存在，會產生一界面張力，為保持界面張力平衡，在亞晶界處會出現溝槽。由于溝槽兩側曲率半徑較小，此處滲碳體將溶解，而使曲率半徑增大，破壞了界面張力的平衡，為恢復平衡，溝槽將進一步加深，直至滲碳體溶斷。109圖3-7片狀滲碳體在A1

溫度以下球化過程示意圖當奧氏體化不充分時，也會以未溶顆粒狀滲碳體作為形核核心，直接形成球狀珠光體。110§3.3珠光體轉變的動力學§3.3.1形核率

形成溫度較高時，擴散較易，形核功起主導作用，由于溫度降低，形核功下降，故形核率增加。至一定溫度時，擴散起主導作用，溫度降低，擴散困難，形核率下降。111

形核率隨轉變溫度的降低先增后減，在550℃附近有一極大值。圖3-8形核率與轉變溫度的關系~550℃112§3.3.2長大速度圖3-8長大速度與轉變溫度的關系~550℃

長大速度隨轉變溫度的降低也是先增后減，在550℃附近也有一極大值。113§3.3.3珠光體轉變動力學曲線圖3-9珠光體轉變的動力學曲線

當N、G不隨轉變時間改變時，Johnson-Mehl方程：

當N隨轉變時間改變時，Avrami方程：114(a)(b)圖3-10亞共析鋼(a)和過共析鋼(b)的C曲線115①含碳量

亞共析鋼：

C%↑，鐵素體形核率↓；另外，相變驅動力ΔGγ-α↓，所以珠光體轉變速度下降，C曲線右移。§3.3.4影響珠光體轉變動力學的因素（1）鋼的化學成分116

若加熱溫度高于Accm：C%↑，滲碳體形核率升高；另外，碳在奧氏體中的擴散系數增大，從而使珠光體的孕育期縮短，轉變加速，C曲線左移。若加熱溫度在Ac1～Accm：C%↑，獲得不均勻奧氏體及Fe3CⅡ，有利于珠光體的形核，故孕育期縮短，轉變加速，C曲線左移。過共析鋼：117

合金元素除Co以外，只要合金元素溶入奧氏體中，均使奧氏體的穩定性增大，從而減慢奧氏體分解為珠光體，C曲線右移。

在碳鋼中共析鋼過冷奧氏體最穩定，C曲線最靠右。118

奧氏體成分的不均勻，有利于高碳區形成Fe3C，低碳區形成鐵素體，并加速碳原子的擴散，從而加速先共析相及珠光體的形成。未溶滲碳體的存在，既可作為先共析滲碳體的晶核，亦可作為珠光體領先相滲碳體的晶核，故可加速珠光體的形成。（2）奧氏體的均勻化程度和殘余碳化物119（4）奧氏體化加熱溫度和保溫時間奧氏體化溫度越高，保溫時間越長，奧氏體晶粒尺寸越大，并且成分趨于均勻化，減少了珠光體形核所需的濃度起伏和形核位置，從而減慢珠光體的形成，使C曲線右移。（3）奧氏體晶粒度奧氏體晶粒的細化，可增加珠光體的形核位置，從而促進珠光體的形成。120

拉應力和塑性變形造成點陣畸變和位錯密度增高，顯著提高了珠光體的形核率，促進珠光體轉變，使C曲線左移。塑性形變溫度越低，變形程度越大，這種加速作用越顯著。在等向壓應力作用下，由于原子遷移阻力增大，阻礙了Fe、C原子的擴散，同時點陣改組的阻力也增大，所以將減慢珠光體的形成。（5）應力和塑性變形121

在A3

、Acm線以下先形成鐵素體或滲碳體。到達A1線發生珠光體相變。隨冷速加快，將出現偽共析組織，且珠光體量增多，而先共析量減少。§3.4先共析鐵素體和滲碳體的形成§3.4.1偽共析轉變122圖3-11先共析相及偽共析組織形成范圍123

在奧氏體晶界上形成的晶核，一側為共格，另一側為非共格。（1）形成溫度較高時，非共格晶界易遷移，向奧氏體晶粒一側長成球冠狀。若原奧氏體含碳量較高，析出的鐵素體量較少，則鐵素體易長成網狀。

若原奧氏體含碳量較低，析出的鐵素體量較多，且單位體積排出的碳原子較少，非共格界面更易遷移，鐵素體長入奧氏體呈塊狀分布。§3.4.2亞共析鋼中的先共析鐵素體形態124圖3-12網狀b)和塊狀c)先共析鐵素體125（2）形成溫度較低時，鐵原子不易作長距離擴散，使非共格晶界不易遷移，這時主要依靠共格界面遷移。鐵素體晶核將通過共格界面向與其有位向關系的奧氏體晶粒內長大，為減小應變能，鐵素體呈片狀沿奧氏體某一晶面向晶粒內生長，該慣習面為{111}γ。所以片狀鐵素體常常呈現為彼此平行，或互成60°、90°角。這種先共析片狀鐵素體通常稱為魏氏組織鐵素體。126圖3-13一次魏氏組織鐵素體d)

二次魏氏組織鐵素體e)127圖3-14亞共析鋼中的魏氏組織鐵素體128圖3-15過共析鋼中的魏氏組織滲碳體129

粒狀滲碳體；網狀滲碳體；片狀滲碳體----魏氏組織。§3.4.3過共析鋼中的滲碳體形態130131

馬氏體----碳在α-Fe中的過飽和固溶體。成分與母相奧氏體相同，為一種亞穩相。碳原子位于α-Fe的bcc扁八面體間隙中心，即點陣各棱邊中央和面心位置。體心正方點陣bct----α’馬氏體。第四章馬氏體相變§4.1馬氏體的晶體結構132圖4-1奧氏體的正八面體間隙a)

馬氏體的扁八面體間隙b)133

馬氏體點陣常數和碳含量的關系c、a、及正方度c/a與鋼中碳含量成線性關系：

c=a0+αPa=a0-βP（4-1）

c/a=1+γP其中：a0=2.861?（α-Fe點陣常數）

α、β、γ

為常數

P----馬氏體的含碳量（wt%）134圖4-2點陣常數與碳含量的關系135c/a=1+0.046P（4-2）

碳原子在馬氏體點陣中的分布：碳原子發生有序分布，80%優先占據c軸方向的八面體間隙位置，20%占據其它兩個方向的八面體間隙位置，此時出現（4-2）式的正方度。

馬氏體的正方度136

定義：c/a值低于或高于（4-2）式的正方度。原因：主要由于碳原子在x，y，z三個方向的分布發生了改變。

新生馬氏體的異常正方度137（1）馬氏體相變的無擴散性

鋼中馬氏體相變時無成分變化，僅發生點陣改組。

可以在很低的溫度范圍內進行，并且相變速度極快。

原子以切變方式移動，相鄰原子的相對位移不超過原子間距，近鄰關系不變。§4.2馬氏體相變的主要特征138圖4-3馬氏體形成時引起的表面傾動①表面浮凸現象傾動面（2）表面浮凸現象和不變平面應變139圖4-4直線劃痕的變形情況（a）實驗結果（b）在界面處失去共格（c）劃痕扭曲140

馬氏體往往在母相的一定晶面上開始形成，這一定的晶面即稱為慣習面。馬氏體和母相的相界面，中脊面都可能成為慣習面。鋼中：<0.5%C，慣習面為{111}γ，0.5～1.4%C，為{225}γ，1.5～1.8%C，為{259}γ。

直線劃痕在傾動面處改變方向，但仍保持連續，且不發生扭曲。說明馬氏體與母相保持切變共格，慣習面未經宏觀可測的應變和轉動，即慣習面為不變平面。②慣習面和不變平面141

傾動面一直保持為平面。發生馬氏體相變時，雖發生了變形，但原來母相中的任一直線仍為直線，任一平面仍為平面，這種變形即為均勻切變。造成均勻切變且慣習面為不變平面的應變即為不變平面應變。③不變平面應變

142不變平面圖4-5三種不變平面應變

a）膨脹

b）孿生時的切變

c）馬氏體相變時----切變+膨脹143

相變以共格切變方式進行所至。K-S關系：

{111}γ∥{110}M;<110>γ∥<111>M

由于3個奧氏體<110>γ方向上(每個方向上有2種馬氏體取向)可能有6種不同的馬氏體取向,而奧氏體的{111}γ

晶面族中又有4種晶面，從而馬氏體共有24種取向（變體）。（3）馬氏體和奧氏體具有一定的位向關系144圖4-6奧氏體(111)面上馬氏體的六種不同K-S取向5016’145

{111}γ∥{110}M;<112>γ∥<110>M

按西山關系，在每個{111}γ面上，馬氏體可能有3種取向，故馬氏體共有12種取向（變體）。

西山關系：146圖4-7奧氏體(111)面上馬氏體的三種不同西山取向147G-T關系：

和K-S關系略有偏差

{111}γ∥{110}M

差10

<110>γ∥<111>M

差20

K-S關系和西山關系的比較：

晶面關系相同，只是晶面內的方向相差5016’。148圖4-8-1K-S關系和西山關系的比較149圖4-8-2K-S關系和西山關系的比較5016’150圖4-9K-S關系和西山關系的比較151圖4-10轉變量-時間關系

（4）馬氏體相變的變溫性MS----馬氏體相變開始點。Mf----馬氏體相變終了點。

MS

點以下，無需孕育，轉變立即開始，且以極大速度進行，但很快停止，不能進行到終了，需進一步降溫。152圖4-11轉變量-溫度關系

在Mf點以下，雖然轉變量未達到100%，但轉變已不能進行。如Mf點低于室溫，則淬火到室溫將保留相當數量的未轉變奧氏體，稱為殘余奧氏體。153

A

?MMs,Mf;As,Af;As>Ms

鋼中馬氏體加熱時，容易發生回火分解，從馬氏體中析出碳化物。

Fe-0.8%C鋼以5000℃/S快速加熱，抑制回火轉變，則在590～600℃發生逆轉變。（5）馬氏體相變的可逆性154§4.3.1板條馬氏體在低、中碳鋼，馬氏體時效鋼中出現，形成溫度較高。基本單元板條為一個個單晶體。圖4-12板條馬氏體示意圖§4.3馬氏體的形態及其亞結構155

許多相互平行的板條組成一個板條束，它們具有相同的慣習面。

板條馬氏體的慣習面為{111}γ，位向關系為K-S關系。由于有四個不同的{111}γ面，所以一個奧氏體晶粒內可能形成四種馬氏體板條束。每個慣習面上可能有六種不同的取向，板條束內具有相同取向的小塊稱為板條塊，常常呈現為黑白相間的塊。156

板條馬氏體的亞結構為高密度位錯，所以板條馬氏體也稱為位錯馬氏體。不呈孿晶關系的板條間存在一層殘余奧氏體簿膜，這種微量的殘余奧氏體對板條馬氏體的韌性貢獻很大。

呈孿晶關系的板條間就不存在這種殘余奧氏體薄膜。157圖4-13（a）板條馬氏體（b）片狀馬氏體158圖4-14片狀馬氏體示意圖{225}γ或{259}γ

在中、高碳鋼，高鎳的Fe-Ni合金中出現，形成溫度較低。§4.3.2片狀馬氏體159

先形成的第一片馬氏體橫貫整個奧氏體晶粒，使后形成的馬氏體片的大小受到限制。后形成的馬氏體片，則在奧氏體晶粒內進一步分割奧氏體晶粒，所以后形成的馬氏體片越來越短小。片狀馬氏體的立體外形呈雙凸透鏡狀，多數馬氏體片的中間有一條中脊面，相鄰馬氏體片互不平行，大小不一，片的周圍有一定量的殘余奧氏體。160

慣習面：隨形成溫度的下降，由{225}γ變為{259}γ，位向關系由K-S關系變為西山關系。亞結構為細小孿晶，一般集中在中脊面附近，片的邊緣為位錯。隨形成溫度下降，孿晶區擴大。馬氏體片互成交角，后形成的馬氏體片對先形成的馬氏體片有撞擊作用，接觸處產生顯微裂紋。161（1）Ms點

Ms點高----形成板條馬氏體。

Ms點低----形成片狀馬氏體。

C%↑→Ms

↓

板條M→板條M+片狀M→片狀M

位錯M→孿晶M§4.3.3影響馬氏體形態及其亞結構的因素162圖4-15滑移和孿生的臨界分切應力與溫度的關系（2）奧氏體與馬氏體的強度163

當馬氏體在較高溫度形成時，滑移的臨界分切應力較低，滑移比孿生更易于發生，從而在亞結構中留下大量位錯，形成亞結構為位錯的板條馬氏體。由于溫度較高，奧氏體和馬氏體的強度均較低。相變時，相變應力的松馳可以同時在奧氏體和馬氏體中以滑移方式進行，故慣習面為(111)γ

。

164

隨著形成溫度的下降，孿生的臨界分切應力較低，變形方式逐漸過渡為以孿生進行，形成亞結構為孿晶的片狀馬氏體。若奧氏體的σS低于206MPa，應力在奧氏體中以滑移方式松弛。由于形成的馬氏體強度較高，應力在馬氏體中只能以孿生方式松弛，則形成慣習面為(225)γ的片狀馬氏體。若奧氏體的σS超過206MPa，相變應力在兩相中均以孿生方式松弛，則形成慣習面為(259)γ的片狀馬氏體。165C%＜0.2%的低碳鋼、低碳低合金鋼，如20#、15MnVB鋼等，組織為板條馬氏體，具有高強度、高韌性、低的冷脆轉化溫度。§4.3.4工業用鋼淬火馬氏體的金相形態（1）低碳鋼中的馬氏體166

如45#、40Cr鋼等，淬火后為板條馬氏體+片狀馬氏體的混合組織。由于通常選用較低的奧氏體化溫度，淬火后獲得的組織極細，光學顯微鏡較難分辨。（2）中碳結構鋼中的馬氏體167

如T8、T12鋼，為片狀馬氏體。通常采用不完全加熱淬火（在Ac1稍上加熱，保留一定量未溶滲碳體顆粒），獲得隱晶馬氏體+滲碳體顆粒的混合組織。隱晶馬氏體極細，光學顯微鏡較難分辨。（3）高碳工具鋼中的馬氏體168T0為相同成分的馬氏體和奧氏體兩相熱力學平衡溫度，此時

ΔGγ→α’=0ΔGγ→α’

稱為馬氏體相變驅動力。圖4-16自由能-溫度關系§4.4馬氏體相變熱力學§4.4.1相變驅動力169圖4-17無擴散相變

γ→α’的T0溫度

相變化學驅動力用來提供切變能量、亞結構儲存能、膨脹應變能、共格應變能、界面能等，所以要有足夠大的相變驅動力。

Ms點為奧氏體和馬氏體兩相自由能之差達到相變所需的最小驅動力（臨界驅動力）時的溫度。170

碳含量C%↑→Ms↓，Mf↓圖4-18Ms

與碳含量關系A3無擴散轉變§4.4.2影響鋼的Ms

點的因素（1）奧氏體的化學成分171

合金元素除Co、Al外，其它合金元素均降低Ms

點。

解釋：碳或者合金元素降低A3點，降低奧氏體的自由能并提高馬氏體（過飽和鐵素體）的自由能，也降低了T0

溫度，從而降低Ms

點。碳或者合金元素固溶強化了奧氏體，σs

↑，使切變所需能量增高，Ms↓。172圖4-19奧氏體與馬氏體的自由能-溫度曲線示意圖溫度GT0MsT0MsAMΔGA→MΔGA→M臨界驅動力173

奧氏體的晶粒大小奧氏體晶粒細化→Ms↓

晶粒細化→σs↑→切變阻力↑→Ms↓

彈性極限以內的應力多向壓應力阻礙馬氏體轉變，→Ms↓

拉應力促進馬氏體轉變，→Ms↑（2）其它因素對Ms

點的影響174

在Ms點以上一定溫度范圍內，因塑性變形而促生的馬氏體稱為應變誘發馬氏體。塑性變形能促生馬氏體的最高溫度稱為Md

點，高于此溫度的塑性變形將不會產生應變誘發馬氏體。§4.4.3應變誘發馬氏體175

在Ms~Md之間對奧氏體進行塑性變形，為向馬氏體轉變提供了機械驅動力，從而使相變可以在較高的溫度發生，即相當于升高了Ms溫度。在Ms~Md溫度范圍的塑性變形度越大，由形變誘發的馬氏體量越大。但對未轉變的奧氏體，在隨后的冷卻過程中，馬氏體相變卻受到了抑制（發生了機械穩定化）。176圖4-20應變誘發馬氏體相變熱力學條件177

在Md

點以上，對奧氏體進行塑性變形，當形變量足夠大時，將抑制隨后冷卻時的馬氏體轉變，Ms點降低，殘余奧氏體量增多，稱為奧氏體的機械穩定化。少量塑性變形對馬氏體轉變有促進作用，而超過一定量的塑性變形將對馬氏體轉變產生抑制作用。§4.4.4奧氏體的機械穩定化178

當變形度小時，增加了奧氏體中有利于馬氏體形核的晶體缺陷。當變形度較大時，在奧氏體中形成大量亞晶界和高密度位錯區，奧氏體產生加工硬化，屈服強度提高，阻礙切變過程，從而使奧氏體穩定化。原因：179§4.5.1馬氏體的變溫形成

馬氏體相變也是通過形核與長大進行。變溫時，在Ms點以下，無孕育期，瞬時形核，瞬時長大。馬氏體量隨溫度下降而增加。§4.5馬氏體相變動力學180

降溫時，馬氏體量的增加是靠新馬氏體的不斷產生，而不是靠先形成馬氏體的長大。181

馬氏體轉變通常不能進行到底，有一部分未轉變的奧氏體殘留下來，稱為殘余奧氏體。

AR----retainedaustenite

通常淬火只淬到室溫為止，高于很多鋼的Mf

點，冷卻不充分，形成AR

。§4.5.2殘余奧氏體182

為了減少淬火至室溫后鋼中的AR量，可將其繼續冷卻至零下（Mf

點以下）進行處理，稱為冷處理。凡是降低Ms

點的因素均提高AR

量。

AR量和Ms

點一樣，主要取決于奧氏體的化學成分：

C%↑→Ms

↓→AR

↑

合金元素↑→Ms

↓→AR

↑183

因本身較軟，會降低淬火鋼的硬度；不穩定，易使零件產生變形開裂；降低硬磁鋼的磁感應強度；可提高某些鋼的韌性和塑性。

殘余奧氏體的作用：184§4.5.3奧氏體的熱穩定化定義：使奧氏體轉變為馬氏體能力減低的一切現象，稱為奧氏體的穩定化。表現為Ｍｓ點降低、AR

量增多。有三大類：化學穩定化----化學成分引起機械穩定化----塑性變形引起熱穩定化185

淬火時因緩慢冷卻或在冷卻過程中停留而引起的奧氏體穩定化，稱為熱穩定化。圖4-21奧氏體熱穩定化現象示意圖在Ms點以下等溫停留

將引起Ｍｓ點降低以及AR

量增多。等溫停留186

奧氏體的熱穩定化是由于在適當溫度停留過程中，奧氏體中的碳、氮原子與位錯發生交互作用形成柯氏氣團，從而強化了奧氏體，使馬氏體相變的阻力增大所致。

奧氏體熱穩定化的本質：187§4.6.1K-S均勻切變模型§4.6馬氏體相變晶體學模型

三個步驟：①第一次較大量的均勻切變(主切變)：188

第二次小量切變：

晶格調整：189圖4-22K-S切變模型190圖4-23馬氏體與奧氏體的共格關系及其破壞

隨馬氏體長大，靠近界面的奧氏體彈性切應變也愈來愈大，當應力值超過奧氏體的屈服極限時，將發生塑性變形，界面共格聯系被破壞。這時的馬氏體要通過擴散才能繼續長大，實際上馬氏體已停止長大。191G-T模型為兩次切變模型：第一次切變為宏觀均勻切變，發生宏觀變形，產生表面浮凸；并發生點陣改組，形成馬氏體點陣結構。§4.6.2G-T模型192為微觀不均勻切變，也稱為晶格不變切變，可以是滑移，也可以是孿生。切變的結果，無宏觀變形，晶格不變。同時，降低了應變能（應力松弛），在馬氏體內產生位錯或孿晶亞結構。

第二次切變193圖4-24晶格不變切變示意圖194C%↑→硬度↑

C>0.6%以后，淬火鋼硬度下降的原因主要是由于殘余奧氏體量的增加。§4.7馬氏體的性能特點§4.7.1馬氏體的強度和硬度195

固溶強化間隙式碳原子造成的點陣不對稱畸變，產生一個強應力場，該應力場與位錯產生強烈的交互作用。②時效強化自回火，碳原子在馬氏體晶體缺陷處（位錯、孿晶界）的偏聚，以及碳化物的彌散析出。

馬氏體的強化機制：196

相變強化亞結構強化，高密度位錯以及微細孿晶，阻礙位錯運動。④馬氏體晶體（原奧氏體晶粒）尺寸越細小，強度越高。197

低碳位錯型馬氏體具有相當高的強度和良好的韌性，高碳孿晶型馬氏體具有高的強度但韌性極差。

高碳孿晶型馬氏體高脆性的原因：

①亞結構為細小孿晶

②容易產生顯微裂紋§4.7.2馬氏體的塑性與韌性198

馬氏體的比容遠大于奧氏體鋼在淬火時要發生體積膨脹，產生內應力、變形、開裂。②馬氏體具有鐵磁性鋼在淬火后，矯頑力升高，導磁率下降。馬氏體的含碳量越高，矯頑力越高。§4.7.3馬氏體的物理性能199200

中溫轉變：550℃～MS

下貝氏體----良好的綜合力學性能。等溫淬火組織；貝氏體鋼連續冷卻。第五章貝氏體相變201美國冶金學家EdgarC.Bain(Sept.14,1891--Nov.27,1971)UnitedStatesSteelCorporation貝氏體--Bainite202圖5-1共析碳鋼C曲線Mf高溫中溫低溫203§5.1貝氏體相變特點、組織形態和力學性能§5.1.1貝氏體相變的特點（1）貝氏體轉變溫度范圍在A1以下，MS以上，有一轉變的上限溫度BS點和下限溫度Bf

點，碳鋼的BS點約為550℃。204珠光體轉變貝氏體轉變馬氏體轉變轉變溫度范圍Ar1~550℃550℃~Ms<Ms

擴散性鐵與碳可擴散碳可擴散，鐵不能擴散無擴散領先相滲碳體鐵素體共格性無有有組成相兩相組織α-Fe+Fe3C兩相組織>350℃，α-Fe(C)+Fe3C<350℃，α-Fe(C)+FexC單相組織α-Fe(C)合金元素擴散不擴散不擴散表5-1珠光體、馬氏體、貝氏體轉變特點的比較205

貝氏體轉變產物為α相與碳化物的兩相混合物，為非層片狀組織。α相（即貝氏體鐵素體BF）形態類似于馬氏體而不同于珠光體中的鐵素體。（2）貝氏體轉變產物206

通過形核與長大進行，等溫轉變動力學圖是C形。（3）轉變動力學207圖5-3合金鋼C曲線圖5-2共析碳鋼C曲線示意圖208（4）轉變的不完全性

轉變結束時總有一部分未轉變的A，繼續冷卻A→M，形成B+M+AR組織。209

轉變形成低碳相和高碳相，故有碳原子的擴散，但鐵和合金元素原子不擴散。（5）擴散性210（6）晶體學特征

貝氏體形成時，有表面浮凸，位向關系和慣習面接近于馬氏體。211

在靠近BS的溫度處形成，由平行板條鐵素體束及板條間未轉變的富碳奧氏體組成。§5.1.2貝氏體的組織形態（1）無碳化物貝氏體212（1）無碳化物貝氏體BF核在A晶界上形成后，向晶內一側成束長大。板條比較寬，板條間距離也較大，且兩者均隨形成溫度的下降而變小。板條間為富碳的A，在隨后冷卻時轉變為M或保留至室溫成為AR

。213圖5-4無碳化物貝氏體示意圖原奧氏體晶界BFAA214圖5-5無碳化物貝氏體組織，×1000

（30CrMnSiA鋼，450℃等溫20s）215（1）無碳化物貝氏體BF與奧氏體的位向關系為K-S關系，慣習面為{111}A

。216

在貝氏體相變的較高溫度區域形成，對于中、高碳鋼,大約在350~550℃區間。（2）上貝氏體217（2）上貝氏體

其形態在光鏡下為羽毛狀。組織為一束平行的自A晶界長入晶內的BF板條。BF板條與M板條相近，但在鐵素體板條之間分布有不連續碳化物。218（2）上貝氏體BF板條內亞結構為位錯。與A的位向關系為K-S關系，慣習面為{111}A。碳化物慣習面為{227}A，與A有確定的位向關系。219圖5-6(a)上貝氏體組織示意圖

(b)T8鋼中的上貝氏體組織(a)(b)220

在貝氏體相變的低溫轉變區形成，大約在350℃以下。（3）下貝氏體221（3）下貝氏體

貝氏體鐵素體呈透鏡片狀，形態與片狀馬氏體很相似。但下貝氏體鐵素體中的亞結構為位錯，不存在孿晶。片內存在排列整齊的細小碳化物。222（3）下貝氏體BF與A的位向關系為K-S關系，慣習面為{110}A。碳化物與BF間有確定的位向關系。223圖5-7(a)下貝氏體組織示意圖

(b)GCr15鋼的下貝氏體組織(a)(b)224§5.1.3貝氏體的力學性能（一）貝氏體的強度

貝氏體的強度隨形成溫度的降低而提高。225①貝氏體鐵素體細化強化形成溫度越低，貝氏體鐵素體越細，強度越高。

影響貝氏體強度的因素：226

下貝氏體中碳化物顆粒較小，顆粒數量較多，且分布均勻，故下貝氏體的強度高于上貝氏體。貝氏體形成溫度越低，碳化物顆粒越小、越多，強度越高。②碳化物的彌散強化227③固溶強化和位錯強化隨貝氏體形成溫度的降低，BF的碳過飽和度及位錯密度均增加，導致強度增加。228（二）貝氏體的韌性

在350℃以上，組織中大部分為上貝氏體時，沖擊韌性大大下降。229

上貝氏體的韌性大大低于下貝氏體的原因：上貝氏體由彼此平行的BF板條構成，好似一個晶粒；而下貝氏體的BF片彼此位向差很大，即上貝氏體的有效晶粒直徑遠遠大于下貝氏體。上貝氏體碳化物分布在BF板條間。230

總之，隨著貝氏體形成溫度的降低，強度逐漸增加，韌性并不降低，反而有所增加，使下貝氏體具有優良的綜合力學性能。231232

貝氏體相變的驅動力也是化學自由能差。鐵素體的Gibbs自由能隨著碳過飽和度的增加而增加。§5.2貝氏體相變的熱力學條件、相變機理§5.2.1貝氏體相變的熱力學條件233MsBs圖5-8奧氏體和貝氏體自由能與溫度的關系

234

由于碳在BF中的不斷脫溶，增加了新相與母相間的自由能差（ΔG）。另外，BF中碳的脫溶還使其比容降低，從而減少作為相變阻力的比容應變能，這些都會促進BF的進一步長大。235

貝氏體轉變的領先相是鐵素體，在轉變溫度下，奧氏體中存在濃度起伏，BF核在貧碳區形成。較高溫度時，BF在奧氏體晶界形核；較低溫度時（下貝氏體），BF大多在奧氏體晶粒內形核。§5.2.2貝氏體相變的機理（一）貝氏體相變機理概述236BF以共格切變方式長大，但長大速度緩慢，這是因為受碳原子向周圍奧氏體的擴散所控制。（一）貝氏體相變機理概述237圖5-9貝氏體鐵素體按馬氏體切變機制形成的說明t1c1Acmc2t2T0A1A3貧碳區238

形成的BF為碳的過飽和α固溶體，形成溫度越低，過飽和度越大。在BF形成的同時，將發生碳的脫溶，析出碳化物。（一）貝氏體相變機理概述239

高溫范圍轉變，組織為BF+富碳A。BF在奧氏體晶界形核，初形成的BF過飽和度很小，以共格切變方式向晶粒內一側長大，形成相互平行的BF板條束。（二）無碳化物貝氏體的形成機理240圖5-4無碳化物貝氏體示意圖原奧氏體晶界BFAA241圖5-10無碳化物貝氏體形成機理示意圖242（二）無碳化物貝氏體的形成機理與此同時，由于轉變溫度較高，在BF中的碳原子可以越過BF/A相界面向A中擴散，直至達到平衡濃度。243通過相界面進入A的碳能很快向遠離界面處擴散，不至于在界面附近產生積聚，所以富碳A的碳含量不會超過Acm線的延長線，從而不會從A中析出碳化物。（二）無碳化物貝氏體的形成機理244（二）無碳化物貝氏體的形成機理在隨后的冷卻過程中，富碳奧氏體可以轉變為馬氏體，也可以保持到室溫而成為富碳的殘余奧氏體。245中溫范圍轉變，在350~550℃，組織為BF+Fe3C，形態為羽毛狀。BF在奧氏體晶界形核，以共格切變方式向晶粒內一側長大，形成相互平行的BF板條束。（三）上貝氏體的形成機理246圖5-6(a)上貝氏體組織示意圖

(b)T8鋼中的上貝氏體組織(a)(b)247圖5-11上貝氏體的形成機理示意圖Fe3C248與此同時，碳原子越過BF/A相界面向A中擴散。由于轉變溫度降低，進入相界面附近A中的碳原子已不能向遠處擴散，尤其是鐵素體板條間奧氏體中的碳原子，在這些地方將產生碳的堆積。249隨