第十三章：贝氏体相变
钢中贝氏体是过冷奥氏体在中温区转变的产物，这由钢的冷却转变图(“C曲线”或CCT曲线)得知。其转变温度位于珠光体温度和马氏体转变温度之间，因此称为中温转变。这种转变的动力学特征和产物的组织形态，兼有扩散型转变和非扩散型转变的特征，称为半扩散型相变。
一般将具有一定过饱和度的α相和Fe3C组成的非层状组织称为贝氏体。 §13-1 贝氏体转变的热力学 G
钢中过冷奥氏体转变为贝氏体，必须满足： ΔG=GB-Gγ≤0
贝氏体转变属于半扩散型相变，除新相表面能Sσ外，还有母相与新相比容不同产生的应变能和维持两相共格关系的弹性应变能εV，则贝氏体形成时系统自由能也可以表示为： ΔG=VΔgv+Sσ+εV≤0
与马氏体相变比较，贝氏体转变时碳的扩散降低了α相的过饱和含碳量，弹性应变能εV减小；碳的脱溶使贝氏体与奥氏体的比容差降低，相变时由于体积变化引起的应变能减小，使α相的自由能降低，新相与母相自由能差ΔG增加，相变驱动力增大，因此贝氏体转变开始温度Bs在Ms之上。
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。
图13-2
§13-2 贝氏体的组织形态
一、上贝氏体
过饱和的平行条状α相和夹于α相条间的断续条状Fe3C的混合物。形状如羽毛，又称羽毛状贝氏体。在原奥氏体晶界形核，沿晶界一侧或两侧向晶内长大。见图13-2。
(1)形成温度：中高碳钢350~550℃；又称高温贝氏体；形成温度低，α相条变薄，碳化物弥散度增大，细化晶粒。
(2)亚结构：位错缠解。比板条马氏体低2~3个数量级，形成温度越低，位错密度越大。 (3)光镜下，α相呈条状或针状，少数呈椭圆状或矩形；电镜下清晰可见断续条状Fe3C分布于α相条间，也可能分布在α相条内。
(4)C%增加，α相条增多、变薄，Fe3C量增加、变细，碳化物由粒状→链珠状→断续条状。 合金元素Si、Al、增加奥氏体的稳定性，抑制Fe3C析出，使残余奥氏体数量增多。 二、下贝氏体
过饱和的片状α相和其内部沉淀的Fe3C的混合物。形状为针状、片状或竹叶状。各针状物间有一定交角。碳化物细小、弥散，呈粒状和细片状排列成行，与α相长轴方向成55?~65?。 (1)形成温度：中高碳钢350℃~Ms；又称低温贝氏体。
(2)亚结构：缠解位错。比上贝氏体位错密度高，未发现孪晶。
(3)光镜下，α相呈暗黑色针状或片状，各针状有一定交角；电镜下清晰可见排列成行的粒状或片状Fe3C分布于α相条内，与α相长轴方向交成55?~60?，也可能分布在α相条外。 (4)下贝氏体α相内含有过饱和C原子，其固溶量比上贝氏体高。上贝氏体的α相平行，下贝氏体的α相有交角。
l 双磨面金相分析——对同一试样的两个垂直表面进行金相观察，以分析组成物的立体形态。
二、贝氏体分类
关于贝氏体分类目前很难统一
(1)按光镜组织则以α相形貌为依据。α相成簇分布呈条状为上贝氏体；呈针状或片状为下贝氏体。
(2)按电镜组织则以碳化物形貌和分布为依据。碳化物呈断续条状或杆状分布在α相之间为上贝氏体；呈粒状或细片状分布在α相之中为下贝氏体。 §13-3 贝氏体的形成 一、贝氏体的形成过程
过冷奥氏体冷却到贝氏体转变温度区，在贝氏体转变开始前，过冷奥氏体内部C原子产生不均匀分布，出现许多局部贫碳区和富碳区，在贫碳区产生α相晶核，当其尺寸大于该温度(贝氏体转变温度)下的临界晶核尺寸时，α相晶核不断长大，由于过冷奥氏体所处的温度较低，Fe原子的自扩散困难，只能按共格切变方式长大。C原子从α相长大的前沿向两侧奥氏体中扩散，而且α相内过饱和C原子不断脱溶。(1)高温时C原子穿过α相界扩散到奥氏体中或在相界面沉淀成碳化物；(2)低温时C原子在α相内部一定晶面上聚集并沉淀成碳化物；或同时在α相界面和α相内部沉淀成碳化物。
因此贝氏体的形成取决于形成温度和过冷奥氏体含碳量。 二、上贝氏体的形成过程
首先在过冷奥氏体晶界处或晶界附近贫碳区生成贝氏体α相晶核，如图13-3(a)，并且成排地向晶粒内长大。同时条状α相长大前沿的C原子不断向两侧扩散，而且α相多余的C也将通过扩散向两侧的界面移动。由于C在α相中的扩散速度大于在奥氏体中的扩散速度，在较低温度下，C在晶界处发生富集，如图13-3(b)，当富集的C浓度相当高时，在条状α相间形成Fe3C，而转变为典型的上贝氏体。如图13-3(c)和图13-3(d)。 当上贝氏体的形成温度较低或钢的含碳量较高时，上贝氏体形成时与α相条间沉淀碳化物的同时，在α相条内也沉淀出少量的多向分布的Fe3C小颗粒，如图13-3(c′)和图13-3(d′)。 三、下贝氏体的形成过程 (a)
在中高碳钢中，如果贝氏体转变温度比较低时，首先在奥氏体晶界或晶粒
内部某些贫碳区形成α相晶核(图13-4a)，并按切变共格方式长大成片状或透镜状(图13-4b)。由于转变温度较低，C原子扩散困难，较难迁移至晶界，和α相共格长大的同时，C原子只能在α相的某些亚晶界或晶面上沉淀为细片状碳化物(图13-4c)，和马氏体转变相似，当一片α相长大时，会促发其它方向片状α相形成(图13-4d)，从而形成典型的下贝氏体。 如果钢的含碳量相当高，而且下贝氏体的转变温度又不过低时，形成的下贝氏体不仅在片状α相中形成Fe3C，而且在α相边界上也有少量Fe3C形成，如图13-4c′和图13-4d′。 §13-4 钢中贝氏体的机械性能 钢中贝氏体的机械性能主要取决其显微组织形态，即取决于α相和Fe3C的显微组织形态。 一、α相的显微组织形态
1.贝氏体α相中相对细晶的呈条状(上贝氏体)或呈针状(下贝氏体)比相对粗晶的呈块状(粒状贝氏体)具有较高的强度和硬度。贝氏体转变温度降低，α相由块状→条状→针片状。
2.贝氏体中α相晶粒(亚晶粒)越小，强度越高，韧性越好(可以通过控制①过冷奥氏体晶粒大小和②控制冷却速度来控制α相晶粒大小)。
3.与平衡状态的α相对比，贝氏体中α相过饱和度大，导致固溶强化引起强度增加，但塑性和韧性降低很少。
4.贝氏体中α相的亚结构为缠结位错(相变应变产生的)，而且下贝氏体比上贝氏体位错密度高，因此强度比上贝氏体高。 二、碳化物的显微组织形态 1.碳化物尺寸相同时，其含量(取决于钢的含碳量)越多，强度和硬度越高，塑性和韧性越低。 2.成分一定时，贝氏体转变温度降低，碳化物尺寸减小，数量(不是含量)增加，即弥散分布，强度高韧性高，因此下贝氏体比上贝氏体性能好得多。
3.粒状碳化物不易产生应力集中，韧性好；上贝氏体碳化物呈断续杆状(条状或层状)的脆性大；下贝氏体碳化物呈细片状强度高。
三、非贝氏体组织形成对机械性能的影响(略) 第十四章：淬火钢的回火转变 本章重点：
(1)淬火钢回火的组织转变过程和与之相对应的基本组织；(2)掌握并区分相似名称的各种显微组织(如淬火马氏体和回火马氏体；奥氏体、过冷奥氏体和残余奥氏体；索氏体和回火索氏体；屈氏体和回火屈氏体；平衡态α相和非平衡态α相)。 本章难点：
淬火钢回火的组织转变过程
回火是淬火后将零件加热到低于临界点某一温度，保持一定时间，然后以适当的冷却方式(避免回火脆性时快冷；防止热应力缓冷；否则对冷却速度无限制)冷却到室温的热处理操作 回火的目的是①为了使亚稳定的α′相转变为接近平衡相或平衡相，以便获得所需要的相对稳定组织与性能②消除或减小内应力。 §13-1 回火时物理性能的变化
1.比容变化：马氏体＞回火马氏体＞回火屈氏体＞回火索氏体＞残余奥氏体。
2.相变潜热：过冷奥氏体保存了奥氏体相变时吸收的潜热，淬火形成马氏体释放了一部分潜热，仍保留部分潜热，这部分潜热在回火过程中不断放出。残余奥氏体转变将使体积变大，放出相变潜热。
3.电阻率：回火初期阶段(回火温度低于100℃时)，由于C原子向位错线偏聚(板条马氏体)使电阻率降低；向某些晶面富集(片状马氏体)使电阻率升高。 §13-2 淬火钢回火时组织转变 1.马氏体中C原子偏聚(＜100℃)
①由于转变温度较低，Fe与合金元素原子难以扩散；C、N溶质原子只能做短程偏聚，板条马氏体晶内存在大量位错，C、N原子向位错线附近偏聚。
②片状马氏体由于位错较少，除了少量C、N原子向位错线附近偏聚，大量溶质原子向孪晶面(110)α′偏聚，形成厚度几个?直径十几个?的富碳区。
③板条马氏体中C、N原子向位错线附近偏聚，降低弹性畸变能；而片状马氏体由于C、N原子向孪晶面(110)α′偏聚，使弹性畸变能可能升高。 ④C+⊥→⊥C；
2.马氏体分解(80~250℃)——转变第一阶段
回火温度超过80℃马氏体开始分解，马氏体中C%降低，c轴减小，a轴变大，正方度c/a降低，马氏体转变成回火马氏体。 片状马氏体
①从马氏体析出与其共格的ε-FexC，ε-FexC为密排六方结构，X=2~3。此时马氏体点阵常数a增加，c减小，正方度c/a降低。 ②光学显微镜下看不见ε-FexC，易腐蚀成黑色，电子显微镜下可以观察到ε-FexC为长1000?条状(空间形态为薄片状)
③ε-FexC为亚稳相，温度升高可以继续转变。 ④马氏体分解形式取决于回火温度，回火温度低(80~150℃)，二相式分解，C原子短程扩散；回火温度高(150~350℃)，连续式分解，C原子长程扩散。 ⑤马氏体分解转变为回火马氏体，即： α′ M回(α1′ + ε-FexC) ～0.25%C 共格2~3 板条状马氏体
低碳(＜0.2%C)板条马氏体在100~200℃回火，C原子仍偏聚在位错线附近处于稳定状态，不析出ε-FexC。
3.残余奥氏体转变(200~300℃)——转变第二阶段
(1)残余奥氏体与过冷奥氏体相比，①两者都是C在α-Fe中的固溶体，转变的动力学曲线很相似；②物理状态不同，残余奥氏体在淬火过程中发生了高度塑性变形，存在很大的畸变；③发生了机械稳定化和热稳定化。 (2)对于高碳Cr钢，残余奥氏体在珠光体形成先析碳化物和珠光体，在贝氏体区形成贝氏体，在珠光体和贝氏体区之间有稳定存在区。
(3)淬火高碳钢，残余奥氏体转变产物是α相和ε-FexC的混合组织，称回火马氏体或下贝氏体，此时α相的C%不仅与回火马氏体相近，而且与下贝氏体的C%相近、结构也相似。残余奥氏体分解可表示为：A残→M回或B下(α相+ε-FexC)，残余奥氏体转变为马氏体或下贝氏体称为二次淬火。
(4)200~300℃是残余奥氏体反应激烈的温度范围，不是其开始和终了温度，开始转变温度更低。
4.碳化物转变(270~400℃)——转变第三阶段
碳钢中马氏体过饱和的C几乎全部脱溶，但仍具有一定的正方度。形成两种比ε-FexC更加稳定的碳化物，即：一种是χ-Fe5C2——单斜晶系
一种是θ-Fe3C——正交晶系，具体形成过程可表示为：
α′→α相+ε-FexC→α相+χ-Fe5C2+ε-FexC→α相+θ-Fe3C+χ-Fe5C2+ε-FexC→α相+ θ-Fe3C+χ-Fe5C2→α相+θ-Fe3C。
(1)碳化物转变取决于回火温度，也和时间有关，随着回火时间的延长，转变温度可以降低。 (2)是否出现χ-Fe5C2与钢的C%有关，C%增加有利于χ-Fe5C2产生(板条马氏体不易产生χ-Fe5C2)。
(3)回火时碳化物析出的惯习面和位向关系与碳化物类型有关。中、低碳钢： χ-Fe5C2的惯习面为{112}α′；位向关系为(100)χ//(121)α′，(010)χ//(101)α′，[001]χ//[111]α′。 θ-Fe3C的惯习面为{110}α′或{112}α′；位向关系为(001)θ//(112)α′，(010)θ//(111)α′，[100]θ//[110]α′。 (4)碳化物形核长大可分为两类，取决于新旧碳化物与母相的位向关系，新旧碳化物与母相位向关系相同则“原位”形核长大；不相同则“单独”形核长大。 ①在原碳化物基础上发生成分变化和点阵重构称“原位形核长大转变”。
②原碳化物溶解，新碳化物在其它位置重新形核长大称“单独形核长大转变”。
ε-FexC与χ-Fe5C2和θ-Fe3C的惯习面和位向关系不同，单独形核长大；χ-Fe5C2和θ-Fe3C的惯习面和位向关系可能相同也可能不同，既可以“原位形核长大转变”，也可以“单独形核长大转变”。
(5)低碳马氏体由于Ms点较高，淬火冷却时往往析出θ-Fe3C碳化物称自回火。
(6)最终组织：具有一定过饱和度的α相和与其无共格关系的θ-Fe3C碳化物混合组织——回火屈氏体。
对于合金钢，回火过程中形成细小弥散的与α相共格的特殊碳化物，导致钢的硬度增加称为二次硬化。
5.α相回复再结晶及碳化物聚集长大(＞400℃)
主要发生α相回复再结晶，同时碳化物聚集长大。
(1)α相回复：α相回复包括内应力消除和缺陷的减少或逐渐消失。内应力分三类： 第一类内应力：区域性的，存在于一组晶粒(多个晶粒)和一组晶粒之间。
第二类内应力：晶粒内，晶胞间。 存在零件第三类内应力：晶胞内，原子间。 受C扩散控
缺陷：淬火马氏体位错、孪晶密度很高，与冷变形金属相似，回复过程中①板条马氏体的位错降低，剩下的位错将重新排列形成二维位错网络——多边化。这是比较稳定的状态，这些位错网络把板条马氏体晶粒分割成亚晶粒。②片状马氏体回火温度高于250℃时孪晶开始消失，400℃孪晶全部消失，前三个阶段回复就开始发生。回复过程马氏体晶粒空间形态不变(板条状马氏体仍板条状，片状马氏体仍片状)。
(2)再结晶：回火温度高于600℃发生再结晶，板条马氏体形成位错密度很低的等轴α相取代板条α晶粒——再结晶；片状马氏体回火温度高于400℃孪晶全部消失，出现胞块组织，温度高于600℃发生再结晶。这一过程也是形核(亚晶界为核心)、长大过程。
(3)碳化物长大：温度高于400℃，碳化物已与α相脱离共格关系而聚集球化。细粒状弥散的碳化物迅速聚集长大并粗化，满足d=kτ3(碳化物长大公式)，并对α相的再结晶有阻碍作用。 (4)最终组织：回复和再结晶的α相与聚集长大的粒状碳化物(与α相无共格关系)的混合组织称为回火索氏体组织。
值得指出钢在连续加热回火过程中的各种转变，不是单独发生的，而是相互重叠的，每一阶段的回火温度区间也是相互重叠的。 §13-3 淬火钢回火时机械性能变化 高温回火：回火索氏体(＜250℃)
按回火温度的不同，将回火分成中温回火：回火屈氏体(350~500℃) 一、硬度低温回火：回火马氏体(＞500℃) 回火温度升高，硬度总的趋势是下降。
(1)高碳钢(＞0.8%C)100℃左右回火时硬度稍有上升，是由于C原子偏聚和共格ε-FexC析出造成的。
(2)200~300℃回火时出现硬度平台是由于残余奥氏体转变(使硬度上升)和马氏体大量分解(使硬度下降)两个因素综合作用的结果。
(3)合金元素能够不同程度上阻碍回火硬度的降低，同时回火时(500~600℃)可以造成二次硬化。
二、度和塑性
回火温度升高，强度不断下降，塑性不断上升。
(1)低温回火时，高碳钢片状马氏体塑性几乎为零，低碳钢具有良好的综合性能。 (2)300~450℃回火时钢的弹性极限最高(回火屈氏体组织)。
(3)合金元素加入与相同含碳量的碳钢对比，强度高(回火高于300℃)。 三、韧性
实验发现钢在250~400℃和450~600℃回火，出现韧性下降(脆化)现象，称为回火脆性。 (一)第一类回火脆性
1.定义：250~400℃回火时出现的回火脆性称第一类回火脆性。 2.特点：(1)断裂方式为沿晶断裂或穿晶断裂。
(2)与回火冷却速度无关。
(3)产生第一类回火脆性的工件在更高的温度回火，脆性消失，重新在其脆性温度区回火，也不产生回火脆性，这种特性称回火脆性的不可逆。 (3)不能用热处理或合金化方法消除第一类回火脆性。 3.产生机制：
(1)残余奥氏体转变理论——在此温度回火正是残余奥氏体转变为马氏体或下贝氏体温度区，由于残余奥氏体转变致脆。此观点不能解释低碳钢(含有少量残余奥氏体)回火脆性，并且有些钢残余奥氏体转变温度与此脆性温度不重合。
(2)杂质偏聚理论——最近研究发现，第一类回火脆性断口有三种，即①沿原奥氏体晶界断裂：低温回火时P、S、As向原奥氏体晶界偏聚引起强度降低(能谱分析已经证实)。②沿马氏体板条晶界断裂：ε-FexC转变为χ-Fe5C2或θ-Fe3C的温度与第一类回火脆性温度相近，新生成的碳化物沿马氏体板条束边界析出造成脆性增加。③穿晶断裂：夹在板条间的残余奥氏体析出碳化物，或片状马氏体的孪晶界析出碳化物，当碳化物粗大甚至有裂纹存在则产生穿晶断裂。 4.避免方法：
(1)加入合金元素使回火脆性温度提高。如加入Mo、Si等。 (2)不在此温度区间回火。 (3)降低杂质元素含量。 (一)第二类回火脆性
1.定义：450~600℃回火时出现的回火脆性称第二类回火脆性。 2.特点：(1)断裂方式为沿晶断裂。
(2)与回火冷却速度有关(对冷却速度敏感)快冷时不产生第二类回火脆性，慢冷产生第二类回火脆性。
(3)可逆性——已产生第二类回火脆性钢回火重新加热快冷，回火脆性消失不脆的钢回火慢冷时产生第二类回火脆性。
(4)与原始组织有关，马氏体的第二类回火脆性＞贝氏体的第二类回火脆性＞珠光体的第二类回火脆性。
(5)第二类回火脆性的等温冷却脆化动力学曲线呈“C”字型。 3.产生机制(无定论)：
杂质偏聚理论——杂质元素P、Sn、As、Sb等向原奥氏体晶界偏聚，合金元素Ni、Cr、Mn也在原奥氏体晶界偏聚并促进杂质元素的偏聚，处于韧性状态时没有发现上述杂质元素在原奥氏体晶界偏聚。杂质元素的偏聚引起强度降低。回火500℃时，P在原奥氏体晶界显著偏聚，回火时间增加，P在原奥氏体晶界的偏聚量增加，超过500℃时，P扩散离去，再次冷至500℃时，P又偏聚在原奥氏体晶界——可逆性。该理论不能解释第二类回火脆性与冷却速度的关系。 4.避免方法：
(1)降低杂质元素含量，减少合金元素Ni、Cr、Mn含量。 (2)加入合金元素Mo、W等抑制杂质元素偏聚。
(3)细化晶粒，奥氏体晶粒粗大，单位体积晶界数量减少，杂质在晶界处含量相对增加，第二类回火脆性增大。
(4)回火快冷(对尺寸小的零件、形状不太复杂)。 (5)采用形变热处理方法减少第二类回火脆性。
(6)亚共析钢采用亚温淬火使P溶入到α相中，减少其在奥氏体晶界的偏聚。