金属学与热处理教案-哈尔滨工业大学(四).pdf

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=VΔ gv+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。