《固態(tài)相變原理及應(yīng)用》第八章 貝氏體相變

1、貝氏體相變 鋼經(jīng)奧氏體化后過冷到珠光體相變與馬氏體相變之間的中溫區(qū)時，將發(fā)生貝氏體相變，亦稱為中溫轉(zhuǎn)變。 在此溫度范圍內(nèi)，鐵原子已難以擴散，而碳原子尚能擴散，其相變產(chǎn)物一般為鐵素體基體加滲碳體的非層狀組織。貝氏體相變兼有切變共格型相變和擴散型相變的特征。 4、鋼中貝氏體的機械性能貝氏體相變1、貝氏體相變的基本特征和組織形態(tài)2、貝氏體相變機制3、貝氏體相變動力學(xué)及其影響因素1）貝氏體相變的溫度范圍 貝氏體相變也有一個上限溫度Bs點，奧氏體必須過冷到Bs點以下才能發(fā)生貝氏體相變。貝氏體相變也不能進行完全，總有殘余奧氏體存在。等溫溫度愈靠近Bs點，貝氏體量就愈少。1、貝氏體相變的基本特征和組織形態(tài)1

2、1貝氏體相變的基本特征2）貝氏體相變的產(chǎn)物 貝氏體是+碳化物的機械混合物，但不是層片狀組織，且碳化物的分布狀態(tài)隨形成溫度不同而異。 較高溫度形成的上貝氏體，其碳化物是滲碳體，一般分布在鐵素體條之間； 較低溫度形成的下貝氏體，其碳化物既可以是滲碳體，也可以是-碳化物，主要分布在鐵素體條內(nèi)部。 在低、中碳鋼中，當(dāng)貝氏體形成溫度較高時，也可能形成不含碳化物的無碳化物貝氏體。3）貝氏體相變動力學(xué) 貝氏體相變也是一種形核和長大過程。與珠光體相變一樣，貝氏體可以在一定溫度范圍內(nèi)等溫形成，也可以在某一冷卻速度范圍內(nèi)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變。 貝氏體等溫形成時，需要一定的孕育期，其等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線也呈“C”字形。4）貝

3、氏體相變的擴散性 貝氏體相變是由一個單相（）轉(zhuǎn)變?yōu)閮蓚€相（相和碳化物）的過程，所以相變過程中必須有碳原子的擴散。 對未轉(zhuǎn)變的奧氏體和已經(jīng)形成的碳化物進行成分測定發(fā)現(xiàn)，貝氏體相變時奧氏體的碳含量確實發(fā)生了變化，但合金元素的分布并沒有改變。 碳原子的擴散對貝氏體相變起控制作用，上貝氏體的相變速度取決于碳在-Fe中的擴散，下貝氏體的相變速度取決于碳在-Fe中的擴散。 所以，影響碳原子擴散的所有因素都會影響到貝氏體的相變速度。5）貝氏體相變的晶體學(xué)特征1、-Fe是按切變共格方式長大，在平滑試樣表面上產(chǎn)生浮突。2、 貝氏體中鐵素體具有一定的慣習(xí)面，并與母相奧氏體保持一定的晶體學(xué)位向關(guān)系。 上貝氏體的慣習(xí)

4、面為111，下貝氏體的慣習(xí)面一般為2253、貝氏體中鐵素體與奧氏體之間存在K-S位向關(guān)系。主要形態(tài)為上貝氏體和下貝氏體兩種。1）上貝氏體 在貝氏體相變區(qū)較高溫度范圍內(nèi)形成的貝氏體稱為上貝氏體。對于中、高碳鋼來說，上貝氏體大約在350550的溫度區(qū)間形成。 典型的上貝氏體組織在光鏡下觀察時呈羽毛狀、條狀或針狀，少數(shù)呈橢圓形或矩形。12鋼中貝氏體的組織形態(tài)T8鋼的上貝氏體組織 在電鏡下觀察時可看到上貝氏體組織為一束大致平行分布的條狀鐵素體和夾于條間的斷續(xù)條狀碳化物的混合物，在條狀鐵素體中有位錯纏結(jié)存在。鋼中典型上貝氏體組織示意圖較高溫度形成的上貝氏體，其中滲碳體一般分布在鐵素體條之間。 條狀鐵素體

5、多在奧氏體的晶界形核，自晶界的一側(cè)或兩側(cè)向奧氏體晶內(nèi)長大。條狀鐵素體束與板條馬氏體束很相近，束內(nèi)相鄰鐵素體板條之間的位向差很小，束與束之間則有較大的位向差。 條狀鐵素體的碳含量接近平衡濃度，而條間碳化物均為滲碳體型碳化物。 隨鋼中碳含量增加，上貝氏體中的鐵素體條增多并變薄，條間滲碳體的數(shù)量增多，其形態(tài)也由粒狀變?yōu)殒溨闋?、短桿狀、直至斷續(xù)條狀。 當(dāng)碳含量達到共析濃度時，滲碳體不僅分布在鐵素體條之間，而且也在鐵素體條內(nèi)沉淀，這種組織稱為共析鋼上貝氏體。隨相變溫度下降，上貝氏體中的鐵素體條變薄，滲碳體細化且彌散度增大。 上貝氏體中的鐵素體形成時可在拋光試樣表面形成浮突。 上貝氏體中鐵素體的慣習(xí)面為1

6、11，與奧氏體之間的位向關(guān)系為K-S關(guān)系。碳化物的慣習(xí)面為227，與奧氏體之間也存在一定的位向關(guān)系，因此一般認為碳化物是從奧氏體中直接析出的。GCr15鋼的下貝氏體組織在貝氏體相變區(qū)較低溫度范圍內(nèi)形成的貝氏體稱為下貝氏體。對于中、高碳鋼，下貝氏體大約在350Ms之間形成。2）下貝氏體典型的下貝氏體組織在光鏡下呈暗黑色針狀或片狀，而且各個片之間都有一定的交角，其立體形態(tài)為透鏡狀，與試樣磨面相交而呈片狀或針狀。 下貝氏體既可以在奧氏體晶界上形核，也可以在奧氏體晶粒內(nèi)部形核。鋼中典型下貝氏體組織示意圖在電鏡下觀察可以看出，在下貝氏體鐵素體片中分布著排列成行的細片狀或粒狀碳化物，并以5560o的角度與

7、鐵素體針長軸相交。下貝氏體的碳化物僅分布在鐵素體片的內(nèi)部。較低溫度形成的下貝氏體，其碳化物既可以是滲碳體，也可以是-碳化物，主要分布在鐵素體條內(nèi)部。 下貝氏體形成時也會在光滑試樣表面產(chǎn)生浮突，但其形狀與上貝氏體組織不同。 上貝氏體的表面浮突大致平行，從奧氏體晶界的一側(cè)或兩側(cè)向晶粒內(nèi)部伸展； 下貝氏體的表面浮突往往相交呈“”形，而且還有一些較小的浮突在先形成的較大浮突的兩側(cè)形成。 下貝氏體中鐵素體的碳含量遠遠高于平衡碳含量。 下貝氏體鐵素體的亞結(jié)構(gòu)與板條馬氏體和上貝氏體鐵素體相似，也是纏結(jié)位錯，但位錯密度往往高于上貝氏體鐵素體。 下貝氏體中鐵素體與奧氏體之間的位向關(guān)系為K-S關(guān)系。下貝氏體中鐵素

8、體的慣習(xí)面比較復(fù)雜，有人測得為111，也有人測得為254及569。 下貝氏體中的碳化物也可是滲碳體。溫度較低時，初期形成-碳化物，隨時間延長，-碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)?碳化物。 下貝氏體中鐵素體與-碳化物及-碳化物之間均存在一定的位向關(guān)系，因此一般認為碳化物是從過飽和鐵素體中析出的。3）粒狀貝氏體 低、中碳合金鋼以一定速度連續(xù)冷卻或在上貝氏體相變區(qū)高溫范圍內(nèi)等溫時可形成粒狀貝氏體。 粒狀貝氏體在剛剛形成時，是由塊狀鐵素體和粒狀(島狀)富碳奧氏體所組成的。富碳奧氏體可以分布在鐵素體晶粒內(nèi)部，也可以分布在鐵素體晶界上。 粒狀貝氏體組織的基體是由條狀鐵素體合并而成的，鐵素體的碳含量很低，接近平衡濃度，而富碳奧

9、氏體區(qū)的碳含量則很高。 鐵素體與富碳奧氏體區(qū)的合金元素含量與鋼的平均含量相同。這表明在粒狀貝氏體形成過程中有碳的擴散而無合金元素的擴散。富碳奧氏體區(qū)在隨后冷卻過程中可能發(fā)生以下三種情況：部分或全部分解為鐵素體+碳化物的混合物；部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，這種馬氏體的碳含量甚高，常常是孿晶馬氏體，故島狀物是由+所組成；或者全部保留下來，成為殘余奧氏體。4）無碳化物貝氏體 無碳化物貝氏體一般形成于低碳鋼中，是在貝氏體相變區(qū)最高溫度范圍內(nèi)形成的。 無碳化物貝氏體由大致平行的單相條狀鐵素體所組成，也稱為鐵素體貝氏體或無碳貝氏體。條狀鐵素體之間有一定的距離，條間一般為由富碳奧氏體轉(zhuǎn)變而成的馬氏體，有時是富碳奧氏體

10、的分解產(chǎn)物或者全部是未轉(zhuǎn)變的殘余奧氏體。 無碳化物貝氏體形成時也會出現(xiàn)表面浮突，其鐵素體中也有一定數(shù)量的位錯。 無碳化物貝氏體與奧氏體之間的位向關(guān)系為KS關(guān)系，慣習(xí)面為111。5) 低碳低合金鋼中的B、B、B 在某些低碳低合金高強度鋼中的貝氏體可明顯地分為三類：B、B和B 它們的鐵素體均為條狀，但碳化物的形態(tài)和分布不同。 B在600500等溫形成，沒有碳化物存在，相當(dāng)于無碳化物貝氏體； B在500450等溫形成，碳化物主要以桿狀或斷續(xù)條狀分布在條狀鐵素體之間，相當(dāng)于上貝氏體； B在450Ms點等溫形成，碳化物呈粒狀均勻分布于整個條狀鐵素體組織內(nèi)部，類似于下貝氏體。 在連續(xù)冷卻時，也可形成這三類

11、貝氏體。 冷卻速度較慢時，形成B 冷卻速度居中時，形成B 冷卻速度較快時，形成B B組織具有較好的綜合機械性能，特別是鋼中獲得B加板條馬氏體組織時，強度和韌性都高，是一種有工程應(yīng)用價值的組織形態(tài)。 一般認為貝氏體相變過程是馬氏體相變加碳原子的擴散。但為什么在Ms點以上會有馬氏體型相變發(fā)生？這是貝氏體相變機制必須首先要說明的問題。2 貝氏體相變機制 該假說認為，在貝氏體相變發(fā)生之前奧氏體中形成了貧碳區(qū)和富碳區(qū)。21貝氏體相變-貧富碳理論假說假說 (恩金)（）0.23%C鋼奧氏體化后在250等溫形成下貝氏體，其中鐵素體的碳濃度為0.15%，遠遠超過該溫度下鐵素體的飽和碳濃度。認為這種鐵素體實質(zhì)上是

12、低碳馬氏體；（）中碳鋼在300等溫形成下貝氏體，隨貝氏體轉(zhuǎn)變量增加，剩余中的碳濃度升高。說明在相變過程中碳原子不斷地由相向相中擴散，導(dǎo)致剩余相中的碳濃度升高；（）電解分離貝氏體中碳化物，測得其中合金元素含量與鋼的原始含量相同。認為在相變過程中鐵及合金元素原子不發(fā)生擴散。 因此，貧富碳理論假說，認為在貝氏體相變發(fā)生之前奧氏體中已經(jīng)發(fā)生了碳的擴散重新分配，形成了貧碳區(qū)和富碳區(qū)。 在貧碳區(qū)發(fā)生馬氏體相變而形成低碳馬氏體，然后馬氏體迅速回火形成過飽和鐵素體和滲碳體的機械混合物，即貝氏體。 在富碳區(qū)中先析出滲碳體，使其碳濃度下降成為貧碳區(qū)，繼而形成馬氏體并通過回火成為鐵素體加滲碳體的機械混合物（貝氏體）

13、。而在相變過程中鐵及合金元素的原子是不發(fā)生擴散的。 在Ms點以上溫度等溫，過冷奧氏體中的貧碳區(qū)發(fā)生馬氏體相變的原因可解釋如下。Fe - Fe3C平衡狀態(tài)圖 馬氏體相變開始點Ms隨碳濃度增加而下降。當(dāng)C濃度的奧氏體（a點）冷卻至Ms點以下時將發(fā)生馬氏體相變。 等溫溫度愈高，相的過飽和度就愈小，貧碳區(qū)的Ms點就愈高。貝氏體相變溫度范圍的上限Bs點就是無碳奧氏體的Ms點。 恩金假說能夠解釋貝氏體的形成、Bs點的意義和貝氏體中鐵素體的碳濃度隨等溫溫度變化而變化等現(xiàn)象，但沒有解釋貝氏體的形態(tài)變化和組織結(jié)構(gòu)等問題。22柯俊貝氏體相變假說根據(jù)相變理論，形成馬氏體時系統(tǒng)自由能的總變化G應(yīng)為Gv為單位體積奧氏體

14、與馬氏體的化學(xué)自由能差；V為參與相變體積；S為新相表面積；為奧氏體與馬氏體之間的表面張力；E為彈性能。彈性能E包括：（） 因奧氏體與馬氏體比容不同而產(chǎn)生的應(yīng)變能；（） 維持兩相共格所需的切變彈性能；（） 在奧氏體中產(chǎn)生塑性變形所需的能量；（）共格界面移動時克服奧氏體中障礙所消耗的能量等等。 根據(jù)熱力學(xué)條件，馬氏體相變只在G為負值，即在Ms點以下才能進行。那么，在Ms點以上溫度以馬氏體相變機制進行轉(zhuǎn)變的貝氏體相變是如何滿足熱力學(xué)條件的？ 柯俊認為，在Ms點以上溫度，若相變的進行能夠使Gv值增大，使E值減小，從而使G達到負值時，馬氏體型相變也可以發(fā)生 。碳含量對自由能-溫度曲線的影響GH 高碳奧氏

15、體自由能GL 低碳奧氏體自由能GH GLGH 高碳馬氏體自由能GL 低碳馬氏體自由能GHGLH 高碳奧氏體H 高碳馬氏體L 低碳奧氏體L 低碳馬氏體MsH HH的相變的開始點MsL L L的相變的開始點GvH （GHGH）GvL （GLGL） 如果相變時伴隨有碳的脫溶高碳奧氏體（H） 低碳馬氏體（L）化學(xué)自由能差將增大為GvHL（GHGL）， 若相變所需的臨界驅(qū)動力相同（GvH=GvL=Gv），則相變開始點將上升至MsHL。 并且由于碳的脫溶以及奧氏體和貝氏體的比容差小于奧氏體和馬氏體的比容差，所以彈性能E亦減小。 因此，在Ms點以上至Bs點之間的溫度區(qū)域，奧氏體若按照由高碳奧氏體（H）轉(zhuǎn)變?yōu)?/p>

16、低碳馬氏體（L），同時伴隨有碳脫溶的方式轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，則可以使G為負值，即有可能在原Ms點（即MsH）以上的溫度（即MsHL）發(fā)生馬氏體型相變。 該假說認為，貝氏體相變時，相的不斷長大和碳從相中的不斷脫溶這兩個過程是同時發(fā)生的。 貝氏體相變的主要驅(qū)動力是因碳脫溶而增加的化學(xué)自由能差。碳從相中的脫溶可以有兩種方式：（） 碳通過相界面從相擴散到相中；（） 碳在相內(nèi)脫溶沉淀為碳化物?？驴∝愂象w相變假說能夠解釋：（） 在Ms點以上溫度相可以通過馬氏體型相變機制形成；（） 按馬氏體型相變機制形成的貝氏體的長大速度遠低于馬氏體的長大速度；（） 在不同溫度下形成的貝氏體有著截然不同的組織形態(tài)。由于形成溫度以

17、及奧氏體的碳含量不同，貝氏體相變過程將按照不同的方式進行，從而形成不同形態(tài)的貝氏體組織。1）高溫區(qū)的貝氏體相變 在亞共析鋼中，由于形成溫度高，相變驅(qū)動力較小，所形成的鐵素體板條數(shù)量較少，且寬度較大。 3貝氏體的形成過程 由于擴散能力強，進入奧氏體中的碳很快向其內(nèi)部擴散，使奧氏體的碳含量都得到提高而不至于聚集在界面附近析出碳化物。奧氏體的碳含量就愈高，從而使奧氏體轉(zhuǎn)變就愈困難，故出現(xiàn)貝氏體相變不完全的現(xiàn)象 結(jié)果得到條狀貝氏體鐵素體加富碳奧氏體的組織，即無碳化物貝氏體。無碳化物貝氏體2）中溫區(qū)的貝氏體相變 首先在奧氏體晶界附近形成鐵素體晶核，并且成排地向奧氏體晶內(nèi)長大，同時，鐵素體中多余的碳通過擴

18、散向兩側(cè)相界面移動。由于形成溫度相對較低，碳的擴散能力有所下降，在奧氏體晶界形成的相互平行的條狀鐵素體密集而細小。 碳在奧氏體中的擴散已經(jīng)很困難，因而晶界附近的奧氏體，尤其是兩個條狀鐵素體之間的奧氏體中的碳含量將隨鐵素體的長大而顯著升高。 當(dāng)碳濃度升高到一定程度時，將在條狀鐵素體之間析出滲碳體而轉(zhuǎn)變?yōu)榈湫偷纳县愂象w組織。由于得不到奧氏體中碳原子的不斷補充，這些在鐵素體條間析出的滲碳體是不連續(xù)的。 因此，上貝氏體的轉(zhuǎn)變速度是受碳在奧氏體中的擴散所控制的。隨形成溫度降低，條狀鐵素體變薄，且鐵素體條間析出的滲碳體顆粒細化。上貝氏體的轉(zhuǎn)變速度是受碳在奧氏體中的擴散所控制的。3）低溫區(qū)的貝氏體相變 在中

19、、高碳鋼中，貝氏體首先在奧氏體晶界或晶內(nèi)某些貧碳區(qū)形成鐵素體晶核，并按切變共格方式長大成片狀或透鏡狀。 由于相變溫度更低，碳原子在奧氏體中已不能擴散，但在鐵素體中尚有一定的擴散能力，仍能在鐵素體中進行短程擴散，但較難擴散至相界面處。 下貝氏體的轉(zhuǎn)變速度是受碳在鐵素體中的擴散所控制的，碳化物析出和鐵素體長大兩個過程是同時進行的。 因此，當(dāng)鐵素體長大時，碳原子在鐵素體晶內(nèi)沿一定晶面或亞晶界偏聚，繼而析出細片狀碳化物。 與馬氏體相變類似，當(dāng)一片鐵素體長大時，會促發(fā)其他方向形成片狀鐵素體，因而形成典型的下貝氏體。 下貝氏體的轉(zhuǎn)變速度是受碳在鐵素體中的擴散所控制的，碳化物析出和鐵素體長大兩個過程是同時進

20、行的。隨形成溫度降低，碳化物顆粒變得細小、彌散。若形成溫度不太低，且鋼的碳含量較高時，也可以在鐵素體邊緣析出少量的碳化物。4）粒狀貝氏體的形成 當(dāng)無碳化物貝氏體的條狀鐵素體長大到彼此匯合時，剩下的島狀富碳奧氏體便為鐵素體所包圍，沿鐵素體條間呈條狀斷續(xù)分布。 因鋼的碳含量低，島狀奧氏體中的碳含量不至于過高而析出碳化物，這樣就形成粒狀貝氏體。 島狀富碳奧氏體將有可能分解為珠光體或轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，也有可能保留到室溫。 綜上所述，不同形態(tài)貝氏體中的鐵素體都是通過切變機制形成的，只是因為形成溫度不同，使鐵素體中的碳脫溶以及碳化物的形成方式不同而導(dǎo)致貝氏體組織形態(tài)的不同。 碳的擴散及脫溶沉淀是控制貝氏體相變

21、及其組織形態(tài)的基本因素。阻礙碳的擴散或碳化物沉淀的合金元素都會提高富碳奧氏體的碳濃度而提高其穩(wěn)定性。與珠光體一樣，貝氏體也可以等溫形成，其等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖也呈“C” 字形。某合金鋼等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖（示意）(珠光體轉(zhuǎn)變與貝氏體轉(zhuǎn)變已分離)3 貝氏體相變動力學(xué)及其影響因素 有些鋼中，貝氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖與珠光體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖部分重疊，整個過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖只呈現(xiàn)一個“鼻尖”。 此時，過冷奧氏體具有混合轉(zhuǎn)變的特征。如在較低溫度等溫時，先形成一部分貝氏體，隨后再發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變；在較高溫度等溫時，可先形成一部分珠光體，接著再發(fā)生貝氏體相變。3.1貝氏體等溫相變動力學(xué)某合金鋼等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖（示意）

22、(貝氏體和珠光體的轉(zhuǎn)變曲線輪廓合為一條C曲線)貝氏體相變是在碳原子還能進行擴散的中溫區(qū)發(fā)生的。貝氏體相變主要受碳的擴散所控制，相變速度u與相變溫度T之間存在下列關(guān)系：式中，Q為擴散激活能；k為玻爾茲曼常數(shù)；u0為常數(shù)。3.2 貝氏體相變時碳的擴散為達到一定轉(zhuǎn)變量所需的時間與溫度T之間存在下列關(guān)系：取對數(shù)得到即所需時間的對數(shù)與溫度的倒數(shù)成正比。貝氏體轉(zhuǎn)變50所需時間50的對數(shù)與1/T之間存在直線關(guān)系。 值得注意的是，在上、下貝氏體的分界處（約350左右）直線都有一個轉(zhuǎn)折，這表明控制上、下貝氏體相變的擴散過程激活能是不同的?？梢愿鶕?jù)直線的斜率計算出貝氏體相變的激活能。 經(jīng)測定得出，共析鋼的上、下貝

23、氏體的激活能分別為126kJ/mol和75kJ/mol，而碳在奧氏體和鐵素體中的擴散激活能分別為126kJ/mol和84kJ/mol。 因此可以認為，上、下貝氏體相變分別受碳在奧氏體中和鐵素體中的擴散速度所控制。 上貝氏體鐵素體的長大速度主要取決于其前沿奧氏體中碳的擴散速度； 下貝氏體相變的速度，則主要決定于鐵素體內(nèi)碳化物沉淀的速度。隨鋼中碳含量的增加，貝氏體相變速度減慢，等溫轉(zhuǎn)變C曲線右移，而且“鼻尖”溫度下移。這是因為碳含量增高，形成貝氏體時需要擴散的碳的數(shù)量增加。 1）化學(xué)成分的影響 鋼的常用合金元素中，除了Co和Al加速貝氏體相變速度以外，其他合金元素如Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、W

24、、Si、V以及少量B都延緩貝氏體的形成，同時也使貝氏體相變溫度范圍下降，其中以Mn、Cr、Ni的影響最為顯著。3.3 影響貝氏體相變動力學(xué)的因素2）奧氏體晶粒大小和奧氏體化溫度的影響 由于奧氏體晶界是貝氏體的優(yōu)先形核部位，所以隨奧氏體晶粒增大，貝氏體相變孕育期增加，形成一定數(shù)量貝氏體所需的時間增加，相變速度減慢。 提高奧氏體化溫度或延長時間，一方面使碳化物溶解趨于完全，使奧氏體成分均勻性提高，同時又使奧氏體晶粒長大，因而貝氏體相變速度減慢。3）應(yīng)力和塑性變形的影響 拉應(yīng)力使貝氏體相變加速。隨應(yīng)力增加，貝氏體相變速度提高。當(dāng)應(yīng)力超過其屈服強度時，貝氏體相變速度的提高尤為顯著。 在高溫區(qū)（1000

25、800）對奧氏體進行塑性變形，將使貝氏體相變孕育期延長，相變速度減慢，相變不完全程度增加。 在中溫區(qū)（600300）對奧氏體進行塑性變形，則貝氏體相變孕育期縮短，相變速度加快。 高溫變形時可能產(chǎn)生兩種相反的作用： 一方面，塑性變形使奧氏體的晶體缺陷密度增高，有利于碳的擴散，故使貝氏體相變加速； 另一方面，奧氏體的塑性變形會產(chǎn)生多邊化亞結(jié)構(gòu)，破壞晶粒取向的連續(xù)性，對鐵素體的共格長大不利，故使貝氏體相變減慢。 當(dāng)后者占優(yōu)勢時，貝氏體相變將減慢。 中溫塑性變形不僅使奧氏體中的缺陷密度增高，有利于碳的擴散，而且造成內(nèi)應(yīng)力，有利于貝氏體鐵素體按切變機制形成，故加快貝氏體相變速度。 4）奧氏體冷卻時在不同

26、溫度停留的影響 過冷奧氏體在冷卻過程中在不同溫度下停留時對貝氏體相變的影響，可以分為以下三種的情況。 （1）在珠光體相變與貝氏體相變之間的過冷奧氏體穩(wěn)定區(qū)停留（曲線1）時會加速隨后的貝氏體相變速度。 實驗發(fā)現(xiàn)在過冷奧氏體穩(wěn)定區(qū)停留后有碳化物析出，因此認為，由于碳化物析出降低了奧氏體中碳和合金元素的濃度，即降低了奧氏體的穩(wěn)定性，所以使貝氏體相變加速。 (2) 在貝氏體高溫區(qū)停留（曲線2），將使下貝氏體相變的孕育期延長。發(fā)生部分貝氏體相變增加了未轉(zhuǎn)變的奧氏體的穩(wěn)定性。3） 在Ms點稍下溫度或在貝氏體形成溫度范圍的低溫區(qū)停留，先形成少量的馬氏體或下貝氏體后再升高至較高溫度（曲線3）時，使隨后的貝氏體相變加速。 先形成的馬氏體或下貝氏體都將使隨后的貝氏體（下貝氏體或上貝氏體）相變加速。其原因是由于較低溫度下的部分相變使奧氏體點陣發(fā)生畸變（或應(yīng)變），從而加速了貝氏體的形核，即所謂應(yīng)變促發(fā)形核，加速了貝氏體的形成。1）貝氏體中鐵素體的影響 貝氏體的強度與貝氏體中鐵素體的晶粒大小符合Hall-Petch公式，即鐵素體晶粒（或亞晶粒）愈細小，貝氏體的強度就愈高，而且韌性有