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《热处理》复习资料
热处理复习资料
1、钢铁：
是Fe与C、Si、Mn、P、S以及少量的其它元素所组成的合金。
其中除Fe外，C的含量对钢铁的机械性能起着主要作用。
2、热处理：
通常的金属热处理工艺，一般均由不同的加热、保温和冷却三个阶段组成，从而改变整体或表面组织（但形状不变），获得所需的性能。
3、热处理原理是研究热处理过程中组织转变的规律；热处理工艺是根据原理制定的温度、时间、介质等参数对具体的产品零部件进行处理的过程。
4、热处理工艺类别：
整体热处理：
退火、正火、淬火、回火；
表面热处理：
感应加热表面淬火、火焰加热表面淬火、激光加热表面淬火、化学气相沉积、物理气相沉积；
化学热处理：
渗碳、渗氮、渗其它元素、多元共渗。
一、加热时组织转变
1、钢之所以能够进行热处理，是钢在加热冷却过程中发生固态相变。
加热的目的：
使钢形成全部或部分奥氏体组织，并控制奥氏体的化学成分、均匀化程度及晶粒大小等。
2、奥氏体化：
奥氏体成核，晶核长大；渗碳体溶解；奥氏体成分均匀化的过程
PSK线称为A1线；Acm线:
渗碳体在奥氏体中的溶解度曲线ES线；铁素体向奥氏体转变曲线GS线为A3线
通常实际加热时的临界温度用脚标C表示，AC1、AC3、ACcm；实际冷却时的临界温度用脚标r表示，Ar1、Ar3、Arcm，以示与平衡转变温度的区别
3、共析钢奥氏体的形成：
共析钢加热至Ac1以上时,发生P（F+Fe3C）→A的转变。
奥氏体形成的热力学条件：
必须在A1温度以上，即在一定的过热条件下奥氏体才能形成；只有当P与奥氏体的体积自由能之差能克服界面能和应变能时，珠光体向奥氏体转变才能使系统向低能状态转变，奥氏体才能自发地形成。
4、奥氏体形成过程：
（1）奥氏体的形核
形核的成分、结构条件：
α+Fe3Cγ
C%0.02186.690.77
结构BCC复杂正方FCC
形核位置：
A晶核将在α/Fe3C相界面上优先形成，这是由于：
①相界面形核，可以消除部分晶体缺陷而使体系的自由能降低；②相界面两边的碳浓度差大，较易获得与新相奥氏体相适配的碳浓度；③相界面处，原子排列较不规则，易于产生结构起伏。
（2）奥氏体的长大奥氏体在α/Fe3C相界面上形核后，将产生三相平衡，产生r/Fe3C和r/α两个相界面。
Cr-c>Cr-α，浓度差dC=Cr-c-Cr-α将在奥氏体内产生扩散。
相界面上的平衡浓度被打破，为了恢复并维持相界面上的平衡浓度，Fe3C向r中溶解，A向Fe3C方向长大
（3）渗碳体的溶解由于渗碳体的晶体结构和含碳量都与奥氏体的差别很大，当铁素体转变成奥氏体后还有残存的渗碳体。
（4）奥氏体的均匀化残余渗碳体完全溶解后，奥氏体中碳浓度的分布是不均匀的，原来是渗碳体的地方碳浓度较高，原先是铁素体的地方碳浓度较低，必须继续保温，通过碳的扩散获得均匀的奥氏体。
5、非共析钢奥氏体的形成：
随着加热温度的升高，先共析铁素体（或先共析渗碳体）逐渐向奥氏体转变，温度升至Ac3（或Acm）时全部转变为奥氏体，获得单一的奥氏体组织。
加热到Ac1以上，低于Ac3或Accm时，进行不完全奥氏体化;加热到Ac3或Accm以上时，进行完全奥氏体化。
6、等温形成动力学：
在一定温度下的转变量和转变时间的关系（即在一定温度下的转变速度）
奥氏体形成速度的影响因素：
（1）加热温度和保温时间的影响
（2）钢的原始组织状态（原始组织越细，晶体缺陷越多，奥氏体转变过程越快。
片状珠光体快于粒状珠光体。
）（3）钢的化学成分（含碳量越高，渗碳体与铁素体的总相界面积越大，Fe、C原子扩散系数增大，从而增高N和G，形成速度增大；碳化物形成元素Cr，W，Mo，V，阻碍碳的扩散，降低形成速度；非碳化物形成元素Ni，Co，加速碳的扩散，增大形成速度；Mn，Ni降低钢的临界点，细化原珠光体组织，增大形成速度）
7、奥氏体晶粒的长大及影响因素：
（1）奥氏体晶粒大小对性能的影响（奥氏体晶粒越细，钢热处理后的强度越高，塑性越好，冲击韧性越高）2、奥氏体晶粒度（奥氏体晶粒度指奥氏体晶粒大小，通常以晶粒度级别来描述。
）
晶粒度级别与晶粒大小的关系：
n=2N-1。
n----×100倍时，晶粒数/in2；N----晶粒度级别。
1）起始晶粒度：
奥氏体晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。
2）本质晶粒度：
钢在一定条件下奥氏体晶粒长大倾向性。
3）实际晶粒度：
钢在某一具体热处理加热条件下所获得的奥氏体晶粒大小。
8、影响奥氏体晶粒度的因素：
1）加热温度和保温时间（奥氏体化温度越高，晶粒长大越明显。
在一定温度下，保温时间越长越有利于晶界总面积减少而导致晶粒粗化。
）
2）加热速度的影响（实际生产中有时采用高温快速加热、短时保温的方法，可以获得细小的晶粒。
）
3）钢的成分（亚共析钢随奥氏体中含碳量的增加，奥氏体晶粒的长大倾向也增大；过共析钢，部分碳以未溶碳化物的形式分布于奥氏体晶界，它有阻碍晶粒长大的作用；除了Mn和P为促进奥氏体晶粒长大的元素外，大部分合金元素（如Ti、V、Nb、Al等）加入钢中后能形成稳定的碳化物、氧化物和氮化物弥散分布在晶界上，从而阻碍奥氏体晶粒长大。
）
二、冷却时组织转变
1、过冷奥体：
在临界点以下存在的不稳定的、将要发生转变的奥氏体。
2、过冷奥氏体等温转变曲线图TTT图综合反映了过冷奥氏体在不同过冷度下等温转变过程：
转变开始和终了时间，转变产物和转变量与温度和时间的关系。
又称C曲线。
在转变开始线左方是过冷奥氏体区；转变结束线右方是转变结束区（P或B）；在两条线之间是转变过渡区（A冷+P或A冷+B）；水平线MS～Mf之间为马氏体转变区。
3、影响C曲线的因素（钢的化学成分和奥氏体化过程会影响C曲线的形状和位置）
（1）碳的影响亚共析钢或过共析钢的C曲线形状大体与共析钢的C曲线相似，只是在C曲线上部多了一个“先共析转变线”；碳钢中以共析钢的C曲线位置最靠右，即过冷奥氏体为最稳定。
亚共析钢中含碳量降低或过共析钢中含碳量增加都会使C曲线左移。
但是B转变区随含碳量升高一直右移。
（2）合金元素的影响除了钴以外，所有的合金元素溶入奥氏体后，增大其稳定性，使C曲线右移。
碳化物形成元素含量较多时，使C曲线形状也发生变化。
（3）加热温度和保温时间的影响随着加热温度的提高和保温时间的延长，奥氏体的成分更加均匀，同时奥氏体晶粒长大，晶界面积减少，作为奥氏体转变的晶核数量减少，这些都提高过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移。
4、过冷奥氏体连续转变曲线图（CCT图）
图：
共析碳钢的CCT曲线
图中PS和Pf分别表示A→P转变开始线和终了线；K线表示A→P转变中止线。
保证过冷奥氏体在连续冷却过程中不发生分解而全部转变为马氏体组织的最小冷却速度，称为淬火临界冷却速度。
5、CCT曲线与TTT曲线比较
1）CCT曲线位于TTT曲线的右下方，说明连续冷却转变温度要低，孕育期要长。
2）共析和过共析钢连续冷却时，由于贝氏体转变孕育期大大增长，因而有珠光体转变区而无贝氏体转变区。
亚共析钢连续冷却时除了多出一条先共析铁素体析出线外，一般还会发生贝氏体转变，因此亚共析钢连续冷却时往往得到许多产物组成的混合组织。
3）连续冷却时组织转变在一定温度区域内发生的，得到组织不均匀，有时得到几种组织的混合物。
6、珠光体类型转变（高温转变）
（1）珠光体的组织形态和性能：
过冷奥氏体在A1至550℃内，分解为珠光体类型组织。
该组织为层片状的渗碳体和铁素体的机械混合物。
1）珠光体p（Pearlite）形成温度A1～650℃，片层厚度>0.4μm，在500倍金相显微镜下即可分辩片层。
硬度约为160～250HBS
2）索氏体S（Sorbite）形成温度650～600℃，片层厚度0.2～0.4μm，在800～1000倍金相显微镜下才能鉴别。
硬度约为25～35HRC。
3）屈氏体T（Troostite）形成温度600～550℃，片层厚度<0.2μm。
组织极细，只有在高倍电子显微镜下才能分辨清，否则呈黑色团状组织。
硬度约为35～48HRC。
（2）可见，珠光体的转变温度越低，片层间距越小，相界面越多，位错受阻越大，塑性变形抗力就越大则强度、硬度越高；同时由于渗碳体片变薄，越易变形，不易脆断，使得塑性和韧性有所改善。
（3）粒状珠光体：
在A1附近的温度范围内作足够长的时间保温，可能使片状渗碳体球化，此时转变产物是粒状珠光体（渗碳体呈颗粒状分布在铁素体基体上）。
对于相同成分的钢，粒状珠光体比片状珠光体具有较少的相界面，因而其硬度、强度较低，但塑性、韧性较高。
粒状珠光体常常是高碳钢（高碳工具钢）切削加工前要求获得的组织状态。
（4）珠光体的转变过程
奥氏体向珠光体的转变是一种扩散型相变，它通过铁、碳原子的扩散和晶格重构两个物理过程来实现，也是一个形核和长大的过程。
珠光体长大的两种机制：
交替形核长大机制（珠光体和渗碳体都可能成为领先相，形核位置：
主要在奥氏体晶界。
珠光体球团：
可以包含一个以上的珠光体领域。
珠光体领域：
一个领域中的F和渗碳体协调向某一方向生长）和分片长大机制（过冷A发生P转变时，形核以后基本没有侧向长大，长大时主要依靠渗碳体片不断分枝并向前平行长大。
与此同时使相邻奥氏体贫碳，促使铁素体在其枝间形核与长大，结果也形成片层相间的两相混合物。
）
珠光体的片间距（S0）：
经验公式：
先共析相与伪共析组织：
各线的含义见课堂笔记
7、马氏体转变（低温转变）
（1）在MS线以下区间的转变，产物为马氏体。
马氏体----碳在α-Fe中的过饱和固溶体。
成分与母相奥氏体相同，为一种亚稳相。
（2）奥氏体的正八面体间隙，马氏体的扁八面体间隙
c/a>1称为马氏体的正方度：
含碳量高，正方度大
（3）马氏体组织形态和性能：
一种是板条状马氏体，也称低碳马氏体；另一种是片状马氏体，也称高碳马氏体。
马氏体的形态主要取决于碳含量：
当奥氏体含碳量小于0.2%时，淬火组织中马氏体几乎完全是板条状的；当奥氏体含碳量大于1.0％的钢淬火后，则几乎完全是片状的；碳含量介于0.2～1％之间时是板条马氏体和片状马氏体的混合组织。
（4）板条马氏体板条马氏体内的亚结构主要是高密度的位错
在低、中碳钢，马氏体时效钢中出现，形成温度较高。
基本单元板条为一个个单晶体。
板条马氏体的亚结构为高密度位错，所以板条马氏体也称为位错马氏体。
许多相互平行的板条组成一个板条束，它们具有相同的惯习面。
板条马氏体的惯习面为{111}γ，位向关系为K-S关系。
由于有四个不同的{111}γ面，所以一个奥氏体晶粒内可能形成四种马氏体板条束。
每个惯习面上可能有六种不同的取向，板条束内具有相同取向的小块称为板条块，常常呈现为黑白相间的块。
（5）片状马氏体片状马氏体内的亚结构主要是孪晶。
片状马氏体的立体形态呈双凸透镜状，显微组织为针片状。
在中、高碳钢，高镍的Fe-Ni合金中出现，形成温度较低。
先形成的第一片马氏体横贯整个奥氏体晶粒，使后形成的马氏体片的大小受到限制。
后形成的马氏体片，则在奥氏体晶粒内进一步分割奥氏体晶粒，所以后形成的马氏体片越来越短小
片状马氏体的立体外形呈双凸透镜状，多数马氏体片的中间有一条中脊面，相邻马氏体片互不平行，大小不一，片的周围有一定量的残余奥氏体
惯习面：
随形成温度的下降，由{225}γ变为{259}γ，位向关系由K-S关系变为西山关系
亚结构为细小孪晶，一般集中在中脊面附近，片的边缘为位错。
随形成温度下降，孪晶区扩大
马氏体片互成交角，后形成的马氏体片对先形成的马氏体片有撞击作用，接触处产生显微裂纹
（6）影响马氏体形态及其亚结构的因素：
1）Ms点□Ms点高----形成板条马氏体；Ms点低----形成片状马氏体。
□C%↑→Ms↓：
板条M→板条M+片状M→片状M；位错M→孪晶M
2）奥氏体与马氏体的强度
当马氏体在较高温度形成时，滑移的临界分切应力较低，滑移比孪生更易于发生，从而在亚结构中留下大量位错，形成亚结构为位错的板条马氏体
随着形成温度的下降，孪生的临界分切应力较低，变形方式逐渐过渡为以孪生进行，形成亚结构为孪晶的片状马氏体
若奥氏体的σS<206MPa，应力在奥氏体中以滑移方式松弛。
由于形成的马氏体强度较高，应力在马氏体中只能以孪生方式松弛，则形成惯习面为（225）γ的片状马氏体
若奥氏体的σS>206MPa，相变应力在两相中均以孪生方式松弛，则形成惯习面为（259）γ的片状马氏体
（7）马氏体的性能：
马氏体的性能特征是高硬度,硬度主要取决于马氏体含碳量
含碳量增高,其硬度随之增高；C>0.6%以后，淬火钢硬度下降的原因主要是由于残余奥氏体量的增加。
（8）马氏体的塑性与韧性：
低碳位错型马氏体具有相当高的强度和良好的韧性，高碳孪晶型马氏体具有高的强度但韧性极差；高碳孪晶型马氏体高脆性的原因：
①亚结构为细小孪晶
②容易产生显微裂纹
马氏体的塑性和韧性主要取决于碳的过饱和度和亚结构。
高碳片状马氏体的塑性和韧性差,脆性大。
（9）马氏体的物理性能：
马氏体的比容远大于奥氏体（钢在淬火时要发生体积膨胀，产生内应力、变形、开裂）②马氏体具有铁磁性（钢在淬火后，矫顽力升高，导磁率下降。
马氏体的含碳量越高，矫顽力越高）
（10）马氏体的强化机制：
固溶强化（间隙式碳原子造成的点阵不对称畸变，产生一个强应力场，该应力场与位错产生强烈的交互作用）；②时效强化（自回火，碳原子在马氏体晶体缺陷处（位错、孪晶界）的偏聚，以及碳化物的弥散析出）；
相变强化（亚结构强化，高密度位错以及微细孪晶，阻碍位错运动）;④马氏体晶体（原奥氏体晶粒）尺寸越细小，强度越高
（11）马氏体转变的主要特点
1）无扩散性；2）高速长大；3）变温形成（M转变在MS-Mf温度区内进行）；4）转变不完全
□马氏体相变的无扩散性钢中马氏体相变时无成分变化，仅发生点阵改组；可以在很低的温度范围内进行，并且相变速度极快；原子以切变方式移动，相邻原子的相对位移不超过原子间距，近邻关系不变
□表面浮凸现象和不变平面应变①表面浮凸现象；②惯习面和不变平面
马氏体往往在母相的一定晶面上开始形成，这一定的晶面即称为惯习面。
马氏体和母相的相界面，中脊面都可能成为惯习面
钢中：
<0.5%C，惯习面为{111}γ，0.5～1.4%C，为{225}γ，1.5～1.8%C，为{259}γ
直线划痕在倾动面处改变方向，但仍保持连续，且不发生扭曲。
说明马氏体与母相保持切变共格，惯习面未见宏观可测的应变和转动，即惯习面为不变平面
□不变平面应变倾动面一直保持为平面；发生马氏体相变时，虽发生了变形，但原来母相中的任一直线仍为直线，任一平面仍为平面，这种变形即为均匀切变；造成均匀切变且惯习面为不变平面的应变即为不变平面应变
（12）马氏体相变的变温性
MS----马氏体相变开始点
Mf----马氏体相变终了点
MS点以下，无需孕育，转变立即开始，且以极大速度进行，但很快停止，不能进行到终了，需进一步降温；在Mf点以下，虽然转变量未达到100%，但转变已不能进行；如Mf点低于室温，则淬火到室温将保留相当数量的未转变奥氏体，称为残余奥氏体
（13）马氏体相变的可逆性
A↔M
Ms,Mf;As,Af;As>Ms
钢中马氏体加热时，容易发生回火分解，从马氏体中析出碳化物；Fe-0.8%C钢以5000℃/S快速加热，抑制回火转变，则在590～600℃发生逆转变
（14）工业用钢淬火马氏体的金相形态
1）低碳钢中的马氏体C%＜0.2%的低碳钢、低碳低合金钢，如20#、15MnVB钢等，组织为板条马氏体，具有高强度、高韧性、低的冷脆转化温度
2）中碳结构钢中的马氏体如45#、40Cr钢等，淬火后为板条马氏体+片状马氏体的混合组织；由于通常选用较低的奥氏体化温度，淬火后获得的组织极细，光学显微镜较难分辨
3）高碳工具钢中的马氏体如T8、T12钢，为片状马氏体；通常采用不完全加热淬火（在Ac1稍上加热，保留一定量未溶渗碳体颗粒），获得隐晶马氏体+渗碳体颗粒的混合组织；隐晶马氏体极细，光学显微镜较难分辨
（15）T0为相同成分的马氏体和奥氏体两相热力学平衡温度，此时
ΔGγ→α’=0ΔGγ→α’称为马氏体相变驱动力
（16）影响钢的Ms点的因素
1）奥氏体的化学成分
□碳含量C%↑→Ms↓，Mf↓
□合金元素除Co、Al外，其它合金元素均降低Ms点。
解释：
碳或者合金元素降低A3点，降低奥氏体的自由能并提高马氏体（过饱和铁素体）的自由能，也降低了T0温度，从而降低Ms点；碳或者合金元素固溶强化了奥氏体，σs↑，使切变所需能量增高，Ms↓。
2）其它因素对Ms点的影响
□奥氏体的晶粒大小奥氏体晶粒细化→Ms↓；晶粒细化→σs↑→切变阻力↑→Ms↓
□弹性极限以内的应力多向压应力阻碍马氏体转变，→Ms↓；拉应力促进马氏体转变，→Ms↑
（17）应变诱发马氏体
在Ms点以上一定温度范围内，因塑性变形而促生的马氏体称为应变诱发马氏体；塑性变形能促生马氏体的最高温度称为Md点，高于此温度的塑性变形将不会产生应变诱发马氏体
（18）奥氏体的机械稳定化在Md点以上，对奥氏体进行塑性变形，当形变量足够大时，将抑制随后冷却时的马氏体转变，Ms点降低，残余奥氏体量增多，称为奥氏体的机械稳定化。
少量塑性变形对马氏体转变有促进作用，而超过一定量的塑性变形将对马氏体转变产生抑制作用。
（19）马氏体相变也是通过形核与长大进行；变温时，在Ms点以下，无孕育期，瞬时形核，瞬时长大；马氏体量随温度下降而增加。
降温时，马氏体量的增加是靠新马氏体的不断产生，而不是靠先形成马氏体的长大。
（20）残余奥氏体马氏体转变通常不能进行到底，有一部分未转变的奥氏体残留下来，称为残余奥氏体。
通常淬火只淬到室温为止，高于很多钢的Mf点，冷却不充分，形成AR。
为了减少淬火至室温后钢中的AR量，可将其继续冷却至零下（Mf点以下）进行处理，称为冷处理。
凡是降低Ms点的因素均提高AR量。
AR量和Ms点一样，主要取决于奥氏体的化学成分：
C%↑→Ms↓→AR↑；合金元素↑→Ms↓→AR↑
（21）残余奥氏体的作用：
因本身较软，会降低淬火钢的硬度；不稳定，易使零件产生变形开裂；降低硬磁钢的磁感应强度；可提高某些钢的韧性和塑性。
（22）奥氏体的热稳定化定义：
使奥氏体转变为马氏体能力减低的一切现象，称为奥氏体的稳定化。
表现为Ｍｓ点降低、AR量增多。
有三大类：
化学稳定化----化学成分引起；机械稳定化----塑性变形引起；热稳定化。
淬火时因缓慢冷却或在冷却过程中停留而引起的奥氏体稳定化，称为热稳定化。
奥氏体热稳定化的本质：
奥氏体的热稳定化是由于在适当温度停留过程中，奥氏体中的碳、氮原子与位错发生交互作用形成柯氏气团，从而强化了奥氏体，使马氏体相变的阻力增大所致。
（23）马氏体相变晶体学模型
①K-S均匀切变模型三个步骤：
第一次较大量的均匀切变（主切变）；第二次小量切变；第三晶格调整。
②G-T模型第一次切变：
为宏观均匀切变，发生宏观变形，产生表面浮凸；并发生点阵改组，形成马氏体点阵结构；第二次切变：
为微观不均匀切变，也称为晶格不变切变，可以是滑移，也可以是孪生；切变的结果，无宏观变形，晶格不变。
同时，降低了应变能（应力松弛），在马氏体内产生位错或孪晶亚结构。
8、贝氏体转变（中温转变）
（1）过冷奥氏体在C曲线鼻尖至MS（230℃）线区间的转变，产物为贝氏体（Beinite）。
中温转变：
550℃～MS；下贝氏体----良好的综合力学性能；等温淬火组织；贝氏体钢连续冷却
（2）贝氏体组织形态和性能：
B上：
在550℃－350℃之间形成，由粗大的片条状过饱和铁素体和粗大的、不均匀的渗碳体组成。
在贝氏体相变的较高温度区域形成，对于中、高碳钢,大约在350~550℃区间；在光镜下为羽毛状。
组织为一束平行的自A晶界长入晶内的BF板条。
BF板条与M板条相近，但在铁素体板条之间分布有不连续碳化物。
BF板条内亚结构为位错。
与A的位向关系为K-S关系，惯习面为{111}A。
碳化物惯习面为{227}A，与A有确定的位向关系
B上韧性低,工程上尽量避免此组织。
B下：
在350℃－230℃之间形成，是由针片状过饱和铁素体和与其共格的ε-碳化物（Fe2.4C）组成。
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。
碳化物呈短条状，沿着与铁素体片的长轴相夹55～65°角的方向分列成排。
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。
B下的强度、硬度、韧性和塑性均高于B上，具有优良的综合机械性能。
生产上中、高碳钢常利用等温淬火获得以下贝氏体为主的组织，使钢件具有较高的强韧性，同时由于下贝氏体比容比马氏体小，可减少变形开裂。
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。
（3）贝氏体的转变基本特征（奥氏体向贝氏体的转变属半扩散型相变，铁原子基本不扩散而碳原子有一定扩散能力）
□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点和下限温度Bf点，碳钢的BS点约为550℃
□贝氏体转变产物贝氏体转变产物为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。
□转变动力学通过形核与长大进行，等温转变动力学图是C形。
□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
□扩散性转变形成低碳相和高碳相，故有碳原子的扩散，但铁和合金元素原子不扩散
□晶体学特征贝氏体形成时，有表面浮凸，位向关系和惯习面接近于马氏体
□碳含量贝氏体中铁素体的含碳量过饱和。
称贝氏体铁素体BF；温度降低，BF中的碳的过饱和度升高。
（4）贝氏体的力学性能
□贝氏体的强度贝氏体的强度随形成温度的降低而提高
影响贝氏体强度的因素：
①贝氏体铁素体细化强化（形成温度越低，贝氏体铁素体越细，强度越高）；②碳化物的弥散强化（下贝氏体中碳化物颗粒较小，颗粒数量较多，且分布均匀，故下贝氏体的强度高于上贝氏体；贝氏体形成温度越低，碳化物颗粒越小、越多，强度越高）；③固溶强化和位错强化（随贝氏体形成温度的降低，BF的碳过饱和度及位错密度均增加，导致强度增加）
□贝氏体的韧性在350℃以上，组织中大部分为上贝氏体时，冲击韧性大大下降
上贝氏体的韧性大大低于下贝氏体的原因：
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；上贝氏体碳化物分布在BF板条间。
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。
（5）贝氏体相变的热力学条件
贝氏体相变的驱动力也是化学自由能差。
铁素体的Gibbs自由能随着碳过饱和度的增加而增加。
由于碳在BF中的不断脱溶，增加了新相与母相间的自由能差（ΔG）。
另外，BF中碳的脱溶还使其比容降低，从而减少作为相变阻力的比容应变能，这些都会促进BF的进一步长大。
（6）贝氏体相变机理概述
贝氏体转变的领先相
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