材料物理講稿第4章

第4章材料的固態(tài)相變

(Solidphasetransformationofmaterials)例：含碳1.0-wt％的碳鋼

加熱到780C保溫后隨爐冷卻或在空氣中冷卻（退火或正火）——珠光體組織（體心立方的-Fe和中間相Fe3C的混合）——較低的硬度——可容易地將其切削成需要的形狀（如將其加工成刀具）

機械加工完畢后再將加工成的刀具加熱到780C保溫后淬入水中冷卻（淬火）——體心正方的馬氏體為主的組織——高硬度，使刀具具有良好的耐磨性，可用來切削其他金屬（鋼切鋼）通過適當?shù)募訜岷屠鋮s處理可控制相變——控制結(jié)構(gòu)——控制性能。4.1固態(tài)相變的概念及分類

(Conceptsandclassficationsofsolidphasetransformations)4.1.1相變的基本概念

(Fundamentalconceptsofphasetransformations)相(phase)：系統(tǒng)中均勻的，與其他部分有界面分開的部分。（不嚴格定義）Thesumofallthoseprotionsofamaterialsystemwhichareidenticalinchemicalcompositionandphysicalstate,andareseparatedfromtherestofthesystembyadistinctinterfacecalledthephaseboundary.化學組成和物理狀態(tài)相同，并以稱作相界面的特殊界面和體系的其余部分分開的物質(zhì)體系所有部分之和。(朗文－清華英漢雙解科技大詞典）均勻：化學成分和性質(zhì)在給定的范圍內(nèi)連續(xù)變化，沒有突變。相變：材料從舊的相存在方式向新的相存在方式的轉(zhuǎn)變。相變是自然界中普遍存在的現(xiàn)象。

4.1.2固態(tài)相變的一般特點(Generalcharactersofsolidphasetransformations)相變過程中不同的新舊相之間的界面。錯配度m很小——共格界面；m增大，彈性應變增大，界面上產(chǎn)生一些位錯降低彈性應變能——半共格界面；m再大——非共格界面。界面能來自界面原子排列不規(guī)則導致的能量升高和新、舊相的化學成分改變引起的化學能。一般認為：m<0.05，完全共格，界面能約0.1J/m20.05<m<0.25，半共格，界面能<0.5J/m2m>0.25，非共格，界面能約1.0J/m21相界面為降低界面能，新舊兩相晶體之間往往存在一定的位向關(guān)系——常以低指數(shù)的原子密度大而又匹配較好的晶面互相平行。例：同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變

>450°C-Co(hcp,A3)——Co(fcc,A1)存在位向關(guān)系：2位向關(guān)系

固態(tài)相變時，新相往往在母相的一定結(jié)晶面上開始形成，這個晶面稱為慣習面。例：亞共析鋼的魏氏組織（針狀鐵素體+珠光體）3慣習面針狀鐵素體都沿奧氏體{111}面析出，相互平行——{111}面即慣習面新、舊相比容不同，新相形成時的體積變化受周圍母相約束，不能自由脹縮而產(chǎn)生應變，系統(tǒng)額外增加應變能。固態(tài)相變的阻力除界面能外，還增加了應變能一項，因此形核要在較大的過冷（熱）度下才能發(fā)生。4應變能新相的形狀取決于界面能和應變能的比：應變能?。呵驙顟兡茉黾樱横槧顟兡茉僭黾樱罕P狀缺陷是母相中的不穩(wěn)定因素，有利于相變發(fā)生、新相形成和長大。5晶體缺陷對固態(tài)相變的影響原因：缺陷處能量高，可為新相形成提供驅(qū)動力（能量起伏）；缺陷處原子排列不規(guī)則，可能有局部與新相的結(jié)構(gòu)相近（結(jié)構(gòu)起伏）；缺陷處可能有元素偏聚，局部可能更接近新相的化學組成（成分起伏）。缺陷處原子排列不規(guī)則，促進原子擴散，有利于相變時新相生核、長大。若新、舊相成分不同，則相變一般通過某些組元的擴散才可進行。若新、舊相成分相同，則相變原子重排一般也要通過原子自擴散。液態(tài)：D～10-7cm2/sec固態(tài)：D～10-7～10-8cm2/天，擴散慢得多

——固態(tài)相變很少按平衡相圖轉(zhuǎn)變例：共析鋼：緩慢冷卻：奧氏體—珠光體（擴散型相變，平衡相變）快速冷卻：奧氏體—馬氏體（非擴散型相變，非平衡相變，亞穩(wěn)相）6擴散對固態(tài)相變的影響4.1.3固態(tài)相變的分類

(Classficationsofsolidphasetransformations)新舊相的化學位相等，但其一階偏導不同的相變一級相變：VV，SS由于知即一級相變前后熵和體積都呈不連續(xù)變化,相變時有相變潛熱和體積突變。1按熱力學分類一級相變新舊相的化學位及其一階偏導都相等，但二階偏導不相等的相變。即，由前面敘述知，對二級相變：V＝V，S＝S即相變時無熵變和體積變化。二級相變但相變使熱容、壓縮系數(shù)、熱膨脹系數(shù)均發(fā)生不連續(xù)變化。其中CP為定壓熱容為壓縮常數(shù)為熱膨脹系數(shù)所以對二級相變有這一特點此處不給出嚴格證明。二級相變：兩平衡相的成分總相同一級相變：只有在相圖的極大和極小點處新、舊相的成分才相同兩種相變的特點擴散型相變：相變過程中伴隨著原子的擴散，相變過程受原子擴散控制。

非擴散型相變：相變過程中無原子擴散。

半擴散型相變：相變過程中有原子擴散，相變部分受原子擴散控制。2按原子遷移情況分類1．同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變一級擴散型2．脫溶（析出）一級擴散型3．共析一級擴散型4．包析一級擴散型5．馬氏體轉(zhuǎn)變

一級非擴散型6．塊狀體轉(zhuǎn)變

一級半擴散型7．貝氏體轉(zhuǎn)變

一級半擴散型8．調(diào)幅分解

一級擴散型9．有序化轉(zhuǎn)變一級或二級擴散型10．磁性轉(zhuǎn)變二級非擴散型11．超導轉(zhuǎn)變二級非擴散型3常見固態(tài)相變的分類4.2多晶形性轉(zhuǎn)變

(Polymorphismtransformation)舉例：純鐵相圖4.2.1相變驅(qū)動力

(Drivingforceofthephasetransformation)可知dG=VdP-SdTV：體積，P：壓強恒壓下有dG=-SdT新、舊相的體積自由能差G

為相變的驅(qū)動力。T0GGSS，曲線斜率不同，在T0溫度相交TT0時G0由自由能G=H-TSH：熱焓，T：絕對溫度，S：熵4.2.2相變過程

(Processesofthephasetransformation)同質(zhì)異形轉(zhuǎn)變的過程包括形核＋長大形核為非均勻形核，一般在晶界優(yōu)先發(fā)生晶界處：能量起伏：能量高，晶界消失則能量降低。提供克服相變阻力（界面能和彈性應變能）的能量。結(jié)構(gòu)起伏：結(jié)構(gòu)不規(guī)則，可能有局部的原子排列按新相的規(guī)則。長大：新相吞噬舊相，直至互相接觸。4.3共析轉(zhuǎn)變

(Eutectoidtransfromation)本節(jié)以共析轉(zhuǎn)變說明擴散型相變的特征定義：由一個固相同時析出另外兩個新固相的相變。

—＋對應概念：共晶：由液相中同時結(jié)晶出兩個固相的相變。

L—

＋4.3.1共析轉(zhuǎn)變的熱力學

(Thermodynamicsofeutectoidtransfromation)相律：自由度f=組元數(shù)C-相數(shù)P+2

恒壓下：f=C-P+1對二元系f=2-3+1=0——三相共存時，溫度和各相的成分都固定共析反應—＋三相共存三相平衡的自由能－成分曲線公切線法則：有公切線，切點決定三相的成分。相圖平衡轉(zhuǎn)變在恒溫下發(fā)生，三相的成分不同，需擴散4.3.2共析轉(zhuǎn)變的過程

(Processesofeutectoidtransfromation)以珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)槔鼺e-Fe3C相圖的低溫部分珠光體(P)：鐵素體()和滲碳體(Fe3C)的機械混合物。照片反應式：

—P(＋Fe3C)A1,0.77%CA2,0.0218%C正方,6.69%C形核部位：原奧氏體晶界原因：成分起伏、結(jié)構(gòu)起伏、能量起伏珠光體在原奧氏體晶界處形核(100倍）1形核領(lǐng)先相：取決于晶界結(jié)構(gòu)及成分。含碳量<0.77%(亞共析鋼),晶界上有先共析,領(lǐng)先。

含碳量>0.77%(過共析鋼),晶界上有先共析Fe3C,Fe3C領(lǐng)先。

含碳量=0.77%(共析鋼),一般認為Fe3C領(lǐng)先。1和2的晶界上形成Fe3C核，與一個晶粒保持一定的位向關(guān)系[如(010)C//(110)]，降低形核功Fe3C附近C濃度低，形成核，與Fe3C、有一定的位向關(guān)系。形核過程向側(cè)邊重復，同時非共格界面長入22長大過程分叉生長（如果成分等條件有利）同時向兩側(cè)和前方生長，始終伴隨著橫向和縱向擴散正在向一個奧氏體晶粒內(nèi)長大的珠光體團10m共析產(chǎn)物的其他可能形態(tài)4.3.3共析轉(zhuǎn)變的動力學

(Kineticsofeutectoidtransfromation)共析轉(zhuǎn)變是熱激活的擴散型相變——相界面的遷移速率受相變驅(qū)動力Gv和擴散系數(shù)D控制。高溫，過冷度小，相變驅(qū)動力小，轉(zhuǎn)變慢低溫，擴散系數(shù)小，轉(zhuǎn)變慢中溫，轉(zhuǎn)變快擴散型相變的等溫轉(zhuǎn)變曲線

TTT圖(Temperature-Time-Transformation)中溫轉(zhuǎn)變快，C曲線，鼻子共析鋼（含0.8-wt%碳)的C曲線4.4馬氏體轉(zhuǎn)變

(Martensitetransfromation)4.4.1馬氏體的概念

(Conceptofmartensite)

最早在鋼中發(fā)現(xiàn)——淬火（馬血淬火）。SincetheancientGreeks,thestructuraltransformationinsteelhasbeenusedtohardenswordbyrapidcooling.TheunderlyingphysicswasfirstseriouslyexploredbyMartensinthelater19thcentury,andbecauseofhiswork,thediffusionlessstructuralphasetransitionsinsteelandothermaterialshavebecomeknownasmartensitictransformations.KaiKadauet.al.,Science,2002,296:1681-1684古希臘也已利用，19世紀末起系統(tǒng)研究以德國學者馬丁的名字命名（Martensite，M）至今每年國際國內(nèi)有會鋼中定義：碳在-Fe中的過飽和固溶體，是一種單相的亞穩(wěn)組織。馬氏體的概念已遠遠不局限于鋼，Ti，Ni，陶瓷甚至固態(tài)N中都有馬氏體轉(zhuǎn)變——如何定義？現(xiàn)在：晶體通過協(xié)同型的無擴散切變機制轉(zhuǎn)變得到的產(chǎn)物。4.4.2馬氏體轉(zhuǎn)變的特點

(Charactersofmartensitetransformation)實驗現(xiàn)象：拋光的表面相變后局部凸起或凹陷。預刻直線劃痕相變后為連續(xù)的折線。1切變共格和表面浮凸分析：直線—連續(xù)折線：馬氏體與母相共格。相變是以均勻切變的方式進行的。均勻切變示意圖切變后原子只作小距離的移動，切變共格使兩相保持一定的位向關(guān)系，并有慣習面慣習面：不畸變面——尺寸、形狀、位向未發(fā)生變化的面——相界面位向關(guān)系：K-S關(guān)系：{111}A//(110)M,<110>A//<111>M西山關(guān)系：{111}A//(110)M,<112>A//<110>M——隨含碳量不同，晶胞膨脹程度不同，位向關(guān)系不同。2具有一定的位向關(guān)系和慣習面證據(jù)：切變共格的機理。相變前后成分不變。快速，F(xiàn)e-C,Fe-Ni合金，-20～-195°C之間，0.05～0.5s，即完成轉(zhuǎn)變。低溫：Li-Mg合金，-200°C以下轉(zhuǎn)變。切變伴隨著滑移和孿生，馬氏體中總有高密度位錯、孿晶、層錯等晶體缺陷。3無擴散性4有大量的晶體缺陷冷卻：A→M，加熱：M→A（回到母相）——Fe-C合金，加熱時發(fā)生回火，見不到逆轉(zhuǎn)變。馬氏體轉(zhuǎn)變一般不能進行到底，轉(zhuǎn)變停止時也有母相殘存。5可逆性6不完全性原因：體積改變引起的應力形成很大的相變阻力，使轉(zhuǎn)變停止。4.4.3馬氏體轉(zhuǎn)變的動力學(Kineticsofmartensitetransformation)不僅與時間有關(guān)，還與溫度有關(guān)。

變溫轉(zhuǎn)變爆發(fā)轉(zhuǎn)變等溫轉(zhuǎn)變到某一溫度Ms開始形成，隨溫度降低馬氏體量增加，到某一溫度Mf轉(zhuǎn)變結(jié)束，但轉(zhuǎn)變不完全。1馬氏體轉(zhuǎn)變的動力學的特點按形核長大方式，將馬氏體轉(zhuǎn)變動力學分三類。晶核瞬時形成(較大的晶坯形成),并以高達2000m/s的速度長大，(0.5－5)10-7s即長大完畢，與母相的共格關(guān)系破壞。降溫形成新晶核(較小晶坯形成）2變溫生核，恒溫瞬時長大碳鋼、合金鋼等Ms以下瞬時形成，等溫時馬氏體量不增加，降溫才增加。特例：爆發(fā)形核，變溫長大（Fe-Ni-C合金，鉻鋼、錳鋼等)Fe-C-Ni合金的馬氏體轉(zhuǎn)變曲線部分Ms<0°C的合金，Ms以下大量晶核瞬時形成，隨后降溫長大，10-3－10-4s即完成一次爆發(fā)。爆發(fā)時甚至可能伴有響聲。Au-Cd合金、Cu-Al合金等Ms以下生核，瞬時長大，但與母相的共格關(guān)系未破壞，降溫時還可繼續(xù)伸長、加厚，同時還可以形成新晶核。3變溫生核，變溫長大NiMn,NiCr,MnCu鋼，高速鋼等Ms以下隨時間延長，有新馬氏體晶核產(chǎn)生，馬氏體量增大，C曲線Fe-23.2%Ni-3.62%Mn合金等溫馬氏體的C曲線4等溫馬氏體等溫馬氏體轉(zhuǎn)變量與時間的關(guān)系解釋：自催化作用：一片馬氏體形成，產(chǎn)生引起更多馬氏體片生核的條件——生核速率隨時間增高；到一定程度，奧氏體減少且被已形成的馬氏體分隔，生核速率降低。隨時間延長，先快后慢鼻溫最快4.4.4馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學

(Thermodynamicsofmartensitetransformation)1馬氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力和阻力奧氏體和馬氏體的自由能－溫度曲線T<T0，G=G-G<0，轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力。T>T0，G=G-G<0，逆轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力。轉(zhuǎn)變阻力：界面能＋體積畸變能體積畸變能包含切變改變晶體結(jié)構(gòu)的能量，馬氏體鄰近基體的彈性變形能量。馬氏體內(nèi)的儲存能：形成位錯、孿晶的能量升高等。體積畸變可能很大，即相變阻力很大，需要很大的驅(qū)動力，很大的過冷度——Ms一般很低。例：共析碳鋼，A１溫度（平衡相圖上奧氏體穩(wěn)定存在的最低溫度）為727°C，但Ms是230°C左右，比A１低得多?，F(xiàn)象：奧氏體在Ms以上塑性變形，誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變，使馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度上升到Md。Fe-Ni合金Md，

Ad和T0的關(guān)系2形變誘發(fā)馬氏體Md為可獲得形變馬氏體的最高溫度。在Md以上溫度塑性變形不能誘發(fā)馬氏體相變。馬氏體在As以下塑性變形，誘發(fā)奧氏體轉(zhuǎn)變，使奧氏體轉(zhuǎn)變開始溫度降低到Ad。熱力學解釋：塑性變形提供了機械驅(qū)動力形變誘發(fā)馬氏體的熱力學條件在T1<T0，化學驅(qū)動力＋機械驅(qū)動力也足夠引發(fā)相變在Ms，化學驅(qū)動力恰好提供足夠的相變驅(qū)動力G

應用實例：

亞穩(wěn)態(tài)的奧氏體不銹鋼，如304L

Ms低于室溫，室溫下為單相奧氏體，

塑性變形：磨，彎，拉——出現(xiàn)馬氏體。變形方式合適，機械驅(qū)動力達到G，不需要化學驅(qū)動力，Md達到T0？——目前找不到這樣的變形方式4.4.5馬氏體的組織形態(tài)(Microstructuresofmartensite)馬氏體的組織形態(tài)因合金成分不同而異，以碳鋼為例。低碳鋼中存在：慣習面(111)或(225)一個奧氏體晶粒轉(zhuǎn)化為若干板條群，群內(nèi)為0.15-0.20m寬的板條。100m0.03%C-2%Mn鋼的板條馬氏體1板條馬氏體亞結(jié)構(gòu)：位錯，是位錯密度0.3-0.9×1012/cm2的高密度位錯胞1m

0.03%C-2%Mn鋼板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)在高碳鋼中存在，慣習面(225)或(259)1.2%C鋼的片狀馬氏體（有明顯中脊）2片狀馬氏體片狀馬氏體長大過程：第一片貫穿奧氏體晶粒，后生成的被先生成的限制片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)亞結(jié)構(gòu)：孿晶1.25m4.4.6馬氏體的轉(zhuǎn)變機制(Mechanismsofmartensitetransformaiton)奧氏體(A,,fcc)馬氏體(M,

,bct體心正方）Bain提出：fcc就是軸比c/a＝1.414的bct。實際馬氏體的軸比為1.08－1.00，這只要c縮短20%左右，a伸長14%左右即可做到。1Bain模型Bain模型的晶面晶向關(guān)系(111)A//(011)M，，符合K-S關(guān)系成功和不足：可解釋晶格轉(zhuǎn)變和位向關(guān)系，但不能解釋宏觀切變和慣習面（不畸變面）2K-S模型(111)沿第一次切變切變，使角由60o變到70o30′，即成體心立方（有碳時切變9o，變成體心正方）。微小調(diào)整，使晶面間距與實驗符合第二次切變的晶面晶向關(guān)系成功與不足：可解釋點陣的變化和K-S關(guān)系，也能解釋浮凸現(xiàn)象，但浮凸大小的計算值與實測值相差很大。慣習面：理論：(111)實測：(111)，

(225)，(259)

。G-T關(guān)系：Fe-22%Ni-0.8%C合金，慣習面(259){111}A//(110)M

差1o,<110>A//<111>M差2o第一次切變：(259)

均勻切變，產(chǎn)生宏觀變形（浮凸），確定慣習面。結(jié)構(gòu)與馬氏體不同，一組晶面間距和原子排列與(112)相同。切變后微調(diào)，使晶面間距與實驗符合。3G-T模型第二次切變:在(112)面的方向發(fā)生12－13o的不均勻切變，不影響浮凸不均勻切變由滑移和孿生實現(xiàn)，對應馬氏體的位錯和孿晶兩種亞結(jié)構(gòu)成功和不足：可解釋點陣變化、位向關(guān)系、慣習面、宏觀變形。不能解釋示慣習面不變形。4.4.7熱彈性馬氏體與形狀記憶合金

(Thermoelasitcmartensiteandshapememoryalloys)Fe-30wt％Ni和Au-47.5wt％Cd合金的電阻－溫度曲線1熱彈性馬氏體Fe－Ni:As-Ms＝420KAu－Cd:As-Ms＝16K原因：二者的形核長大方式不同界面共格是否被破壞，取決于相變驅(qū)動力（過冷度）過冷度小，馬氏體片小，共格不破壞，降溫后可繼續(xù)長大。過冷度大，大片的馬氏體使周圍奧氏體塑性變形，共格破壞。奧氏體－馬氏體的界面共格Fe－Ni合金相變過程：到Ms點，瞬間形核，爆發(fā)式長大，長大過程中新相與母相保持共格界面，到共格破壞時長大停止。繼續(xù)降溫，新馬氏體晶核生成，馬氏體量增加。Fe-32.5%Ni合金的馬氏體部分轉(zhuǎn)變（350倍，黑色為馬氏體，白色為奧氏體）逆轉(zhuǎn)變，不是馬氏體片收縮，而是奧氏體重新生核，把馬氏體分割成小塊。Fe-32.5%Ni合金380oC加熱的馬氏體逆轉(zhuǎn)變相變過程：到時Ms過冷度小，瞬間形核，爆發(fā)式長大；新相母相僅發(fā)生彈性變形，母相與新相始終保持共格界面；繼續(xù)降溫，馬氏體片可持續(xù)長大，馬氏體量增加。降溫，馬氏體片長大Au－Cd合金升溫，馬氏體片縮小，馬氏體量減少（逆轉(zhuǎn)變）熱彈性馬氏體：與母相始終保持共格關(guān)系，可隨溫度升高、降低而長大、縮小的馬氏體。

非熱彈性馬氏體：瞬間長大至極限尺寸，使母相發(fā)生塑性變形而破壞與母相界面共格的馬氏體。熱彈性馬氏體和非熱彈性馬氏體熱彈性馬氏體的特點：熱滯小，新相母相始終共格，完全可逆——逆相變可恢復到原來的點陣結(jié)構(gòu)和位向?，F(xiàn)象：金屬花為例概念：一定形狀的合金在某種條件下經(jīng)任意變形，然后改變溫度超過該種材料的某一臨界點時又恢復原來形狀的現(xiàn)象。形狀記憶合金(SMA－Shapememoryalloy):具有形狀記憶效應的合金。如Cu-Al-Ni，Au-Cd，Ni-Ti，Cu-Al，Cu-Al-Mn，Cu-Zn，Cu-Zn-Au等。2形狀記憶效應形狀記憶現(xiàn)象單程：母相奧氏體（）成型（直）→冷卻轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體→外加應力使馬氏體塑性變形（彎）→升溫，逆相變（）同時恢復原狀。雙程：

單程記憶后，再

冷卻轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體（不加外力），恢復馬氏體的形狀（彎）(a)母相（奧氏體）成型；(b)降溫到Mf以下形成馬氏體，宏觀不變形；(c),(d)施加外力，使能量有利的馬氏體吞噬其他變體長大，產(chǎn)生宏觀變形；(e)加熱到Af以上，發(fā)生逆相變，恢復母相形狀。形狀記憶的機理（單晶為例）Ti-Al合金SMA宇航天線3SMA的應用自組裝結(jié)構(gòu)件：天線，自鎖螺帽，管接頭。

熱敏裝置：自動開關(guān)窗，控溫閥。

熱能－機械能轉(zhuǎn)換裝置：“永動機”（自動輪，自動電機：科技館）。

“智能”裝置：爬蟲。

生物材料：牙托，人造骨骼。

已經(jīng)有商業(yè)生產(chǎn)。4.5貝氏體轉(zhuǎn)變

(Bainitetransfromation)4.5.1貝氏體的組織形態(tài)

(MicrostructuresofBainite)1930年Bain等發(fā)現(xiàn)：奧氏體冷卻到中溫區(qū)出現(xiàn)與馬氏體和珠光體都不同的組織。65Mn鋼930oC加熱450oC等溫水淬后的上貝氏體（600倍）1上貝氏體（高溫貝氏體）羽毛狀4360鋼的上貝氏體（750倍）大致平行的鐵素體板條4360鋼的上貝氏體的透射電鏡像（15000倍）桿狀滲碳體0.1%C鋼450°C等溫形成的上貝氏體（十萬倍）上貝氏體的亞結(jié)構(gòu)也是高密度的纏結(jié)位錯1.1%C-7.9%Cr鋼285°C等溫17天的下貝氏體50m2下貝氏體（低溫貝氏體）針狀4360鋼340°C等溫形成的下貝氏體(一萬倍）針（鐵素體片）細片狀或顆粒狀碳化物，與下貝氏體針成55－60°角下貝氏體的亞結(jié)構(gòu)：也是位錯，密度比上貝氏體高。未發(fā)現(xiàn)孿晶。0.54%C的Cr-Ni鋼以0.006oC/s速度冷卻形成的下貝氏體（一萬倍）4.5.2貝氏體轉(zhuǎn)變的動力學

(KineticsofBainitetransformation)0.4%C-0.8%Cr-0.3%Mo-1.8%Ni鋼的等溫轉(zhuǎn)變圖特征：C形，與珠光體分開，有轉(zhuǎn)變的溫度上限Bs

4.5.3貝氏體轉(zhuǎn)變的特點

(CharactersofBainitetransformation)1、也是成核＋長大過程。2、有溫度上限Bs(難于測定），轉(zhuǎn)變不完全。3、貝氏體形成時也依靠切變與母相共格，產(chǎn)生表面浮凸。4、貝氏體中鐵素與母相有一定位向關(guān)系：

上貝氏體慣習面為(111)，K-S和西山關(guān)系。下貝氏體慣習面為(225)，K-S關(guān)系。5、貝氏體中的碳化物分布種類都與溫度有關(guān)：

上貝氏體：碳化物在鐵素體之間，為滲碳體下貝氏體：碳化物在鐵素體內(nèi)，為滲碳體和碳化物7、貝氏體中的鐵素體有一定的過飽和度，其中都有大量的位錯。6、貝氏體中的滲碳體也與母相或鐵素體有一定的位向關(guān)系。下貝氏體：例如：上貝氏體：4.5.4貝氏體轉(zhuǎn)變的機制

(MechanismsofBainitetransformation)爭論不休：可以確定：兩個基本過程：切變共格、浮凸、位向關(guān)系——馬氏體型轉(zhuǎn)變溫度高時碳化物大，低時小——有碳擴散點陣改組：鐵原子切變還是擴散重排？

碳化物是來源于鐵素體還是奧氏體？

理論上還是從實驗上都不容易得到確切的答案

——不同成分的鋼在不同溫度下可能有不同的貝氏體形成的機制1上貝氏體形成機制領(lǐng)先相鐵素體鐵素體向奧氏體中排碳，形成滲碳體

擴散慢，滲碳體為短桿狀，不能連成片

擴散慢，碳在鐵素體中殘留，有過飽和度先形成鐵素體片，溫度低，碳只能在鐵素體中短程擴散，在某些晶面偏聚后形成碳化物，成行排列，且與鐵素體針成一定角度。2下貝氏體形成機制4.5.5貝氏體的定義

(DefinitionofBainite)定義1：過冷奧氏體中溫區(qū)分解的針狀產(chǎn)物。定義2：非層片狀的共析產(chǎn)物。定義3：貝氏體轉(zhuǎn)變是這樣的轉(zhuǎn)變：點陣改組是通過協(xié)調(diào)的原子運動或相關(guān)的個別原子躍遷進行的，原始點陣通過馬氏體切變成為新點陣，轉(zhuǎn)變速度受擴散較快的組元的原子擴散所控制。——至今無定論4.6玻璃態(tài)轉(zhuǎn)變和非晶態(tài)合金

(Glasstransfromationandamorphousalloys)4.6.1非晶態(tài)轉(zhuǎn)變和玻璃化溫度(Glasstransformationandvitrificationtemperature)概念：從過冷液體向玻璃狀態(tài)的非平衡相的相變現(xiàn)象：體積溫度液相晶相TmTgTg：玻璃化轉(zhuǎn)變溫度對金屬——金