金相检验现场培训教材.docx

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金相检验现场培训教材

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1、火力发电厂金属监督规程DL438-200X报批稿规定的安装前的金属监督任务

7、主蒸汽管道和高温再热蒸汽管道及导汽管的金属监督

（11.1.2给水管道材料、制造和安装检验按照“7主蒸汽管道和再热蒸汽管道的金属监督”中的“7.1.1～7.1.3、7.1.6、7.1.8、7.1.12～7.1.14和7.1.17～7.1.23”条款执行。

11.1.315NiCuMoNb5（WB36）管材和管件的硬度应控制在HBW180～252。

）

7.1.7受监督的阀门，安装前应做如下检验：

d）对合金钢制阀壳逐件进行光谱分析，光谱检验按DL/T991执行；

e）按20％对阀壳进行表面探伤，至少抽查1件.重点检验阀壳外表面非圆滑过渡的区域和壁厚变化较大的区域。

7.1.13安装前，安装单位应对直管段、弯管/弯头、三通进行内外表面检验和几何尺寸抽查：

a）按管段数量的20％测量直管的外（内）径和壁厚；

b）按弯管（弯头）数量的20％进行不圆度、壁厚测量，特别是外弧侧的壁厚；

c）检验热压三通检验肩部、管口区段以及焊制三通管口区段的壁厚；

d）对异形件进行壁厚和直径测量；

e）管道上小接管的形位偏差；

f）几何尺寸不合格的管件，应加倍抽查。

7.1.14安装前，安装单位应对合金钢管、合金钢制管件（弯管/弯头、三通、异形件）100%进行光谱检验，按管段、管件数量的20%和10％分别进行硬度和金相组织检查；每种规格至少抽查1个，硬度异常的管件必须扩大检查比例且进行金相组织检查。

7.1.15应对主蒸汽管道、高温再热蒸汽管道上的堵阀／堵板阀体、焊缝进行无损探伤。

7.1.18管道安装完应对监督段进行硬度和金相组织检验。

7.1.24工作温度高于450℃的锅炉出口、汽轮机进口的导汽管，参照主蒸汽管道、高温再热蒸汽管道的监督检验规定执行。

7.39～12％Cr系列钢制管道的检验监督

7.3.19～12％Cr系列钢包括P91、P92、P122、X20CrMoWV121、X20CrMoWV121、CSN417134等

7.3.2管材和制造、安装检验按7.1中相关条款执行执行。

7.3.3此类钢直管段母材的硬度应均匀，且控制在180HBW～250HBW，同根钢管上任意两点间的硬度差不应大于△30HBW；安装前检验母材硬度小于160HBW时，应取样进行拉伸试验；金相组织中的δ-铁素体含量不超过8％。

7.3.4此类钢的热推、热压和锻造管件的硬度应均匀，且控制在175HBW～250HBW，同一管件上任两点之间的硬度差不应大于△50HBW；金相组织中的δ-铁素体含量不超过8％。

7.3.5对于公称直径大于150mm或壁厚大于20mm的管道，100％进行焊缝的硬度检验；其余规格管道的焊接接头按5％抽检；焊后热处理记录显示异常的焊缝必须进行硬度检验；焊缝硬度应控制在180HBW～270HBW。

7.3.6硬度检验的打磨深度通常为0.5mm～1.0mm，并以120＃或更细的砂轮、砂纸精磨。

表面粗糙度Ra＜1.6μm；硬度检验部位包括焊缝和近缝区的母材，同一部位至少测量3点。

7.3.7焊缝硬度超出控制范围，首先在原测点附近两处和原测点180°位置再次测量；其次在原测点可适当打磨较深位置，打磨后的管道壁厚不应小于最小需要壁厚。

7.3.8对于公称直径大于150mm或壁厚大于20mm的管道，10％进行焊缝的金相组织检验，硬度超标或焊后热处理记录显示异常的焊缝必须进行金相组织检验。

7.3.9焊缝和熔合区金相组织中的δ－铁素体含量不超过8％，最严重的视场不超过10％。

7.3.10对于焊缝区域的裂纹检验，打磨后进行磁粉探伤。

8高温联箱的金属监督（低温联箱制造、安装检验按照“8高温联箱的金属监督”中的“8.1”执行）

8.1制造、安装检验

8.1.1工作温度高于400℃的联箱安装前，应做如下检验：

e）进行筒体和管座壁厚和直径测量，特别注意环焊缝邻近区段的壁厚；

f）联箱上接管的形位偏差检验，应符合相关制造标准中的规定。

g）对合金钢制联箱，逐件对筒体筒节、封头进行光谱分析；

h）对合金钢制联箱，按筒体段数和制造焊缝的20％进行硬度检验，所查联箱的母材及焊缝至少各选1处；对联箱过渡段100％进行硬度检验。

一旦发现硬度异常，须进行金相组织检验。

i）9～12％Cr（牌号同7.3中所列）钢制联箱的母材、焊缝的硬度和金相组织按照7.3.3～7.3.9执行；

j）对联箱制造环焊缝按10％进行超声波探伤，管座角焊缝和手孔管座角焊缝50％进行表面探伤复查；

9.1.6受热面管子安装前，应进行以下检验：

d）随机抽查受热面管子的外径和壁厚，不同材料牌号和不同规格的直段各抽测10根，每根两点，应符合图纸尺寸要求，壁厚负偏差在允许范围内；

e）不同规格、不同弯曲半径的弯管各抽查10根，弯管的不圆度应符合JB/T1611锅炉管子制造技术条件，压缩面不应有明显的皱褶；

f）弯管外弧侧的最小壁厚减薄率b（b＝（So－Smin）／So）应满足以下条件，且不应小于按GB9222计算的管子的最小需要壁厚；So、Smin分别为管子的实际壁厚和弯头上壁厚减薄最大处的壁厚。

R/D

1.8＜R/D＜3.5

R/D≥3.5

b

≤15%

≤10%

注：

R、D－分别为管子的弯曲半径和公称直径。

g）对合金钢管及焊缝按10%进行光谱抽查，应符合相关材料技术条件；

h）抽查合金钢管及其焊缝硬度。

不同规格、材料的管子各抽查10根，每根管子的焊缝母材各抽查1组；若硬度出现异常，必须进行金相组织检验；

i）焊缝质量应做无损探伤抽查，在制造厂已做100％无损探伤的，则按不同受热面的焊缝数量抽查5／1000。

j）用內窥镜对超临界、超超临界锅炉管子节流孔板进行检查是否有异物或加工遗留物存在。

10锅筒的金属监督（10.2.6直流锅炉汽水分离器、储水罐的检验监督，可参照锅筒的技术监督有关规定进行。

）

10.1.3锅筒安装前应进行下列检验：

a）对母材和焊缝内外表面进行100％宏观检验，重点检验焊缝的外观质量；

b）对合金钢制锅筒的每块钢板、每个管接头进行光谱检验；

c）纵、环焊缝和集中下降管管座角焊缝分别按25%、10%和50%进行表面探伤和超声波探伤，检验中应包括纵、环焊缝的“T”形接头；分散下降管、给水管、饱和蒸汽引出管等管座角焊缝按10%进行表面探伤；安全阀及向空排汽阀管座角焊缝进行100%表面探伤。

抽检焊缝的选取应参考制造商的焊缝探伤结果。

焊缝无损无损探伤按照JB／T4730执行；

d）对筒体、纵环焊缝及热影响区进行硬度抽查；一旦发现硬度异常，应进行金相组织检验。

12．1.2汽轮机安装前应进行如下检验：

a）根据DL5011的要求，对汽轮机转子、叶轮、叶片、喷嘴、隔板和隔板套等部件的完好情况、是否存在制造缺陷进行检验，对易出现缺陷的部位重点检查。

外观检验主要检查部件表面有无裂纹、严重划痕、碰撞痕印，依据检验结果作出处理措施。

b）对汽轮机转子进行圆周和轴向硬度检验，圆周不少于4个截面，且必须包括转子两个端面，高中压转子有一个截面应选在调速级轮盘侧面；每一截面周向间隔90°进行硬度检验，同一圆周线上的硬度值偏差不应超过Δ30HBW，同一母线的硬度值偏差不应超过Δ40HBW。

c）若制造厂未提供转子探伤报告或对其提供的报告有疑问时，必须进行无损探伤。

转子中心孔无损探伤按DL/T717执行,焊接转子无损探伤按DL/T505执行,实心转子探伤按DL/T930执行。

d）各级推力瓦和轴瓦的超声波探伤，以检查是否有脱胎缺陷。

e）镶焊有司太立合金的叶片，应对焊缝进行无损探伤。

叶片无损探伤按DL/T714、DL/T925执行。

f）对隔板进行宏观检验和表面探伤。

13．1.2发电机转子安装前应进行如下检验：

a）对发电机转子大轴、护环等部件的完好情况和是否存在制造缺陷进行检验，对易出现缺陷的部位重点检查。

外观质量检验主要检查部件表面有无裂纹、严重划痕、碰撞痕印，依据检验结果作出处理措施。

b）若制造商未提供转子探伤报告或对其提供的报告有疑问时，应对转子进行无损探伤。

c）对转子大轴进行圆周和轴向硬度检验，圆周不少于4个截面且必须包括转子两个端面，每一截面周向间隔90°进行硬度检验。

同一圆周的硬度值偏差不应超过Δ30HBW，同一母线的硬度值偏差不应超过Δ40HBW。

14紧固件的金属监督

14.1对大于等于M32的高温紧固件的质量检验按GB/T20410中相关条款执行。

14.2高温紧固件的选材原则、安装前和运行期间的检验、更换及报废按DL/T439中的3、4中的相关条款执行。

14.3汽轮机/发电机大轴连接螺栓安装前应进行外观质量、光谱、硬度检验和表面探伤，机组每次检修应进行外观质量检验和无损探伤。

15大型铸件的金属监督

15.1安装前的检验

15.1.2部件安装前应进行如下检验：

a）铸件100％进行外表面和内表面可视部位的检查，内外表面应光洁，不得有裂纹、缩孔、粘砂、冷隔、漏焊、砂眼、疏松及尖锐划痕等缺陷，必要时进行表面探伤；若存在上述缺陷，则应完全清除，清理处的实际壁厚不得小于壁厚偏差所允许的最小值且应圆滑过渡；若清除处的实际壁厚小于壁厚的最小值，则应进行补焊。

对挖补部位应进行无损探伤和金相、硬度检验。

汽缸补焊按DL/T753执行；

b）汽缸的螺栓孔应进行无损探伤；

c）若制造厂未提供部件探伤报告或对其提供的报告有疑问时，应进行无损探伤；若含有超标缺陷，加倍复查。

铸件无损探伤按JB/T9630.1和JB/T9630.2执行。

d）铸件的硬度检验，特别要注意部件的高温区段。

2、9～12％Cr新型耐热钢硬度和金相组织检查知识

2.1、不同回火温度对硬度和抗拉强度的影响

从下图可以看出，低于780℃回火，两种钢焊缝的硬度均随回火温度的升高而降低。

回火温度超过780℃，T91焊缝的硬度明显升高，860℃回火焊缝的硬度达到355HV，已明显高于700℃回火时焊缝的硬度，接近于未回火态的365HV。

而对于T92钢，焊缝硬度则继续降低，回火温度超过820℃，焊缝硬度略有升高。

资料介绍对于P91、P92钢焊缝的硬度合格范围为190～263HV，也有文献报道对于P92钢为236～285HV，现场操作制定的热处理温度为760℃±10℃，基本可满足要求。

从图2可以看出，两种钢的抗拉强度均随回火温度的升高而降低，820℃回火钢强度已达不到标准要求。

注1：

摘自《焊后工况热处理对T91与T92钢焊缝组织性能的比较》天津诚信达田旭海、齐向前

2.2、下图不同热处理下的金相照片（T91和T92焊缝）：

组织形态说明：

两种钢焊态未处理的马氏体组织粗大，呈细长针状，马氏体板条特征不明显；740℃回火均可见到明显的板条马氏体组织特征，但此时焊缝硬度均偏高，说明马氏体回复不充分，形变储存能没有完全释放，回火温度升高到780℃，T91钢焊缝虽然在合格范围内，但此时碳化物产生偏聚，马氏体板条特征变得不明显，T92焊缝马氏体板条变细，特征明显，硬度在合格范围内。

文献报导为保证焊缝具有足够高的抗蠕变性能，焊缝组织应为板条特征明显得马氏体组织。

所以对于T91钢，回火温度不能超过780℃，对于T92钢，回火温度可以达到780℃。

820℃回火后，T91焊缝偏聚碳化物长大，T92焊缝中马氏体板条组织分解析出大量弥散碳化物，当回火温度升高至860℃时，T91组织焊缝形态与未回火相似，而对于T92焊缝部分碳化物聚集成块，部分呈细小弥散状分布于铁素体基体上。

2.3、T91、T92母材金相组织

现场检验照片

1、SA-213T91模拟管

SA213-T91模拟管母材×400硬度：

180HB

SA213-T91模拟管焊缝（未处理）×400硬度：

337HB

2、四大管道（开封火电厂2×600MW机组扩建工程＃1机组）

主蒸汽直管A04×400硬度：

主蒸汽弯头A07×400硬度：

主蒸汽直管A04（＃2检测点）×400硬度：

173HB

主蒸汽直管A04（＃2检测点热影响区）×400

主蒸汽A04（＃2检测点厂家焊缝）×400硬度：

219HB

主蒸汽A04（＃2检测点热影响区－另一侧）×400

主蒸汽A04（＃2检测点厂家焊缝另一侧母材）×400

主蒸汽A10（厂家焊缝直管侧母材）×400硬度：

183HB

主蒸汽A10（厂家焊缝直管侧热影响区）×400

主蒸汽A10（厂家焊缝区）×400硬度：

223HB

主蒸汽A10（厂家焊缝弯头侧热影响区）×400

主蒸汽A10（厂家焊缝弯头侧母材）×400硬度：

176HB

2.2、再热热段现场金相

再热热段A07弯头母材（1＃测点）×400硬度：

158HB

再热热段A20厂家焊缝直管侧母材×400硬度：

再热热段A20厂家焊缝直管侧热影响区×400

再热热段A20厂家焊缝弯头侧热影响区×400

再热热段A20厂家焊缝弯头侧母材×400硬度：

196HB

2.3、再热热段A07厂家焊缝和两边母材、热影响区金相

再热热段A07厂家焊缝直管侧母材×400硬度：

166HB

再热热段A07厂家焊缝直管侧热影响区×400

再热热段A07厂家焊缝直管侧热影响区×100214HB

再热热段A07厂家焊缝弯头侧热影响区×100

再热热段A07厂家焊缝弯头侧母材×100168HB

2.4、主给水管道（WB36）和再热冷段管道（SA-106B）

主给水管道A58弯头×400

主给水管道A23直管×400226HB

再热冷段管道A15弯头×400136HB

再热冷段管道A15直管×400111HB

3、钢铁金相组织观察分析

3.1、钢在各种状态下的组织

钢铁中基本显微组织有奥氏体、铁素体、珠光体、贝氏体、魏氏体、索氏体、莱氏体、托氏体、马氏体、渗碳体（碳化物：

包括铁的碳化物和合金碳化物）

3.1.1、奥氏体

碳或其他合金元素溶于γ－Fe中形成的间隙固溶体成为奥氏体，用γ或A表示。

奥氏体具有面心立方晶格结构，溶碳能力强，在1148℃时为2.11%,在727℃为0.77％。

铁－碳合金中的奥氏体在室温下是不稳定的，把奥氏体过冷到不同温度时，可以发生珠光体转变、贝氏体转变、马氏体转变。

奥氏体晶粒的大小对上述三种转变的组织和性能影响很大。

合金中加入扩大γ相区的合金元素如Ni、Mn等，可使奥氏体在室温，甚至在低温时成为稳定相。

这种以奥氏体组织状态使用的钢成为奥氏体钢。

奥氏体的硬度和强度都不高，σb约为392MPa，硬度约为160～200HB。

碳的溶入也不能有效地提高奥氏体地强度和硬度。

面心立方晶格滑移系多，固奥氏体塑性好，延伸率可达40％～50％。

面心立方晶格为密排晶体结构，故奥氏体比容小，其中铁原子的自扩散激活能大，扩散系数小，热强性能好，故奥氏体可作为高温用钢。

奥氏体具有顺磁性，固奥氏体可作为无磁性用钢。

奥氏体的导热性能差，线胀系数高，故奥氏体又可用作热膨胀灵敏的仪表元件。

3.1.2、铁素体

碳与其他合金元素溶解在a-Fe中所形成的间隙固溶体称为铁素体，用a或F表示。

碳溶于δ－Fe中形成的间隙固溶体称为δ铁素体。

铁素体呈体心立方结构，由于晶格中最大间隙半径比碳原子半径小许多，所以碳在铁素体中的溶解度很小，几乎不能溶碳。

但由于晶格缺陷存在，仍能溶入微量碳。

在室温下碳在铁素体的溶解度为0.008%，在727℃时的溶解度为0.0218%。

亚共析钢中的慢冷铁素体呈块状，晶界比较圆滑，当碳含量接近共析成分时，铁素体沿晶粒边界析出。

3.1.3、渗碳体

渗碳体－碳与铁形成的一种化合物。

在液态铁碳合金中，首先单独结晶的渗碳体（一次渗碳体）为块状，角不尖锐，共晶渗碳体呈骨骼状。

过共析钢冷却时沿Acm线析出的碳化物（二次渗碳体）呈网结状，共析渗碳体呈片状。

铁碳合金冷却到Ar1以下时，由铁素体中析出渗碳体（三次渗碳体），在二次渗碳体上或晶界处呈不连续薄片状。

3.1.3、珠光体

铁碳合金中共析反应所形成的铁素体与渗碳体的机械混合物。

一般分为粗珠光体（P）、细珠光体（索氏体S或C））、极细珠光体（屈氏体-T）。

珠光体的片间距离取决于奥氏体分解时的过冷度。

过冷度越大，所形成的珠光体片间距离越小。

在A1~650℃形成的珠光体片层较厚，在金相显微镜下放大400倍以上可分辨出平行的宽条铁素体和细条渗碳体，称为粗珠光体、片状珠光体，简称珠光体。

在650~600℃形成的珠光体用金相显微镜放大500倍，从珠光体的渗碳体上仅看到一条黑线，只有放大1000倍才能分辨的片层，称为索氏体。

在600~550℃形成的珠光体用金相显微镜放大500倍，不能分辨珠光体片层，仅看到黑色的球团状组织，只有用电子显微镜放大10000倍才能分辨的片层称为屈氏体。

珠光体＋铁素体

电镜照片－珠光体片层

3.1.4、贝氏体

贝氏体是过饱和的铁素体和渗碳体的两相混合物，是过冷奥氏体的中温转变产物，用B表示。

贝氏体转变既有珠光体转变，又有马氏体转变的某些特征。

钢中贝氏体的形态，随钢的化学成分和转变温度而异。

常见的贝氏体形态有三种：

上贝氏体、下贝氏体、粒状贝氏体。

上贝氏体－过饱和针状铁素体和渗碳体的混合物，渗碳体在铁素体针间。

过冷奥氏体在中温（约350~550℃）的相变产物，其典型形态是一束大致平行位向差为6~8od铁素体板条，并在各板条间分布着沿板条长轴方向排列的碳化物短棒或小片；典型上贝氏体呈羽毛状，晶界为对称轴，由于方位不同，羽毛可对称或不对称，铁素体羽毛可呈针状、点状、块状。

若是高碳高合金钢，看不清针状羽毛；中碳中合金钢，针状羽毛较清楚；低碳低合金钢，羽毛很清楚，针粗。

转变时先在晶界处形成上贝氏体，往晶内长大，不穿晶。

下贝氏体－同上，但渗碳体在铁素体针内。

过冷奥氏体在350℃~Ms的转变产物。

其典型形态是双凸透镜状含过饱和碳的铁素体，并在其内分布着单方向排列的碳化物小薄片；在晶内呈针状，针叶不交叉，但可交接。

与回火马氏体不同，马氏体有层次之分，下贝氏体则颜色一致，下贝氏体的碳化物质点比回火马氏体粗，易受侵蚀变黑，回火马氏体颜色较浅，不易受侵蚀。

高碳高合金钢的碳化物分散度比低碳低合金钢高，针叶比低碳低合金钢细

粒状贝氏体－大块状或条状的铁素体内分布着众多小岛的复相组织。

过冷奥氏体在贝氏体转变温度区的最上部的转变产物。

刚形成时是由条状铁素体合并而成的块状铁素体和小岛状富碳奥氏体组成，富碳奥氏体在随后的冷却过程中，可能全部保留成为残余奥氏体；也可能部分或全部分解为铁素体和渗碳体的混合物（珠光体或贝氏体）；最可能部分转变为马氏体，部分保留下来而形成两相混合物，称为M-A组织。

无碳化物贝氏体－板条状铁素体单相组成的组织，也称为铁素体贝氏体。

形成温度在贝氏体转变温度区的最上部。

板条铁素体之间为富碳奥氏体，富碳奥氏体在随后的冷却过程中也有类似上面的转变。

无碳化物贝氏体一般出现在低碳钢中，在硅、铝含量高的钢中也容易形成。

马氏体＋下贝氏体＋残余奥氏体＋屈氏体

粒状贝氏体

知识拓展：

1、贝氏体转变

钢中的贝氏体相变是发生在珠光体分解和马氏体相变温度范围之间的中温转变。

它既不是珠光体转变那样的扩散型相变，也不是马氏体相变那样的无扩散型（切变型）相变，而是“半扩散型相变”，即只有碳原子能够扩散，而铁原子和其他替换合金元素的原子难以扩散。

有一下特点：

（1）、贝氏体相变是过冷奥氏体在中温转变区发生的非平衡相变，转变温度较宽，转变有孕育期；

（2）、贝氏体转变过程主要是贝氏体铁素体的形核及长大过程。

在不同温度下，得到不同类型的贝氏体组织形貌；

（3）、贝氏体组织的相组成物主要有贝氏体铁素体和碳化物，但当转变不完全时，还存在残余奥氏体；

（4）、贝氏体转变有表面浮凸效应；

（5）、贝氏体相变是扩散型相变。

相变中有碳原子的扩散，而且碳的扩散速度控制贝氏体转变速率并影响贝氏体组织形貌。

贝氏体转变和珠光体分解的区别：

（1）、珠光体由铁素体＋碳化物两相组成。

贝氏体可以由铁素体＋碳化物组成，或铁素体＋残余奥氏体组成，或铁素体＋M/A岛组成，或铁素体＋碳化物＋奥氏体＋马氏体多相组成；

（2）、珠光体晶核是两相，即F＋碳化物；而贝氏体的晶核是单相，即贝氏体铁素体（BF）；

（3）、珠光体共析分解反应式为A→F+Fe3C；贝氏体相变不能写成此式，上贝氏体和下贝氏体中的碳化物晶核何时形成，以什么形态长大，碳化物析出与否，都要视具体条件而定，而不与铁素体共析发生；

（4）、珠光体分解在晶界形核，而贝氏体相变的形核可在晶界也可在晶内；

（5）、珠光体是过冷奥氏体在高温区平衡分解或接近平衡分解的产物，而贝氏体是中温区的非平衡分解产物；

（6）、珠光体中铁素体可以是片状的（片状珠光体），或等轴状的（粒状珠光体），其中的位错密度低；而贝氏体铁素体由亚单元乃至超细亚单元构成，位错密度较高，甚至发现存在精细孪晶；

（7）、珠光体中铁素体、渗碳体两相存在着比例关系，如共析碳钢的珠光体中，渗碳体的相对量约占13％；而贝氏体中各相没有固定的比例关系，碳化物析出不定，还会夹杂着残留奥氏体相。

因此，贝氏体转变与珠光体转变有着本质的区别，贝氏体相变绝非共析分解。

可将贝氏体定义为：

钢中贝氏体是过冷奥氏体的中温转变产物，它以贝氏体铁素体为基体，同时可能存在着θ－渗碳体和ε－碳化物、残留奥氏体等相构成的整合组织。

贝氏体铁素体的形貌多呈条片状，内部由规则排列的亚单元及较高密度的位错等亚结构。

2、钢中贝氏体的形貌和亚结构

贝氏体分上贝氏体和下贝氏体

2.1、上贝氏体形貌

上贝氏体是在贝氏体转变温度区的上部形成的，主要分为四种：

（一）、无碳（化合物）贝氏体

无碳（化合物）贝氏体有时也称为BⅠ型贝氏体。

这种贝氏体在低碳低合金钢中出现几率较多。

当上贝氏体组织中只存在贝氏体铁素体和残留奥氏体而不存在碳化物时，这种贝氏体就是无碳化物贝氏体，或称无碳贝氏体。

无碳贝氏体的铁素体片条平行排列，其尺寸及间距较宽，片条间是富碳奥氏体，或其冷却过程的产物。

往往在如下情况下出现：

（1）、由于Si、Al不溶于渗碳体中，故延迟渗碳体的形成（低碳钢和低合金钢中Fe的含量也很低），因此在硅钢和铝钢的上贝氏体中，常常在室温时还残留残余奥氏体，而不形成渗碳体，形成无碳贝氏体。

如下图：

（2）、在低碳合金钢中，形成贝氏体铁素体后，渗碳体尚未析出，贝氏体铁素体间仍为奥氏体，碳不断向奥氏体中扩散富集，使奥氏体趋于稳定而保留下来，形成无碳化物贝氏体。

（二）、粒状贝氏体

当奥氏体冷却到上贝氏体的较高稳定区。

析出贝氏体铁素体后，由于碳扩散到奥氏体中，使奥氏体不均匀的富碳，不再转变为铁素体。

这些奥氏体区域（岛）一般呈粒状或长条状，分布在铁素体基体上（BF）。

这种奥氏体在冷却或等温过程中，可以部分地分解或转变，岛内转变为M/A组织，这种组织称为粒状贝氏体。

见下图

在奥氏体未分解之前，粒状贝氏体实际上是无碳贝氏体。

因此，无碳贝氏体是粒状贝氏体的一种特殊组织形态。

（三）、经典上贝氏体

经典上贝氏体由板条状铁素体和条间分布不连续碳化物所组成。

贝氏体铁素体条间碳化物是片状形态的细小渗碳体。

经典上贝氏体的组织形态呈现羽毛状，如上图所示。

经典上贝氏体随温度降低和钢中碳含量的增高，板条状铁素体（BF）变薄，位错