相变原理复习提纲.doc
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相变原理复习提纲
第一章固态相变概论
相变：
指在外界条件（如温度、压力等）发生变化时，体系发生的从一相到另一相的变化过程。
固态相变
金属或陶瓷等固态材料在温度和/或压力改变时，其内部组织或结构会发生变化，即发生从一种相状态到另一种相状态的改变。
物相的突变体现在那些方面？
（1）从一种结构变化为另一种结构:
结构变化
（2）化学成分的不连续变化
（3）某种物理性质的跃变
以上三种情况可以单独出现，也可以同时出现。
试总结固态相变的特征
1、相界面特殊（不同类型，具有不同界面能和应变能）
2、新旧相之间存在一定位向关系与惯习面
3、相变阻力大（弹性应变能作用）
4、易产生过渡相（降低形核功）
5、晶体缺陷的影响（提供驱动力）
共格界面：
若两相晶体结构相同、点阵常数相等、或者两相晶体结构和点阵常数虽有差异，单存在一组特定的晶体学平面使两相原子之间产生完全匹配。
此时，界面上原子所占位置恰好是两相点阵的共有位置，界面上原子为两相所共有，这种界面称为共格界面。
当两相之间的共格关系依靠正应变来维持时，称为第一类共格；而以切应变来维持时，成为第二类共格。
半共格界面：
半共格界面的特点：
在界面上除了位错核心部分以外，其他地方几乎完全匹配。
在位错核心部分的结构是严重扭曲的，并且点阵面是不连续的。
非共格界面：
当两相界面处的原子排列差异很大，即错配度δ很大时，两相原子之间的匹配关系便不在维持，这种界面称为非共格界面；一般认为，错配度小于0.05时两相可以构成完全的共格界面；错配度大于0.25时易形成非共格界面；错配度介于0.05～0.25之间，则易形成半共格界面。
一级相变
相变前后若两相的自由能相等，但自由能的一级偏微商（一阶导数）不等的相变。
特征：
相变时：
体积V，熵S，热焓H发生突变，即为不连续变化。
晶体的熔化、升华，液体的凝固、气化，气体的凝聚，晶体中大多数晶型转变等。
二级相变
相变时两相的自由能及一级偏微商相等，二级偏微商不等。
特征：
在临界点处，这时两相的化学位、熵S和体积V相同；但等压热容量Cp、等温压缩系数β、等压热膨胀系数α突变。
例如：
合金的有序-无序转变、铁磁性-顺磁性转变、超导态转变等。
均匀相变
没有明显的相界面，相变是在整体中均匀进行的，相变过程中的涨落程度很小而空间范围很大。
特点：
A:
无需形核；
B:
无明确相界面；
非均匀相变
是通过新相的成核生长来实现的，相变过程中母相与新相共存，涨落的程度很大而空间范围很小。
特点：
A：
即为形核-长大型相变；
B:
新旧相差别较大（结构或成分）；
C:
相变过程中母相与新相共存
扩散型相变
如温度足够高，原子活动能力足够强，新相的形核和长大主要依靠原子进行长距离的扩散，
即相变是依靠相界面的扩散移动而进行的。
因而扩散便成了这类相变中起控制作用的因素之一。
特点：
A:
相变过程有原子扩散，相变速率受原子扩散速度控制；
B:
新、旧相成分不同；
C:
新、旧相比容不同引起体积变化，但宏观形状不变。
D:
相界面是非共格的。
非扩散型相变
相变过程中原子不发生扩散，低温下发生。
参与转变的所有原子运动是协调一致的，原子只作有规则的迁移以使晶体点阵重组，原子迁移范围有限不超过一个原子间距。
特点：
存在均匀切变引起宏观变形；
相变无扩散，新、旧相化学成分相同；
新、旧相之间存在一定晶体学取向关系；
相界面是共格的；
相变速度快；
相变过程的推动力有哪些？
相变过程的推动力应为过冷度、过饱和浓度、过饱和蒸汽压。
固态相变的阻力有哪些？
金属固态相变时的相变阻力应包括界面能和弹性应变能两项。
当界面共格时，可以降低界面能，但使弹性应变能增大。
当界面不共格时，盘（片）状新相的弹性应变能最低，但界面能较高；而球状新相的界面能最低，但弹性应变能却最大。
形核功
晶核长大到r*所需克服的能垒，或所做的功
为什么固态相变中出现过渡相?
晶体缺陷对固态相变形核有什么影响？
1.当稳定的新相与母相的晶体结构差异较大时，母相往往不直接转变为自由能最低的稳定新相，而是先形成晶体结构或成分与母相比较接近，自由能比母相稍低些的亚稳定的过渡相。
此时，过渡相往往具有界面能较低的共格界面或半共格界面，以降低形核功，使形核容易进行。
2.晶体缺陷是能量起伏、结构起伏和成分起伏最大的区域，在这些区域形核时，原子扩散激活能低，扩散速度快，相变应力容易被松弛。
在固态相变中，从能量的观点来看，均匀形核的形核功最大，空位形核次之，位错形核更次之，晶界非均匀形核的形核功最小。
试对固态相变的相变阻力进行分析
固态相变阻力包括界面能和应变能，这是由于发生相变时形成新界面，比容不同都需要消耗能量。
（1）界面能：
是指形成单位面积的界面时，系统吉布斯自由能的变化值。
其大小和化学键的数目、强度有关。
共格界面的化学键数目、强度没有发生大的变化，最小；半共格界面产生错配位错，化学键发生变化，次之；非共格界面化学键破坏最厉害，最大。
（2）应变能
① 错配度引起的应变能（共格应变能）：
共格界面由错配度引起的应变能最大，半共格界面次之，非共格界面最小。
② 比容差引起的应变能（体积应变能）：
和新相的形状有关，球状由于比容差引起的应变能最大，针状次之，片状最小。
分析晶体缺陷对固态相变中新相形核的作用。
固相中存在各种晶体缺陷，如空位、位错、层错、晶界等，如果在晶体缺陷处形核，随着核的形成，缺陷将消失，缺陷的能量将给出一供形核需要，使临界形核功下降，故缺陷促进形核。
（1）空位：
过饱和空位聚集，崩塌形成位错，能量释放而促进形核，空位有利于扩散，有利于形核。
（2）位错：
①形成新相，位错线消失，会释放能量，促进形核
②位错线不消失，依附在界面上，变成半共格界面，减少应变能。
③位错线附近溶质原子易偏聚，形成浓度起伏，利于形核。
④位错是快速扩散的通道。
⑤位错分解为不全位错和层错，有利于形核。
晶核长大的两个伴随过程：
界面过程（满足结构）；传质过程（满足成分）
液固界面类型：
从原子尺度看液固界面的微观结构可分为两大类：
（1）粗糙界面：
界面固相一侧的点阵位置只有约50%被固相原子所占据，形成坑坑洼洼、凹凸不平的界面结构。
粗糙界面也称“非小晶面”或“非小平面”。
（2）光滑界面：
界面固相一侧的点阵位置几乎全部为固相原子所占满，只留下少数空位或台阶，从而形成整体上平整光滑的界面结构。
从相界面的迁移看，界面分为滑动型界面和非滑动型界面：
滑动型界面：
是依靠界面上位错的运动而促使界面向母相中移动。
滑动型界面迁移的特点：
a:
滑动界面的移动与温度无关；
b:
是非热激活的；
c:
包括共格和半共格界面；
故界面移动速度不随温度降低而下降，在很低的温度下仍能以很高的速度移动。
非滑动型界面：
单个原子随机地从一相跳跃过界面而黏附在另一相。
非滑动型界面迁移的特点：
a:
非滑动界面的移动对温度非常敏感；
b:
是热激活的；
c:
包括共格、半共格、非共格、固液、固气界面；
固态相变的长大类型
按照长大是涉及滑动还是非滑动界面将相变分为两大类。
（1）协同型长大：
又称队列型转变（或军队式转变，或无扩散转变），转变时，每个原子相对于其相邻原子都以同一矢量运动，运动距离不超过原子间距，运动的结果不改变原有的邻居关系。
特点：
队列型转变时，任一原子的最近邻在转变前后基本不变。
母相与新相成分必须相同；
转变不涉及扩散；
界面迁移是通过点阵切变完成的，故其长大激活能为零，因此新相长大速度很高。
（2）非协同型长大：
又称非队列型转变，或平民式转变，原子越过非滑动界面的非协调运动称为非协同型长大。
特点：
①非协同型转变为扩散型转变。
②转变时原子通过近距离扩散自母相转移到新相而使界面向母相移动。
③与协同型转变不同，转变的结果破坏了原有的邻居关系。
④母相与新相成分可以相同，也可以不同；
成分相同，只有原子的近程扩散（界面控制长大）；
成分不同，新相长大需要通过母相原子的长程扩散（扩散控制长大）。
液固相变长大机制
（1）连续生长机制
（2）侧向长大机制（光滑界面）①二维台阶式长大；②螺旋长大；③孪晶生长机制；
固态相变长大机制
跃迁于新相上原子的有两种情况：
A:
新相和母相有相同的化学组成，那么控制生长速率的过程将是原子由母相穿过界面跃迁于新相上的短扩散过程。
属于界面控制长大机制。
B:
新相和母相具有不同的化学组成，则新相生长不仅需要原子穿越相界面这一环节，同时还涉及有关组分在母相中的长程扩散。
此时新相的生长速度将取决于两者中较慢的环节，而多数情况为受控于长程扩散。
属于扩散控制机制。
试述扩散的台阶机制?
在固态相变中，新相母相两相结构不同，但存在某些匹配良好的晶面，那么这些共格界面的生长就会出现类似光滑界面生长的情况，需要借助于台阶的机制。
如图，AB、CD和EF是不易迁移的共格界面，BC、DE面是非共格的长大台阶，台阶面上接纳原子比共格宽面上容易。
原子加入台阶使台阶侧向移动。
界面覆盖后，沿法线方向推移了1个台阶厚度。
继续长大需要出现新的台阶。
新台阶靠在宽面上以非均匀形核方式形成。
台阶机制长大由共格宽面上形核产生新台阶的过程所控制，这就是台阶生长机制，当然这种生长方式要慢得多。
图台阶生长机制
相变动力学
研究新相形成量（体积分数）与时间、温度关系的学科称为相变动力学。
固态相变速率与哪些因素有关？
固态相变速率取决于新相的形核率和长大速率。
如何建立TTT曲线？
将不同温度下的等温转变开始时间和终了时间以及某些特定的转变量所对应的时间绘制在温度—时间半对数坐标系中，并将不同温度下的转变开始点和转变终了点以及转变50%点分别连接成曲线，则可得到过冷奥氏体等温转变图，即TTT曲线。
TTT图的有何作用？
TTT图反映了在临界点以下温度等温或以一定冷却速度冷却时过冷奥氏体的转变规律，综合显示了合金元素等对转变动力学的影响以及等温温度或冷却速度对转变产物和性能的影响。
可清楚的看出：
①某相过冷到临界点以下某一温度保温时，相变何时开始，何时转变能量达50％，何时转变终止②相变速率最初是随温度下降而逐渐增大，达到一最大值后又逐渐减小。
TTT图可以为正确选择钢的热处理工艺、分析热处理后的组织和性能以及合理选用钢材等提供依据。
TTT图与平衡相图的区别？
平衡相图是热力学相图，反映的是物质的相态随T、p及浓度变化而变化的信息。
TTT图是描述某种材料在不同T、不同t相变产物结构及其数量的图，是一种动力学相图。
新相颗粒的粗化
粗化是指在相变过程中所形成的新相颗粒平均尺寸增大的动力学过程
什么是Gibbs-Thomson效应?
写出其表达式。
在第二相析出量基本达到平衡态后，将发生第二相的长大粗化和释放过剩界面能的物理过程，该过程是由于小质点具有较高溶解度引起的。
小质点的表面积与体积之比较大，相对来说是不稳定的，有溶解的趋势，而系统中的大质点则会长大。
描述这个过程的是著名的Gibbs-Thomson效应，其表达式为：
什么是OstwaldRipeningProcess?
写出描述其过程的表达式，总结其过程规律?
当母相大致达到平衡浓度后，析出相以界面能为驱动力缓慢长大的过程为奥斯特瓦德熟化过程（OstwaldRipeningProcess）。
扩散控制的Ostwald长大规律的表达式为：
析出粒子的长大速率随粒子大小的变化规律如图所示，总结如下：
（1）当r=时，长大速率为0
（2）当r<时，dr/dt<0，颗粒收缩，收缩速率随r变小而加大，这些颗粒物最终消失；
（3）当r>时，dr/dt>0，颗粒长大；
（4）当r=2时，dr/dt最大，长大最快；
（5）随粗化进程，将变大，由于增大，那些在粗化进程早期也增大的颗粒，但，终因尺寸较小，长大速率较小，被赶上超过，于是这些颗粒也成了淘汰的对象，转而收缩，最终消失。
因而粗化是一个比较与淘汰的过程，只有那些最大的颗粒可以在竞争中吞食较小的颗粒而长大和存在到最后。
（6）随着的增加，沉淀颗粒长大的平均速率逐步下降。
第二章重构型固态相变
重构型固态相变
在相变过程中物相的结构单元间发生化学键的断裂和重组，并形成一种崭新的结构，其形式与母相在晶体学上没有明确的位向关系。
重构型相变一般是一级相变；扩散型相变；需要较大的激活能；相变的速率较慢；
脱溶沉淀
从过饱和固溶体中析出第二相或形成溶质原子聚集区以及亚稳定过渡相的过程。
脱溶顺序为：
脱溶过程的普遍规律：
1.时效温度越高，固溶体的过饱和度越小，脱溶过程的阶段也越少；
2.在同一时效温度下合金的溶质原子浓度越低，其固溶体过饱和度就越小，则脱溶过程的阶段也就越少。
时效
答：
过饱和的固溶体在室温放置或加热到一定温度下保持一段时间，使得溶质原子在固溶体点阵中的一定区域内析出、聚集、形成新相，引起合金的组织和性能的变化称为时效。
脱溶的分类：
按脱溶过程中母相成分的变化特点，可分为：
连续脱溶;不连续脱溶
连续脱溶：
在合金的脱溶过程中，脱溶物附近基体中的浓度变化为连续的。
连续脱溶又可分为均匀脱溶和非均匀脱溶两种。
连续脱溶的规律
特征：
新相析出是均匀形核；
分布：
均匀分布在基体中（与晶界、位错无关）；
共格关系：
析出相与母相共格；
析出相形态：
片状或针状，沿一定惯习面析出
随析出进行，共格关系破坏，析出相球化。
胞状沉淀（非连续脱溶或胞状脱溶）
脱溶物中的a相浓度和母相a的溶质浓度不连续。
非连续脱溶的显微组织特征是在晶界上形成界限明显的领域，称为胞状物、瘤状物。
胞状组织与珠光体组织的区别：
珠光体中的两相与母相在结构和成分上完全不同。
胞状物的两相中必有一相的结构与母相相同，只是其溶质原子浓度不同于母相而已。
过饱和固溶体的非连续脱溶与连续脱溶相比，除界面浓度变化不同外，还有以下三点区别：
①前者伴生再结晶，而后者不伴生再结晶。
在连续脱溶过程中，虽然应力和应变也是不断增加的，但—般未达到诱发再结晶的程度；
②前者析出物集中于晶界上，至少在析出过程初期如此，并形成胞状物；而后者析出物则分散于晶粒内部，较为均匀；
③前者属于短程扩散，而后者属于长程扩散。
相间沉淀：
低碳合金钢中，含有强碳化物形成元素（V、Mo、W、Cr、Nb、Ti），冷却时可能首先发生细小碳化物的析出。
由于碳化物的析出是在奥氏体-铁素体（γ/a）界面上呈周期性沉淀，所以叫相间沉淀。
相间沉淀组织称为“变态珠光体”或“退化珠光体”，是纳米级的颗粒状碳化物。
碳化物的相间沉淀形式按照片层状是否弯曲，分为平面相间沉淀、弯曲相间沉淀。
平面相间沉淀的生长机制是台阶机制，弯曲相间沉淀的生长机制有界面弓出机制和类台阶机制。
简述相间沉淀（析出）与珠光体转变的异同点。
答：
形核位置：
相间析出在α/γ界面处析出碳、氮化物；珠光体在γ晶界形核；
位相关系：
相间析出的片层状结构与α之间有位相关系；珠光体三相之间有位相关系
碳化物分布：
相间析出碳化物平行与相界面呈极细颗粒；珠光体未片状或颗粒装
形成温度范围：
均有一范围
成分：
相间析出含有强碳、氮化物形成元素的低碳合金钢；珠光体在（亚、过）共析钢
影响因素：
相间析出受温度、碳含量冷却速度影响；珠光体转变受碳含量、加热温度、保温条件、原始组织等影响。
调幅分解
指某合金在高温具有均匀单相过饱和固溶体，但冷却到某一温度范围时可分解成为与原固溶体结构相同但成分不同的两个微区，这种转变称为调幅分解。
调幅分解又称失稳分解、或增幅分解、或拐点分解。
调幅分解没有形核势垒，是无核相变，通过上坡扩散，最后形成稳定的两相结构。
调幅分解的阻力是梯度能与应变能。
调幅分解的动力学方程中，R（β）称为增幅因子，其物理意义是表示了调幅生长的速率，当R（β）>0，母相自发失稳分解；
下图是一个偏聚系统的示意性相图，请给出1、2、3、4相区的α的稳定性及成核情况。
1区：
均匀的α是稳定的；
2区：
均匀的α是亚稳定的，只有非共格相才能成核；
3区：
均匀的α是亚稳定的，共格相能成核
4区：
均匀的α是不稳定的，无形核障碍，出现调幅分解；
请说明调幅分解与形核长大型相变的区别
调幅分解与形核长大型相变的区别
调幅分解
形核长大型相变
成分
连续变化，最后达到平衡
始终保持平衡，不随时间变化
相界面
开始无明显相界面，最后才变明显
始终都有明显的相界面
组织形态
两相大小分布规则，组织均匀，不呈球状
大小不一，分布混乱，常呈球状，组织均匀性差
结构
结构与母相一致，成分与母相不同
结构、成分均不同
共析分解
一个母相同时转变为两个成分和结构均不相同的固相的转变。
表达式为：
共析分解（转变）与共晶转变相似，共晶转变所得到两固相的混合物称为共晶组织（体）
根据相变特点和组织特征将共晶系合金分为四类：
1）端部固溶体合金；2）亚共晶合金；3）共晶合金；4）过共晶合金。
什么是过冷奥氏体?
钢加热至临界点以上，保温一定时间，将形成高温稳定组织——奥氏体。
奥氏体过冷至临界点以下，在热力学上处于不稳定状态，在一定条件下会发生分解转变，这种在临界点以下存在的且不稳定的、将要发生转变的奥氏体就是过冷奥氏体。
珠光体：
共析转变的铁素体、渗碳体交替分布的片层状共析组织.
珠光体转变
当含碳量为0.77%的奥氏体（γ）冷却到共析温度（727℃），将分解成铁素体（α）和渗碳体（Fe3C）的机械混合物，称为~。
珠光体的形成包括两个过程，即碳原子重新分布、点阵重构（晶格重组）。
按渗碳体的形态，珠光体分为片状珠光体和粒状珠光体两种。
片状珠光体依片间距不同，可以分成珠光体、索氏体、托（屈）氏体三种。
母相奥氏体成分均匀时，珠光体领先相往往优先在原奥氏体相界面上形核；当母相成分不均匀时，领先相则可能在晶粒内的亚晶界或缺陷处形核。
奥氏体为面心立方结构；珠光体中铁素体为体心立方结构；渗碳体为复杂斜方结构
粒状珠光体的形成过程：
粒状珠光体是通过片状珠光体中渗碳体的球状化而获得的。
若将片状珠光体加热至略高于点的温度，则得到奥氏体加未完全溶解渗碳体的混合组织。
在此温度下保温将使片状渗碳体球状化。
然后缓慢冷却至点以下时，奥氏体转变为珠光体，最后得到渗碳体呈颗粒状分布的粒状珠光体。
片状与粒状珠光体性能的比较：
在成分相同的情况下，与片状珠光体相比，粒状珠光体的强度、硬度稍低，而塑性较高。
粒状珠光体的切削性好，对刀具的磨损小，冷挤压时的成形性也好。
粒状珠光体的性能还取决于碳化物颗粒的形态、大小和分布。
在相同抗拉强度下，粒状珠光体比片状马氏体的疲劳强度有所提高。
根据下图，以交替形核长大机制阐述珠光体的形成过程。
均匀奥氏体冷却到A1点以下时，由于能量、结构与成分起伏首先在过冷奥氏体的晶界上（孪晶界和未熔碳化物的边界上也可以）形成一小片渗碳体晶核。
渗碳体晶核刚形成时可能与奥氏体保持共格关系，为减少应变能而呈片状。
渗碳体晶核不仅沿着纵向长大，而且也向横向长大，不断吸收周围碳原子（图a）。
Fe3C横向长大时，吸收两侧奥氏体中的C而使其碳浓度降低（即在Fe3C两侧或A晶界上形成贫碳区），当奥氏体的碳含量降低到足以形成铁素体α时，就在Fe3C片两侧形成铁素体α片（图b）
新形成的铁素体α片除了伴随渗碳体片纵向长大外，也向横向生长。
铁素体横向长大时，向侧面奥氏体中排出多余的C而使其碳浓度增高，从而促进在铁素体侧面形成新的渗碳体片，如此循环进行下去，就形成了渗碳体-铁素体相间的片层组织。
珠光体的横向长大是靠渗碳体片和铁素体片不断增多来实现的。
同时，在晶界其他部位也可能产生新的具有另一长大方向的渗碳体晶核（图c）。
在奥氏体中，各种不同取向的珠光体不断长大，同时在晶界或相界上又不断产生新的晶核并不断长大（图d、e）。
直到各个珠光体群相碰，奥氏体全部转变为珠光体时，珠光体形成即告结束（图f）。
贝氏体
钢中的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q-渗碳体或e-碳化物、残余奥氏体等相构成的组织。
贝氏体铁素体的形貌多呈条片状，亚结构是位错。
贝氏体相变
一般专指钢中奥氏体在珠光体和马氏体转变温度之间的转变。
这种转变可发生在等温或连续冷却过程中。
转变产物为贝氏体。
近来在非铁合金中也发现有类似钢中的贝氏体型转变
贝氏体相变的特征：
1有一个温度变化范围，对应的有一个上限温度Bs点。
2贝氏体相变产物的组织形态与形成温度密切相关
3贝氏体相变动力学。
需要一定的孕育期，曲线也为C曲线。
4贝氏体相变的扩散。
只有碳原子扩散。
5贝氏体相变的晶体学特征。
产生浮突现象，另外与母相存在一定的惯习面。
上贝氏体：
渗碳体分布在铁素体条之间。
由于其中碳化物分布在铁素体条间，脆性大，易引起脆断，因此，基本无实用价值。
下贝氏体：
渗碳体或ε—碳化物主要分布在铁素体条内部。
铁素体条细小且无方向性，碳的过饱和度大，碳化物分布均匀，弥散度大，因而，它具有较高的强度和硬度、塑性和韧性。
对贝氏体相变机制及贝氏体定义尽管有不同的观点，但对贝氏体相变的仍存在一些共识：
转变温度：
过冷奥氏体在中温区发生的非平衡相变，转变有孕育期；
转变过程：
主要是贝氏体铁素体的形核及长大，温度不同得到的组织不同；
相组成物：
贝氏体铁素体基体+碳化物的非层状组织，还有残余奥氏体；
相变特点：
切变共格和扩散型相变，即半扩散型相变，有表面浮凸效应
相变过程：
由一个单相转变为两个相的过程。
相变过程中有碳原子的扩散，碳的扩散速度控制贝氏体转变速度并影响组织形貌。
上贝氏体转变的主要特征
1）形成温度：
在B相变区的较高温度区内，普通的中、高C钢中，上B形成温度范围约350～550℃，而低C钢要高些。
2）形态特征：
整体形态呈羽毛状，光学显微镜下可见成束平行排列的自晶界向晶粒内生长的F条和条间的渗C体组成的非层状组织，具有羽毛状特征。
3）转变温度越低，条越细而密集。
4）随着A中C↑，B中F条变薄。
渗C体在F条间呈粒状、链球状分布，夹有残余A′,上贝氏体中的碳化物是从γ中脱溶而出的。
下贝氏体转变的主要特征
1）形成温度：
在B相变区的较低温度区内，约350～Ms；
2）形态特征：
整体形态呈片状，片状铁素体和其内部沉淀出粒状或短条状且沿着与铁素体长轴成55～65°碳化物；
3）转变温度越低，铁素体片越小，碳化物也越细小；
钢中贝氏体的组织形态：
①在贝氏体相变区较高温度范围内形成的贝氏体称为上贝氏体，呈羽毛状、条状或针状，少数呈椭圆形或矩形
②在贝氏体相变区较低温度范围内形成的贝氏体称为下贝氏体，呈暗黑色针状或片状，而各片之间都有一定的交角
③粒状贝氏体
④无碳化物贝氏体
目前认为贝氏体相变机制有两种，即切变机制与台阶机制，贝氏体相变的主要控制因素是碳的扩散。
根据下图，阐述高温区贝氏体相变的过程。
①贝氏体铁素体（BF）在奥氏体晶界形核，初形成的BF过饱和度很小，以共格切变方式向晶粒内一侧长大，形成相互平行的BF板条束。
②与此同时，由于转变温度较高，在BF中的碳原子可以
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