钢材的热处理工艺.ppt
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钢的热处理原理,第一节概述第二节钢在加热时的转变第三节钢在冷却时的转变第四节钢在回火时的转变,第一节概述,一热处理的作用1、热处理：
是指将钢在固态下加热、保温和冷却，以改变钢的组织结构，获得所需要性能的一种工艺.,为简明表示热处理的基本工艺过程，通常用温度时间坐标绘出热处理工艺曲线。
热处理是一种重要的加工工艺，在制造业被广泛应用.在机床制造中约60-70%的零件要经过热处理。
在汽车、拖拉机制造业中需热处理的零件达70-80%。
模具、滚动轴承100%需经过热处理。
总之，重要零件都需适当热处理后才能使用。
二热处理与相图1、热处理特点:
热处理区别于其他加工工艺如铸造、压力加工等的特点是只通过改变工件的组织来改变性能，而不改变其形状。
轧制,2、热处理适用范围:
只适用于固态下发生相变的材料，不发生固态相变的材料不能用热处理强化。
钢加热时的实际转变温度分别用Ac1、Ac3、Accm表示;冷却时的实际转变温度分别用Ar1、Ar3、Arcm表示。
由于加热冷却速度直接影响转变温度，因此一般手册中的数据是以30-50/h的速度加热或冷却时测得的.,3、临界温度与实际转变温度铁碳相图中PSK、GS、ES线分别用A1、A3、Acm表示.实际加热或冷却时存在着过冷或过热现象，因此将,三固态相变的特点,1、相变阻力大新相与母相成分结构的差异。
其新旧相相比必然不同。
相变时发生体积变化。
母相是固相新相的形成必受母相的约束导致应变能。
新旧相相界面原子引起弹性畸变导致应变能。
所以：
与结晶相、固态相变阻力不但有界面能，还多了一项应变项。
G=gvV+Ss+WV,2、新旧相间存在一定的晶体学位向关系在许多情况下，固态相变时新相与母相间往往存在一定的取向关系，而且新相往往又是在一定的晶面族上形成，这种晶面称为惯习面，它通常以母相晶面指数来表示。
3、母相晶体缺陷对固态相变起促进作用4、易于出现过渡相固态相变阻力大，且固相中原子扩散慢，当T较低时，新旧相成分大时，扩散来不及，易形成过渡相。
四固态相变的类型,1扩散型相变新相的形核长大主要依靠原子长距离的扩散进行，相界面是共格的。
2非扩散型相变新相的生长不通过扩散，而通过切变和转动进行的。
3过渡型相变介于上述两种转变之间，如贝氏体相变。
第二节钢在加热时的转变,加热是热处理的第一道工序。
钢加热时获得均匀的奥氏体组织的过程，称奥氏体化。
加热形成的奥氏体的成分、均匀化程度、晶粒大小以,及加热后未溶入奥氏体的碳化物等过剩相的数量和分布情况，直接影响钢在冷却后的组织与性能。
一、共析钢奥氏体的形成过程当原始组织为片状珠光体：
F+Fe3CA1A0.0218%C6.69%C0.77%C体心立方正交点阵面心立方A的形成由下面四个基本过程组成：
（一）奥氏体形核,形核地点:
FFe3C相界P晶团边界原因：
A晶核的形成需要能量起伏、浓度起伏、结构起伏。
a、F/Fe3C相界和P晶团边界处晶体缺陷较为集中，具有较高的畸变能。
为形核增加了一部分附加的驱动力；b、在F/Fe3C相界面及P晶界处，碳原子易于偏聚，碳浓度较高。
有利于达到A形核时所需要的碳浓度；c、在F/Fe3C相界和P晶团边界，原子排列不规则。
有利于满足结构起伏的要求。
（二）、A晶核的长大,A晶体的长大，伴随着体心立方的F向面心立方的A的点阵重构和Fe3C的溶解以及碳的扩散过程。
假定在A1以上的某一温度下在F/Fe3C界面上形成了一个A晶核这样就形成了两个新的界面：
F/A界面和A/Fe3C界面。
界面处各相的界面平衡浓度可由FeFe3C相图来确定。
在F/A相界面上：
与A相接触的F中的碳浓度为C/与F相接触的A中的碳浓度为C/在Fe3C/A相界面上：
与A相接触的Fe3C的碳浓度仍然是6.67与Fe3C相接触的A的碳浓度为C/c在温度T:
与Fe3C相接触的A中的碳浓度Cc高于F相接触的A中的碳浓度C。
这个浓度差将导致:
A中的碳从碳浓度高的Fe3C界面处向碳浓度低的界面扩散，使A在Fe3C界面处的浓度碳Cc降低而A在界面处的碳浓度C上升,这种变化破坏了在T温度时由FeFe3C相图决定的相界面平衡浓度。
为了恢复相界面的局部平衡，高碳含量的Fe3C向A中溶解，使与其相接触的A中的碳浓度提高。
碳浓度提高到C/c。
同时，低含碳量的F向A转变。
使与F相接触的A中的碳浓度降低到C/。
其结果表现为AFe3C界面向Fe3C推进。
AF界面向F中推进，原A晶核有所长大。
以上过程反复多次进行。
使AFe3C界面不断向Fe3C中推移。
使AF界面不断向F中推移。
A不断长大，直到各处的A晶核长大到相互接触为止。
注意：
在F内部存在的碳浓度差C/cC/以及由此引起的碳在F中的扩散。
对A晶核的长大也起一定的促进作用。
（三）残留Fe3C的溶解,在A形核和核心长大刚刚完成后，往往有残留的Fe3C存在。
原因：
Fe3C晶体结构的复杂性造成Fe3C含碳量很高因此，A向F中长大的速度远大于A向Fe3C的长大速度。
在继续加热或保温过程中，这些残留Fe3C必将溶解到A中去。
从而获得单一的A组织。
（四）、A成分均匀化,残留Fe3C刚刚全部溶解到A中时，A中的碳浓度是不均匀的。
在原Fe3C部位，含碳量高；而在原F部位，含碳量低；在继续加热或保温过程中，将通过碳原子的充分扩散获得碳含量均匀的单相A。
（五）、共析钢A等温形成机理小结：
1、P向A转变是一种扩散型相变。
相变时有点阵重构和碳的扩散。
2、P向A转变是通过形核和长大来完成的。
A核心优先在F/Fe3C界面以及P晶团边界以扩散方式形成。
3、已形成的A晶核通过吞吃周围的F和Fe3C长大。
同时，其它有利于形核的部位形成新的晶核并长大。
直到各处的A晶核长大到相互接触。
A晶核的长大速度为C的扩散速度所控制。
4、P中的F刚刚全部转变为A时，有部分Fe3C残留。
在继续加热或保温过程中会逐渐溶入A。
5、残留Fe3C刚消失的A中，其碳浓度是不均匀的。
只有在继续加热或保温时，A成分才能均匀一致。
二、奥氏体的形成速度,奥氏体等温形成图上表现出来的规律性a.A形成需要孕育期，加热温度越高，孕育期越短。
b.随等温温度升高，全部完成P向A转变所需的时间缩短，即A形成速度加快。
c.在P向A转变的全过程中，残留Fe3C的溶解和A成分的均匀化所需的时间最长。
三、影响A形成速度的因素,影响A形核率和长大速度的因素，都影响A形成速度。
1.化学成分含碳量：
随钢中含碳量增加，A形成速度加快。
原因：
含碳量增加，Fe3C数量增加，F/Fe3C界面增加，A形核率增大；含碳量增加，碳在A中的扩散速率增大。
合金元素：
合金元素的影响很复杂，多数合金元素减慢A的形成速度，少数合金元素增加A的形成速度，如Ni和Co。
a.合金元素影响碳在奥氏体中的扩散速度。
合金元素和碳形成的化合物越稳定，对A形成速度的减慢作用越明显。
b.合金元素改变了钢的临界点和碳在奥氏体中的溶解度。
降低A1温度的合金元素，如Ni、Mn使A形成速度加快。
c.合金元素本身扩散较慢，要获得均匀的A所需时间较长。
2.原始组织：
原始组织为片状P：
钢的含碳量一定时，F和Fe3C片层越细，相界面越多，A形核越多，长大速度越快。
非P组织：
非组织中，的形成速度较快。
而且越偏离平衡组织，其形成速度越快。
、细、粗P中的A形成速度依次减慢。
3.工艺条件：
加热温度：
温度越高，原子的扩散速率急剧加快，相变驱动力增加，A形成速度越快。
加热速度:
加热速度越快，孕育期越短，A开始转变的温度和转变终了的温度越高，A形成速度加快。
三奥氏体晶粒大小及其影响因素,
（一）A晶粒度1.晶粒度的概念晶粒度是晶粒大小的量度。
2.A晶粒度的表示方法A晶粒度级别：
在放大100倍的显微镜下，1平方英寸面积内包含的晶粒数目为n，通过n=2G-1算出G，G即为晶粒度级别。
A晶粒度级别多在1级到8级的范围内。
1级A晶粒最粗大。
8级最细小。
如晶粒比8级还细小，可定为9级、10级等。
比1级粗大的晶粒可用0级、-1级、-2级等表示。
3.A晶粒有三种概念：
起始晶粒度：
A刚刚形成，或A晶核长大到刚刚相互接触时A晶粒的大小。
A本质晶粒度：
在标准实验条件下（930C38h）所得到的A晶粒的大小。
A本质晶粒度表征了各种钢材在加热时的晶粒长大趋势。
A本质晶粒度为1到4级的钢为本质粗晶粒钢。
A本质晶粒度为5到8级的钢为本质细晶粒钢。
A实际晶粒度：
某一具体热处理条件下形成的A晶粒尺寸。
（二）影响A晶粒大小的因素,1.钢的化学成分含碳量：
在一定的含碳量范围内，含碳量增加，碳在奥氏体中的扩散速率增大，A晶粒长大倾向增大；但含碳量超过一定量后，碳以未溶碳化物的形式存在，能阻碍A晶粒的长大。
合金元素：
凡能形成高熔点、弥散细小的化合物的合金元素都能阻碍A晶粒的长大。
而Mn、P、N等元素溶入A中，削弱了铁原子结合力，加速铁原子扩散，增加A晶粒的长大趋势。
脱氧剂：
用Al脱氧的钢，其A晶粒长大趋势小，属本质细晶粒钢，加热后其A晶粒相对较小（AlN质点阻碍A晶粒长大）。
用Si、Mn脱氧的钢，晶粒长大的趋势大。
2、原始组织原始的P组织越细，Fe3C弥散度越大，有利于A形核的地点越多。
所获得的A起始晶粒越细小。
短时保温可获得细小的A晶粒。
3.工艺条件的影响加热温度和保温时间：
加热温度越高，保温时间越长，A晶粒越大。
这是由于晶粒的长大是晶界的迁移过程，是通过晶界处原子的扩散来实现的。
加热速度：
当加热温度相同时，加热速度越快，过热度越大，奥氏体的实际形成温度越高，形核率的增加大于长大速度，使奥氏体晶粒越细。
要注意控制保温时间。
因为A起始晶粒很小，界面面积大，界面能高，如保温时间太长，A晶粒将粗化。
第三节钢在冷却时的转变,冷却是热处理更重要的工序。
冷却方式分为：
1.连续冷却2.等温冷却过冷奥氏体：
处于临界点A1以下的奥氏体称过冷奥氏体。
过冷奥氏体是非稳定组织，迟早要发生转变。
TTT图和CCT图的意义,Fe-Fe3C相图是平衡相图热处理过程多为非平衡过程TTT图和CCT图可以全面反映过冷奥氏体转变与等温温度、时间、冷却速度间的关系TTT图和CCT图是对Fe-Fe3C相图的补充。
一过冷奥氏体的等温转变图（TTT图）,热处理过程多为非平衡过程TTT图可以全面反映过冷奥氏体转变与等温温度、时间、冷却速度间的关系
（一）.TTT图的建立,金相法膨胀法磁性法,1金相法,1）.首先将共析碳钢制成许多薄片试样（1015*1.5mm）并把它们分成若干组；2）.先取一组放到炉子内加热到AC1以上某一温度保温，使它转变成为均匀细小的奥氏体晶粒；3）.将该组试样全部取出迅速放入AC1以下某一温度（如650C）盐炉中，使过冷A进行等温转变；4）.每隔一定时间取一试样投入盐水中，使在盐炉等温转变过程中尚未转变的A在水冷时转变为M；,5）.观察各试样的显微组织，测定其中的M组织和非M的相对数量6）.找出A转变的开始时间和终了时间；随等温时间的延多，水冷后试样中A等温转变产物的量也增多，M数量减少。
7）.用相同的方法，确定各组试样在不同温度（600C，550C，500C等）等温时的等温转变的开始时间和终了时间。
8）.将所有等温温度下A等温转变的开始时间和转变终了时间画在温度时间坐标图上，并将所有的转变开始点连一条线，所有的转变终了点连一条线，所绘出的双C曲线即是过冷奥氏体等温转变曲线（TTT图）。
Ms的测定估计Ms温度（根据C%）。
将等温冷却炉温度调到所估计的Ms温度附近Ms。
将A化试样转移到冷却炉等温23min,得到M+A（T高于Ms时不转变）。
转移到另一炉中，炉温为（Ms+2030），保温一段时间，得回火M+A。
淬入盐水。
分析金相组织。
回火M与淬火M形态（颜色）有明显不同，如果M+A回火M+A+（M），且回火M数量较多，说明估计温度低，将的温度提高，重复以上过程，直至测出Ms点。
优缺点优点是能较准确地测出转变的开始点和终了点，并能直接观察到转变产物的组织形态、分布情况、数量及其硬度。
缺点是所得结果不连续，并且要制作大量金相试片，费时而麻烦。
2膨胀法,原理利用钢在相变时得到的不同组织具有不同的比容的原理，将试样放入有冷却装置的膨胀仪中，测定试样长度与温度的关系，从而得到膨胀量与时间的曲线，分析整理便可绘制出等温曲线C曲线。
优缺点优点是测量时间短，需要试样少，易于确定在各转变量下所需的时间，能测出过共析钢的先共析产物的析出线。
缺点是具体转变量与时间的关系无法测定，转折点不好测。
3磁性法,原理利用奥氏体为顺磁性，而其转变产物如铁素体（在A2以下）、贝氏体和马氏体均为铁磁性的特征，通过过冷奥氏体在A2温度以下等温或降温过程中引起的由顺磁性到铁磁性的变化来确定转变的起始时间以及转变量与时间的关系。
优缺点优点是试样少、测试时间短和易于确定各转变产物达到一定百分数时所需的时间,但不能测出过共析钢的先共析产物的析出线和亚共析钢珠光体转变的开始线。
（二）.影响过冷奥氏体等温转变的因素,奥氏体的化学成分1.含碳量亚共析钢:
钢中C%，C曲线右移；过共析钢:
一般在AC1以上A化，钢中C%，未溶Fe3C数量有利于冷却相变的形核C曲线左移；共析钢:
C曲线最靠右边，稳定性最高。
亚（过）共析钢的等温冷却转变曲线,2合金元素除C0、Al以外，所有溶入A中的合金元素，增大过冷A稳定性，使C曲线右移。
加热条件与原始组织A化温度，时间（成分均匀，晶粒大，未溶碳化物少，形核率降低）A稳定性，C曲线右移。
二、过冷奥氏体连续冷却转变曲线,以共析钢为例，6条线，多一条转变中止线（非共析碳钢不一定都有这条线）；无中温的B转变（非共析碳钢不一定）；孕育期随冷却速度提高而缩短。
与过冷A分解转变开始线相切的冷却曲线为临界淬火速度（上临界冷却速度）；与过冷A分解转变终了线相切的冷却曲线为下临界冷却速度。
冷却速度为V1、V2、V3、V时过冷A都转变为P，但这些P的片层间距不同，随冷却速度增大，P的片层间距缩小。
冷却速度大于Vc时，过冷A转变为M和少量残余A冷却速度介于Vc和Vc之间时，过冷A首先发生P转变，随后P转变中止，剩余的过冷A在Ms温度之下转变为M和少量残余A,随过冷度不同，过冷奥氏体将发生珠光体转变、贝氏体转变和马氏体转变三种类型转变。
现以共析钢为例说明：
过冷奥氏体在A1到550间将转变为珠光体类型组织，它是铁素体与渗碳体片层相间的机械混合物，根据片层厚薄不同,又细分为珠光体、索氏体和托氏体.,三珠光体转变,
（一）珠光体转变过程：
珠光体转变是扩散型转变。
珠光体转变也是形核和长大的过程。
渗碳体晶核首先在奥氏体晶界上形成，在长大过程中，其两侧奥氏体的含碳量下降，促进了铁素体形核，两者相间形核并长大，形成一个珠光体团。
形核P相变是一种扩散型相变。
形核时需要能量起伏、浓度起伏和结构起伏。
在A晶界、晶界三叉点以及A内未溶Fe3C与A交界面处有利于达到P形核所需要的三个起伏条件。
P晶核优先在A晶界、晶界三叉点以及未溶的Fe3C与A的界面上以扩散方式形核，形核的领先相是Fe3C。
长大片层状P的长大包括横向长大与纵向长大。
P的横向长大通过Fe3C片和F片交替形核并长大来完成，纵向长大是通过已形成的Fe3C片和F片向原A晶粒内的延伸完成的。
横向长大假设在A晶界的某一点上，其能量起伏、浓度起伏和结构起伏达到了P形核的要求，形成了一个片状Fe3C晶核，如下图所示。
这片Fe3C横向长大时吸收了其两侧碳原子，使两侧的A含碳量降低。
当Fe3C片横向长大到某一厚度，两侧的A含碳量降低到足以使F形核时就在Fe3C两侧形成两片F。
新形成的F一方面伴随Fe3C作纵向长大，同时也进行横向长大。
由于F的含碳量很低，长大时必然要向其侧面的A排出碳原子，使其两侧A的含碳量增加，这又为Fe3C的形成创造了有利条件，当F片横向长大到某一厚度，两侧的A含碳量增加到足以使Fe3C形核时就在F两侧形成两片Fe3C。
上述过程反复进行，就完成了P的横向长大。
纵向长大在P横向长大的同时，其纵向也在长大。
因P纵向长大时Fe3C要吸收其前沿A中的碳原子，而F要排出碳原子到前沿的A中，这样一来就使得P前沿的过冷A中的碳浓度不均匀。
Fe3C前沿A中的碳浓度较低，而F前沿A中的碳浓度较高。
此时过冷A中的碳浓度可由Fe-Fe3C相图得出。
C/Fe3C是与Fe3C平衡的过冷A的碳浓度。
C/为与F平衡的过冷A的碳浓度。
C/为与过冷度A相平衡的F的含碳量。
珠光体,索氏体,托氏体,
（二）珠光体的组织与性能珠光体：
形成温度为A1-650，片层较厚，500倍光镜下可辨，用符号P表示.,1、片状珠光体的形成、组织形态及性能,索氏体形成温度为650-600,片层较薄，800-1000倍光镜下可辨，用符号S表示。
电镜形貌,光镜形貌,索氏体形成温度为600-550，片层极薄，电镜下可辨，用符号T表示。
电镜形貌,光镜形貌,珠光体、索氏体、屈氏体三种组织无本质区别，只是形态上的粗细之分，因此其界限也是相对的。
片间距越小，钢的强度、硬度越高，而塑性和韧性略有改善。
四马氏体转变当奥氏体过冷到Ms以下将转变为马氏体类型组织。
马氏体转变是强化钢的重要途径之一。
1、马氏体的晶体结构碳在-Fe中的过饱和固溶体称马氏体，用M表示。
马氏体组织,马氏体转变时，奥氏体中的碳全部保留到马氏体中.,马氏体具有体心正方晶格（a=bc）轴比c/a称马氏体的正方度。
C%越高，正方度越大，正方畸变越严重。
当0.25%C时，c/a=1，此时马氏体为体心立方晶格.,2、马氏体的形态马氏体的形态分板条和针状两类。
板条马氏体立体形态为细长的扁棒状在光镜下板条马氏体为一束束的细条组织。
每束内条与条之间尺寸大致相同并呈平行排列，一个奥氏体晶粒内可形成几个取向不同的马氏体束。
在电镜下，板条内的亚结构主要是高密度的位错，=1012/cm2,又称位错马氏体。
针状马氏体立体形态为双凸透镜形的片状。
显微组织为针状。
在电镜下，亚结构主要是孪晶，又称孪晶马氏体。
马氏体的形态主要取决于其含碳量C%小于0.2%时，组织几乎全部是板条马氏体。
C%大于1.0%C时几乎全部是针状马氏体.C%在0.21.0%之间为板条与针状的混合组织。
45钢正常淬火组织,先形成的马氏体片横贯整个奥氏体晶粒，但不能穿过晶界和孪晶界。
后形成的马氏体片不能穿过先形成的马氏体片，所以越是后形成的马氏体片越细小.,原始奥氏体晶粒细，转变后的马氏体片也细。
当最大马氏体片细到光镜下无法分辨时，该马氏体称隐晶马氏体.,3、马氏体的性能高硬度是马氏体性能的主要特点。
马氏体的硬度主要取决于其含碳量。
含碳量增加，其硬度增加。
当含碳量大于0.6%时，其硬度趋于平缓。
合金元素对马氏体硬度的影响不大。
马氏体强化的主要原因是过饱和碳引起的固溶强化。
此外，马氏体转变产生的组织细化也有强化作用。
马氏体的塑性和韧性主要取决于其亚结构的形式。
针状马氏体脆性大，板条马氏体具有较好的塑性和韧性.,4、马氏体转变的特点马氏体转变也是形核和长大的过程。
其主要特点是：
无扩散性,铁和碳原子都不扩散，因而马氏体的含碳量与奥氏体的含碳量相同。
共格切变性由于无扩散，晶格转变是以切变机制进行的。
使切变部分的形状和体积发生变化，引起相邻奥氏体随之变形，在预先抛光的表面上产生浮凸现象。
降温形成马氏体转变开始的温度称上马氏体点，用Ms表示.,马氏体转变终了温度称下马氏体点，用Mf表示.只要温度达到Ms以下即发生马氏体转变。
在Ms以下，随温度下降,转变量增加，冷却中断,转变停止。
高速长大马氏体形成速度极快，瞬间形核，瞬间长大。
当一片马氏体形成时，可能因撞击作用使已形成的马氏体产生裂纹。
转变不完全,即使冷却到Mf点，也不可能获得100%的马氏体，总有部分奥氏体未能转变,而残留下来，称残余奥氏体，用A或表示。
Ms、Mf与冷速无关，主要取决于奥氏体中的合金元素含量（包括碳含量）。
马氏体转变后，A量随含碳量的增加而增加，当含碳量达0.5%后，A量才显著增加。
含碳量对马氏体转变温度的影响,含碳量对残余奥氏体量的影响,奥氏体的稳定化A热稳定化：
在淬火冷却过程中，因中断冷却或缓慢冷却而造成的A稳定化叫A热稳定化.A热稳定化主要是由于在缓冷或等温停留时，A中的C原子向位错等缺陷处的偏聚，形成了柯氏气团，阻碍了位错的运动，强化了A，使A向M转变时的切变阻力增加，从而使A向M的转变发生困难，即产生了A稳定化。
A机械稳定化：
对A施加三向压应力或进行大量塑性变形所造成的A稳定化叫机械稳定化。
三向压应力使A向M转变时的体积膨胀难以进行；大量塑性变形引入的高密度位错使A发生强化，使得向M的切变难以进行。
五.贝氏体转变1.贝氏体形成条件,B上形成条件：
和B下相比，B上形成温度较高，所以B上又叫高温B。
在中、高碳钢中，B上形成的温度范围为BS350点，即在550350温度范围等温保持就可得到B上。
B下的形成条件：
B下形成温度低于B上形成温度，因此，B下也叫低温B。
在中、高碳钢中，B下形成的温度范围为350-Ms点，即在350-Ms温度之间等温保持就可获得B下组织。
2.B的组织形态及影响B组织形态的因素,a.B上的组织形态B上是相和碳化物K组成的非层片状组织，其中相为含C过饱和（过饱和度不大，接近于平衡态）的铁素体，碳化物K为渗碳体，其金相组织为羽毛状.（如图所示）.从金相组织可看出，B上是由大致平行的板条和杆状（或条状）K组成的非层片状组织，K分布于板条之间。
光镜下,电镜下,影响B上组织形态的因素含碳量.C%，板条变窄，数量级，不仅在板条之间分布，也可能在板条内部出现。
钢中含有阻碍K析出的Si、Al等元素时，在形成板条后，板条之间的A因富碳变得很稳定,很少或基本不析出K，这些A在随后冷却时可能转变为M或作为残留A保留下来。
等温温度T.T，板条变窄，变的小而密集，整个组织变细，且外形由羽毛状变得不规则。
b.B下的组织形态B下是由相和其内部的K组成的板条状（低碳钢中）或针片状（高碳钢）组织。
其中的相为碳在-Fe中的过饱和固溶体。
K对不同的钢种可能为碳化物或碳化物+cem，也可能全部为cem。
高碳钢中的B下的金相形态为黑色针片状，与高碳M低温回火组织很相似。
（如图所示）B下中K只分布于相内部，K呈细片状或颗粒状，在与相针片长轴成55-60的方向排列成行。
影响B下组织形态的因素含碳量.C%，数量。
钢中含有较多稳定A的合金元素时，在内部也可能同时有残余A和K存在。
等温温度T.T，变的小而密集，更趋于弥散分布。
3.贝氏体的亚结构,B上的亚结构B上的亚结构为板条内的位错缠结，相的形成是通过切变完成的，转变时有浮凸效应。
B下中的亚结构B下中的亚结构为相内的位错缠结，而且位错密度较B上中相内的位错密度高，B下中的相也是通过切变来完成的，转变时也有浮凸效应。
上贝氏体,下贝氏体,4.贝氏体的力学性能相对于下贝氏体，上贝氏体强度与塑性都较低，一般不希望得到下贝氏体。
下贝氏体除了强度、硬度较高外，塑性、韧性也较好，即具有良好的综合力学性能，是生产上常用的强化组织之一。
5.贝氏体转变过程贝氏体转变也是形核和长大的过程。
发生贝氏体转变时,首先在奥氏体中的贫碳区形成铁素体晶核，其含碳量介于奥氏体与平衡铁素体之间，为过饱和铁素体。
当转变温度较高（550-350）时，板条状铁素体从奥氏体晶界向晶内平行生长，随铁素体条伸长和变宽，其碳原子向条间奥氏体富集，最后在铁素体板条间析出Fe3C短棒，奥氏体消失，形成B上。
上贝氏体转变过程,当转变温度较低（350-230）时，铁素体在晶界或晶内某些晶面上长成针状，由于碳原子扩散能力低,其迁移不能逾越铁素体针的范围，碳在铁素体的一定晶面上形成不连续的碳化物。
从而形成下贝氏体。
下贝氏体转变,贝氏体转变属半扩散型转变，即只有碳原子扩散而铁原子不扩散，晶格类型改变是通过切变实现的。
六.钢中的魏氏组织所谓W组织是指呈针片状的先共析相。
即针片状先共析铁素体（F先）或针状先共析渗碳体（Fe3C先）。
W组织的基本特征和形成条件基本特征W组织是通过形核长大来完成的。
形成W组织F时有表面浮凸效应。
形成条件C%0.6%时才能形成魏
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