钢中碳化物的相间析出通常，对于工业用钢，碳化物的弥散硬化和二次硬化的利用，都是在调质状态下实现的。

但是，在控制轧制条件下使用的非调质高强度钢中，人们却利用添加少量Nb、V等强碳化物形成元素，有效地提高了钢的强度。

之所以如此，是由于钢在冷却过程中从奥氏体中析出了细小的特殊碳（氮）化物。

透射电子显微镜观察表明，这种化合物的直径约为50Å，而且比较规则的一个面接一个面的排列分布。

后来研究又发现，这种碳（氮）化物是在奥氏体-铁素体相界面上形成的，因此将这种转变称为“相间析出”（interphas precipitation）。

相间析出的结果也是由过冷奥氏体转变为铁素体与碳化物的机械混合物。

由于这种转变发生在珠光体与贝氏体形成温度之间，因而研究这种转变，不仅对非调质钢的强化有实际价值，而且对搞清珠光体和贝氏体转变机理也有一定意义。

（一）相间析出产物的形态和性能含有强碳（氮）化物形成元素的低碳合金钢的奥氏体，在冷却过程中有可能首先发生碳（氮）化物的析出，因为析出是在奥氏体与铁素体相界面上发生的，所以把这一过程称为相间析出。

1、组织形态钢中的相间析出的转变产物，其显微组织在低倍的光学显微镜下，相间析形成的铁素体与先共析铁素体相似呈块状。

而在高倍的电子显微镜下，可以观察到铁素体中有呈带状分布的微粒碳（氮）化物存在，这是相间析的组织形态特征。

这种组织与珠光体相似，也是由铁素体与碳化物组成的机械混合物，而碳化物不是片状，而是细小粒状的，分布在有一定间距的平行的平面上，因此也称为“变态珠光体”（degenerate pearlite）。

分布有微粒碳化物的平面彼此之间的距离称为“面间距离”。

随着等温转变温度的降低或冷却速度的增大，析出的碳化物颗粒变细，面间距离减小。

另外，钢中的化学成分不同对碳化物的颗粒直径的面间距离也有一定的影响，通常含特殊碳化物元素越多，形成碳化物颗粒越细，面间距离越小。

在相同转变温度下，随着钢碳含量增高，析出碳化物的数量增多，面间距离也有所减小。

2、性能在Fe-C合金中，相间析出转变产物的硬度，介于铁素体或珠光体与贝氏体之间。

但对于低碳合金钢，其硬度可以高于贝氏体。

相间析出转变产物的强度由三种因素决定，1细晶强化；2固溶强化；3沉淀强化。

在三种强化因素中，以沉淀强化的贡献最大，细晶强化次之，而固溶强化的贡献最小。

低碳V钢相间析出转变产物的强度，主要是由碳化物弥散强化贡献的，晶粒细化也有较大的贡献，但固溶强化的贡献较小。

同时，在同种类钢中，随着转变温度的降低，由于碳化物细化和面间距离减小而使强度增高；在相同转变温度下，钢的碳含量和V 含量越高，碳化物析出量增大，强度也随之增高。

（二）相间析出机制奥氏体化的低碳合金钢，迅速冷致A 1点以下，贝氏体形成温度以上的区间恒温保持，首先在奥氏体晶界上形成铁素体。

在奥氏体-铁素体界面上奥氏体这一侧，因为铁素体的析出，而使C 浓度增高，如图所示（图中左边的剖面线部分，代表已析出铁素体，右边部分代表奥氏体，其中的曲线表示奥氏体中的C 浓度变化）。

由于相界处奥氏体C 浓度增高，铁素体继续长大受到了抑制。

如果在C 浓度最高的奥氏体-铁素体界面上析出碳化物，将界面上奥氏体一侧的C 浓度降低，如图所示，图中间断线代表析出的碳化物颗粒。

由于碳化物的析出，增大了奥氏体析出铁素的驱动力，而使铁素体转变继续进行，相界面奥氏体中推移。

铁素体析出后，又提高了界面上奥氏体C 浓度，奥氏体中碳分布，又回复到转变初期的状态。

因为转变温度较低，合金元素可能扩散的距离伴随碳化物相间析出的奥氏体向铁素体转变示意图a)铁素体从奥氏体中析出后的奥氏体中C 浓度分布 b)碳化物析出后奥氏体中C 浓度分布 c)同(a)很小，加之钢含碳量又低，单位体积中可能提供的C 原子数量很少，所以从奥氏体中在相界上析出的特殊碳化物，只能呈细小粒状分布。

这种铁素体与细粒状特殊碳化物交替反应，使过冷奥氏体分解连续进行。

相间析出的碳化物，与铁素体有一定的晶体位向关系，譬如对V 钢为：{100}VC ‖{100}a ，<110>VC ‖<100>a说明了相间析出的碳化物，是在奥氏体-铁素体界面上成核和按共格或半共格关系在铁素体长大的。

在相间析出过程中，铁素体和碳化物的长大，可按下图所示台阶长大模型来说明。

碳化物颗粒在奥氏体-铁素体界面上成核，并在铁素体中长大。

铁素体向横向和纵向两个方向按台阶长大。

有时可能纵向长大一个较宽的区域后再在奥氏体-铁素体相界面上相间析出形核长大示意图亚共析钢中碳化物相间析出的立体模型0.23%C,0.85%V 钢过冷奥氏体等温转变动力学图形形成碳化物晶核，而后又连续出现几个较窄的铁素体带。

由于相间析出的特殊碳化物，不规则分布在曾经是奥氏体-铁素体界面的平面上，因此相间析出转变产物的立体模型，可以表达如下图所示的状态。

从图中A的方向观察，可以看到析出物的微粒，平行分布在原奥氏体-铁素体界面上；从B方向观察，看到的析出物微粒，则呈不规则分布。

（三）相间析出条件低碳钢经加热奥氏体后缓冷却，在一个相当大的冷却速度范围内，将转变为先共析铁素体加珠光体。

对于含特殊碳化物形成元素Mo、V、Nb、Ti等的低合金钢，从奥氏体状态缓慢冷却时，除析出铁素体外，还析出特殊碳化物（如Mo2C、VC、NbC、TiC等），即发生相间析出，其析出温度范围约在800~500℃之间。

由于这种碳化物细小弥散，将使钢的硬度、强度增高。

在等温条件下，低碳合金钢相间析出的转变动力学曲线，与珠光体转变相似，也具有“C”形的特征，如图所示。

图中的实线为相间析出动力学曲线。

可以看出，相间析出是在一定的温度范围内发生的，而且转变温度较高或者较低时，都使相间析出的速度减慢。

因此，这种相变符合扩散型相变的成核、长大规律。

在连续冷却条件下，低碳合金钢的连续冷却转变图形，0.2%C,0.5%V钢的连续冷却转变图如下图所示。

图中的虚线表示特殊碳化物析出线。

可以看出，如果冷却速度过慢，在较高温度下通过的时间过长，由于特殊碳化物的聚集长大而粗化，会使钢的硬度、强度降低。

如果冷却速度过快，即在可发生相间析出的温度内通过的时间过短，细小碳化物来不及形成，过冷奥氏体将转变为先共析铁素体和珠光体以及贝氏体，也会使钢的硬度、强度降低。

因此，对于低碳合金钢，必须根据钢的成分、奥氏体温度（或轧制温度），控制钢材的冷却条件，使其在合适的温度和时间范围内发生相间析出，才能获得良好的强化效果。

目前这种方法已用于工业生产。

相间析出能否发生，主要γ→α决定于转变进行时的温度。

下图为碳钢或铁碳合金相间析出的温度范围，碳钢相间析出温度范围不同含碳量的钢的相间析出温度不同，含碳低时范围较宽，为700~450℃，含碳高时较窄，如0.8%C为520~450℃。

钢中不形成片状珠光体而发生相间析出的可能原因是：当温度较高时，首先析出先共析铁素体。

由于铁素体的不断析出，未转变的奥氏体的碳浓度将增至共析成分，则可转变为片状珠光体。

与此相反，当转变温度较低时，碳原子在奥氏体中扩散不充分，故将在γ/α界面的奥氏体一侧蓄积起来，使未转变的奥氏体的平均成分达不到共析成分，而当界面一侧的奥氏体的碳浓度高于ESEˊ线时，渗碳体颗粒将在γ/α界面上析出。

所以相间析出能否发生主要决定于转变时的温度，温度较高形成珠光体，温度过低形成上贝氏体。

思考题1、简述珠光体的形貌特征，片间离不同的珠光体在光学显微镜和电子显微镜下的形态特征。

2、何谓珠光体团、珠光体晶粒。

以Fe3C为领先相说明珠光体团的形成过程，并说明奥氏体向珠光体转变过程中碳的扩散规律。

3、说明粒状珠光体的形成过程（渗碳的球化机理和片状渗碳体的断裂过程）。

4、说明亚共析钢中先共析铁素体的形态特征与钢的含碳量之间的关系。

5、试从经典结晶理论说明奥氏体向珠光体转变动力学曲线具有“C”字形。

6、从碳化物形成和转变两个方面说明合金元素对“C”曲线左右移动的影响。

7、简述影响珠光体转变动力学的因素。

8、说明钢中碳化物的相间析出机制，相间析出条件及相间析出产物的组织形态。

（2）中温范围的转变（上贝氏体）在350~550℃的中间温度范围内转变时，转变初期与高温范围的转变基本一样。

但此时的温度已比较低，碳在奥氏体中的扩散已变得困难，通过界面由贝氏体铁素体扩散进入奥氏体中的碳原子已不可能进一步向奥氏体纵深扩散，尤其是板条铁素体束两相邻铁素体条之间的奥氏体中的碳更不可能向外扩散。

故界面附近的奥氏体，尤其是两铁素体条之间的奥氏体中的碳将随贝氏体铁素体的长大而显著升高，当超过奥氏体溶解度极限时，将自奥氏体中析出碳化物而形成羽毛状的上贝氏体。

（3）低温范围的转变（下贝氏体）在350℃以下转变与上述转变有较大的差异。

由于温度低，初形成的铁素体的碳含量高，故贝氏体铁素的形态已由板条状转变为透镜片状。

此时，不仅碳原子已难以在奥氏体中扩散，就是在铁素体中也难以作较长距离的扩散，而贝氏体铁素中的过饱和度又很大。

而碳原子又不能通过界面进入奥氏体，只能以碳化物的形式在贝氏体铁素体内部析出。

随着碳的析出，贝氏体铁素体的自由能将下降以及比容的缩小所导致的弹性应变能的下降，将使已形成的贝氏体铁素片进一步长大，得到下贝氏体组织。

（4）粒状贝氏体的形成一般认为在某些低碳钢中出现的粒状贝氏体是由无碳化物贝氏体演变而来的。

当无碳化物贝氏体针长大到彼此汇合时，剩下的小岛状奥氏体便为铁素体所包围沿铁素体条间呈条状断续分布。

因钢碳含量较低，剩余奥氏体的碳含量也不超过其溶解度极限，故不会析出碳化物，这就形成了粒状贝氏体。

（5）贝氏体的亚基元（6）切变机制存在的问题1）为什么贝氏体转变所引起的浮凸不同于马氏体所引起的浮凸。

2）为什么贝氏体铁素体与奥氏体之间的晶体学位向关系不同于马氏体与奥氏体之间的位向关系。

3）为什么透镜片状贝氏体铁素体中没有孪晶。

4）为什么下贝氏体中的碳化物的分布与回火马氏体中碳化物分布明显不同。

5）按切变机制，贝氏体铁素体应是片状，但为什么上贝氏体铁素体接近针状。

（三）贝氏体转变的台阶机制Aaronson等人强调贝氏体是非层状共析反应产物，亦即贝氏体转变是一种特殊的共析反应。

他们认为，贝氏体转变与珠光体转变或马氏体转变不同，是通过台阶机制长大的。

台阶的水平面为α-γ的半共格界面，界面两侧的α与γ有一定的位向关系，在半共界面上存在着柏氏矢量与界面平行的刃型位错。

界面由位错和台阶组织成。

台阶的端面为非共格界面。

这样的界面活动能力很高，易于向侧面移动，从而使水平面向上推移。

珠光体、贝氏体、马氏体转变主要特征内容珠光体转变贝氏体转变马氏体转变温度范围高温中温低温转变上限温度A1B S M S领先相渗碳体或铁素体铁素体形核部位奥氏体晶界上贝氏体在晶界下贝氏体大多在晶内转变时点阵切变无？有碳原子的扩散有有基本上无铁及合金元素原有无无子的扩散等温转变完全性完全视转变温度定不完全转变产物α+Fe3Cα+Fe3C(ε)α′（一）贝氏体的强度（硬度）影响贝氏体强度的因素有：1、贝氏体铁素体条或片的粗细如果将贝氏体条（片）的大小看作是贝氏体的晶粒，则可用Hall-Petch的关系式估算贝氏体的强度。