贝氏体

上贝氏体形成于贝氏体转变区较高温度范围，中、高碳钢大约在350-550℃形成。

上贝氏体为成束分布、平行排列的条状铁素体和夹于其间的断续条状渗碳体的混合物。多在奥氏体晶界形核，自晶界的一侧或两侧向晶内长大，具有羽毛状特征。

亚结构是位错

下贝氏体形成于贝氏体转变区较低温度范围，中、高碳钢大约在350℃-Ms之间温度形成。

下贝氏体是由过饱和片状铁素体和其内部沉淀的渗碳体组成的机械混合物。铁素体片空间呈双凸透镜状，截面为针状或竹叶状，片间呈一定角度，可在奥氏体晶界形核，也可在奥氏体晶内形核。下贝氏体的铁素体中碳化物细小、弥散、呈粒状或条状，沿着与铁素体长轴成一定角度平行排列。

下贝氏体铁素体的亚结构为位错，密度比上贝氏体高。

下贝氏体中铁素体过饱和碳含量高于上贝氏体。

马氏体

板条马氏体是低、中碳钢中形成的一种典型马氏体组织，在一个原奥氏体晶粒内部有几个（3－5个）马氏体板条束，板条束间取向随意；在一个板条束内有若干个相互平行的板条块，块间是大角晶界；在一个板条块内是若干个相互平行的马氏体板条，板条间是小角晶界。马氏体板条内存在大量的位错，所以板条马氏体的亚结构是高密度的位错和位错缠结。

板条状马氏体也称为位错型马氏体。

片状马氏体是中、高碳钢中形成的一种典型马氏体组织，在一个原奥氏体晶粒内部有许多相互有一定角度的马氏体片。马氏体片的空间形态为双凸透镜状，横截面为针状或竹叶状。在原奥氏体晶粒中首先形成的马氏体片贯穿整个晶粒，将奥氏体晶粒分割，以后陆续形成的马氏体片越来越小，所以马氏体片的尺寸取决于原始奥氏体晶粒的尺寸。

片状马氏体的形成温度较低，在马氏体片的周围往往存在着残余奥氏体。

片状马氏体的内部亚结构主要是孪晶。当碳含量较高时，在马氏体片中可以看到中脊，中脊面是密度很高的微孪晶区。

由于马氏体片形成时的相互撞击，马氏体片中存在大量的显微裂纹。

贝氏体

体心立方

马氏体

体心正方

贝氏体

驱动力是体系的自由能差，阻力包括界面能和界面弹性应变能。

由于碳的扩散，降低了形成贝氏体中铁素体的碳含量，使铁素体的自由能降低，增大了新旧两相的自由能差，提高了相变驱动力。

另一方面，碳原子从奥氏体中析出，使奥氏体中出现贫碳区，降低了切变阻力，使切变可以在较高温度发生。

马氏体

驱动力是在转变温度下奥氏体与马氏体的自由能差，而转变阻力是界面能和界面弹性应变能。马氏体相变新相与母相完全共格，同时体积效应很大，因此界面弹性应变能很大。为了克服这一相变阻力，驱动力必须足够大。因此马氏体相变必须有很大的过冷度。

贝氏体

贝氏体转变是一个形核长大的过程，形核需要有一定的孕育期。在孕育期内碳原子在奥氏体中重新分布，形成贫碳区，并成为铁素体的形核部位，达到临界晶核尺寸后，将不断长大。

由于转变温度较低，铁原子不能扩散，铁素体按共格切变方式长大，形成铁素体条或片。

铁素体晶核长大过程中，过饱和的碳从铁素体向奥氏体中扩散，并于铁素体条间或铁素体内部沉淀析出碳化物，因此贝氏体长大速度受碳的扩散控制。

按共格切变方式长大的铁素体和富碳奥氏体或碳化物的混合组织，称为贝氏体。

贝氏体转变包括铁素体的成长与碳化物的析出两个基本过程，它们决定了贝氏体中两个基本相的特征。

在上贝氏体形成温度范围内，首先在奥氏体晶界或附近贫碳区形成铁素体晶核，并成排地向奥氏体晶粒内长大。条状铁素体前沿碳原子不断向两侧扩散，铁素体中多余的碳向两侧相界面扩散。

由于碳在铁素体中的扩散速度大于在奥氏体中的扩散速度，碳在铁素体两侧的奥氏体中富集，到一定程度时，在铁素体条间沉淀出渗碳体。

下贝氏体形成温度较低，首先在奥氏体晶界或晶内贫碳区形成铁素体晶核，并长大成片状。由于转变温度较低，碳原子在奥氏体中扩散困难，很难迁移至晶界，而碳在铁素体中可以扩散。

因此在铁素体长大的同时，碳原子只能在铁素体的某些亚晶界或晶面上聚集，进而沉淀析出细片状碳化物。在一片铁素体长大的同时，其它方向的铁素体也会形成。

马氏体

非均匀形核：以晶体缺陷和内表面等为核心形成马氏体核胚。面心立方密排面层错出现密排六方单元而成为马氏体核胚。γ→ε→α’

自促发形核：已经生成的马氏体能促发未转变母相的形核，称为自促发形核。一个原奥氏体晶粒内部往往在某一处形成几片马氏体。晶界不是马氏体占优势的形核部位，等温转变主要是自促发形核。

贝茵模型、K-S切变模型

贝氏体

1、 等温形成动力学具有扩散型相变特征：

具有孕育期，开始阶段转变速度较低，然后迅速增大，随后逐渐减小，趋于恒定。

2、 转变的不完全性——存在残余奥氏体：

提高奥氏体化温度和钢的合金化程度，使转变不完全性增大。

提高等温转变温度，使转变不完全性增大。

继续等温，残余奥氏体可能转变为珠光体或一直保持不变。

后续降温，残余奥氏体可能转变为马氏体或一直保持不变。

3、 贝氏体的转变速度控制因素：

上贝氏体的转变速度取决于碳在奥氏体中的扩散速度。

下贝氏体的转变速度取决于碳在铁素体中的扩散速度。

马氏体

1、 碳钢和低合金钢中的马氏体降温转变

奥氏体快冷至Ms点以下时，立即生成一批马氏体，不需要孕育期。温度继续下降，又出现第二批马氏体，而先形成的马氏体不再长大，直至Mf温度转变结束。

马氏体形核及长大速度极快，瞬间形核，瞬间长大。马氏体转变量是温度的函数，取决于冷却达到的温度，与在某一温度停留时间无关。

马氏体转变导致体积膨胀，使剩余的奥氏体受到压应力，发生塑性变形，产生强化，继续转变为马氏体的阻力增大。因此在某一温度马氏体转变结束后，要继续转变，必须继续降温，提供更大的相变驱动力。这就是马氏体转变一般为降温转变的原因。

2、 Fe-Ni合金中的爆发式转变

Ms点低于0℃的Fe-Ni合金冷却到0℃以下的某一温度（Mb）时，马氏体相变突然发生，并伴有声响，放出相变潜热。

随Ni含量增加，爆发转变温度下降，爆发转变量提高，后续降温转变速度下降；当Ni含量特别高时，爆发转变量急剧下降。

3、 等温转变和表面转变

Ms点低于0℃的Fe-Ni-Mn合金在低温下可以发生等温转变，转变动力学呈“C”曲线特征，形核需要孕育期，长大速度很快。

Ms点略低于0℃的Fe-Ni-C合金在0℃放置时，试样表面会发生马氏体转变。这种在稍高于合金Ms点温度下试样表层发生的马氏体转变称为马氏体表面转变，得到的马氏体为表面马氏体。表面应力状态导致。

贝氏体

1、贝氏体转变需要一定的孕育期，可以等温形成，也可以连续冷却转变。

2、贝氏体转变是形核长大过程；铁素体按共格切变方式长大，产生表面浮凸；碳原子可以扩散，铁素体长大速度受碳扩散控制，速度较慢。

3、贝氏体转变有上限温度（Bs）和下限温度（Bf）。

4、较高温度形成的贝氏体中碳化物分布在铁素体条之间，较低温度形成的贝氏体中碳化物主要分布在铁素体条内部；随形成温度下降，贝氏体中铁素体的碳含量升高。

5、上贝氏体转变速度取决于碳在奥氏体中的扩散速度；下贝氏体转变速度取决于碳在铁素体中的扩散速度。

6、上贝氏体中铁素体的惯习面是(111) γ；下贝氏体铁素体的惯习面是(225)γ；贝氏体中铁素体与奥氏体之间存在K-S位向关系。

马氏体

共格切变，无扩散。

1、 切变共格和表面浮凸现象：

奥氏体向马氏体晶体结构的转变是靠切变进行的，由于切变使相界面始终保持共格关系，因此称为切变共格。

由于切变导致在抛光试样表面在马氏体相变之后产生凸起，即表面浮凸现象。

2、 马氏体转变的无扩散性：

原子不发生扩散，但发生集体运动，原子间相对运动距离不超过一个原子间距，原子相邻关系不变。

转变过程不发生成分变化，但却发生了晶体结构的变化。

转变温度很低，但转变速度极快。

3、 具有一定的位相关系和惯习面

4、 马氏体转变是在一定温度范围内完成的：

马氏体转变是奥氏体冷却到某一温度时才开始的，这一温度称为马氏体转变开始温度，简称Ms点。

马氏体转变开始后，必须在不断降低温度的条件下才能使转变继续进行，如冷却中断，则转变立即停止。

当冷却到某一温度时，马氏体转变基本完成，转变不再进行，这一温度称为马氏体转变结束温度，简称Mf点。

从以上分析可以看出，马氏体转变需要在一个温度范围内连续冷却才能完成。

如果Mf点低于室温，则冷却到室温时，将仍保留一定数量的未转变奥氏体，称之为残余奥氏体。

5、 马氏体转变的可逆性：

在某些合金中，奥氏体冷却转变为马氏体后，重新加热时，已经形成的马氏体又可以通过逆向马氏体转变机构直接转变为奥氏体。这就是马氏体转变的可逆性。

将马氏体直接向奥氏体的转变称为逆转变。

逆转变开始温度为As点，终了温度为Af点。

Fe-C合金很难发生马氏体逆转变，因为马氏体加热尚未达到As点时，马氏体就发生了分解，析出碳化物，因此得不到马氏体逆转变。

贝氏体

马氏体

1、 硬度和强度：

马氏体的主要特性是高硬度和高强度。马氏体的硬度随碳含量的增加而升高，当碳含量达到0.6%时，由于残余奥氏体量增加，钢的硬度不再增加。

合金元素对马氏体的硬度影响不大。

马氏体高强度的主要原因包括相变强化、固溶强化和时效强化。

强化机理：

(1) 相变强化

切变相变导致马氏体内部产生大量位错、孪晶、层错等晶体缺陷，使马氏体强化。

(2) 固溶强化

碳原子位于马氏体扁八面体中心，形成以碳原子为中心的畸变偶极应力场，将与位错产生强烈的交互作用，使马氏体强化。

碳含量高于0.4%后，碳原子之间距离太近，畸变偶极应力场相互抵消，强化效果减弱。

置换式固溶体的合金元素对马氏体强化效果较小。

(3) 时效强化

在相变冷却过程或马氏体转变完成后，碳原子发生偏聚的现象称为自回火。这种由碳原子扩散偏聚钉扎位错引起的马氏体强化称为时效强化。

(4) 变形强化

马氏体本身比较软，但在外力作用下因塑性变形而急剧加工硬化，所以马氏体的变形强化指数很大，加工硬化率高。

(5) 孪晶对马氏体强度的贡献

当碳含量大于0.3％后，孪晶亚结构逐渐增多，孪晶对马氏体强度产生贡献。

(6) 原始奥氏体晶粒和板条马氏体束尺寸的影响

原始奥氏体晶粒越小，板条马氏体束越小，马氏体强度越高。

2、 韧性

在屈服强度相同的条件下，位错型马氏体比孪晶型马氏体具有较高的韧性。

孪晶型马氏体韧性较低的原因：回火时，碳化物沿孪晶面析出呈不均匀分布，或碳原子在孪晶界偏聚。

在强化马氏体的同时，使其亚结构保持位错型，是实现马氏体强韧化的重要途径。

位错型马氏体同时还具有脆性转变温度低、缺口敏感性低等优点。

3、 相变塑性

金属及合金在相变过程中塑性增大，往往在低于母相屈服强度的条件下即发生了塑性变形，这种现象称为相变塑性。马氏体相变过程中发生的相变塑性称为马氏体相变塑性。

变形温度应该在可以形变诱发马氏体相变温度以下。

塑性变形引起的局部应力集中可以由马氏体相变而得到松弛，因而可防止微裂纹的形成。

在发生塑性变形的区域，将有马氏体的形成。随马氏体量的增多，变形强化指数增大，使已发生塑性变形的区域继续发生变形困难，抑制颈缩的产生。

相变诱发塑性钢：Md>20℃>Ms