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貝氏體

上貝氏體形成于貝氏體轉變區較高溫度范圍，中、高碳鋼大約在350-550℃形成。

上貝氏體為成束分布、平行排列的條狀鐵素體和夾于其間的斷續條狀滲碳體的混合物。多在奧氏體晶界形核，自晶界的一側或兩側向晶內長(cháng)大，具有羽毛狀特征。

亞結構是位錯

下貝氏體形成于貝氏體轉變區較低溫度范圍，中、高碳鋼大約在350℃-Ms之間溫度形成。

下貝氏體是由過(guò)飽和片狀鐵素體和其內部沉淀的滲碳體組成的機械混合物。鐵素體片空間呈雙凸透鏡狀，截面為針狀或竹葉狀，片間呈一定角度，可在奧氏體晶界形核，也可在奧氏體晶內形核。下貝氏體的鐵素體中碳化物細小、彌散、呈粒狀或條狀，沿著(zhù)與鐵素體長(cháng)軸成一定角度平行排列。

下貝氏體鐵素體的亞結構為位錯，密度比上貝氏體高。

下貝氏體中鐵素體過(guò)飽和碳含量高于上貝氏體。

馬氏體

板條馬氏體是低、中碳鋼中形成的一種典型馬氏體組織，在一個(gè)原奧氏體晶粒內部有幾個(gè)（3－5個(gè)）馬氏體板條束，板條束間取向隨意；在一個(gè)板條束內有若干個(gè)相互平行的板條塊，塊間是大角晶界；在一個(gè)板條塊內是若干個(gè)相互平行的馬氏體板條，板條間是小角晶界。馬氏體板條內存在大量的位錯，所以板條馬氏體的亞結構是高密度的位錯和位錯纏結。

板條狀馬氏體也稱(chēng)為位錯型馬氏體。

片狀馬氏體是中、高碳鋼中形成的一種典型馬氏體組織，在一個(gè)原奧氏體晶粒內部有許多相互有一定角度的馬氏體片。馬氏體片的空間形態(tài)為雙凸透鏡狀，橫截面為針狀或竹葉狀。在原奧氏體晶粒中首先形成的馬氏體片貫穿整個(gè)晶粒，將奧氏體晶粒分割，以后陸續形成的馬氏體片越來(lái)越小，所以馬氏體片的尺寸取決于原始奧氏體晶粒的尺寸。

片狀馬氏體的形成溫度較低，在馬氏體片的周?chē)嬖谥?zhù)殘余奧氏體。

片狀馬氏體的內部亞結構主要是孿晶。當碳含量較高時(shí)，在馬氏體片中可以看到中脊，中脊面是密度很高的微孿晶區。

由于馬氏體片形成時(shí)的相互撞擊，馬氏體片中存在大量的顯微裂紋。

貝氏體

體心立方

馬氏體

體心正方

貝氏體

驅動(dòng)力是體系的自由能差，阻力包括界面能和界面彈性應變能。

由于碳的擴散，降低了形成貝氏體中鐵素體的碳含量，使鐵素體的自由能降低，增大了新舊兩相的自由能差，提高了相變驅動(dòng)力。

另一方面，碳原子從奧氏體中析出，使奧氏體中出現貧碳區，降低了切變阻力，使切變可以在較高溫度發(fā)生。

馬氏體

驅動(dòng)力是在轉變溫度下奧氏體與馬氏體的自由能差，而轉變阻力是界面能和界面彈性應變能。馬氏體相變新相與母相完全共格，同時(shí)體積效應很大，因此界面彈性應變能很大。為了克服這一相變阻力，驅動(dòng)力必須足夠大。因此馬氏體相變必須有很大的過(guò)冷度。

貝氏體

貝氏體轉變是一個(gè)形核長(cháng)大的過(guò)程，形核需要有一定的孕育期。在孕育期內碳原子在奧氏體中重新分布，形成貧碳區，并成為鐵素體的形核部位，達到臨界晶核尺寸后，將不斷長(cháng)大。

由于轉變溫度較低，鐵原子不能擴散，鐵素體按共格切變方式長(cháng)大，形成鐵素體條或片。

鐵素體晶核長(cháng)大過(guò)程中，過(guò)飽和的碳從鐵素體向奧氏體中擴散，并于鐵素體條間或鐵素體內部沉淀析出碳化物，因此貝氏體長(cháng)大速度受碳的擴散控制。

按共格切變方式長(cháng)大的鐵素體和富碳奧氏體或碳化物的混合組織，稱(chēng)為貝氏體。

貝氏體轉變包括鐵素體的成長(cháng)與碳化物的析出兩個(gè)基本過(guò)程，它們決定了貝氏體中兩個(gè)基本相的特征。

在上貝氏體形成溫度范圍內，首先在奧氏體晶界或附近貧碳區形成鐵素體晶核，并成排地向奧氏體晶粒內長(cháng)大。條狀鐵素體前沿碳原子不斷向兩側擴散，鐵素體中多余的碳向兩側相界面擴散。

由于碳在鐵素體中的擴散速度大于在奧氏體中的擴散速度，碳在鐵素體兩側的奧氏體中富集，到一定程度時(shí)，在鐵素體條間沉淀出滲碳體。

下貝氏體形成溫度較低，首先在奧氏體晶界或晶內貧碳區形成鐵素體晶核，并長(cháng)大成片狀。由于轉變溫度較低，碳原子在奧氏體中擴散困難，很難遷移至晶界，而碳在鐵素體中可以擴散。

因此在鐵素體長(cháng)大的同時(shí)，碳原子只能在鐵素體的某些亞晶界或晶面上聚集，進(jìn)而沉淀析出細片狀碳化物。在一片鐵素體長(cháng)大的同時(shí)，其它方向的鐵素體也會(huì )形成。

馬氏體

非均勻形核：以晶體缺陷和內表面等為核心形成馬氏體核胚。面心立方密排面層錯出現密排六方單元而成為馬氏體核胚。γ→ε→α’

自促發(fā)形核：已經(jīng)生成的馬氏體能促發(fā)未轉變母相的形核，稱(chēng)為自促發(fā)形核。一個(gè)原奧氏體晶粒內部往往在某一處形成幾片馬氏體。晶界不是馬氏體占優(yōu)勢的形核部位，等溫轉變主要是自促發(fā)形核。

貝茵模型、K-S切變模型

貝氏體

1、 等溫形成動(dòng)力學(xué)具有擴散型相變特征：

具有孕育期，開(kāi)始階段轉變速度較低，然后迅速增大，隨后逐漸減小，趨于恒定。

2、 轉變的不完全性——存在殘余奧氏體：

提高奧氏體化溫度和鋼的合金化程度，使轉變不完全性增大。

提高等溫轉變溫度，使轉變不完全性增大。

繼續等溫，殘余奧氏體可能轉變?yōu)橹楣怏w或一直保持不變。

后續降溫，殘余奧氏體可能轉變?yōu)轳R氏體或一直保持不變。

3、 貝氏體的轉變速度控制因素：

上貝氏體的轉變速度取決于碳在奧氏體中的擴散速度。

下貝氏體的轉變速度取決于碳在鐵素體中的擴散速度。

馬氏體

1、 碳鋼和低合金鋼中的馬氏體降溫轉變

奧氏體快冷至Ms點(diǎn)以下時(shí)，立即生成一批馬氏體，不需要孕育期。溫度繼續下降，又出現第二批馬氏體，而先形成的馬氏體不再長(cháng)大，直至Mf溫度轉變結束。

馬氏體形核及長(cháng)大速度極快，瞬間形核，瞬間長(cháng)大。馬氏體轉變量是溫度的函數，取決于冷卻達到的溫度，與在某一溫度停留時(shí)間無(wú)關(guān)。

馬氏體轉變導致體積膨脹，使剩余的奧氏體受到壓應力，發(fā)生塑性變形，產(chǎn)生強化，繼續轉變?yōu)轳R氏體的阻力增大。因此在某一溫度馬氏體轉變結束后，要繼續轉變，必須繼續降溫，提供更大的相變驅動(dòng)力。這就是馬氏體轉變一般為降溫轉變的原因。

2、 Fe-Ni合金中的爆發(fā)式轉變

Ms點(diǎn)低于0℃的Fe-Ni合金冷卻到0℃以下的某一溫度（Mb）時(shí)，馬氏體相變突然發(fā)生，并伴有聲響，放出相變潛熱。

隨Ni含量增加，爆發(fā)轉變溫度下降，爆發(fā)轉變量提高，后續降溫轉變速度下降；當Ni含量特別高時(shí)，爆發(fā)轉變量急劇下降。

3、 等溫轉變和表面轉變

Ms點(diǎn)低于0℃的Fe-Ni-Mn合金在低溫下可以發(fā)生等溫轉變，轉變動(dòng)力學(xué)呈“C”曲線(xiàn)特征，形核需要孕育期，長(cháng)大速度很快。

Ms點(diǎn)略低于0℃的Fe-Ni-C合金在0℃放置時(shí)，試樣表面會(huì )發(fā)生馬氏體轉變。這種在稍高于合金Ms點(diǎn)溫度下試樣表層發(fā)生的馬氏體轉變稱(chēng)為馬氏體表面轉變，得到的馬氏體為表面馬氏體。表面應力狀態(tài)導致。

貝氏體

1、貝氏體轉變需要一定的孕育期，可以等溫形成，也可以連續冷卻轉變。

2、貝氏體轉變是形核長(cháng)大過(guò)程；鐵素體按共格切變方式長(cháng)大，產(chǎn)生表面浮凸；碳原子可以擴散，鐵素體長(cháng)大速度受碳擴散控制，速度較慢。

3、貝氏體轉變有上限溫度（Bs）和下限溫度（Bf）。

4、較高溫度形成的貝氏體中碳化物分布在鐵素體條之間，較低溫度形成的貝氏體中碳化物主要分布在鐵素體條內部；隨形成溫度下降，貝氏體中鐵素體的碳含量升高。

5、上貝氏體轉變速度取決于碳在奧氏體中的擴散速度；下貝氏體轉變速度取決于碳在鐵素體中的擴散速度。

6、上貝氏體中鐵素體的慣習面是(111) γ；下貝氏體鐵素體的慣習面是(225)γ；貝氏體中鐵素體與奧氏體之間存在K-S位向關(guān)系。

馬氏體

共格切變，無(wú)擴散。

1、 切變共格和表面浮凸現象：

奧氏體向馬氏體晶體結構的轉變是靠切變進(jìn)行的，由于切變使相界面始終保持共格關(guān)系，因此稱(chēng)為切變共格。

由于切變導致在拋光試樣表面在馬氏體相變之后產(chǎn)生凸起，即表面浮凸現象。

2、 馬氏體轉變的無(wú)擴散性：

原子不發(fā)生擴散，但發(fā)生集體運動(dòng)，原子間相對運動(dòng)距離不超過(guò)一個(gè)原子間距，原子相鄰關(guān)系不變。

轉變過(guò)程不發(fā)生成分變化，但卻發(fā)生了晶體結構的變化。

轉變溫度很低，但轉變速度極快。

3、 具有一定的位相關(guān)系和慣習面

4、 馬氏體轉變是在一定溫度范圍內完成的：

馬氏體轉變是奧氏體冷卻到某一溫度時(shí)才開(kāi)始的，這一溫度稱(chēng)為馬氏體轉變開(kāi)始溫度，簡(jiǎn)稱(chēng)Ms點(diǎn)。

馬氏體轉變開(kāi)始后，必須在不斷降低溫度的條件下才能使轉變繼續進(jìn)行，如冷卻中斷，則轉變立即停止。

當冷卻到某一溫度時(shí)，馬氏體轉變基本完成，轉變不再進(jìn)行，這一溫度稱(chēng)為馬氏體轉變結束溫度，簡(jiǎn)稱(chēng)Mf點(diǎn)。

從以上分析可以看出，馬氏體轉變需要在一個(gè)溫度范圍內連續冷卻才能完成。

如果Mf點(diǎn)低于室溫，則冷卻到室溫時(shí)，將仍保留一定數量的未轉變奧氏體，稱(chēng)之為殘余奧氏體。

5、 馬氏體轉變的可逆性：

在某些合金中，奧氏體冷卻轉變?yōu)轳R氏體后，重新加熱時(shí)，已經(jīng)形成的馬氏體又可以通過(guò)逆向馬氏體轉變機構直接轉變?yōu)閵W氏體。這就是馬氏體轉變的可逆性。

將馬氏體直接向奧氏體的轉變稱(chēng)為逆轉變。

逆轉變開(kāi)始溫度為As點(diǎn)，終了溫度為Af點(diǎn)。

Fe-C合金很難發(fā)生馬氏體逆轉變，因為馬氏體加熱尚未達到As點(diǎn)時(shí)，馬氏體就發(fā)生了分解，析出碳化物，因此得不到馬氏體逆轉變。

貝氏體

馬氏體

1、 硬度和強度：

馬氏體的主要特性是高硬度和高強度。馬氏體的硬度隨碳含量的增加而升高，當碳含量達到0.6%時(shí)，由于殘余奧氏體量增加，鋼的硬度不再增加。

合金元素對馬氏體的硬度影響不大。

馬氏體高強度的主要原因包括相變強化、固溶強化和時(shí)效強化。

強化機理：

(1) 相變強化

切變相變導致馬氏體內部產(chǎn)生大量位錯、孿晶、層錯等晶體缺陷，使馬氏體強化。

(2) 固溶強化

碳原子位于馬氏體扁八面體中心，形成以碳原子為中心的畸變偶極應力場(chǎng)，將與位錯產(chǎn)生強烈的交互作用，使馬氏體強化。

碳含量高于0.4%后，碳原子之間距離太近，畸變偶極應力場(chǎng)相互抵消，強化效果減弱。

置換式固溶體的合金元素對馬氏體強化效果較小。

(3) 時(shí)效強化

在相變冷卻過(guò)程或馬氏體轉變完成后，碳原子發(fā)生偏聚的現象稱(chēng)為自回火。這種由碳原子擴散偏聚釘扎位錯引起的馬氏體強化稱(chēng)為時(shí)效強化。

(4) 變形強化

馬氏體本身比較軟，但在外力作用下因塑性變形而急劇加工硬化，所以馬氏體的變形強化指數很大，加工硬化率高。

(5) 孿晶對馬氏體強度的貢獻

當碳含量大于0.3％后，孿晶亞結構逐漸增多，孿晶對馬氏體強度產(chǎn)生貢獻。

(6) 原始奧氏體晶粒和板條馬氏體束尺寸的影響

原始奧氏體晶粒越小，板條馬氏體束越小，馬氏體強度越高。

2、 韌性

在屈服強度相同的條件下，位錯型馬氏體比孿晶型馬氏體具有較高的韌性。

孿晶型馬氏體韌性較低的原因：回火時(shí)，碳化物沿孿晶面析出呈不均勻分布，或碳原子在孿晶界偏聚。

在強化馬氏體的同時(shí)，使其亞結構保持位錯型，是實(shí)現馬氏體強韌化的重要途徑。

位錯型馬氏體同時(shí)還具有脆性轉變溫度低、缺口敏感性低等優(yōu)點(diǎn)。

3、 相變塑性

金屬及合金在相變過(guò)程中塑性增大，往往在低于母相屈服強度的條件下即發(fā)生了塑性變形，這種現象稱(chēng)為相變塑性。馬氏體相變過(guò)程中發(fā)生的相變塑性稱(chēng)為馬氏體相變塑性。

變形溫度應該在可以形變誘發(fā)馬氏體相變溫度以下。

塑性變形引起的局部應力集中可以由馬氏體相變而得到松弛，因而可防止微裂紋的形成。

在發(fā)生塑性變形的區域，將有馬氏體的形成。隨馬氏體量的增多，變形強化指數增大，使已發(fā)生塑性變形的區域繼續發(fā)生變形困難，抑制頸縮的產(chǎn)生。

相變誘發(fā)塑性鋼：Md>20℃>Ms