非扩散型相变也称位移型相变，相变时不存在原子扩散，或者虽然存在原子扩散但不是相变的主要过程，主要有两种基本类型：

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1 非扩散型相变也称位移型相变，相变时不存在原子扩散，或者虽然存在原子扩散但不是相变的主要过程，主要有两种基本类型：
五、非扩散型相变 非扩散型相变也称位移型相变，相变时不存在原子扩散，或者虽然存在原子扩散但不是相变的主要过程，主要有两种基本类型： ① 无扩散连续型相变，相变时仅需要原子在晶胞内进行微量的位置调整，不发生点阵应变，如在Ti-Zn合金中发现的β→ω转变； ② 形核-长大型马氏体相变，相变时发生点阵应变，并且以点阵畸变为主。本节讨论马氏体相变。

2 马氏体相变是迄今为止所发现的最重要的相变之一，也是非扩散型相变的最主要类型。
将钢加热到奥氏体单相区保温一定时间，然后将奥氏体以足够快的冷却速度（大于临界淬火速度Vc，其意义为能获得全部马氏体组织的最小冷却速度）冷却，以避免高温或中温转变，从而在Ms（马氏体转变开始温度）和Mf（马氏体转变终了温度）之间的低温范围内转变为马氏体（一般用M或α′表示）。 马氏体相变是迄今为止所发现的最重要的相变之一，也是非扩散型相变的最主要类型。 由于马氏体相变是材料强化的重要手段，在生产中得到广泛应用，获得马氏体组织的热处理工艺称为马氏体淬火。

3 从广义来说，马氏体相变是共格切变型相变。
共格切变型相变是指相变过程不是通过原子扩散，而是通过切变方式使母相（奥氏体）原子协同式地迁移到新相（马氏体）中，迁移距离小于一个原子间距，并且两相间保持共格关系的一种相变。 凡是满足这一特征的相变都称为马氏体相变，其转变产物称为马氏体。

4 从理论上讲，只要冷却速度快到能避免扩散型相变或者半扩散型相变，所有金属及合金的高温相都能发生马氏体相变。
除了早期在钢铁材料中发现的马氏体相变外，目前在许多有色金属及合金以及非金属材料中相继发现了马氏体相变。 从理论上讲，只要冷却速度快到能避免扩散型相变或者半扩散型相变，所有金属及合金的高温相都能发生马氏体相变。 例如，Cu-Al合金的β→β′转变，Cu-Zn合金的β→β′转变，In-Ti合金的fcc→fct转变，Zr中的bcc→hcp转变，以及ZrO2的四方相→单斜相转变等，均属于马氏体相变。

5 一、马氏体相变的基本特征 1、无扩散性 马氏体相变是低温相变，有些高合金钢的转变温度在0℃以下甚至还要低得多。在这样低的温度下，原子不可能扩散，其有利证据是： ① 马氏体的含碳量与奥氏体的含碳量相同； ② 有些马氏体的有序结构与母相的有序结构相同； ③ 有些合金在非常低的温度下发生马氏体相变时，其形成速度仍然很快，如在Fe-C、Fe-Ni合金中，在－20～－195℃范围内，一片马氏体的形成时间约为 μs。

6 上述事实说明，在如此低的温度下以单个原子跳动进行的扩散来达到如此高的形成速度是不可能的，因此无扩散性是马氏体相变的基本特征。
尽管有些实验证实，低碳马氏体相变由于形成温度较高，尺寸较小的碳原子可以进行微量的短程扩散，但这并不是相变的控制因素。 事实上，马氏体相变是通过切变方式进行的，相界面处的母相原子协同地集体迁移到马氏体中去，迁移距离不超过一个原子间距，这一点与扩散型相变明显不同。

7 2、表面浮凸和共格切变性 马氏体相变时，除了均匀的体积变化外（钢中马氏体相变大约产生3～4%的体积应变），在转变区域中还会产生点阵畸变，在经过抛光的样品 表面上出现晶面的倾动，并使周围基体产生变形，这种现象称为表面浮凸，如图。 如果在抛光表面上预先画上一条直线刻痕，马氏体相变后，直线刻痕在相界面处出现转折，形成了折线。

8 上述事实说明，马氏体相变是通过均匀切变方式进行的（严格地说应该为拟切变，因为除了切应变，还伴随有少量的正应变），刻痕在表面并未断开，而呈连续的折线，表明相界面没有发生转动，在相变中始终保持为平面。
由于这些晶体学特征，在相界面上的原子始终为两相所共有，故马氏体与母相之间的界面为共格界面。

9 3、不变平面——惯习面 马氏体总是在母相的一定晶面上形成，并且沿一定的晶向生长，这个晶面和晶向分别称为马氏体的惯习面和惯习方向。 马氏体的惯习面是马氏体与母相间的界面，也就是马氏体形成时的切动面，此面在生长过程中既不畸变也不转动，这样的平面称为不变平面，因此马氏体的惯习面为不变平面。 马氏体惯习面的空间取向并不是完全一致，不同马氏体片的惯习面有一定的分散度，会因马氏体片的析出先后和形貌的不同而有所差异。

10 4、位向关系 由于马氏体是以切变方式形成的，这就决定了马氏体与母相间是共格的，它们间存在确定的位向关系。
如果两相中的原子密排面或者密排方向相互平行或者接近平行，则形成的相界能较低。 已发现的位向关系主要有： ① K-S（Kurdjumov-Sachs）关系：在Fe-1.4%C合金中发现的 ② 西山（Nishiyama-Wassermann）关系：在Fe-30%Ni合金中 发现的，在室温以上满足K-S关系，在－70℃以下具有

11 5、变温形成 ③G-T（Greninger-Troiano）关系：在Fe-0.8%C-22%Ni合金中发
现的，位向关系与K-S关系基本一致，略有1～2°的偏差。 5、变温形成 马氏体相变一般是在一个温度范围内形成，当高温奥氏体冷却到Ms（马氏体转变开始温度（点））时开始转变，冷却到Mf（马氏体转变终了温度（点））时结束转变。 由于马氏体的比容较大，相变时产生体积膨胀，引起未转变的奥氏体稳定化，即使温度下降到Mf点以下，也有少量未转变的奥氏体，这种现象称为马氏体转变的不完全性，被保留

12 被保留下来的奥氏体称为残余奥氏体（用A′或γ′表示），如图所示。可见，若Ms点低于室温，则淬火到室温时将得到全部的奥氏体；
若Ms点在室温以上，Mf点在室温以下，则淬火到室温时将保留相当数量的残余奥氏体。 生产中，为了减小淬火组织中的残余奥氏体量，有时将钢冷却到室温以下的更低温度，使得未转变的残余奥氏体继续转变为马氏体，这种工艺称为冷处理 。

13 6、可逆性 理论上讲，马氏体相变具有可逆性。 将高温奥氏体以大于临界淬火速度冷却至Ms点马氏体转变开始，冷却至Mf点马氏体转变结束。
反之，将马氏体加热也会发生由马氏体向奥氏体的逆转变，加热至As（奥氏体转变开始温度（点））时，奥氏体转变开始，加热至Af（奥氏体转变终了温度（点））时，奥氏体转变结束，马氏体全部转变为奥氏体。

14 Fe-Ni和Au-Cd合金的马氏体转变可逆性比较
冷却时的马氏体转变始于Ms点，终于Mf点；加热时奥氏体转变始于As点，终于Af点。Fe-Ni和Au-Cd合金在加热和冷却过程中都出现了相变滞后现象。

15 相变滞后现象是一级相变的基本特征，马氏体相变滞后的产生是由于在冷却时相变驱动力的一部分用于克服应变能和界面能阻力，并以能量的形式贮存于马氏体中；升温逆相变时，应变能和界面能逐渐释放出来。
Au-Cd合金滞后宽度比Fe-Ni合金的小得多，这是因为前者的相变机制不同于后者。 Au-Cd合金的马氏体相变并不像Fe-Ni合金等大多数马氏体相变那样，在升温逆相变时是通过奥氏体在马氏体中重新形核和长大，而是原有的马氏体片随着温度升高逐渐缩小直至消失来完成奥氏体转变，因此相变阻力小得多。

16 应该指出，在钢铁材料等一些合金中，由于马氏体在加热过程中在未发生奥氏体转变之前，就已经发生了马氏体的分解，如淬火钢在回火时所发生的马氏体分解及碳化物类型转变，因此在这些合金中也就不会发生马氏体的逆相变。 综上所述，马氏体相变与扩散型相变的最本质区别是：相变的无扩散性和相变的共格切变性，而其他特点都是由这两个基本特征演变出来的。

17 二、马氏体相变热力学 1、相变驱动力 马氏体相变驱动力是马氏体与奥氏体之间的化学自由能差， ，温度越低，过冷度越大，则相变驱动力越大。
马氏体相变符合一级相变的一般规律，遵循相变的热力学条件，其中研究最多的是fcc→bcc或bct（体心正方）的转变，如钢中马氏体相变。 马氏体相变驱动力是马氏体与奥氏体之间的化学自由能差， ，温度越低，过冷度越大，则相变驱动力越大。 两相的自由能相等的温度定义为两相的平衡温度T0。如果马氏体相变时没有相变阻力，则Ms＝T0。

18 但是，马氏体相变过程中会产生很大的阻力（也称为非化学自由能），这些阻力主要包括界面能、应变能、克服切变阻力所需要的能量以及马氏体中形成的位错或孪晶的能量等。
界面能是指马氏体与奥氏体间的相界面能、马氏体变体间的界面能及孪晶界面能。 应变能除了弹性应变能外，相变时因为马氏体周围的奥氏体的屈服强度较低，在奥氏体中会产生少量的塑性变形，从而引起塑性应变能。马氏体与奥氏体间的比体积应变能和共格应变能构成了弹性应变能。

19 马氏体相变时，当合金冷却到T0温度并不发生马氏体相变，只有过冷到低于Ms点以下时，相变才能发生。

20 2、影响马氏体相变点的因素 T0以及Ms、Mf、As、Af是表征马氏体相变的基本特征温度，不同合金或者同一合金在不同条件下，这些特征温度是不同的，相变的某些性质也就不同，研究影响这些特征温度的因素对合金的应用具有重要意义。 实验表明，这些特征温度随其他因素的变化趋势是相同的，只是变化大小不同。

21 （1）化学成分 Ms及Mf点主要取决于合金的化学成分，其中以间隙型溶质原子如C、N等的影响最为显著。
随着钢中含碳量的增加，由于马氏体相变的切变阻力增加，相变温度下降。其中，Ms点呈现比较均匀的连续下降，而Mf点在含碳量小于0.5%时下降得较为显著，超过0.5%以后下降趋于平缓，此时Mf点已经下降到0℃以下，导致钢的淬火组织中存在较多的残余奥氏体。 钢中常加入的合金元素除了Co和Al外，以及Si影响不大，其他合金元素均使钢的Ms点下降，但是这些置换型溶质原子的效果远不如间隙型溶质原子的强烈。

22 合金元素按降低Ms点的程度由强到弱排列：Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、W、V、Ti。其中强碳化物形成元素W、V、Ti等一般在钢中以碳化物形式存在，加热时溶入奥氏体中的量很少，故对Ms点影响不大。
（2）塑性变形 实验证实，对有些材料在Ms点以上进行塑性变形，可以应力诱发马氏体相变，使材料的Ms升高至Md点，Md称为应力诱发马氏体相变的开始温度，理论上讲，Md的上限温度不能超过T0。塑性变形量越大，变形温度越低，应力诱发的马氏体量就越多。

23 （3）奥氏体化条件 钢的加热工艺规范对马氏体相变点的影响较为复杂。
奥氏体化加热温度越高或保温时间越长，碳和合金元素溶入到奥氏体中的就越多，相变的切变阻力就越大，使Ms点下降。 另一方面，加热温度过高或时间过长会使奥氏体中的结构缺陷减少，马氏体相变形核容易，相变阻力减小，使Ms点升高。 奥氏体化条件对马氏体相变点的影响取决于哪一个因素起主要作用。

24 3、马氏体相变的形核 尽管马氏体相变速度极快，但实验发现它仍然是形核与长大的过程。且马氏体转变是非均匀形核，马氏体形核是在母相中的晶界、亚晶界、位错等地方形成。 例如，Zener阐述了在fcc结构中原子密排面上的全位错分解为两个不全位错，不全位错之间的层错区在适当的条件下将转变为bcc结构，从而解释了fcc→bcc的马氏体转变。 全位错分解为不全位错是能量降低的自发过程，分解后的不全位错由于位错弹性应力场的相互排斥而分开；因此在一定条件下扩展位错有一个平衡距离，只有层错能较低的扩展位错才有足够的宽度用于马氏体形核。这种形核模型在有些合金中已被观察到，故有一定的实验依据。

25 三、马氏体相变动力学 马氏体相变依赖于形核与长大过程，根据温度和时间对马氏体的形核及长大的影响，可以将马氏体相变分为以下四种情况。
1、变温形核、瞬时长大 这类马氏体相变的转变量只取决于转变温度，而与转变时间无关，这种马氏体相变称为变温马氏体相变，生成的马氏体叫做变温马氏体。 碳钢及合金钢中的马氏体相变一般都是这种类型。 其特点是当合金冷却到Ms点以下的某一温度时，马氏体瞬间形成一定数量的晶核，并瞬间长大到最终尺寸。

26 若继续等温，马氏体既不形核，又不长大。若要继续形成马氏体，则必须降低温度，如图所示。
马氏体变温形核、瞬时长大动力学曲线 若继续等温，马氏体既不形核，又不长大。若要继续形成马氏体，则必须降低温度，如图所示。 在这种情况下，马氏体转变量仅取决于马氏体的形核率而与长大速度无关。

27 实际中，钢在淬火时所获得的马氏体量取决于淬火所达到的温度Tq，即取决于淬火的深冷程度ΔT＝Ms－Tq。钢的Ms点越高，淬火获得的马氏体量就越多，残余奥氏体量就越少。
变温马氏体的形核速度极快，属于非热激活形核。长大速度也极快，与转变温度无关。

28 2、变温形核、变温长大 这是在形状记忆合金（SMA）中发生的一种热弹性马氏体相变。具有实用价值的形状记忆合金主要有铜基合金，如Cu-Al-Mn、Cu-Al-Ni、Cu-Zn-Al等，以及Ni-Ti基合金。 热弹性马氏体相变与其他马氏体相变的显著区别是，相变时的界面能很小，可以忽略，相变阻力仅有弹性应变能。当合金降温至Ms点以下时，马氏体开始形核，但是不能很快地长大到最终尺寸，继续降温时，还会继续长大，一直到相变驱动力与弹性应变能达到动态平衡为止，马氏体才停止长大。

29 当升温逆相变时，马氏体向奥氏体转变不是通过重新形核，而是已有的马氏体片逐渐缩小直到完全消失，完成奥氏体转变，也就是说，马氏体片随着温度的升降而呈现出消长的现象，这种现象称为马氏体的热弹性。
热弹性马氏体的长大速度较慢，通常能以肉眼观察到的速度生长，主要决定于变温速度或者外加应力的速度。

30 3、等温形核、瞬时长大 这种马氏体相变称为等温马氏体相变，转变的产物称为等温马氏体。
等温马氏体相变最早是在Mn-Cu合金钢中发现的，后来在马氏体相变点较低的Fe-Ni-Mn、Fe-Ni-Cr以及高碳高锰钢等合金中也发现了完全的等温马氏体转变。 特点是，马氏体晶核可以等温形成，并且存在孕育期；马氏体长大速度较快；马氏体转变量取决于形核率而与长大速度无关，形核率是温度和时间的函数，为热激活形核；绝大部分等温转变都不能进行到底，达到一定的转变量便停止。

31 4、自触发形核、瞬时长大 Fe-Ni-C合金的马氏体转变 在Ms点低于0℃以下的Fe-Ni（-C）合金中发现，当合金冷却到一定温度Mb的瞬间（千分之一秒），剧烈地形成大量的马氏体，其形核率和长大速度极快，均与温度无关。

32 一般将这种转变称为爆发式马氏体转变，Mb称为为爆发式转变温度。
爆发式转变的第一片马氏体形成时，其尖端应力足以触发另一片马氏体形成，接下来发生连锁反应，形成的马氏体片呈现“Z”字形排列。 由于爆发式转变太快，常伴随有响声，并且释放出大量的相变潜热，有时会使试样升温达30℃。 爆发转变量和合金的化学成分有关，条件适合时，可达到70%以上。

33 四、钢中马氏体的晶体结构 不同材料的马氏体晶体结构可能不同，最具代表性并且应用最广泛的是钢和有色金属中的马氏体。下面以钢中的马氏体为例。
1、马氏体点阵常数和含碳量的关系 钢中马氏体转变的反应式为：γ→α′（或M）。转变之前的奥氏体与生成的马氏体成分相同，但晶体结构不同。 奥氏体是fcc结构，马氏体是bct（体心正方）结构。

34 钢在淬火时，高温奥氏体中处于平衡浓度的碳原子全部被固溶在低温α-Fe中，使α-Fe处于过饱和状态，并且随着含碳量的增加，α-Fe的过饱和程度越大。
通过X射线衍射技术测定奥氏体与马氏体的点阵常数与含碳量关系，证实了过饱和碳引起了α-Fe点阵的非对称畸变。 随着含碳量的升高，奥氏体的点阵常数增加；马氏体的点阵常数c增加，a减小，使马氏体正方度c/a增大。

35 2、马氏体的晶体结构 α-Fe中存在四面体间隙和八面体间隙，尽管八面体间隙半径小于四面体间隙半径（r8＝0.154r，r4＝0.291r，r为Fe原子半径），但是理论和实验都证实绝大部分碳原子仍然占据八面体间隙中心的位置。 原因是八面体间隙是扁八面体，其长轴为21/2a，短轴为c，碳原子处于其中所引起的弹性应变能相对较小。 但是碳原子半径（0.77）远大于八面体间隙半径（0.19），碳的溶入必然引起α-Fe点阵产生强烈的非对称畸变，结果使八面体间隙的短轴伸长36%，长轴收缩4%，最后形成了bct结构的马氏体，如图。

36 （a）碳处在α-Fe的八面体间隙位置 （b）小的碳原子仍比间隙大得多
马氏体中过饱和碳原子引起的点阵畸变 （a）碳处在α-Fe的八面体间隙位置 （b）小的碳原子仍比间隙大得多 （c）碳引起的非对称畸变

37 五、马氏体的组织形态 马氏体的组织形态与合金的化学成分及转变温度有密切关系，钢中的马氏体有两种基本类型：板条状马氏体和片状马氏体。
1、板条状马氏体 板条状马氏体是在低、中碳钢或低、中碳合金钢淬火时形成的典型组织，实验已经证实其内部亚结构为高密度位错，故又称为位错马氏体，由因为它主要形成于低碳钢中，也称为低碳马氏体。

38 板条状马氏体的显微组织如图，为一束束平行排列的微细组织；电子显微镜观察发现，每一束马氏体是由细长的板条组成。
低碳钢淬火得到的板条状马氏体

39 图是板条状马氏体的组织示意图。板条状马氏体主要特征可归纳如下。
① 显微组织：一个奥氏体晶粒通常由3～5个马氏体板条群组成（图A区），板条群之间有明显的界面分开，板条群又可分成一个或几个平行的马氏体同位向束，同位向束之间呈 板条状马氏体组织示意图 同位向束之间呈大角度界面（图B区）；一个板条群也可以只由一个同位向束组成（图C区）；每个同位向束是由平行的板条组成，板条间为小角度界面（图D区）。板条状马氏体的尺寸由大到小依次为板条群、同位向束及板条。

40 ② 空间形态：马氏体为细长的板条状，每一个板条为一个单晶体，横界面近似为椭圆形，马氏体的惯习面为
③ 亚结构：马氏体板条内部为高密度位错，相当于经剧烈冷塑性变形金属的位错密度。 实验证实马氏体板条之间有连续的残余奥氏体薄膜，薄膜的含碳量较高，表明相变时C原子曾发生微量的扩散。

41 2、片状马氏体 片状马氏体是在中、高碳钢或中、高碳合金钢淬火时形成的典型组织，与位错马氏体不同，其内部亚结构主要是孪晶，故又称为孪晶马氏体。
由于它总出现在高碳钢中，也称为高碳马氏体。 实际中也经常按其形态称为透镜片状马氏体或针状及竹叶状马氏体。

42 T10钢淬火后的片状马氏体

43 片状马氏体的显微组织（a）和孪晶亚结构（b）

44 片状马氏体的主要特征可概括为以下几方面：
① 显微组织：马氏体呈片状、针状或竹叶状，相互间相交成一定的角度。在一个奥氏体晶粒内，首先生成的马氏体片一般横贯整个晶粒，随后生成的马氏体片尺寸依次减小。 ② 空间形态：马氏体呈双凸透镜状，在马氏体片中间存在明显的中脊，中脊所在的晶面即为马氏体的惯习面，按含碳量不同分别为或 ③ 亚结构：马氏体内部为极细的孪晶，孪晶间距离约5nm，边缘为复杂的位错组态，位错可以松弛部分孪生变形产生的弹性应力。

45 3、影响马氏体形态的因素 一般情况下，凡是使马氏体转变温度降低的因素都会使淬火组织中的板条状马氏体量减少，片状马氏体量增多，同时马氏体的亚结构由位错逐渐转化为孪晶。 1. 化学成分 ① 含碳量： 钢中的含碳量不同，经过完全奥氏体化后淬火所得到的组织也不同。对于碳钢而言，随着含碳量的增加，由于马氏体相变阻力增大，相变温度下降，使得板条状马氏体含量减少，片状马氏体含量增多。

46 当C＜0.2%时，淬火组织几乎全部由板条状马氏体组成；
过共析钢正常淬火时（即在Ac1以上γ+Fe3C两相区加热后淬火，也称亚温淬火），将出现无组织特征马氏体或称隐晶马氏体，实际上是细小的板条马氏体和片状马氏体的混合物。

47 ② 合金元素 钢中加入缩小奥氏体区元素，如Cr、Si、V等，加热时若溶入到奥氏体中，将使奥氏体单相区缩小，马氏体转变温度升高，易于形成板条状马氏体； 钢中加入扩大奥氏体区元素，如Ni、Mn、Co等，将使奥氏体单相区扩大，马氏体转变温度降低，易于形成片状马氏体。

48 2、马氏体形成温度 马氏体形成温度主要取决于材料属性和奥氏体的化学成分。 化学成分对马氏体转变温度以及对马氏体形态的影响如上所述。
凡是能降低转变温度的因素都能改变马氏体的组织形态及马氏体的亚结构，马氏体由板条状向片状转变，亚结构由位错向孪晶转变。

49 3. 奥氏体与马氏体的强度 马氏体相变是以共格切变的方式进行的，因此奥氏体与马氏体的屈服强度对马氏体相变及其形态也有影响。
当奥氏体和马氏体的屈服强度均较低时，有利于马氏体形成时的滑移变形，易于形成惯习面为 的板条状马氏体。 若马氏体强度较高，有利于马氏体内的孪生变形，易于形成惯习面为 的片状马氏体。 若奥氏体和马氏体强度均较高，只能在马氏体内孪生变形，则易于形成惯习面为 的片状马氏体。

50 六、马氏体相变机制 如果仅从马氏体结构上分析，马氏体转变有多种可能方式，但这些转变方式必须满足以下基本要求：
马氏体的晶体结构、马氏体和奥氏体之间的位向关系、马氏体的惯习面以及相变产生的表面浮凸等方面，理论计算应该与实际测量符合。 本节不对具体的切变模型进行讨论，而仅从滑移和孪生变形方面在微观上对马氏体相变机制进行定性分析。

51 （a）到（b）为均匀点阵应变， （c）或（d）为点阵不变应变
图马氏体相变过程中的滑移和孪生变形 （a）到（b）为均匀点阵应变， （c）或（d）为点阵不变应变 马氏体内部的亚结构包括许多类型的缺陷，例如位错、孪晶及层错等，这些缺陷是马氏体相变时滑移或孪生变形的产物。图给出了马氏体相变的两次切变过程。

52 ① 均匀点阵应变 通过这种点阵应变使母相晶体结构转变为马氏体相晶体结构，这是马氏体相变的一次切变过程，如图（a）和（b）。但是实际计算发现，母相仅经过一次切变过程所产生的相变应变量与实际测量值不符，也不满足马氏体亚结构的要求。

53 ② 点阵不变应变 通过晶体的滑移或者孪生变形作为辅助应变，在不改变已形成的马氏体结构的基础上，使相变应变量与实际测量值相符，这是马氏体相变的二次切变过程。 同时，通过二次切变使马氏体的亚结构与实际情况相符。如果点阵不变应变是滑移，则产生的亚结构是位错，得到是板条状马氏体，如图（c）。 如果点阵不变应变是孪生，则产生的亚结构是孪晶，得到是孪晶马氏体，如图（d）。从而解释了马氏体亚结构的问题。

54 七、马氏体的力学性能 1、强度和硬度 钢经过淬火得到的淬火马氏体具有很高的强度和硬度，马氏体的强硬性主要依赖于奥氏体中间隙型溶质原子的含量，常见的有C、N，而置换型溶质原子对马氏体的强硬性影响较小，这是由两类溶质原子在钢中所产生的晶格畸变不同决定的。

55 含碳量较小时，淬火钢的硬度随着含碳量的增加而快速上升，当含碳量大于0.5%以后，淬火钢的硬度变化趋于平缓或有所下降（图中曲线1和2）。
曲线1为高于Ac3或Accm以上加热（完全奥氏体化）淬火后的硬度，由于所有的碳化物都溶入到奥氏体中，钢的Ms点下降，淬火后残余奥氏体量增多，引起淬火钢硬度降低； 淬火钢的最大硬度随含碳量的变化 高于Ac3或Accm淬火， 2. 高于Ac1淬火， 3. 马氏体硬度

56 曲线3是淬火马氏体的硬度，可以看出马氏体的硬度一直随含碳量的增加而升高。
曲线2是在Ac1和Ac3（或Accm）之间加热（不完全奥氏体化）淬火后的硬度，此时有一定量的碳化物未溶解，奥氏体中的含碳量降低，钢的Ms点下降较少，淬火后残余奥氏体量也较少，对淬火钢硬度影响不大； 曲线3是淬火马氏体的硬度，可以看出马氏体的硬度一直随含碳量的增加而升高。 淬火钢的最大硬度随含碳量的变化 高于Ac3或Accm淬火， 2. 高于Ac1淬火， 3. 马氏体硬度

57 淬火马氏体可达到很高的强度和硬度，这主要取决于马氏体中过饱和间隙型溶质原子和马氏体的亚结构。
① 固溶强化 C、N等间隙原子加热时部分或全部溶解在奥氏体中，淬火时被固溶在马氏体中，从而在马氏体结构内产生严重的非球形对称的弹性应力场，并且与位错发生强烈的交互作用，形成大量的溶质原子气团，导致位错的易动性显著降低，引起马氏体的强度和硬度升高，称为马氏体固溶强化。固溶强化是马氏体强化的重要因素之一。

58 ② 相变强化 由马氏体相变机制知道，马氏体形成时需要经过二次切变过程，其中点阵不变应变会在马氏体内部产生高密度的晶体缺陷（如位错、孪晶及层错等），导致马氏体的强度和硬度升高，称马氏体相变强化。 位错马氏体的亚结构是单纯的位错组态，位错具有一定的易动能力，因此位错马氏体的强度和硬度比孪晶马氏体的低，但是它的塑性及韧性却好于孪晶马氏体； 反之，孪晶马氏体的亚结构主要是孪晶，只有当马氏体中的滑移面和滑移方向与孪晶面和孪晶方向相一致的那些位错才能运动，位错运动受到很大的限制，故孪晶马氏体的强度和硬度高于位错马氏体，但塑性和韧性却有较大幅度的降低。

59 2、塑性和韧性 位错马氏体的强度和硬度比孪晶马氏体低，但它的冲击韧性和断裂韧性比孪晶马氏体好得多，而且脆性转折温度也低。 正因如此，淬火钢获得位错马氏体组织是金属强韧化的重要手段之一。 马氏体的塑性和韧性主要决定于它的亚结构。 与位错马氏体比较，孪晶马氏体的塑性和韧性低有以下三方面原因。

60 ① 亚结构为孪晶，高密度孪晶的存在就要求只有与孪晶要素平行的滑移系才能开动，使马氏体中的有效滑移系数量降低；
② 孪晶马氏体的生长速度极快，马氏体片之间又相交成一定的角度，这样当两片马氏体相遇时发生撞击而在撞击处很容易产生显微裂纹； ③ 孪晶马氏体的含碳量较高，温度适合时，C原子会沿孪晶界形成偏聚区或者析出不连续的碳化物薄片，引起塑性和韧性降低。 总之，淬火马氏体的强度及硬度很高，塑性和韧性较低。 板条状马氏体具有良好的强韧性。由于淬火马氏体的塑性及韧性较差，所以淬火后需要及时回火，以提高钢的塑性和韧性。

61 六、 过渡型相变 过渡型相变也称为半扩散型相变，主要包括块状转变和贝氏体转变两种类型，转变主要发生在中温范围，因此属于中温转变。
过渡型相变既不像扩散型相变那样通过原子的长程扩散进行的，也不像非扩散型相变那样通过原子协同式地由母相转入到新相中进行的，而是在转变时原子在相界面处短距离移动，化学成分不变或几乎不变（块状转变），或者在转变时尺寸较大的原子不扩散，只是尺寸较小的原子扩散（贝氏体转变）的方式进行的。

62 钢中贝氏体转变是一种典型的过渡型相变，也是本节讨论的内容。
钢经过奥氏体化以后过冷至（连续冷却或者等温冷却）珠光体转变和马氏体转变区之间的中温范围，发生贝氏体转变，此时铁原子不能扩散，碳原子尚能扩散。贝氏体转变可用如下反应式表示 转变产物称为贝氏体（B）。与珠光体不同，贝氏体一般是由过饱和铁素体和碳化物组成的非层状混合组织。

63 一、贝氏体转变的基本特征 1. 贝氏体转变的温度范围
贝氏体转变也是在一个温度范围内进行的，其开始转变温度（点）为Bs，终了转变温度（点）为Bf。 在贝氏体转变以上的温度范围是珠光体转变区，以下的温度范围是马氏体转变区。 贝氏体的Bf点可能与马氏体的Ms点相同，也可能略低于Ms点。 在Bs～Bf温度范围内，随着转变温度的降低，碳原子的扩散能力减弱，贝氏体转变的机制及其产物也将随着变化。

64 一般来说，在这个温度范围的上部发生的是上贝氏体转变，下部发生的是下贝氏体转变。
对共析钢来讲，贝氏体转变温度是240～550℃。 贝氏体转变也具有转变不完全性，当转变温度较高时，生成的贝氏体较小，当转变温度较低时，生成的贝氏体就增多， 因此贝氏体淬火后的组织中总存在一定量的残余奥氏体。

65 2.贝氏体的形态与转变温度有关 贝氏体是由过饱和铁素体和碳化物组成的混合组织，组织形态与转变温度的高低密切相关。
上贝氏体的转变温度较高，贝氏体中的铁素体的过饱和度小，铁素体呈板条状，而碳原子扩散能力较强，碳化物沿着铁素体条之间析出。 下贝氏体的转变温度的较低，铁素体的过饱和度增大，形态呈片状，由于碳原子扩散能力下降，碳化物一般在铁素体片内部析出。

66 3、贝氏体转变时的扩散 贝氏体转变是中温转变，在这样的温度范围内，原子的扩散能力受到一定程度的抑制，铁及合金元素已经不能扩散，而尺寸较小的碳原子仍能扩散，并且对贝氏体的转变速度起控制作用。 上贝氏体的转变温度较高，转变速度主要依赖于碳在奥氏体中的扩散。 下贝氏体的转变温度较低，转变速度主要取决于碳在铁素体中的扩散。

67 这是因为奥氏体是面心立方结构，其致密度大于体心立方结构的铁素体，使得碳在奥氏体中的扩散系数远小于在铁素体中的扩散系数。
温度较高时，碳原子能够由铁素体扩散到奥氏体中，在奥氏体中的扩散速度就成为转变快慢的主要因素。 温度较低时，碳原子只能在铁素体内部扩散。 正因为贝氏体转变过程中伴随有碳原子的扩散，导致转变速度远低于马氏体转变。

68 4、贝氏体转变是一个形核与长大过程 贝氏体转变也是形核与晶核长大过程，转变需要孕育期，在孕育期内，由于碳在奥氏体中的扩散，造成了浓度起伏。
随着转变温度的降低，奥氏体浓度越不均匀，从而在奥氏体中形成了富碳区和贫碳区，在贫碳区形成铁素体晶核。 上贝氏体转变温度较高，过冷度较小，铁素体优先在奥氏体晶界处形成，下贝氏体转变温度较低，过冷度增大，铁素体也可以在晶粒内部形成。

69 当铁素体晶核超过临界尺寸后便开始长大，在长大过程中，过饱和的碳原子将不断地从铁素体内向奥氏体中扩散，结果在铁素体条之间或铁素体片内部析出碳化物颗粒。
贝氏体转变一般是等温形成，故产生中通常采用等温淬火获得贝氏体组织。 5、贝氏体转变是按切变方式进行的 支持贝氏体转变是通过切变机制进行的主要事实有： ① 贝氏体中的铁素体在形成时也会在样品的抛光表面上产生表面浮凸。

70 ② 贝氏体中的铁素体与奥氏体保持严格的位向关系。例如，共析钢在350～450℃温度范围形成的上贝氏体符合西山关系。
在250℃形成的下贝氏体符合K-S位向关系 贝氏体中的渗碳体与奥氏体以及渗碳体与铁素体之间也存在一定的位向关系。 ③ 贝氏体中的铁素体总是在奥氏体特定的晶面上析出，即有确定的惯习面。在中、高碳钢中，上贝氏体中铁素体的惯习面为 ，下贝氏体的惯习面为 ，分别与低碳马氏体和高碳马氏体的惯习面相同。

71 ④ 上贝氏体及下贝氏体中的铁素体形态分别与低碳马氏体及高碳马氏体的形态相似。
根据上述实验现象以及贝氏体转变时成分改变和转变速度远低于马氏体相变，人们提出了若干贝氏体转变机制。 以柯俊和R. F. Hehemann等人为代表认为，贝氏体转变是一种在中温范围内铁原子以共格切变的方式进行的并且受碳原子扩散控制的转变。 这种中温转变就决定了贝氏体转变的过冷度及相变驱动力、原子迁移的方式和转变产物的形态与珠光体转变和马氏体转变不同。

72 二、贝氏体的组织形态 贝氏体组织形态取决于化学成分和形成温度，当高温奥氏体在中温范围内不同温度下保温时，析出的铁素体以及碳化物的分布形态不同，从而形成不同类型的贝氏体。 贝氏体有两种基本类型：上贝氏体和下贝氏体。

73 1.上贝氏体 上贝氏体，也就是BⅡ贝氏体，是在贝氏体转变温度范围的上部形成的，故又称高温贝氏体，对中、高碳钢，其形成温度大约为350～550℃。上贝氏体的主要特征为: ① 显微组织：在光学显微镜下观察，铁素体呈羽毛状特征，即呈条状或针状，由于放大倍数较低，看不清碳化物的形态； 在电子显微镜下观察，上贝氏体为一束束大致平行排列的条状铁素体和条间沉淀出的不连续碳化物所组成的混合物。

74 低碳钢的上贝氏体显微组织 上贝氏体的电镜组织

75 条状铁素体自奥氏体晶界形核向晶粒内部生长，铁素体束内的条与条之间呈小角度晶界，铁素体束之间呈大角度晶界。上贝氏体的显微组织可以清楚地看到成束的铁素体条。
钢中的含碳量增加时，铁素体条之间的碳化物增多，形态由颗粒状或短杆状逐渐变为断续状，铁素体条也增多并且变薄；含碳量过高时，碳化物也可以在铁素体条内部沉淀析出。转变温度降低时，铁素体条越薄，条间碳化物细化。

76 ② 空间形态：上贝氏体中的铁素体为板条状，与板条状马氏体类似，条宽约为0. 3～3
② 空间形态：上贝氏体中的铁素体为板条状，与板条状马氏体类似，条宽约为0.3～3.0μm，铁素体过饱和度小于板条状马氏体。转变温度较高时，铁素体含碳量接近于平衡碳量。 ③ 亚结构：铁素体条内部是高密度位错组态，比相同含碳量的板条状马氏体的低。转变温度越低，位错密度越高。

77 上贝氏体的形成温度较高，驱动力较小，铁素体晶核首先在奥氏体晶界处形成，然后并排向晶粒内部生长。
同时，碳原子不断从铁素体条中排出并向其两侧扩散，由于碳在铁素体中的扩散速度大于奥氏体中的扩散速度，因而在转变温度较低和含碳量较高的情况下，碳原子扩散较为困难，在铁素体条之间逐渐富集，当富集的浓度足够高时，便在铁素体条间析出不连续的碳化物，形成上贝氏体组织。

78 上贝氏体的形成过程

79 2.下贝氏体 下贝氏体是在贝氏体转变温度范围的下部形成的，故也称低温贝氏体，对中、高碳钢，形成温度大约为350～240℃。
下贝氏体的主要特征为 ① 显微组织：在光学显微镜下观察，下贝氏体呈黑色的针状、竹叶状或片状，这是由于下贝氏体在形成时在铁素体片上弥散析出碳化物，发生自回火所至，各铁素体片之间相交成一定角度。 在电子显微镜下观察，在铁素体片中沉淀析出排列成行的细粒状或薄片状碳化物，一般与铁素体长轴呈55～60°夹角。

80 高碳钢的下贝氏体显微组织 下贝氏体的电镜组织
高碳钢的下贝氏体显微组织 下贝氏体的电镜组织

81 ② 空间形态：上贝氏体中的铁素体为双凸透镜状，类似于片状马氏体，铁素体过饱和度比片状马氏体小，但比上贝氏体的高。
③ 亚结构：铁素体片内部为高密度位错，没有孪晶亚结构存在，这一点与片状马氏体不同，位错密度比上贝氏体的高。 下贝氏体的形成温度较低，碳原子在奥氏体中扩散困难，但在铁素体中还能扩散，因而碳原子在铁素体片内的某些特定晶面上偏聚并弥散析出碳化物，形成下贝氏体组织。

82 下贝氏体的形成过程

83 3.无碳化物贝氏体 无碳化物贝氏体主要形成于低碳钢中。当贝氏体转变温度处于上贝氏体转变温度范围的较高温度时，由于相变驱动力小，铁素体在奥氏体晶界上晶核，随后长大成条状，具有羽毛状特征。由于含碳量低，铁素体条少且宽，条间距离大，铁素体过饱和度低，接近平衡浓度。 伴随着铁素体条的生长，碳原子逐渐由铁素体扩散到奥氏体中，因为转变温度较高，碳原子扩散比较充分，所以在铁素体条之间未析出碳化物，而仅是富碳的奥氏体，这样得到只由铁素体条组成的无碳化物贝氏体，或称铁素体贝氏体，也就是BⅠ型贝氏体。 未转变的富碳奥氏体在随后的冷却过程中转变为珠光体或者马氏体，也可能作为残余奥氏体被保留下来。无碳化物贝氏体是上贝氏体的一种特殊类型。

84 无碳化物贝氏体的形成过程

85 4.粒状贝氏体 粒状贝氏体主要形成于某些低、中碳合金钢中，当这些钢以一定的速度连续冷却或者在上贝氏体转变温区的最温范围内等温时会形成粒状贝氏体。 粒状贝氏体的形成温度最高，碳原子扩散能力很强，在奥氏体中能进行长距离扩散。 当铁素体在奥氏体的贫碳区形核并长大时，绝大部分碳原子都扩散到一些孤立的“小岛状”奥氏体中，铁素体的含碳量接近平衡浓度。 “小岛状”铁素体一般呈块状，形状很不规则，在随后的冷却过程中可能转变为铁素体和碳化物或者马氏体，也可能保留为残余奥氏体。

86 粒状贝氏体的显微组织

87 粒状贝氏体的形成过程

88 三、贝氏体的力学性能 贝氏体的力学性能主要取决于贝氏体的组织形态。贝氏体中的铁素体和碳化物的相对含量、形态、大小、分布都会影响贝氏体的性能。
1、贝氏体中铁素体的影响 铁素体晶粒尺寸越小，贝氏体的强度和硬度越高，韧性和塑性也有所改善。钢的奥氏体化温度越低，奥氏体晶粒较小，贝氏体转变时的铁素体尺寸越小；贝氏体转变温度越低，铁素体尺寸也越小。 铁素体形态对贝氏体性能也有影响，铁素体呈条状或片状比呈块状强度及硬度要高。随着贝氏体转变温度降低，铁素体形态由块状、条状向片状转化。 降低贝氏体转变温度，铁素体的过饱和度增加，位错密度增大，可以使贝氏体的强度及硬度升高。

89 2、贝氏体中渗碳体的影响 当碳化物尺寸一定时，钢中的含碳量越高，碳化物数量越多，贝氏体的强度及硬度升高，但塑性及韧性降低。
当含碳量一定时，转变温度越低，碳化物越弥散，贝氏体的强度和硬度提高，塑性和韧性降低不多。 当碳化物为粒状时，贝氏体的塑性和韧性较好，强度和硬度较低。 碳化物为小片状时，贝氏体的塑性及韧性下降；碳化物为断续杆状时，塑性、韧性及强度、硬度均较差。

90 由此可见，上贝氏体的形成温度较高，形成的铁素体和碳化物均较粗大，特别是碳化物呈不连续的短杆状分布于铁素体条中间，使铁素体和碳化物的分布呈现出明显的方向性。
在外力作用下，极易沿铁素体条间产生显微裂纹，导致贝氏体的塑性和韧性大幅度下降。 下贝氏体的形成温度较低，生成的铁素体呈细小片状，碳化物在铁素体基体上弥散析出，铁素体的过饱和度以及位错密度均较大，使得下贝氏体具有较高的强度和硬度以及良好的塑性和韧性。 通过等温淬火获得下贝氏体组织是提高材料强韧性的重要方法之一。