1、-比較馬氏體貝氏體珠光體轉變的異同一組織形態：1.珠光體：珠光體的組織形態特征：珠光體的典型組織特征是由一層鐵素體和一層滲碳體交替平行堆疊而形成的雙相組織。根據片層間距的不同，可將珠光體分為三種：珠光體：S0=450-150nm，形成溫度為A1650，普通光學顯微鏡可以分辨。索氏體：S0=150-80nm，形成溫度為650600，高倍光學顯微鏡可以分辨。屈氏體：S0=80-30nm，形成溫度為600550，電子顯微鏡可以分辨。鐵素體基體上分布著粒狀滲碳體的組織為粒狀珠光體。這種組織一般是通過球化退火或淬火后高溫回火得到的。在珠光體轉變過程中，所形成的珠光體中的鐵素體與母相奧氏體具有一定的晶體學

2、位向關系。珠光體中，鐵素體與滲碳體之間存在一定的晶體學位向關系。2.馬氏體：馬氏體的組織形態：.板條馬氏體是低、中碳鋼中形成的一種典型馬氏體組織，其形貌特征可描述如下：在一個原奧氏體晶粒部有幾個35個馬氏體板條束，板條束間取向隨意；在一個板條束有假設干個相互平行的板條塊，塊間是大角晶界；在一個板條塊是假設干個相互平行的馬氏體板條，板條間是小角晶界。馬氏體板條存在大量的位錯，所以板條馬氏體的亞構造是高密度的位錯和位錯纏結。板條狀馬氏體也稱為位錯型馬氏體。.片狀馬氏體是中、高碳鋼中形成的一種典型馬氏體組織，其形貌特征可描述如下：在一個原奧氏體晶粒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

3、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晶粒，將奧氏體晶粒分割，以后陸續形成的馬氏體片越來越小，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，在馬氏體片的周圍往往存在著剩余奧氏體。片狀馬氏體的部亞構造主要是孿晶。當碳含量較高時，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。馬氏體片形成時的相互撞擊，馬氏體片中存在大量的纖維裂紋。3.貝氏體：貝氏體的組織形態：.上貝氏體上貝氏體形成于貝氏體轉變區較高溫度圍，中、高碳鋼大約在350-550形成。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

4、核，自晶界的一側或兩側向晶長大，具有羽毛狀特征。上貝氏體中鐵素體的亞構造是位錯，其密度比板條馬氏體低23個數量級，隨形成溫度降低，位錯密度增大。隨碳含量增加，上貝氏體中鐵素體條增多、變薄，滲碳體數量增多、變細。隨轉變溫度降低，上貝氏體中鐵素體條變薄，滲碳體細化。上貝氏體中鐵素體條間還可能存在未轉變的剩余奧氏體。.下貝氏體下貝氏體形成于貝氏體轉變區較低溫度圍，中、高碳鋼大約在350-Ms之間溫度形成。下貝氏體是由過飽和片狀鐵素體和其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，也可在奧氏體晶形核。下貝氏體的鐵素體中碳化物細小、彌

5、散、呈粒狀或條狀，沿著與鐵素體長軸成一定角度平行排列。.粒狀貝氏體粒狀貝氏體是低碳或中碳合金鋼在上貝氏體轉變區上限溫度圍形成的一種貝氏體組織。粒狀貝氏體組織特征是：在粗大的塊狀或針狀鐵素體或晶界上分布著一些孤立小島，小島形態呈粒狀或長條狀。這些小島在貝氏體剛剛形成時是富碳奧氏體，冷卻時可分解為珠光體、馬氏體或保存為富碳奧氏體。粒狀貝氏體中鐵素體的亞構造為位錯。.無碳化物貝氏體無碳化物貝氏體一般產生于低碳鋼或硅、鋁含量較高的鋼中。無碳化物貝氏體是由大致平行的條狀鐵素體和條間富碳奧氏體或其轉變產物組成的。形成時也會出現外表浮凸，鐵素體中亞構造時位錯。.柱狀貝氏體柱狀貝氏體一般產生于高碳鋼中，形成溫

6、度為下貝氏體形成溫度。柱狀貝氏體中鐵素體呈放射狀，碳化物分布在鐵素體部。.反常貝氏體反常貝氏體也稱反向貝氏體或倒易貝氏體，產生在共析鋼中，形成溫度略高于350。二轉變特點：1. 珠光體：.片狀珠光體形成過程當共析鋼由奧氏體轉變為珠光體時，是由均勻的奧氏體轉變為碳含量很高的滲碳體和含碳量很低的鐵素體的機械混合物。因此，珠光體的形成過程，包含著兩個同時進展的過程：一個是通過碳的擴散生成高碳的滲碳體和低碳的鐵素體；另一個是晶體的點陣重構。由面心立方體的奧氏體轉變為體心立方題點陣的鐵素體和復雜單斜點陣的滲碳體。共析鋼成分過冷奧氏體發生珠光體轉變時，多半在奧氏體晶界上成核，晶界穿插點更有利于珠光體的成核

7、，也可在晶體缺陷比較密集的區域成核。如果以滲碳體作為領先相，當奧氏體冷卻至以下時，首先在奧氏體晶界上產生一小片滲碳體晶核，核剛形成時，可能與奧氏體保持共格關系，而成片狀。滲碳體晶核成片狀，一方面為滲碳體成長提供C原子的面積大，另一方面形成滲碳體所需要的C原子擴散距離縮短。在原始奧氏體中，各種不同取向的珠光體不斷長大，而在奧氏體晶界上和珠光體-奧氏體相界上，又不斷產生新晶核，并不斷長大，直到長大著的各個珠光體晶粒相碰，奧氏體全部轉變為珠光體時，珠光體形成即告完畢。.粒狀珠光體的形成過程粒狀珠光體是通過滲碳體球化獲得的。在略高于的溫度下保溫將使溶解的滲碳體球化，這是因為第二項顆粒的溶解度與其曲率半

8、徑有關，與滲碳體尖角處相接觸的奧氏體中的碳含量較高，而與滲碳體平面處相接觸的奧氏體的含碳量較低，因此奧氏體中的C原子將從滲碳體的尖角處向平面處擴散。擴散的結果，破壞了相平衡。為了恢復平衡，尖角處將溶解而使曲率半徑增大，平面處將長大而使曲率半徑減小，一直逐漸成為顆粒狀。從而得到在鐵素體基體上分布著顆粒狀滲碳體組織。然后自加熱溫度緩冷至以下時，奧氏體轉變為珠光體。轉變時，領先相滲碳體不僅可以在奧氏體晶界上成核，而且也可以從已存在的顆粒狀滲碳體上長出，最后得到滲碳體呈顆粒狀分布的粒狀珠光體。這種處理稱為“球化退火。2. 馬氏體：馬氏體相變的主要特點：.切變共格和外表浮凸現象：奧氏體向馬氏體晶體構造的

9、轉變是靠切變進展的，由于切變使相界面始終保持共格關系，因此稱為切變共格。由于切變導致在拋光試樣外表在馬氏體相變之后產生凸起，即外表浮凸現象。.馬氏體轉變的無擴散性：原子不發生擴散，但發生集體運動，原子間相對運動距離不超過一個原子間距，原子相鄰關系不變。轉變過程不發生成分變化，但卻發生了晶體構造的變化。轉變溫度很低，但轉變速度極快。.具有一定的位向關系和慣習面：位向關系：K-S關系：111/011，<101>/<111>，可有24種取向西山關系：111/011，<211>/<110>，可有12種取向慣習面：隨碳含量提高和轉變溫度降低: (111)

10、, (225) , (259) .馬氏體轉變是在一個溫度圍完成的：馬氏體轉變是奧氏體冷卻的*一溫度時才開場的，這一溫度稱為馬氏體轉變開場溫度，簡稱Ms點。馬氏體轉變開場后，必須在不斷降低溫度的條件下才能使轉變繼續進展，如冷卻中斷，則轉變立即停頓。當冷卻到*一溫度時，馬氏體轉變根本完成，轉變不再進展，這一溫度稱為馬氏體轉變完畢溫度，簡稱Mf點。從以上分析可以看出，馬氏體轉變需要在一個溫度圍連續冷卻才能完成。如果Mf點低于室溫，則冷卻到室溫時，將仍保存一定數量的未轉變奧氏體，稱之為剩余奧氏體。.馬氏體轉變的可逆性：在*些合金中，奧氏體冷卻轉變為馬氏體后，重新加熱時，已經形成的馬氏體又可以通過逆向馬

11、氏體轉變機構轉變為奧氏體。這就是馬氏體轉變的可逆性。將馬氏體直接向奧氏體轉變的稱為逆轉變。逆轉變開場溫度為As點，終了溫度為Af點。Fe-C合金很難發生馬氏體逆轉變，因為馬氏體加熱尚未到達As點時，馬氏體就發生了分解，析出碳化物，因此得不到馬氏體逆轉變。3. 貝氏體：貝氏體轉變的根本特征：.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。.貝氏體轉變是形核長大過程；鐵素體按共格切變方式長大，產生外表浮凸；碳原子可以擴散，鐵素體長大速度受碳擴散控制，速度較慢。.貝氏體轉變有上限溫度Bs和下限溫度Bf。.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

12、分布在鐵素體條部；隨形成溫度下降，貝氏體中鐵素體的碳含量升高。.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。.上貝氏體中鐵素體的慣習面是(111)；下貝氏體鐵素體的慣習面是(225)；貝氏體中鐵素體與奧氏體之間存在K-S位向關系。三轉變熱力學：1.珠光體：珠光體轉變的動力是體系自由能的下降，其大小取決于轉變溫度。過冷度越大，轉變驅動力越大。珠光體轉變溫度較高，鐵和原子擴散能力較強，都能擴散較大的距離，珠光體又是在位錯等微觀缺陷較多的晶界形成，相變需要的自由能較小，所以，在較小的過冷度時就可以發生珠光體轉變。2.馬氏體：相變驅動力：過冷奧氏體轉變為

13、馬氏體有兩個必要條件：一是必須快冷，防止珠光體轉變發生；二是必須深冷，到馬氏體開場轉變溫度以下，馬氏體轉變才能發生。馬氏體轉變的驅動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，同時體積效應很大，因此界面彈性應變能很大。為了抑制這一相變阻力，驅動力必須足夠大。因此馬氏體相變必須有很大的過冷度。3.貝氏體：貝氏體轉變是一個有碳原子擴散的共格切變過程，兼具珠光體和馬氏體轉變特征。和其它相變一樣，貝氏體轉變的熱力學條件也是驅動力和阻力分析。貝氏體轉變的驅動力是體系的自由能差，阻力包括界面能和界面彈性應變能。貝氏體轉變需要共格切變，因此彈性

14、應變能阻力非常大，按照馬氏體轉變熱力學分析，只有在Ms點以下相變驅動力才能抑制阻力發生相變。一方面，在貝氏體相變時，碳在奧氏體中發生預先擴散，重新分布。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生。貝氏體轉變也有溫度區間，上限溫度為Bs，下限溫度為Bf，兩個溫度都隨碳含量的提高而降低。四轉變動力學：1.珠光體：.珠光體轉變有孕育期。隨轉變溫度降低，孕育期減小，*一溫度孕育期最短，溫度再降低，孕育期又增加。隨轉變時間增加，轉變速度提高

15、，當轉變量超過50%時，轉變速度又逐漸降低，直至轉變完成。.溫度一定時，轉變速度隨時間的延長有一極大值.隨轉變溫度的降低，珠光體轉變的孕育期有一極小值，在此溫度下轉變最快.珠光體轉變中合金元素的影響很顯著a 對A1點和共析碳濃度的影響除鎳和錳以外的合金元素可以提高A1溫度。當珠光體轉變溫度一定時，相當于提高了過冷度，降低了珠光體片層間距。所有合金元素都使鋼的共析碳濃度降低。b 對珠光體轉變動力學的影響奧氏體中的合金元素使珠光體轉變的孕育期增大，轉變速度降低。只有合金元素在奧氏體化過程中溶入奧氏體，才能起到提高過冷奧氏體穩定性的作用。C對珠光體轉變過程的影響合金元素在奧氏體中擴散速度很慢，降低珠

16、光體的轉變速度。合金元素降低了鐵原子的構造轉變速度，從而降低珠光體轉變速度。合金元素降低碳在奧氏體中的擴散速度，從而降低珠光體轉變速度。2.馬氏體：馬氏體轉變主要有四種方式：降溫轉變，爆發式轉變，等溫轉變，外表轉變.碳鋼和低合金鋼中的馬氏體降溫轉變：馬氏體轉變必須在連續不斷的降溫過程中才能進展，瞬間形核，瞬間長大。形核后以極大的速度長大到極限尺寸，相變時馬氏體量的增加是由于降溫過程中新馬氏體片的形成，而不是已有馬氏體的長大。馬氏體轉變量是溫度的函數，取決于冷卻到達的溫度，與在*一溫度停留時間無關。馬氏體轉變導致體積膨脹，使剩余的奧氏體受到壓應力，發生塑性變形，產生強化，繼續轉變為馬氏體的阻力增

17、大。因此在*一溫度馬氏體轉變完畢后，要繼續轉變，必須繼續降溫，提供更大的相變驅動力。這就是馬氏體轉變一般為降溫轉變的原因。.Fe-Ni合金中的爆發式轉變：Ms點低于0的Fe-Ni合金冷卻到0以下的*一溫度Mb時，馬氏體相變突然發生，并伴有聲響，放出相變潛熱。隨Ni含量增加，爆發轉變溫度下降，爆發轉變量提高，后續降溫轉變速度下降；當Ni含量特別高時，爆發轉變量急劇下降。.等溫轉變：Ms點低于0的Fe-Ni-Mn合金在低溫下可以發生等溫轉變，轉變動力學呈“C曲線特征，形核需要孕育期，長大速度很快。形核率隨過冷度的增大，先增后減。馬氏體的等溫轉變一般不能進展到底，轉變到一定量就停頓了。隨著等溫轉變的

18、進展，馬氏體轉變引起的體積變化導致為相變的奧氏體變形，從而使切變阻力增大。因此，必須增加多冷讀，增加相變驅動力，才能使相變繼續進展。. 外表轉變：Ms點略低于0的Fe-Ni-C合金在0放置時，試樣外表會發生馬氏體轉變。這種在稍高于合金Ms點溫度下試樣表層發生的馬氏體轉變稱為馬氏體外表轉變，得到的馬氏體為外表馬氏體。外表馬氏體形成也是一種等溫轉變，但與等溫形核、瞬間長大的等溫轉變不同，外表轉變的形核也需要孕育期，但長大極慢，且習慣面不是225r而是112r，位向關系為關系，形態不是片狀而呈條狀。3.貝氏體：貝氏體轉變主要是等溫轉變。.貝氏體等溫形成動力學具有擴散型相變的特征，其開場階段形成速度較

19、小，繼而迅速增大，轉變量到達*一圍時，形成速度趨近于定值，隨后又逐漸減小.貝氏體轉變的完全程度與化學成分、奧氏體化溫度和等溫轉變溫度有關。提高奧氏體化溫度和鋼的合金化程度會使貝氏體轉變不完全性增大，等溫轉變溫度越高，貝氏體轉變不完全性越明顯。這種貝氏體轉變的不完全性也成為貝氏體轉變的自制。.上貝氏體鐵素體的長大速度，主要取決于其前沿奧氏體碳原子的擴散度，而下貝氏體轉變的速度則主要取決于鐵素體碳化物沉淀的速度。五機械性能：1.珠光體：鋼中珠光體的機械性能，主要決定于鋼的化學成分和熱處理后所獲得的組織形態。共析碳素鋼在獲得單一片狀珠光體的情況下，其機械性能與珠光體的片層間距、珠光體團的直徑、珠光體

20、中鐵素體片的亞晶粒尺寸和原始奧氏體晶粒大小與著密切的關系。在比較均勻的奧氏體中，片狀珠光體主要在晶界成核，因而表征單位體積晶界面積的奧氏體晶粒大小，對珠光體團直徑產生了明顯影響。珠光體的片層間距主要是由相變時的能量的變化和碳的擴散決定的。因此與奧氏體晶粒大小關系不大。珠光體團的直徑和片層間距越小，強度越高，塑性也越大。其主要原因是由于鐵素體與滲碳體片薄時，相界面增多，在外力作用下，抗塑性變形的能力增大。珠光體團直徑減小，標明單位體積片層排列方向增多，使局部發生大量塑性變形引起應力集中的可能性減少，因而既提高了強度又提高了塑性。如果鋼中的珠光體是在連續冷卻過程中形成的，轉化產物的片層間距大小不等

21、，則引起抗塑性變形能力的不同，珠光體片層間距大的區域，抗塑性變形能力小，在外力作用下，往往首先在這些區域產生過量變形，出現應力集中而破裂，使鋼的強度和塑性都降低。在退火狀態下，對于一樣碳含量的鋼，粒狀珠光體比片層狀珠光體常具有較少的相界面，其硬度、強度較低，塑性較高。2.馬氏體：鋼中馬氏體最主要的特性就是高強度、高硬度，其硬度隨碳含量的增加而升高。但當碳含量到達0.6%時，淬火鋼的硬度接近最大值。碳含量進一步增加時，雖然馬氏體硬度會有所提高，但剩余奧氏體量增加，使鋼的硬度反而下降。近年來對馬氏體高強度的本質進展了大量的研究工作，認為引起馬氏體高強度的原因是多方面的，其中主要包括相變強化、碳原子的固溶強化和時效強化等。馬氏體的韌性主要決定于它的亞構造。因此位錯型馬氏體具有良好的韌性，而孿晶馬氏體之所以韌性差，可能是與孿晶亞構造的存在及在回火時