比較貝氏體轉變與珠光體轉變和馬氏體轉變的異同

1、試比較貝氏體轉變與珠光體轉變和馬氏體轉變的異同.組織形態(tài):1. 珠光體：珠光體的組織形態(tài)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：So=45O-15O nm,形成溫度為 A 650 C,普通光學顯微鏡可以分辨。So=15O-8Onm，形成溫度為650 600C，高倍光學顯微鏡可以分辨。S0=80-30nm,形成溫度為600 550C，電子顯微鏡可以分辨。這種組織一般是通過球化退火或珠光體：索氏體：屈氏體：鐵素體基體上分布著粒狀滲碳體的組織為粒狀珠光體。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

2、鐵素體與母相奧氏體具有一定的晶體學位向 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(tài)：3 5 個）馬氏體板條束,板條束間取向隨意；在一 塊間是大角晶界； 在一個板條塊內是若干個相互平 馬氏體板條內存在大量的位錯, 所以板條馬氏體的亞D1 .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內部有幾個（ 個板條束內有若干個相互平行的板條塊, 行的馬氏體板條, 板條間是小角晶界。結構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。D2 . 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

3、描述如下： 在一個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晶粒, 將奧氏體晶粒分割, 以后陸續(xù)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,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(qū)。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(tài)：CD.上貝氏體上貝氏體形成于貝氏體轉變區(qū)較高溫度范圍，中、高碳鋼大約

4、在 束分布、 平行排列的條狀鐵素體和夾于其間的斷續(xù)條狀滲碳體的混合物。 核，自晶界的一側或兩側向晶內長大，具有羽毛狀特征。上貝氏體中鐵素體的亞結構是位錯，其密度比板條馬氏體低 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、 變細。 隨轉變溫度降低， 上貝氏體中鐵素體條變薄，滲碳體細化。 可能存在未轉變的殘余奧氏體。D2 . 下貝氏體下貝氏體形成于貝氏體轉變區(qū)較低溫度范圍，中、高碳鋼大約在350-550 C形成。為成多在奧氏體晶界形2 3 個數量級，隨形成溫 變薄，滲碳體數量增多、 上貝氏體中鐵素體條間還350C -Ms之間溫度形成。鐵素體片空下貝氏體是由過飽和片狀鐵素體和其

5、內部沉淀的滲碳體組成的機械混合物。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，沿著與鐵素體長軸成一定角度平行排列。D3 . 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(qū)上限溫度范圍內形成的一種貝氏體 組織。粒狀貝氏體組織特征是:在粗大的塊狀或針狀鐵素體內或晶界上分布著一些孤立小島，小島形態(tài)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、馬氏體或保留為富碳奧氏體。粒狀貝氏體中鐵素體的亞結構為位錯。D4 . 無碳化物貝氏體無碳化物貝氏體一般產生于低碳鋼

6、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。形成時也會出現表面浮凸，鐵素體中亞結構時位錯。D5 . 柱狀貝氏體柱狀貝氏體一般產生于高碳鋼中，形成溫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內部。D6 . 反常貝氏體350 Co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，形成溫度略高于二轉變特點：1. 珠光體：CD.片狀珠光體形成過程當共析鋼由奧氏體轉變?yōu)橹楣怏w時， 是由均勻的奧氏體轉變?yōu)樘己亢芨叩臐B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，包含著兩個同時進行的過程:另一個是晶體

7、的點陣重構。由面心一個是通過碳的擴散生成高碳的滲碳體和低碳的鐵素體； 立方體的奧氏體轉變?yōu)轶w心立方題點陣的鐵素體和復雜單斜點陣的滲碳體。D2 . 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, 系，因此稱為切變共格。 由于切變導致在拋光試樣表面在馬氏體相變之后產生凸起，即表面浮凸現象。這是因為第二項顆粒的溶解度與其曲率半徑有關，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

8、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?yōu)橹楣怏w。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:D1 . 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行的，由于切變使相界面始終保持共格關D2 . 馬氏體轉變的無擴散性：原子相原子不發(fā)生擴散， 但發(fā)生集體運動， 原子間相對運動距離不超過一個原子間距， 鄰關系不變。轉變過程不發(fā)生成分變化，但卻發(fā)生了晶

9、體結構的變化。 轉變溫度很低，但轉變速度極快。D3 . 具有一定的位向關系和慣習面： 位向關系：K-S關系：111 Y氏體轉變是在一個溫度范圍內完成的： 馬氏體轉變是奧氏體冷卻的某一溫度時才開始的，這一溫度稱為馬氏體轉變開始溫度， 簡稱 Ms 點。馬氏體轉變開始后，必須在不斷降低溫度的條件下才能使轉變繼續(xù)進行，如冷卻中斷， 則轉變立即停止。當冷卻到某一溫度時， 馬氏體轉變基本完成， 轉變不再進行， 這一溫度稱為馬氏體轉變結束 溫度，簡稱 Mf 點。Mf從以上分析可以看出，馬氏體轉變需要在一個溫度范圍內連續(xù)冷卻才能完成。如果 點低于室溫，則冷卻到室溫時，將仍保留一定數量的未轉變奧氏體，稱之為殘余

10、奧氏體。D5 . 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， 已經形成的馬氏體又可以通 過逆向馬氏體轉變機構轉變?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 轉變的稱為逆轉變。逆轉變開始溫度為As 點，終了溫度為 Af 點。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 點時，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。3. 貝氏體：貝氏體轉變的基本特征：CD.貝氏體轉變需要一定的孕育期，可以等溫形成，也可以連續(xù)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，產生表面浮凸；碳原子可以 擴散，鐵素體長大

11、速度受碳擴散控制，速度較慢。CD.貝氏體轉變有上限溫度（Bs）和下限溫度（Bf）。CD.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。D5 . 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。CD.上貝氏體中鐵素體的慣習面是 （111） Y；下貝氏體鐵素體的慣習面是 （225） Y ；貝氏體中鐵 素體與奧氏體之間存在 K-S 位向關系。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

12、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(fā) 生珠光體轉變。2. 馬氏體：相變驅動力： 過冷奧氏體轉變?yōu)轳R氏體有兩個必要條件： 一是必須快冷， 避免珠光體轉變發(fā)生； 二是而轉變阻力是界面能同時體積效應很大， 因此界面彈性應因此馬氏體相變必須有很大的過冷必須深冷，到馬氏體開始轉變溫度以下，馬氏體轉變才能發(fā)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，和界面彈性應變能。 馬氏體相變新相與母相完全共格， 變能很大。 為了克服這一相變阻力， 驅動力必須足夠大

13、。度。3. 貝氏體：兼具珠光體和馬氏體轉變特征。 和其貝氏體轉變是一個有碳原子擴散的共格切變過程， 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Ms點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。 變需要共格切變，因此彈性應變能阻力非常大，按照馬氏體轉變熱力學分析，只有在 以下相變驅動力才能克服阻力發(fā)生相變。一方面，在貝氏體相變時，碳在奧氏體中發(fā)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(qū)，降低了切變阻力

14、，使切變 可以在較高溫度發(fā)生。貝氏體轉變也有溫度區(qū)間， 上限溫度為Bs,下限溫度為B,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：CD.珠光體轉變有孕育期。 隨轉變溫度降低，孕育期減小，某一溫度孕育期最短，溫度再降低，孕育期又增加。 隨轉變時間增加，轉變速度提高，當轉變量超過 50%時，轉變速度又逐漸降低，直至轉 變完成。C2 . 溫度一定時，轉變速度隨時間的延長有一極大值C3. 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C4 . 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

15、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(wěn)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，降低珠光體的轉變速度。合金元素降低了鐵原 子的結構轉變速度，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(fā)式轉變，等溫轉變，表面轉變D1 . 碳鋼和低合金鋼中的馬氏體降溫轉變： 馬氏體轉變

16、必須在連續(xù)不斷的降溫過程中才能進行，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， 取決于冷卻達到的溫度， 與在某一溫 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(fā)生塑性變形，產生強化，繼 續(xù)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(xù)轉變， 必須繼續(xù)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。D2 .Fe-Ni 合金中的爆發(fā)式轉變：M點低于0 C的Fe-Ni合金冷卻到0C以下的某一溫度（Mb）時，馬氏體相

17、變突然發(fā)生， 并伴有聲響，放出相變潛熱。Ni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(xù)降溫轉變速度下降；當 含量特別高時，爆發(fā)轉變量急劇下降。D3. 等溫轉變：M點低于0 C的Fe-Ni-Mn合金在低溫下可以發(fā)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行到底，轉變到一定量就停止了。隨著等溫轉變的進行， 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(xù)進行。D4 . 表面轉變：Ms點略低于0C的Fe-Ni-C合金

18、在0C放置時，試樣表面會發(fā)生馬氏體轉變。這種在稍 高于合金Ms點溫度下試樣表層發(fā)生的馬氏體轉變稱為馬氏體表面轉變，得到的馬氏體為表 面馬氏體。表面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， 表面轉 變的形核也需要孕育期，但長大極慢，且習慣面不是225 r而是112 r，位向關系為山西關系，形態(tài)不是片狀而呈條狀。3. 貝氏體：貝氏體轉變主要是等溫轉變。CD.貝氏體等溫形成動力學具有擴散型相變的特征，其開始階段形成速度較小，繼而迅速增 大，轉變量達到某一范圍時，形成速度趨近于定值，隨后又逐漸減小D2. 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

19、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。D3. 上貝氏體鐵素體的長大速度，主要取決于其前沿奧氏體內碳原子的擴散度，而下貝氏體 轉變的速度則主要取決于鐵素體內碳化物沉淀的速度。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(tài)。 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

20、， 因而表征單位體積內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， 標明單位體積內片層排列方向增多，使局部發(fā)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(xù)冷卻過程中形成的， 轉化產物的片層間距大小不等， 則引起 抗塑性變形能力的不同， 珠光體片層間距大的區(qū)域，抗塑性變形能力小

21、，在外力作用下，往 往首先在這些區(qū)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(tài)下， 對于相同碳含量的鋼， 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 含量達到 %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，但殘余奧氏體量增加，使鋼的硬度反而下降。近年來對馬氏體高強度的本質進行了大量的研究工作， 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結構。 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， 可能是與孿晶亞結構的存在及在回火時碳化物沿孿晶面析出呈不均勻分布 有關。同時馬氏體相變所誘發(fā)的塑形還