精品永久免费AV在线_少妇人妻偷人精品无码视频_天天躁人人躁人人躁狂躁_久久久久亚洲AV无码网站

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，沿著與鐵素體長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，在一個原奧氏體晶粒內部有幾個（3－5個）馬氏體板條束，板條束間取向隨意；在一個板條束內有若干個相互平行的板條塊，塊間是大角晶界；在一個板條塊內是若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。

由于馬氏體片形成時的相互撞擊，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。

馬氏體

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。為了克服這一相變阻力，驅動力必須足夠大。因此馬氏體相變必須有很大的過冷度。

貝氏體

貝氏體轉變是一個形核長大的過程，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大，形成鐵素體條或片。

鐵素體晶核長大過程中，過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，因此貝氏體長大速度受碳的擴散控制。

按共格切變方式長大的鐵素體和富碳奧氏體或碳化物的混合組織，稱為貝氏體。

貝氏體轉變包括鐵素體的成長與碳化物的析出兩個基本過程，它們決定了貝氏體中兩個基本相的特征。

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，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。

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

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’

自促發形核：已經生成的馬氏體能促發未轉變母相的形核，稱為自促發形核。一個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勢的形核部位，等溫轉變主要是自促發形核。

貝茵模型、K-S切變模型

貝氏體

1、 等溫形成動力學具有擴散型相變特征：

具有孕育期，開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為珠光體或一直保持不變。

后續降溫，殘余奧氏體可能轉變為馬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點以下時，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大，直至Mf溫度轉變結束。

馬氏體形核及長大速度極快，瞬間形核，瞬間長大。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，發生塑性變形，產生強化，繼續轉變為馬氏體的阻力增大。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合金中的爆發式轉變

Ms點低于0℃的Fe-Ni合金冷卻到0℃以下的某一溫度（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。

3、 等溫轉變和表面轉變

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。

Ms點略低于0℃的Fe-Ni-C合金在0℃放置時，試樣表面會發生馬氏體轉變。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表面轉變，得到的馬氏體為表面馬氏體。表面應力狀態導致。

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位向關系。

馬氏體

共格切變，無擴散。

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行的，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表面在馬氏體相變之后產生凸起，即表面浮凸現象。

2、 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。

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冷卻才能完成。

如果Mf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氏體轉變機構直接轉變為奧氏體。這就是馬氏體轉變的可逆性。

將馬氏體直接向奧氏體的轉變稱為逆轉變。

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，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、固溶強化和時效強化。

強化機理：

(1) 相變強化

切變相變導致馬氏體內部產生大量位錯、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，將與位錯產生強烈的交互作用，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) 時效強化

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

(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，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，使其亞結構保持位錯型，是實現馬氏體強韌化的重要途徑。

位錯型馬氏體同時還具有脆性轉變溫度低、缺口敏感性低等優點。

3、 相變塑性

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

變形溫度應該在可以形變誘發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，使已發生塑性變形的區域繼續發生變形困難，抑制頸縮的產生。

相變誘發塑性鋼：Md>20℃>Ms