1、主要異同點相 變 類 型 珠光體轉變貝氏體轉變馬氏體轉變轉變溫度范圍高溫轉變 （Ar1500）中溫轉變 （500Ms）低溫轉變 （Ms以下）擴散性具有碳原子和鐵原子的擴散碳原子擴散，而鐵原子不擴散無擴散生核、長大與領先相生核、長大，一般以滲碳體為領先相生核、長大，一般以鐵素體為領先相生核、長大共格性無共格性具有共格性，產生表面浮凸現象具有共格性，產生表面浮凸現象組成相兩相組織 -Fe(C)-Fe(C)Fe3C兩相組織 -Fe(C)-Fe (C)Fe3C（約350以上） -Fe(C)-Fe(C)FexC（約350以下）單相組織 -Fe(C)-Fe(C)合金元素的分布合金元素擴散重新分布合金元素不

2、擴散合金元素不擴散一、 組織形態1、 珠光體的組織形態共析碳鋼加熱到均勻的的奧氏體化狀態后緩慢冷卻，稍低于溫度將形成珠光體組織，為鐵素體和滲碳體的機械混合物，其典型形態呈片狀或層狀。片狀珠光體是由一層鐵素體與一層滲碳體交替堆疊而成。片狀珠光體組織中，一對鐵素體和滲碳體片的總厚度，稱為“珠光體片層間距”。工業上所謂的片狀珠光體，是指在光學顯微鏡下能夠明顯看出鐵素體與滲碳體呈層狀分布的組織形態，其片層間距約在0.150.45之間。透射電鏡觀察表明，在退火狀態下，珠光體中的鐵素體位錯密度小，滲碳體中的位錯密度更小，片狀珠光體中鐵素體與滲碳體兩相交界處的為錯密度高，在每一片鐵素體中還有亞晶界，構成許多

3、亞晶粒。工業用鋼中，也可以見到鐵素體基體上分布著粒狀滲碳體組織，稱為“粒狀珠光體”或“球狀珠光體”，一般是經球化退火處理后獲得的。2、馬氏體的組織形態a、板條狀馬氏體板條狀馬氏體是低、中碳鋼，馬氏體時效鋼，不銹鋼等鐵系合金中形成的一種典型的馬氏體組織。因其顯微組織是由許多成群的板條組成，故稱為板條狀馬氏體。又因為這種馬氏體的亞結構主要為位錯，通常也稱它為位錯型馬氏體。板條狀馬氏體的顯微組織（如圖所示），其中A為板條束，成不規則形狀，尺寸約為2035m，是由若干單個馬氏體板條所組成。一個板條束又可分成幾個平行的像圖中B那樣的區域，呈塊狀。塊界長尺寸方向與板條馬氏體邊界平行，塊間成大角晶界。每個塊

4、由若干板條組成，每一個板條為一個單晶體。板條具有平直的界面，并接近于奧氏體的，為其慣習面，相同慣習面的變體平行排列構成板條束。現已確定這些稠密的板條被連續的高度變形的殘余奧氏體薄膜（）所隔開。相鄰板條一般以小角晶界相間，也可成孿晶關系，成孿晶關系時條間無殘余奧氏體。透射電鏡觀察證明，板條馬氏體內有高密度位錯。有時也會有部分相變孿晶存在，但為局部的，數量不多。板條狀馬氏體的顯微組織構成隨鋼和合金的成分變化而改變。在碳鋼中，當碳含量小于0.3%時，原始奧氏體晶粒內板條束及束中塊均很清楚；碳含量在0.30.5%，板條束清楚，塊不清楚；碳含量升高到0.60.8時，板條混雜生成的傾向性很強，無法辨識束和

5、塊。b、片狀馬氏體鐵系合金中出現的另一種典型的馬氏體組織是片狀馬氏體，常見于淬火高、中碳鋼及高Ni的Fe-Ni合金中。其空間形態成雙透鏡片狀,所以也稱之為“透鏡片狀馬氏體”。因其與試樣磨片相截而在顯微鏡下呈現為針狀或竹葉狀，故又稱為“針狀之稱馬氏體”或“竹葉狀馬氏體”。片狀馬氏體的亞結構主要為孿晶，因此又有“孿晶型馬氏體”。片狀馬氏體的顯微組織為片間不相互平行。片狀馬氏體常能見到有明顯的中脊，而且體內存在許多相變孿晶。相變孿晶的存在是片狀馬氏體組織的重要特征。c、其他馬氏體除板條狀與片狀外，還有蝶狀馬氏體、薄片狀馬氏體和馬氏體，這里就不一一介紹了。3、貝氏體的組織形態鋼中貝氏體的組織形態是多種

6、多樣的，除上貝氏體和下貝氏體兩種經典形態外，有時也可以見到粒狀貝氏體、無碳化物貝氏體、柱狀貝氏體及反常貝氏體等。a、 上貝氏體鋼中典型的上貝氏體為成簇分布的平行的條狀鐵素體和夾于條件的斷續狀滲碳體的混合物。多在奧氏體晶界成核，自晶界一側或兩側向晶內長大，形如羽毛。上貝氏體的鐵素體多數呈條狀或針狀，少數呈橢圓狀或矩形。電鏡下的上貝氏體組織可以清楚地看到在平行的條狀鐵素體之間夾有斷續的條狀碳化物。在鐵素體中有位錯纏結存在。在一般情況下，隨著鋼中碳含量的增加，上貝氏體中的鐵素體條增多、變薄、滲碳體的數量增多，形態由粒狀變為鏈珠狀、短桿狀、直至斷續條狀。b、 下貝氏體在光學顯微鏡下的下貝氏體呈暗黑色針

7、狀或片狀，而且各個針狀物之間都有一定的交角。下貝氏體成核部位既可以在奧氏體晶界上，也可以在奧氏體晶粒內部。下貝氏體的雙磨面金相組織其立體形貌呈透鏡狀，與磨面相交呈片狀或針狀。從下貝氏體的電子顯微組織中可以看出，在下貝氏體鐵素體片中，分布著排列成行的細片狀或粒狀碳化物，并以55的角度與鐵素體針的長軸相交。下貝氏體的碳化物僅分布在鐵素體內部。 c、粒狀貝氏體 粒狀貝氏體系指在鐵素體基體上分布有奧氏體或其他轉變產物的島狀組織。島狀組織的形狀可以是條狀、顆粒狀或其他形。這種島狀組織原為富碳奧氏體，在室溫下可能因條件不同而不同程度地轉變為馬氏體、貝氏體或其他分解產物。 d、無碳化物貝氏體無碳化物貝氏體是

8、指由條狀鐵素體單相組成的組織，所以也稱為鐵素體貝氏體或無碳貝氏體。它由大致平行的條狀鐵素體組成，之間有一定的距離。條間一般為富碳奧氏體轉變而成的馬氏體。二、 轉變特點與形成過程1、 珠光體轉變特點a、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，包含著兩個同時進行的過程：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，晶界交叉點更有利于

9、珠光體的成核，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，珠光體形成即告結束。 b、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

10、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、馬氏體轉變的主要特點a、切變共格和表面浮凸現象在高碳鋼樣品

11、中產生馬氏體轉變之后，在其磨光的表面上出現傾動，形成表面浮凸。在顯微鏡光線的照射下，浮凸兩邊呈現明顯的山陰和山陽。由此可見，馬氏體形成是以切變的方式實現的，同時馬氏體和奧氏體之間界面上的原子是共有的，既屬于馬氏體，又屬于奧氏體，而且整個相界面是互相牽制的，這種界面稱為切變共格界面，它是以母相切變維持共格關系的，故稱為第二類共格界面。b、馬氏體轉變的無擴散性在馬氏體轉變過程中，原子是集體運動的，原來相鄰的兩個原子轉變后仍然相鄰，他們之間的相對位移不超過一個原子間距。鋼中馬氏體轉變無成分變化，僅有晶格改組： -Fe（C）Fe（C） 面心立方 體心立方馬氏體的轉變可以在相當低的溫度范圍內進行，并且轉

12、變速度極快。c、具有一定的位向關系和慣習面 （一）位相關系馬氏體轉變的晶體學特點是新相和母相之間存在著一定的位向關系。 K-S關系Kypmomob和Sachs用X-射線極圖法測出碳鋼（1.4% C）中馬氏體（）和奧氏體（）之間存在下列位向關系： / ；/西山關系西山在30%Ni的FeNi合金單晶中發現，在室溫以上形成的馬氏體和奧氏體之間存在KS關系，而在-70 以下形成的馬氏體具有下列位向關系： G-T關系 Greninger和Troiaon精確地測量了Fe-0.8% C-22%Ni 合金的奧氏體單晶中的馬氏體位向，結果發現K-S關系中的平行晶面和平行晶向實際上略有偏差： /差 （二）慣習面極

13、其不應變性馬氏體是在母相一定晶面上開始形成的，這個晶面稱為慣習面。通常以母相的晶面指數表示。鋼中馬氏體的慣習面隨碳含量及形成溫度不同而異，常見的有三種：（111），（225），（259）。慣習面為無畸變無轉動平面。馬氏體和奧氏體以相界面為中心發生對稱傾動，說明慣習面在相變過程中并不發生轉動。 d、 馬氏體轉變是在一個溫度范圍內完成的通常情況下，馬氏體轉變開始后，必須在不斷降溫的條件下，轉變才能繼續進行。冷卻中斷，轉變立即停止，所以馬氏體轉變總是需要在一個溫度范圍內連續冷卻才能完成。在一般的冷卻條件下，馬氏體開始轉變溫度 與冷卻速度無關。當冷至某一溫度以下時，馬氏體轉變不再進行，這個溫度用 表示

14、，稱為馬氏體轉變終了點。e、馬氏體轉變的可逆性在某些鐵合金中，奧氏體冷卻轉變為馬氏體，重新加熱時，已形成的馬氏體又可以通過逆向馬氏體轉變機構轉變為奧氏體，這就是馬氏體轉變的可逆性。3、貝氏體轉變的基本特征和形成過程a、貝氏體轉變需要一定的孕育期。鋼中的貝氏體可以在一定溫度范圍內等溫形成，也可以在某一冷卻速度范圍內連續冷卻轉變。b、貝氏體轉變是一種成核、長大的過程。貝氏體長大時，與馬氏體相似，在平滑試樣表面與浮凸現象發生，這說明Fe可能是按共格切變方式長大的，但與馬氏體轉變不同，相變是C原子擴散重新分配，相長大速度受鋼中C的擴散的控制，因而很慢。c、貝氏體轉變有一上限溫度（ ），也有一下限溫度（

15、 ）。奧氏體必須冷至 點一下才開始形成貝氏體；低于 等溫奧氏體可全部轉變為貝氏體，故 為形成100%貝氏體的最高溫度。d、鋼中貝氏體的碳化物分布狀態隨形成溫度不同而異，較高溫度形成的上貝氏體，碳化物一般分布在鐵素體條之間；較低溫度形成的下貝氏體，碳化物主要分布在鐵素體條內部。e、貝氏體轉變時，Fe和合金元素的原子不發生擴散，C原子發生擴散，對貝氏體轉變起控制作用。上貝氏體轉變速度取決于C在Fe中的擴散，下貝氏體的轉變速度取決于C在Fe中的擴散。f、貝氏體中的鐵素體有一定的慣習面，并與母相奧氏體之間保持一定的晶體學位向關系。上貝氏體的慣習面為 ，下貝氏體的慣習面為 。貝氏體鐵素體與奧實體之間存在

16、KS位向關系。上貝氏體中的碳化物為滲碳體，下貝氏體中的碳化物既可以是滲碳體，也可能是碳化物。三、 轉變熱力學與轉變動力學 1、珠光體轉變熱力學與轉變動力學 由于珠光體轉變溫度較高，Fe和C原子都能擴散較大的距離，珠光體又是在位錯等缺陷較多的晶界成核，相變時消耗的能量較小，所以在較小的過冷度下就可以發生相變。綜合不同溫度下的珠光體成核率及其長大速度與時間的關系可以得到，珠光體形成初期有一孕育期。當等溫度從A1點逐漸降低時，想變得孕育期逐漸縮短，降低到某一溫度時，孕育期最短，溫度再降低，孕育期又增長。從整體來看，當奧氏體轉變為珠光體時，隨著時間的增長轉變速度增大，但當轉變量超過50%時，轉變速度又

17、逐漸降低，直至轉變完成。影響珠光體轉變的因素主要有以下幾點：1、碳含量；2、奧氏體成分的均勻性和過剩相溶解情況；3、奧氏體的晶粒度；4奧氏體化的溫度和時間；5、應力和塑性變形。2、馬氏體轉變熱力學與轉變動力學馬氏體相變為無擴散性相變，需要較大的過冷度才能發生。奧氏體和馬氏體的兩相自由能之差暗道相變所需的最小驅動力值時的溫度，我們定義為點。 影響點的主要因素有：1、化學成分；2、形變與應力；3、奧氏體化條件；4、淬火速度；5、磁場。 鋼和鐵合金中馬氏體相變是在很大的過冷度下發生的，相變驅動力很大。同時馬氏體轉變的長大激活能很小。所以其長大速度極快。 馬氏體轉變主要分為爆發式轉變、等溫轉變和表面轉

18、變。其中爆發式轉變受到位向差不規則的影響。等溫轉變則可以用預冷的方法使轉變一開始就具有最大的轉變速度，因而不需要孕育期即可形成。表面轉變實際上亦是等溫轉變，但成核過程需要孕育期且表面馬氏體大都為條狀而且長大較慢，慣習面為。 3、貝氏體轉變熱力學與轉變動力學 貝氏體轉變屬于共格有擴散型相變，與馬氏體相變相比需要的相變驅動力較大，而彈性應變能較小。 貝氏體轉變動力學兼有珠光體轉變和馬氏體轉變動力學的某些特點，主要有如下幾點：1、具有擴散型相變的特性；2、在許多合金鋼中貝氏體轉變是不能進行完全的，常有奧氏體殘余存在；3、上貝氏體鐵素體的長大速度，主要取決于其前沿奧氏體內C原子的擴散速度；而下貝氏體轉

19、變速度，則主要決定于鐵素體內碳化物沉淀的速度。 影響貝氏體轉變動力學的因素主要有：1、化學成分的影響；2、奧氏體晶粒大小的影響；3、奧氏體化溫度的影響；4、轉變溫度的影響；5、奧氏體冷卻時在不同溫度停留以及部分發生相變的影響；6、應力及塑性變形的影響。四、機械性能 1、珠光體的機械性能 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，因而表征單位體積內晶界面積的奧氏體晶粒大小

20、，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，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

21、鋼的強度和塑性都降低。 在退火狀態下，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、馬氏體的機械性能 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。 馬氏體的相變塑形是隨著應力的增長而不斷增長