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本文導讀目錄：

1、鋼中的低碳馬氏體及條間奧氏體

2、珠光體、貝氏體、馬氏體轉(zhuǎn)變對比

3、第三章 馬氏體轉(zhuǎn)變.doc

鋼中的低碳馬氏體及條間奧氏體

　　低碳馬氏體形成時可能存在碳的擴散,使條間奧氏體富碳,以及受協(xié)作形變強化的力學穩(wěn)定,保持至室溫,形成淬火鋼中馬氏體條間的奧氏體,它對低碳馬氏體的韌化起重要的作用。

　　低碳馬氏體形成時碳的擴散并非必需過程;馬氏體與基體間為平直界面,而貝氏體界面卻存在巨型臺。

珠光體、貝氏體、馬氏體轉(zhuǎn)變對比

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　　1、主要異同點相變類型珠光體轉(zhuǎn)變貝氏體轉(zhuǎn)變馬氏體轉(zhuǎn)變轉(zhuǎn)變溫度范圍高溫轉(zhuǎn)變（Ar1500）中溫轉(zhuǎn)變（500Ms）低溫轉(zhuǎn)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(lǐng)先相生核、長大，一般以滲碳體為領(lǐng)先相生核、長大，一般以鐵素體為領(lǐng)先相生核、長大共格性無共格性具有共格性，產(chǎn)生表面浮凸現(xiàn)象具有共格性，產(chǎn)生表面浮凸現(xiàn)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(tài)1、珠光體的組織形態(tài)共析碳鋼加熱到均勻的的奧氏體化狀態(tài)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(tài)呈片狀或?qū)訝睢?/p>

　　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(yè)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(tài)，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(tài)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(gòu)成許多。

　　工業(yè)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(jīng)球化退火處理后獲得的。

　　2、馬氏體的組織形態(tài)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(jié)構(gòu)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(guī)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(qū)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。

　　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(gòu)成板條束。

　　現(xiàn)已確定這些稠密的板條被連續(xù)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(guān)系，成孿晶關(guān)系時條間無殘余奧氏體。

　　透射電鏡觀察證明，板條馬氏體內(nèi)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(shù)量不多。

　　板條狀馬氏體的顯微組織構(gòu)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(nèi)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。

　　b、片狀馬氏體鐵系合金中出現(xiàn)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(tài)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(xiàn)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(jié)構(gòu)主要為孿晶，因此又有“孿晶型馬氏體”。

　　片狀馬氏體常能見到有明顯的中脊，而且體內(nèi)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(tài)鋼中貝氏體的組織形態(tài)是多種。

　　6、多樣的，除上貝氏體和下貝氏體兩種經(jīng)典形態(tài)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(xù)狀滲碳體的混合物。

　　多在奧氏體晶界成核，自晶界一側(cè)或兩側(cè)向晶內(nèi)長大，形如羽毛。

　　上貝氏體的鐵素體多數(shù)呈條狀或針狀，少數(shù)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(xù)的條狀碳化物。

　　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(shù)量增多，形態(tài)由粒狀變?yōu)殒溨闋?、短桿狀、直至斷續(xù)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(nèi)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。

　　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(zhuǎn)變產(chǎn)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(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體、貝氏體或其他分解產(chǎn)物。

　　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。

　　二、轉(zhuǎn)變特點與形成過程1、珠光體轉(zhuǎn)變特點a、片狀珠光體形成過程當共析鋼由奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w時，是由均勻的奧氏體轉(zhuǎn)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：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(gòu)。

　　由面心立方體的奧氏體轉(zhuǎn)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。

　　共析鋼成分過冷奧氏體發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)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(qū)域成核。

　　如果以滲碳體作為領(lǐng)先相，當奧氏體冷卻至以下時，首先在奧氏體晶界上產(chǎn)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(guān)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(chǎn)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(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w時，珠光體形成即告結(jié)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(guān)，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。

　　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(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。

　　轉(zhuǎn)變時，領(lǐng)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。

　　2、馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特點a、切變共格和表面浮凸現(xiàn)象在高碳鋼樣品。

　　11、中產(chǎn)生馬氏體轉(zhuǎn)變之后，在其磨光的表面上出現(xiàn)傾動，形成表面浮凸。

　　在顯微鏡光線的照射下，浮凸兩邊呈現(xiàn)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(xiàn)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(guān)系的，故稱為第二類共格界面。

　　b、馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴散性在馬氏體轉(zhuǎn)變過程中，原子是集體運動的，原來相鄰的兩個原子轉(zhuǎn)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(zhuǎn)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(zhuǎn)變可以在相當?shù)偷臏囟确秶鷥?nèi)進行，并且轉(zhuǎn)。

　　c、具有一定的位向關(guān)系和慣習面（一）位相關(guān)系馬氏體轉(zhuǎn)變的晶體學特點是新相和母相之間存在著一定的位向關(guān)系。

　　K-S關(guān)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(guān)系：；/西山關(guān)系西山在30%Ni的FeNi合金單晶中發(fā)現(xiàn)，在室溫以上形成的馬氏體和奧氏體之間存在KS關(guān)系，而在-70以下形成的馬氏體具有下列位向關(guān)系：G-T關(guān)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(jié)果發(fā)現(xiàn)K-S關(guān)系中的平行晶面和平行晶向?qū)嶋H上略有偏差：差（二）慣習面極。

　　13、其不應(yīng)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。

　　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）。

　　馬氏體和奧氏體以相界面為中心發(fā)生對稱傾動，說明慣習面在相變過程中并不發(fā)生轉(zhuǎn)動。

　　d、馬氏體轉(zhuǎn)變是在一個溫度范圍內(nèi)完成的通常情況下，馬氏體轉(zhuǎn)變開始后，必須在不斷降溫的條件下，轉(zhuǎn)變才能繼續(xù)進行。

　　冷卻中斷，轉(zhuǎn)變立即停止，所以馬氏體轉(zhuǎn)變總是需要在一個溫度范圍內(nèi)連續(xù)冷卻才能完成。

　　在一般的冷卻條件下，馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度與冷卻速度無關(guān)。

　　當冷至某一溫度以下時，馬氏體轉(zhuǎn)變不再進行，這個溫度用表示。

　　e、馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性在某些鐵合金中，奧氏體冷卻轉(zhuǎn)變?yōu)轳R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(zhuǎn)變機構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，這就是馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性。

　　3、貝氏體轉(zhuǎn)變的基本特征和形成過程a、貝氏體轉(zhuǎn)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(nèi)等溫形成，也可以在某一冷卻速度范圍內(nèi)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變。

　　貝氏體長大時，與馬氏體相似，在平滑試樣表面與浮凸現(xiàn)象發(fā)生，這說明Fe可能是按共格切變方式長大的，但與馬氏體轉(zhuǎn)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(zhuǎn)變有一上限溫度（），也有一下限溫度（。

　　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(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，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(tài)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(nèi)部。

　　e、貝氏體轉(zhuǎn)變時，F(xiàn)e和合金元素的原子不發(fā)生擴散，C原子發(fā)生擴散，對貝氏體轉(zhuǎn)變起控制作用。

　　上貝氏體轉(zhuǎn)變速度取決于C在Fe中的擴散，下貝氏體的轉(zhuǎn)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(guān)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(zhuǎn)變熱力學與轉(zhuǎn)變動力學1、珠光體轉(zhuǎn)變熱力學與轉(zhuǎn)變動力學由于珠光體轉(zhuǎn)變溫度較高，F(xiàn)e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(fā)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(guān)系可以得到，珠光體形成初期有一孕育期。

　　當?shù)葴囟葟腁1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(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w時，隨著時間的增長轉(zhuǎn)變速度增大，但當轉(zhuǎn)變量超過50%時，轉(zhuǎn)變速度又。

　　影響珠光體轉(zhuǎn)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(yīng)力和塑性變形。

　　2、馬氏體轉(zhuǎn)變熱力學與轉(zhuǎn)變動力學馬氏體相變?yōu)闊o擴散性相變，需要較大的過冷度才能發(fā)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(qū)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(yīng)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(fā)生的，相變驅(qū)動力很大。

　　馬氏體轉(zhuǎn)變主要分為爆發(fā)式轉(zhuǎn)變、等溫轉(zhuǎn)變和表面轉(zhuǎn)。

　　等溫轉(zhuǎn)變則可以用預冷的方法使轉(zhuǎn)變一開始就具有最大的轉(zhuǎn)變速度，因而不需要孕育期即可形成。

　　表面轉(zhuǎn)變實際上亦是等溫轉(zhuǎn)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(zhuǎn)變熱力學與轉(zhuǎn)變動力學貝氏體轉(zhuǎn)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(qū)動力較大，而彈性應(yīng)變能較小。

　　貝氏體轉(zhuǎn)變動力學兼有珠光體轉(zhuǎn)變和馬氏體轉(zhuǎn)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(zhuǎn)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(nèi)C原子的擴散速度；而下貝氏體轉(zhuǎn)。

　　19、變速度，則主要決定于鐵素體內(nèi)碳化物沉淀的速度。

　　影響貝氏體轉(zhuǎn)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(zhuǎn)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(fā)生相變的影響；6、應(yīng)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(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(guān)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(nèi)晶界面積的奧氏體晶粒大小。

　　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。

　　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(nèi)片層排列方向增多，使局部發(fā)生大量塑性變形引起應(yīng)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(zhuǎn)化產(chǎn)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，在外力作用下，往往首先在這些區(qū)域產(chǎn)生過量變形，出現(xiàn)應(yīng)力集中而破裂，使。

　　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(zhì)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。

　　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。

　　22、與孿晶亞結(jié)構(gòu)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(guān)。

　　馬氏體的相變塑形是隨著應(yīng)力的增長而不斷增長的。

　　同時馬氏體相變所誘發(fā)的塑形還可顯著提高鋼的韌性。

　　關(guān)于馬氏體的相變誘發(fā)塑形，可從如下兩方面加以解釋：1、由于塑性變形而引起的局部區(qū)域應(yīng)力集中，將由馬氏體的形成而得到松弛，因而能夠防止微裂紋的形成；2、在發(fā)生塑性變形的區(qū)域，有形變馬氏體形成，形變強化指數(shù)增大，從而使已經(jīng)發(fā)生塑性變形的區(qū)域繼續(xù)發(fā)生變形困難，故而能抑制頸縮的形成。

　　2、貝氏體的機械性能貝氏體的強度隨轉(zhuǎn)變溫度的降低而升高。

　　在低碳上貝氏體中，強度實際上完全由貝氏體鐵素體的尺寸所控制。

　　只有下貝氏體或高碳上貝氏體中，碳化物的彌散。

　　在低碳鋼中，上貝氏體的沖擊韌性比下貝氏體的低，以及從上貝氏體過渡到下貝氏體時，脆性轉(zhuǎn)折溫度突然下降。

　　工業(yè)上經(jīng)貝氏體處理的鋼件的機械性能，主要通過等溫處理溫度來控制。

　　當?shù)葴販囟鹊陀?00時，主要形成下貝氏體，在這個溫度范圍內(nèi)，隨等溫溫度升高，上貝氏體量有所增加，因此強度、硬度稍有降低，而塑性、韌性很少增高甚至還有所降低。

　　當溫度高于400時，由于主要形成上貝氏體，因此隨溫度升高，不僅硬度、強度降低，而且韌性、塑性也明顯下降。

　　但當?shù)葴販囟雀哂?50時，由于過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w的穩(wěn)定性增大，在隨后冷卻時卻有可能部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體或在等溫室可能有珠光體形成。

　　因而，隨等溫溫度繼續(xù)升高，硬度和強度也隨之有所升高，但塑性和韌性將繼續(xù)降低。

　　貝氏體機械性能主要是受到-Fe和滲碳體的影響。

　　除此之外還受到如下的一些非貝氏體組織的影響：1、殘余奧氏體的影響；2、馬氏體（回火馬氏體）的影響；3、珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的影響；4、針狀鐵素體及上貝氏體的影響。

第三章 馬氏體轉(zhuǎn)變.doc

　　鋼經(jīng)奧氏體化后超過一定的冷卻速度冷卻，抑制其擴散性分解，在較低的溫度下發(fā)生的無擴散型相變?yōu)轳R氏體轉(zhuǎn)變。

　　這是過冷奧氏體的低溫轉(zhuǎn)變，要冷至上馬氏體點(奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度)以下。

　　在這樣低的溫度下不僅鐵原子已無擴散能力，碳原子也難以擴散。

　　對于鋼來說，此時不僅鐵原子已不能擴散，就是碳原子也難以擴散。

　　故馬氏體轉(zhuǎn)變具有一系列不同于加熱轉(zhuǎn)變以及珠光體轉(zhuǎn)變的特征。

　　1、馬氏體轉(zhuǎn)變開始點，即指奧氏體和馬氏體的兩相自由能之差達到相變所需的最小驅(qū)動力時的溫度。

　　3、殘余奧氏體如果鋼的高于室溫而低于室溫，則冷至室溫時還將保留一定數(shù)量的奧氏體，這部分奧氏體稱為殘余奧氏體。

　　馬氏體轉(zhuǎn)變時能在預先磨光的表面上形成有規(guī)則的表面浮凸，這表明馬氏體轉(zhuǎn)變是通過奧氏體的均勻切變進行的。

　　奧氏體中已轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的那一部分發(fā)生了宏觀切變而使點陣發(fā)生改組，且?guī)涌拷缑娴倪€未轉(zhuǎn)變的奧氏體也隨之而發(fā)生了彈塑性切應(yīng)變，故在磨光表面出現(xiàn)部分突起部分凹陷的浮凸現(xiàn)象。

　　共格界面的界面能較非共格界面小，但由于靠切變維持的第二類共格在界面兩側(cè)都有彈性切應(yīng)變，故又增加了一部分應(yīng)變能。

　　馬氏體轉(zhuǎn)變時只有點陣的改組而無成分的改變。

　　如鋼中的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體時，只是點陣由面心立方通過切變改組成體心立方或體心正方，而馬氏體的成分與奧氏體的成分完全一樣，且碳原子在馬氏體與奧氏體中相對于鐵原子保持不變的間隙位置。

那么以上的內(nèi)容就是關(guān)于鋼中的低碳馬氏體及條間奧氏體的介紹了，珠光體、貝氏體、馬氏體轉(zhuǎn)變對比是小編整理匯總而成，希望能給大家?guī)韼椭?/p>