组织性能.docx

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组织性能

弹性变形与塑性变形的区别

弹性变形：

可逆性：

材料尺

寸只发生暂时性改变，外力

撤除，变形消失；单值性σ

=Eε，τ=Gγ；应力应变

成比例；全程性：

弹性变形

持续至材料断裂前；弹性变

形的实质：

金属原子自平衡

位置产生可逆位移。

塑性变

形：

不可逆性：

材料发生的

不可逆的永久性变形；应力

与应变的关系偏离虎克定律；

先进性弹性变形，当达到屈

服极限后发生塑性变形；塑

性变形的主要机制为滑移和

孪生。

在拉伸应力应变曲线

上标出试样产生颈缩的位置

，并分析其成因。

颈缩位置为工程应力应变曲

线的最高点即抗拉强度点。

颈缩是均匀塑性变形和不均

匀塑性变形（集中塑性变形）

二者取一的结果。

当加工硬化

使材料强度增加不足以抵偿横

断面积减少造成承载能力下降

时，便会产生集中变形，出现

细颈。

塑性变形产生两个变化，

一是加工硬化，二是横截面积

减小。

金属在拉伸试验时塑性

变形是由一段段变形实现的。

每段变形由开始、变形、停止

、转出完成的，如果某一段

塑性变形停不了，转不出这

段就要发生集中塑性变形颈缩。

韧窝的尺寸、深度与金属材料

韧性的关系韧窝大小、深浅及

数量取决于材料断裂时夹杂物

或第二相粒子的大小、间距、

数量及材料的塑性和形变强化

指数以及外加应力的大小和状态

如果夹杂物或第二相粒子多，

材料的塑性和韧性较差则断口上

形成的韧窝尺寸较小也较浅。

反

之则韧窝较大较深。

成核的密度

大、间距小，则韧窝的尺寸小。

在材料的塑性及其它试验条件

相同的情况下，第二相粒子大，

韧窝也大；粒子小、韧窝也小。

韧窝的深度主要受材料塑性变形

能力的影响。

材料的塑性变形能

力大，韧窝深度大，反之韧窝深

度小。

温度与应变速率也影响韧

窝的大小及深浅。

温度低材料的

塑性和韧性差，韧窝尺寸小，深

度浅。

应变速率大，韧窝大小及

深浅均变小。

在压应力作用下，

内颈缩容易产生，韧窝较深，在

一定程度反映其塑性和韧性较好

；在拉应力条件下，韧窝较浅，

表现出相对较差的塑性和韧性。

提高金属材料的韧性的途径有哪？

减少诱发微孔的组成相，如减少

第二相量；提高基体塑性，从而

可增大在基体上的裂纹扩展的能量

消耗；增高组织的塑性形变均匀性

，这主要为减少应力集中；减少

夹杂物的含量，避免晶界的弱化，

以防止裂纹沿晶界的形核与传播；

加入某些可促进在低温下交滑移

的元素；在一定程度上细化晶粒；

通过热处理工艺，使第二相粒子

弥散地分布在基体上；采取大的

变形量，是材料内部原有的微裂纹

愈合，抑制裂纹的形核；提高机体

组织的塑性；提高组织的均匀性；

在钢中加入一定含量的Ni元素，

降低韧脆转变温度；金属材料强

化机制主要有哪些，并对比其

对金属材料强韧性的贡献。

位错强化（冷加工硬化、形变强化）：

位错密度越高，不可动位错越多，

塑性变形时位错运动的交互作用以

及阻碍作用越强，强度越高，

是金属强化的主要手段。

位错

对金属材料塑性和韧性的作用

是双重的，位错的合并以及在

障碍处的塞积会促使裂纹形核；

而位错在裂纹尖端塑性区内的

移动则可以环节尖端的应力集

中，提高裂纹扩展的临界应力，

因此凡能提高裂纹扩展临界应

力的因素都能使塑性、韧性提

高。

提高可动位错密度对塑性

和韧性有利。

但总体上来说，

位错强化的同时会使韧性下降。

固溶强化：

一般来说，固溶体

的强度总高于纯金属的强度主

要是阻碍位错的运动使金属的

强度得到提高，强度的提高与

固溶度密切相关。

强化效果越

显著，塑性和韧性下降越显著。

所以在提高金属强度的同时又

不会使塑性下降太多时，要适

当控制固溶体中溶质元素的含

量。

第二相粒子沉淀强化（析

出强化）：

在变形的过程中阻碍

位错的运动，位错绕过或切过第

二相粒子，这一过程要消耗能量

，故要提提高外加应力，造成金

属的强化。

第二相粒子对钢的塑

性和韧性有危害作用，主要是断

裂时，造成空坑的形成；同时第

二相粒子的分布状况和形状直接

影响其塑性和韧性，所以在采用

第二相强化时，可以采用一定的

手段来改善的材料的塑性和韧性。

相变强化（组织强化）：

生成贝

氏体或者马氏体强度提高，韧性

降低。

对于弥散分布的马奥岛，

韧性相对比较好。

细晶强化：

在提高金属强度的同时，会使

材料的塑性与韧性同时提高。

对比均匀间隙固溶强化与第二

相沉淀粒子强化共同点：

1.都出

现位错遇到间隙原子或第二相粒

子而受到阻挡且发生弯曲的

现象，因此都要求额外增加切应

力以抵消由于位错弯曲所引起的

线张力的改变。

2均可引出下式：

。

3.强化贡献均反比于

原子间距或粒子间距的变化。

不同点：

1.作为位错运动的障碍，

单个第二相粒子的强化作用要高

于单个间隙固溶原子。

位错在第

二相粒子处绕转角θ大于间隙原

子处,因此所需临界切应力较大。

2.间隙固溶强化要求一定的浓度,

且间隙原子可造成强烈的点阵不

对称畸变.而不可形变粒子强化时

一般粒子体积分量相对较小,粒子

间距也相对较大，因此间隙固溶

也可以取得更高强化效果。

对比

间隙固溶强化与置换固溶强化

溶质原子的固溶同时提高屈服

强度和抗拉强度,其作用在很大

程度上取决于溶质原子与溶剂

原子的半径差,其次是它们的弹性

行为。

铁素体在力学性能上的一

个重要特点是对其中微量杂质、

主要是间隙杂质极为敏感，所以

铁素体的间隙固溶强化效应异常

显著，但由此而导致的塑性和韧

性的损害也最严重。

2.置换固溶

强化比间隙固溶强化小一个数量

级，且提高冷脆转变温度。

Si每

使屈服强度增加15MPa要引起

ITT上升8℃。

终轧后冷速较大

或构件截面较小时，在含有置换

固溶元素的钢中的等轴铁素体可

能成为条状贝氏体铁素体，甚至

条状马氏体，因而削弱塑性。

有

的置换固溶元素也对韧性有益，

如Mn、Al：

Mn在铁素体中的固

溶约为30MPa。

Mn可降低奥氏

体冷却相变温度，造成等轴铁

素体晶粒的细化。

Al与氮原子

有较高结合能，可夺走固溶体

中N间隙原子，起净化铁素体

作用，改善铁素体冲击性能。

3.室温下，α-Fe置换固溶以Si

、Cu、Mn和Mo，特别是Si

强化效果好,Cr则起软化作用。

而Si、Mn、Ni在150K出现

软化.奥氏体置换固溶铁素体

形成元素如W、Mo、V、Si

有较大强化作用。

4.α-Fe的间

隙固溶原子可与刃位错和螺位

错产生交互作用而构成Cottrell

气团和Snoek气团。

二者作用

一样强烈。

Cottrell气团是α-Fe

低温强化的主要机制,中温区主

要是Snoek气团和玲木气团强化

5.置换固溶不具有被螺位错应力

场诱发而构成短程有序分布的条

件，置换固溶原子不阻碍螺位错

运动。

试述双相组织强化的规律。

如果其中一个相的体积分量很大

时,它对合金性能的作用即上升

为支配地位。

α+P钢屈服强度：

。

双相组织强化与其中一

个组成相相对于位错运动的阻碍

作用有关，，：

α+P中层片

珠光体的层片间距；：

当铁素体

的屈服强度；n=1或1/2。

如果双

相组织是由两个强韧性相差悬殊

的相组成,并在其中一个相形成时

有较大的比容改变,则应考虑高强

度相对低强度相塑性变形的约束

作用,从而引起低强度相额外的加

工硬化.如铁素体-马氏体双相钢。

细化晶粒不仅能提高材料的强度

，还可以改善材料的塑性和韧性。

晶粒尺寸小，晶粒内空位数量和

位错数量少，位错与空位、位错

间的弹性交互作用机会少，位错

更易于运动，表现出良好塑性。

位错数量少，塞积位错数量少，

只能造成轻度应力集中应力场，

从而推迟微孔和微裂纹的萌生，

增大断裂应变。

细晶粒为同时在

更多晶粒内开动位错和增殖位错

提供了机会，使塑性变形更均匀。

细晶粒为产生塑性变形所要求的

晶粒转动也较小。

细晶材料同时

提高加工硬化作用和流变应力，

由细化晶粒引起的加工硬化和流

变应力的变化幅度接近，因此真

实均匀应变没有改变。

相邻晶界

是以大角度间界相界的，当裂纹

穿越晶界进入相邻晶粒，必改变

扩展方向，晶粒越细，为裂纹扩

展所消耗的能量越高，因此细晶

组织具有较高的断裂韧性。

形变

诱导铁素体相变的关键因素及

应力应变曲线特征

形变诱导铁素体相是指在变形中

完成的、可获得超细晶粒的动态

相变过程。

。

形变诱导铁素体相变

的本质是奥氏体向铁素体转变发

生在形变过程中，因此化学成分、

奥氏体晶粒尺寸、变形温度、变

形速率、变形程度、变形方式以

及道次间隔时间成为影响DIFT

的关键因素。

对于真应力应变曲

线来说，随着变形量的增加，其

真应力不是一直上升的，也就是

说发生DIFT之后，使其变形抗

力下降。

动态再结晶分为两种：

连续动态再结晶：

（εc<εr）

εc为动态再结晶临界变形量；

εr为由形核到完成动态再结晶

的应变量；奥氏体几轮动态再

结晶同时发生。

间断动态再结晶：

（εc>εr），由于εr较小，

奥氏体一旦发生动态再结晶，不

需要太大的变形量。

第一轮动态

再结晶完成后，已发生再结晶的

晶粒还需继续变形，才能发生

第二轮动态再结晶。

如何控制再结晶后的晶粒尺寸

（一）变形程度的控制。

变形

程度较小时，形变储存能小，

不足以引起再结晶，所以晶粒

大小没有变化；当变形程度达

到一定数值之后，未达到临界

变形程度，变形程度不大，但

G/N大，故形成粗大晶粒；当

达到临界变形程度后，随着变

形程度的增加，G和N均增大

，G/N值较小，故晶粒逐渐细化

，当达到一定变形程度之后，随

变形程度的增加，晶粒尺寸不再

发生变化；但是对于某些具有二

次再结晶的合金，当变形程度很

大时，又会出现晶粒长大的现象

。

（二）原始晶粒尺寸的影响。

当变形量一定时，原始晶粒越细小

，再结晶后的晶粒越细小，主要

是形核点多的缘故。

（三）合金

元素及杂质的影响，合金中的合

金元素及杂质的存在，一方面增

加形变储存能，另一方面阻碍晶

界的运动，一般具有细化晶粒的

作用。

（四）变形温度的影响。

温

度越高，回复越容易进行，形变

储存能越低，再结晶越不容易进

行，晶粒粗化。

影响再结晶的因素

影响再结晶温度的因素：

1.变形

程度的影响。

金属的变形程度

越大，形变储存能越多，再结晶

的驱动力越大，使再结晶温度降

低，容易发生再结晶，当变形程度

达到一定数值后，再结晶温度趋于

一定值，当变形程度小到一定程度

时，再结晶温度趋于合金熔点，即

不会发生再结晶；2.加热速度的影

响。

一方面加热速度过低，金属有

足够的时间进行回复，形变储存能

降低，使再结晶温度升高，另一方

面，加热速度过大，也会使再结晶

温度升高，其原因是：

再结晶的形

核和长大需要时间来扩散，加热速

度过大，会推迟使之在更高的温度

下进行再结晶，此再结晶温度因素

影响再结晶。

3.原始晶粒大小的影

响，原始晶粒越大，再结晶过程

越不容易发生。

对于动态再结晶：

提高应变速率，可以明显推迟

动态再结晶的发生；b.加热温度

低，变形时原始奥氏体晶粒尺寸小，

发生动态再结晶所需变形量相对小，

孕育期短，相对容易发生动态再结

晶。

再结晶的形核机制

1.晶界突出形核机制，也叫晶界弓

出形核机制；2.亚晶合并机制；3.

亚晶吞食形核机制。

有时将2，3

合并称为亚晶长大形核机制。

影响形变奥氏体再结晶的因素

形变温度：

对于热轧钢材来说，

形变温度（即再结晶保温温度）

对再结晶形核率和长大速率的影

响都是指数关系的，温度越高，

再结晶将迅速的进行，且其影响

十分显著。

形变量：

形变量是影

响应变存储能的最主要因素，形

变量越大，形变存储能越大。

形

变存储能越大，再结晶形核和长

大速率均越大。

形变速率：

形变

速率越大，形变存储能越大。

但

是高应变速率对于静态再结晶影

响较小。

溶质原子与第二相质点：

溶质原子特别是基体点阵产生较

大畸变的某些置换固溶原子，将

显著地阻止奥氏体的再结晶；固

溶Nb原子对再结晶的阻碍作用

最为显著，约0.04%的Nb可使

再结晶推迟2~3个数量级。

（固

溶拖曳）第二相质点对再结晶的

作用与第二相质点的尺寸和体

积分数有关。

尺寸大于100nm

的第二相质点，由于增大形变

存储能和提供再结晶形核位置，

加速再结晶；尺寸小于20nm的

第二相质点，由于钉扎作用，阻

碍再结晶；尺寸在20nm~100nm

之间的第二相质点，不显著。

超级钢技术的主要强化机制及

其发展情况?

主要强化机制为细

晶强化：

充分利用奥氏体动态再

结晶（γ-DRX）的晶粒细化及晶

粒大小均匀化的作用，采用大

变形、低Td、高，达到细化晶

粒的目的；充分利用奥氏体未再结

晶区轧制，得到硬化的奥氏体晶粒

，为静态再结晶提供更多的形核点

，达到细化晶粒的目的。

临界点

（A3）轧制，形变诱导铁素体相

变（DIFT），相变前移，在单相区

轧制中相变。

.为什么选用Nb、V、

Ti作为钢中的微合金化元素？

Nb、V、Ti在钢中存在形式有两种：

固溶和化合物形态。

其中，化合物

形态分为两种：

（1）未溶的化合物

（一般为Nb/Ti的化合物），其尺寸较

大，对晶粒细化作用不大；

（2）加工

过程中以及冷却过程中沉淀析出的

化合物。

高温时能够抑制再结晶并

阻止晶粒长大，低温时起沉淀强化

作用。

固溶微合金元素作用：

溶质“

拖曳”微合金元素化合物作用：

“钉

扎”晶界、位错运动。

高温主要析

出物是TiN，随温度降低，析出主

要是Nb（C,N），所以，高温奥氏体

中主要析出物是复合的（Ti,Nb）（C,N）。

钢中的析出粒子通常为包心特征，

高温析出的富Ti、N化合物先形成，

后随温度降低依次形成的Nb、V析

出相富集在其外部。

也就是说，先

形成的TiN（或（Ti,Nb）（C,N））可以作

为低温析出相的核心。

TiN在奥氏

体中几乎不溶解。

这些氮化钛可在

热加工前的再加热过程抑制奥氏体

晶粒长大，以及焊接过程中，抑制

热影响区奥氏体的晶粒长大。

铌是

最有效的细化晶粒微合金化元素。

它的细化效果是通过控制奥氏体晶

粒而实现的。

在热轧时的奥氏体变

形过程中推迟再结晶而产生晶粒细

化，这是任何热处理工艺都做不到

的。

形成TiN消除了钢中的自由氮

，对钢的韧性是有益的为什么在

TMCP工艺中把水称为“最廉价

的合金元素”？

通过控制冷却的手

段，一方面可以起到细化晶粒的效

果，另一方面可以改变相变途径，

在一定程度上可以在尽量少加合金

元素的基础上，通过冷却手段达到

添加合金元素的效果。

1.加速冷却

可提高相变驱动力、降低Ar3温度

、使铁素体细化；2.促使强韧性的低

碳贝氏体形成并呈岛状弥散分布，

提高钢材强度；3.铁素体细化的同时

珠光体也得到细化，珠光体片层间距

减小，带状组织基本消失；4.在不降

低强度的前提下，可减少钢中碳当量，

有利于改善焊接性能。

.固态相变和液固相变有何异同点？

不同点：

液固相变：

通过原子的扩散

进行相变；凝固过程中有大量的结晶

潜热释放；内部基本上无弹性应变产

生小，可以忽略；固态相变：

分为扩

散、半扩散和非扩散相变；相变过程

基本上无潜热释放；由于新旧相比容

差和晶粒取向差，在晶胚及其周围区

域产生弹性应力场，产生相变阻力；

可以在晶体的缺陷处形核。

相同点：

相变过程均为形核与长大的过程；均

需要一定的过冷度，提供形核驱动力；

均是晶胚达到临界形核半径时，才有

可能变为晶核；均存在成分过冷和成

分起伏；均存在均质形核和非均质

核。

固态相变的特点

相变阻力大；新相晶核与母相晶核

之间存在一定的晶体学位向关系；

母相晶体缺陷处对相变起促进作用；

易于出现过渡相。

扩散型和无扩散型相变各有那些特征

扩散型相变：

在化学位的驱动下，

旧相原子单个地、无序地、统计地

越过相界面进入新相；在新相中原

子打乱重排，新旧相原子排列顺序

不同，界面不断向旧相推移。

对于

界面控制的扩散型相变，界面推移

速度。

非扩散型相变：

如

M转变，新旧相结构不同，但化学

成分相同；M相变界面的推移速度

与原子的热激活跃迁因素无关；相

界面处母相一侧的原子不是单个地、

无序地、统计地越过界面进入新

相，而是集体定向的协同位移；相

界面推移过程中保持共格关系。

晶粒长大驱动力，晶粒长大时界

面移动方向与晶核长大时的界面移

动方向有何不同？

晶粒长大的驱动

力与界面能成

正比与界面曲率半径R成反比。

晶

粒长大时界面的推移方向为大晶粒

向小晶粒，原因：

大小晶粒的界面

处，小晶粒以较小的曲率半径凸出

于大晶粒内部，大晶粒的晶界是凹

入的，由上式可知，指向曲率中心

的F作用于晶界，R越小，F越

大，则小晶粒不断迅速地被吃掉，

界面由大晶粒向小晶粒推进；晶

核长大时的界面的推移方向有新

相向母相推进，这是因为对于达到

临界形核半径的晶胚，母相原子

越过界面向新相跃迁时，会使系统

自由能下降，是一个自发过程，故

界面由新相推向母相。

概念：

固态

相变；平衡转变；扩散型相变；均

匀形核；形核率固态相变：

指当外

界条件如温度、压力等

发生变化时，物相在某一特定条件

下发生的突变；平衡转变：

在极为

缓慢的加热或冷却条件下形成符合

状态图的平衡组织的相的转变；扩

散型相变：

固态相变发生相的晶体

结构的改造或化学成分的调整，需

要原子迁移才能完成，若原子的迁

移造成原有原子邻居关系的破坏，

属于扩散型相变；均匀形核：

固态

相变增加了表面能、弹性应变能、

缺陷能等，晶体缺陷具有能量，

对形核具有一定的影响，当=0时，

晶核均匀形成，为均匀形核；形核

率:

单位时间、单位体积母相中形

成新相晶核的数目。

说明亚共析钢

的加热转变过程对于F+P的亚共析

刚，加热时，转变开始线与共析刚

转变开始线基本上一致；至于转变

终了线，在Ac3温度以上，也是随

着过热度的增加，转变终了线移向

时间短的一侧，这与共析刚的转变

终了线变化趋势一致；但在Ac1-Ac3

温度之间，转变终了线并不是随着

过热度的增加单调地移向时间短的

一侧，而是曲线向相反的方向延伸，

呈现复杂的非线性关系。

试说明临界点A1、A3、Acm与加

热冷却过程中临界点之间有何关系？

A1、A3和Acm线是钢在缓慢加热或

冷却过程中组织转变的临界点，实

际上，钢进行热处理时组织转变并

不按Fe-C相图所示的平衡温度进行

，通常有不同程度的滞后，并且是

加热冷却速度越快滞后现象越严重，

亦即加热时的临界点和冷却时的临

界点与平衡温度点差别越大。

加热

时的临界点为Ac1、Ac3和Accm，

且在平衡临界点上方，冷却时的临

界点为Ar1、Ar3和Arcm，且在平

衡温度点的下方。

并且共析点也会

发生左右平移现象，偏离共析成分

点0.77%C。

.何谓晶粒，晶粒为什么

长大，细化奥氏体晶粒的措施有那些？

结晶物质在生长过程中，由于受到外

界空间的限制，未能发育成具有规则

形态的晶体，而只是结晶成颗粒状，

称晶粒。

大小晶粒的界面处，小晶粒

以较小的曲率半径凸出于大晶

粒内部，大晶粒的晶界是凹入的，由

上式可知，指向曲率中心的F作用于

晶界，R越小，越大，则小晶粒

不断迅速地被吃掉，出现晶粒的长大

现象。

降低元素的扩散系数因素，可

以延缓晶粒粗化，如降低加热温度或

增加原子扩散激活能；界面处第二相

粒子钉扎位错，阻碍晶界迁移；降低

界面能，减小驱动力；使晶粒的大小

尽可能的均匀，降低晶界两侧的驱

动力大小的差异。

共析钢的奥氏体形

成过程，为什么铁素体先消失，部分

渗碳体未溶解完毕？

奥氏体晶粒长大

是通过渗碳体的溶解、碳在奥氏体和

铁素体中的扩散和铁素体继续向奥氏

体转变而进行的。

由于铁素体与奥氏

体相界面上的浓度差远小于渗碳体与

奥氏体相界面上的浓度差，使铁素体

向奥氏体的转变速度比渗碳体溶解的

速度快得多，因此，珠光体中的铁素

体总是首先消失。

连续加热时，奥氏

体形成特点是什么？

在连续加热的过

程中，在形成奥氏体的同时，温度还

在不断升高。

P转变为A要洗手相变

潜热，A升温过程也要吸收热量，只是

供给热量大于相变消耗热量。

与等温转

变不同，具有以下特点：

奥氏体转变是

在一个温度范围为内；奥氏体成分的不

均匀性随加热速度的增大而增大；奥氏

体起始晶粒随着加热速度的增加而细化。

.影响珠光体片间距的因素有哪些？

1.转变温度：

随着冷却速度的增大，过

冷度越大，片层间距越小。

这是由于温

度愈低，碳原子扩散速度越小；过冷度

越大，形核率越高。

2.过冷A晶粒的大

小，晶粒越小，形核点越多，在一定程

度上影响片间距，但此因素与P片间

距关系不大。

.影响非平衡组织加热转

变的因素。

对于非平衡组织，加热转变

不仅与加热前的组织状态有关，而且与

加热过程有关，因为非平衡组织加热过

程中要发生从非平衡到平衡或准平衡组

织状态的转变，而转变的程度又与钢件

的化学成分及加热速度有关。

与平衡组

织相比，非平衡组织具有以下特征：

可

能存在残余奥氏体；α相的成分和状态；

碳化物的种类、形状、大小、数量级分

布也不同。

所以说加热速度是一个极为

重要的影响因素。

.过冷奥氏体在什么条

件下形成片状珠光体，什么条件下形成

粒状珠光体（以及获得粒状P的途径）？

片状珠光体的形成条件：

一是将钢进行

充分的A化，成为成分均匀的A；二是

在近于平衡的缓慢冷却条件下，含碳量

0.77%的奥氏体在下形成的珠光体或者

在较高奥氏体化温度下形成的均匀奥氏

体于A1—550℃之间温度等温时也能形

成片状珠光体。

P转变温度的高低影响

着P的片间距。

粒状珠光体形成的条件

：

一是将钢进行特定的A化，即加热温

度低，保温时间短，没有使之进行充分

的A化，形成成分不均匀的A，就会存

在许多富C区，成为过冷A分解时的形

核点；二是特定的冷却条件，使A在A1

线稍下较高的温度下等温分解。

获得粒

状P的途径：

一是加热转变不充分存在

尚未溶解的碳化物颗粒，然后将过冷奥

氏体换冷得到；二是片状P球化退火得

到；三是M、B在A1稍下高温回火得到。

试述马氏体相变的主要特征及马氏体相

变的判据。

主要特征：

无需扩散性；不

变平面应变的晶格改组；存在惯习面；

相变伴有大量的亚结构，即极高密度的

警惕缺陷；相变诱发特有的浮凸现象。

判据：

不变平面应变的晶格改组；无

需扩散；相变伴生极高密度的晶体缺

陷：

孪晶、位错、位错、层错等亚结构

马氏体的定义？

答：

M是原子经无需扩散切变位移的

不变平面应变的晶格改组过程，得到

的具有严格晶体学关系和惯习面，形

成相中伴有极高密度位错、层错或精

细孪晶等晶体缺陷的整合组织。

.扩散学派和切变学派给贝氏体的定义

有那些，试分析这些定义？

切变学派的定义：

B是指中文转变时

形成的针状分解产物，具有针状组织

形貌、浮凸效应、有自己的TTT图和

Bs点三个特征，将B定义为：

F和碳

化物的非层片状混合组织。

此定义不

妥：

一是不是混合而是整合，混合系

统没有子组织功能；二是F和碳化物

的非片层状组织不是B特有的。

扩散

学派的定义：

B为扩散的、非协作的

两种沉淀相竞争台阶生长的共析分解

产物。

此定义不妥：

一是把