材料组织性能控制复习题及答案完整版复习课程Word下载.docx
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4.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。
5.提高金属材料的韧性的途径有哪些？
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；
6.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。
7.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（不大于10%）,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。
8.对比间隙固溶强化与置换固溶强化
1.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。
9.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。
10.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。
11.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。
12.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。
13.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（金属一般为2%-10%），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。
14.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：
a.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。
15.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。
16.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。
17.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。
18.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
19.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。
20.固态相变和液固相变有何异同点？
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形核。
20.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。
21.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。
22.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，为什么？
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。
23.概念：
固态相变；
平衡转变；
扩散型相变；
均匀形核；
形核率
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；
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。
24..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。
25.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。
26.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。
27.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？
答：
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。
28.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。
29.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。
30.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。
31.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。
32.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：
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
33.马氏体的定义？
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。
34.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。
一是把B看作共析分解产物，不能把B转变看为共析分解；
二是转变性质不同，B与P分解有着本质上的区别。
35.贝氏体相变与珠光体共析分解的组织形貌和亚结构。
P由F和Fe3C两相组成，B可以有F+Fe3C、F+残留A、F+M/A、F+Fe3C+A+M等组成；
P晶核为两相（F+Fe3C），B为单相晶核（BF）；
P为A共析分解的产物，B非共析分解；
P分解在晶界处形核，B相变可在晶界和晶粒内部形核；
P是在高温区分解得到近似平衡的组织，B为中温区非平衡相变产物；
P中的F可以为片状或粒状；
P中的F和Fe3C成一定的比例，B中没有固定的比例关系。
P中的亚结构较少，位错密度低，B中有许多亚结构，位错密度极高。
36.贝氏体相变与马氏体相变的异同点。
1.均存在晶体缺陷；
2.存在以非简单指数晶面为不变平面，即存在惯习面；
3.相变引发特有的浮凸现象；
4.M和B相变均为非平衡相变；
1.晶体缺陷的密度不同，M相变中有极高密度的位错，B相变中位错密度相对较低；
2.B中的浮凸呈帐篷状，形貌不同于M；
3.M相变为不变平面应变的晶格改组；
4.M相变无扩散性，B相变为半扩散型相变；
5.M相变在低温区进行，转变速度比较快，B相变在中温区进行，具有一定的孕育期；
6.M相变无成分改变，仅仅是晶格改组，B相变有成分的改变；
7.相变后的组织不一样；
8.M相变界面为切变共格界面，B相变界面为非共格弯曲面。
37.试述贝氏体转变的动力学特点。
a．与M长大速度（近声速）相比，B转变速度较慢；
b.在许多合金
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