《马氏体相变晶体学导论》.pdf(新型调质低碳马氏体结构钢零件用钢)
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《马氏体相变晶体学导论》.pdf
Ⅰ.Bowles和Mackenzie（1954b）的扩展符号。
新型调质低碳马氏体结构钢零件用钢
与普通调质钢一样，合金元素在该类钢中的作用也是提高淬透性，保证得到马氏体组织。
但在250-350℃回火，要产生低温回火脆性。
首先，在这个温度范围回火，发生-Fe2.4C溶解，Fe3C在马氏体板条边界和原奥氏体晶界析出，呈连续薄片状，在冲击负荷下沿马氏体板条边界裂开。
在350℃以上，Fe3C开始球化，韧性恢复。
第二个原因是杂质元素磷、锑、锡等，在淬火加热时发生在奥氏体晶界上的偏聚，经淬火后杂质元素被冻结在原奥氏体晶界。
以上杂质在原奥氏体晶界的富集和连续薄膜状Fe3C的同时存在，两者作用叠加，造成沿晶脆断。
合金元素锰和铬加剧低温回火脆化倾向，锰的质量分数在2%以上，淬火状态也可发生沿晶断裂，也进一步促进低温回火脆性。
钼能改善低温回火脆性，硅、铝推迟-Fe2.4C向Fe3C转变，将低温回火脆化温度范围推向350℃以上。
固态相变马氏体转变
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1、l第一节固态相变总论l第二节成分保持不变的相变l第三节过饱和固溶体的分解l第四节共析转变l第五节马氏体转变l第一节第一节固态相变固态相变相变：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。
相变表现为：1）从一种结构转变为另一种结构。
纯金属的同素异构转变、固溶体的多形性转变、马氏体相变化学成分的变化。
只有成分转变而无相结构的变化有序程度的变化。
合金的有序化转变，以及与电子结构变化相关的转变1、相界面不同相晶体晶粒的界面。
按界面原子的排列特点，可分为共格界面、半共格界面、。
（1）共格界面：两相晶格在界面上彼此完全衔接，错配度（-）/0.05；（2）半共格界面大到一定程度时，相界面不能继续维持完全共格学要一系列调配错配度调节，0.050.25；（3）非共格界面由于（0.25）界面处两相原子无法配合。
l2、界面能、界面能固固相界面能比液固相界面高，一部分同类键异类键的结合强度和数量变化引起的化学能，另一部分是由界面原子不匹配产生的点阵畸变能。
l3、应变能、应变能应变能包括共格应变能和体积应变能。
l4、取相关系、取相关系固态相变时，为了降低母相与新相之间的界面能，新相的某些低指数晶面与母相的某些低指数晶面平行。
3、固态相变时，为了降低界面能和维持共格关系，新相往往在母相的一定晶面上开始形成这个与所生成新相的主平面或主轴平行的母相品面称为惯习面l6、晶体缺陷、晶体缺陷晶态固体中的空位、位错、晶界等缺陷周围因点阵畸变面储存一定的畸变能新相极易在这些位置非均匀形核它们对晶核的长大过程也有一定影响(a)共格界面共格界面(b)半共格界面半共格界面(c)非共格界面非共格界面l二、固态相变的分类1、按热力学分类（1）一级相变由相转变为相时，GGii，但自由焓的一阶偏导数不相等，有体积V和熵S的突变l(2)二级相变由相转变为相时，GG，ii，自由焓的一阶偏导数相等，但自由焓的二阶偏。
4、导数不相等，无体积效应和热效应l2、按原子迁移情况分类，可将固态相变分为扩散型相变和非扩散型相变（1）扩散型相变）扩散型相变依靠原子（或离子）的扩散的相变，例如脱溶沉淀、调幅分解、共析转变等；（2）非扩散型相变）非扩散型相变原子（或离子）尽作有规律的迁移使点阵发生改组的相变。
l3、按相变方式分类可将固态相变分为有核相变和无核相变：（1）有核相变：有核相变：通过形核长大两个阶段进行的相变；（2）无核相变：）无核相变：通过扩散偏聚方式进行的相变。
l三、固态相变的形核晶核的形成可分为均匀形核和非均匀形核（1）均匀形核）均匀形核固态相变的驱动力是新相与母相间的自由焓之差，阻力包。
形成半径r的晶核时，系统自由焓的变为：形核率：l2、非均匀形核（1）晶界形核界面形核时自由焓的变化f()形状因子的表达式由图85可知晶核最易在界隅形成，其次是界棱，最后是界面l（2）沿位错形核位错沿位错形核后，位错消失而释放出畸变能，为形核提供能量。
l沿位错形核的特点：沿位错形核的特点：（1）刃型位错比螺型位错更为有利；（2）较大柏氏矢量的位错促进形核的作用更为有效；（3）在位错结和位错割阶处易于形核；（4）单独位错比亚晶界上的位错对形核更为有效；（5）小角度晶界或亚晶界上惯习面选择性形核；l四、晶核的长大l1、晶核的长大方式l按原子的运动规律可分为：l（1）。
6、非协同型长大原子移动无序（2）协同型长大母相原子有规则的向新相运动l2、晶核长大的控制因素根据晶核的长大方式及母相和新相的化学成分的变化情况，可将固态相变长大分为4类：成分不变协同型长大；成分不变非协同型长大；成分改变协同型长大；成分改变非协同型长大。
l晶核长大的控制因素依相变温度和扩散类型而定：（1）相变温度较高时，原子扩散速率较快，但过冷度和相变驱动力较小，晶核长大速率的控制因素是相变驱动人；（2）相变温度较低时，过冷度和相变驱动力较大，原子的扩散速率将成为晶核长大的控制因素。
l3、受界面过程控制的晶核长大界面迁移速率界面迁移速率exp()1exp()VQGvkTkT（1）。
7、过冷度较小时，两相的自由能差极小界面迁移速率与两相的自由能差成正比，随温度降低，两相的自由能差增大，新相长大速率增加；exp()VGQvkTkTVGkT（2）过冷度较大时，，随温度降低，界面迁移速率减小，新相长大速率随之下降。
VGkTexp()0VGkTexp()QvkTl五、固态相变动力学l固态相变速度决定于新相的形核率和长大速度：（1）设均匀形核的形核率及受点阵重构控制的长大速度在恒温转变时均为常数，相变动力学方程：（2）非均匀形核的形核率及受扩散控制的长大速度随时间而变化，相变动力学方程：Johnson-Mehl方程Avrami方程等温转变动力学图等温转变动力学图TTT图图。
8、在某一温度下转变量达到f所需的时间f。
转变开始温度转变开始温度：转变量f0.05的时间0.050.05转变中止温度转变中止温度：转变量f0.95的时间0.950.95l一、多型性转变多型性转变即同素异构转变，转变前后无成分变化，是通过形核、长大方式进行的，新相优先在过冷或过热母相的晶界等缺陷处形核；二、块状转变固溶体及纯金属可在快速冷却过程中以很快的速率转变成与母相成分相同面结构相异的块状新相；三、有序无序转变某些合金随温度的变化由无序状态变到有序状态的一个原子交换位置过程。
l1、有序度参量（1）长程有序l（2）短程有序l2、有序化过程：有序化过程需要原子的迁移，但不引起宏。
9、观的成分改变，仅仅是邻近亚点阵上原子的换位。
l有序畴：点阵上的原子交换位置，形成有序排列的微小区域。
l反相畴界：有序畴相遇时，若它们原子占据的亚点阵在各自的有序区域中恰好相反的交界面。
l脱溶沉淀：固溶体的溶解度随温度变化，在晶界处脱溶出一种物价在晶界形成沉淀。
l控制脱溶沉淀的方法：沉淀相的体积分数和弥散度由冷却速度控制先进行固溶处理然后重新加热至两相区保温(时效)使沉淀相得以析出，沉淀相的体积分数和弥散度由时效温度和保温时间控制l二、沉淀方式l1、连续沉淀：沉淀过程中邻近沉淀物的母相溶质浓度连续变化。
l2、不连续沉淀：析出相和母相之间的溶质浓度变化不连续。
10、母相保持取向关系，具有共格或半共格界面，而另一侧母相不共格形核较为困难，一旦成核，其生长速率很快。
l3、沉淀过程中的显微组织的变化l（1）连续均匀沉淀加局部沉淀）连续均匀沉淀加局部沉淀：沉淀开始时先在晶界、滑移带局部沉淀，接着发生晶内均匀沉淀；l（2）连续沉淀加不连续沉淀）连续沉淀加不连续沉淀：晶内发生连续沉淀，而在晶界发生不连续沉淀，随时效过程的发展，胞状组织不断扩大，同时沉淀相粗化并球化；l（3）不连续沉淀不连续沉淀：核在晶界形成后长成胞状组织，不断增大(包括伴生的再结晶)扩展至整体，与此同时，沉淀相逐步粗化并球化。
l五、调幅分解：l通过自发的成分涨落和上坡扩散，使溶质。
11、成分的波幅不断增加，分解成结构均与母相相同，但成分不同的两种固溶体的分解过程。
l一、概述l共析转变与共晶转变相似，但它是从固溶体母相中以相互协作的方式生长出来，结构、成分均不相同于母相的两个新固相，表达式为：l珠光体珠光体的形成是一个共析转变过程：+l珠光体珠光体：铁素体、渗碳体交替分布的片层状共析组织。
珠光体的形成过程：珠光体的形成过程：（1）碳的扩散；（2）晶体点阵重构珠光体团：珠光体团：珠光体片层方向大致相同的区域。
珠光体片间距SOl不同的温度形成的珠光体片层间距不同：l在温度区间（A1650）：SO大约为400nm;l在温度区间（）：SO大约为400nm200n。
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