奧氏體-馬氏體轉變理論(95Cr18高碳馬氏體不銹鋼)
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奧氏體-馬氏體轉變理論
根據上述理論，可計算出Fe-30%Ni合金（原子百分數）于Ms點（233K)時的臨界核胚尺寸cc22，r490,成核功（能壘）W5.4x10E5J/mol。
但是，在這樣低的溫度下要靠熱運動來獲得這樣大的激活能是很困難的。
有人根據經典成核理論計算出Fe-Ni合金的成核率和相變溫度成“C”曲線關系，并能說明一部分實驗事實。
但是，也有一些人的測量結果表明，合金可以達到的Ms點比按經典理論計算的值為低。
按經典理論提出的馬氏體的長大激活能為25104184J/mol。
但實際上馬氏體的長大激活能很小，幾乎為零。
根據這些結果看來，均勻成核的經典理論對于馬氏體轉變可能是不適用的。
在圖1中，在冷至稍低于Ms點的溫度時，五個顆粒里只有兩個顆粒中產生馬氏體，在T1溫度時1及5號顆粒開始出現馬氏體，而3號顆粒要冷到T2溫度時才開始出現馬氏體。
由此可見，合金的成核是很不均勻的，在某些顆粒里，有利于成核的位置很少，所以需要有更大的過冷度才能產生馬氏體。
合金中有利于成核的位置是那些結構上的不均勻區域，如晶體缺陷、內表面（由夾雜物造成）以及由于晶體成長或塑性變形所造成的形變區等。
這些“畸變胚芽”可以作為馬氏體的非均勻核心，通常稱之為馬氏體核胚。
當試樣經高溫退火后，其中一些缺陷被消除或重新排列，因而使有利于成核的位置有所減少，亦即馬氏體核胚數量減少了。
從表中可以看到，計算值和實驗值相差不算太遠。
隨著合金中含Ni量增加，核胚變小，相變比較困難，這與實驗結果是一致的。
關于鋼中馬氏體核胚的位錯構模型，學說較多，見解也不統一，目前發展還不成熟。
此處只介紹一些一般知識，以便對這個問題有一個初步的了解。
說明馬氏體核胚的結構，主要在于說明奧氏體和馬氏體兩相交界面的結構情況，即說明這兩種密排原子列上的奧氏體和馬氏體是如何構成共格界面的。
Frank最早建議，奧氏體和馬氏體的交界面平行于慣習面（225)。
按照K-S關系，這兩種點陣以（225)為界面時，（111)′和（110)'應互相平行。
但是，鋼中馬氏體和奧氏體的位向關系并不非常嚴格地符合K-S關系。
因為｛110}'和｛111}′的晶面間距不相等，對于-Fe,它們相差1.6%；對于各種鋼，相差0.52%。
為了使兩個相的晶面能夠一一對應地聯接起來，Frank提出這兩個面并不嚴格地平行，而是有一個小的交角,如圖2所示。
▲圖2馬氏體慣習面（225）（111）及（111）′面的關系。
各個原子按圖中所示的分數沿箭頭所指方向作相對位移，則可使它們互相吻合。
這樣，在界面上每隔六列原子存在一個螺型位錯。
在馬氏體片的另一邊界面上，點陣結構相同，不過螺型位錯的符號相反。
不同符號的各組螺型位錯的上下端由正的或負的刃型位錯連接起來構成了位錯圈。
Knapp和Dehlinger根據上述界面結構模型設想馬氏體核胚為薄扁圓片，其周圍由一系列大小不等的位錯圈所環繞，如圖4所示。
馬氏體轉變的無擴散性及在低溫下仍以很高的速度進行等事實，都說明在相變過程中點陣的重組是由原子集體的、有規律的、近程遷動完成的，而無成分變化。
因此，可以把馬氏體轉變看作為晶體由一種結構通過切變轉變為另一種結構的變化過程。
自1924年以來，由Bain開始，人們便根據馬氏體相變的特征，設想了各種相變機制。
因為相變時母相發生明顯的切變，所以早期提出的機制常常是從簡單的切變過程推導出來的，企圖通過簡單的切變便可以得到與實驗事實（包括點陣結構、位向關系和慣習面等）相符合的馬氏體。
下面按發展過程對幾個機制作一些簡要的介紹。
早在1924年，Bain就注意到可以把面心立方點陣看成為體心正方點陣，其軸比／為c/a1.41(即√2:1)，如圖3-46中（a)及（b)所示。
同樣，也可以把穩定的體心立方鐵素體看成為體心正方點陣，其軸比等于1(圖5c))。
因此，只要把面心立方點陣的C軸（圖5中的Z軸）壓縮，而把垂直于C軸的其他兩個軸（圖5中的x'和y')拉長，使軸比為1，就可使面心立方點陣變成體心立方點陣。
因為馬氏體中有間隙式溶解的碳，所以其軸比不能等于1。
隨碳含量不同，馬氏體的軸比在1.081.00之間。
因此，在無C的情況下，希望軸比從1.41變成1.00。
按照Bain模型，在轉變過程中原子的相對位移很小。
例如，Fe-30%Ni合金，當其從面心立方點陣變成體心立方點陣時，C軸縮短了20%，a軸伸長了14%。
按照Bain模型，面心立方點陣改建為體心立方點陣時，奧氏體和馬氏體的晶面重合也大體符合K-S關系，如圖6所示。
按照Bain模型僅能產生馬氏體晶格，它不能解釋宏觀切變及慣習面的存在，因此還不能完整地說明馬氏體相變的特征。
圖中點陣以（111)面為底面按ABCABCABC堆積次序自下而上排列。
點陣圖下面畫出其在（111)面上的投影圖。
圖7b)圖表示圖7a)圖在奧氏體點陣中的位向。
為敘述方便起見，首先考慮沒有C存在的情況。
并設想奧氏體分以下幾個步驟轉變成馬氏體：（1)在（111)面上，沿［211]方向產生第一次切變。
如圖7a）Ⅰ中所示，第二層（B層）原子移動1/12r（211）而更高各層原子則按比例增加。
但相鄰層原子的相對位移均為1/12r（211）,第一次切變角為1918′,第一次切變后，原子排列如圖7a）Ⅱ所示；（2)第二次切變是在（112)面上（垂直于（111)面），沿［110]方向產生1030'的切變（見圖7a）Ⅱ的投影圖），結果如圖7a）Ⅱ所示。
第二次切變后使頂角由120變為10930'或角由60增至7030'。
由于沒有C的存在，便得到體心立方點陣的馬氏體。
在有C原子存在的情況下，對于面心立方點陣改建為體心正方點陣時，二次切變量略小些，角由60增至69;(3)最后還要作一些小的調整，使晶面間距和測得的相符合。
K-S模型的成功之處在于它導出了所測量到的點陣結構和位向關系，給出了面心立方奧氏體點陣改建為體心正方馬氏體點陣的清晰模型。
但是，這個早期的理論完全沒有考慮宏觀切變和慣習問題。
按K-S模型引起的表面浮凸與實測結果相差很大。
另外，既然認為碳鋼中主切變面在（111)面上發生，那末這個面似乎應該是慣習面，而測量結果表明，0.92%C鋼和1.4%C鋼的慣習面是（225),1.78%C鋼的慣習面是（259)。
G-T模型比較圓滿地解釋了馬氏體轉變的宏觀變形、慣習面、位向關系和顯微結構變化等現象，但是沒有解決慣習面的不應變不轉動，而且也不能解釋碳鋼（＜1.4%C)的位向關系等問題。
馬氏體相變的切變理論還在不斷地發展，隨著馬氏體相變實驗研究的深入，新的現象不斷出現，這就要求理論必須繼續發展，才能解釋實驗發現的現象，同時使理論本身逐漸完善。
例如，如前所述，在Ni-Cr鋼、不銹鋼、高Mn鋼中，'-馬氏體總是在相的交接處出現，特別是常在兩個相的相交處出現。
因此，有人提出這類合金相變的順序是→→'。
而KypMon和Sachs由于受當時實驗技術水平限制，沒能想到相的作用，卻假設了另外兩個切變過程，直接由得到'。
當然，→'直接轉變的可能性也是存在的。
有人認為C可以提高Mn鋼的層錯能，因此碳含量高時，→轉變困難，這時就會發生→'直接轉變。
近年來，由于馬氏體異常正方度的發現，也給馬氏體相變機構的切變理論提出了新的課題，按上述一般設想的馬氏體相變機構，相變是無擴散的、均勻的、有規律的點陣重組。
這樣必然導致所有碳原子只分布在馬氏體間隙位置的一個亞點陣上，從而使馬氏體的c／a最大。
顯然，這樣的轉變機構無法解釋馬氏體的異常正方度現象。
這就啟發人們在設想馬氏體相變機構時，還必須把C原子的移動方式考慮在內。
95Cr18高碳馬氏體不銹鋼
國標GB-T標準：數字牌號：S44090、新牌號：95Cr18、舊牌號：9Cr18,。
④熱導率/w/(m.k)100℃-:29.3,。
⑦線脹系數/(10-6/k)0604℃:12,。
⑨縱向彈性模量（20℃）/GPa:200，。
①硬度HBW≤：退火255，硬度HRB≤：-，。
馬氏體和殘余奧氏體.PDF
Writtenby:GeorgeVandorVoort(BuehlerLtd)。
條件，如何判別和檢測殘余奧氏體，以及殘余奧氏體存在的危害。
這取用于評估規定形狀的試棒的淬火硬化層的深奧氏體的存在嚴重影響了工具鋼行業。
隨著奧氏體的含碳量增高，馬氏體轉變微組織。
一些特殊需求的之外，殘余奧氏體的出解決這個問題。
BethlehemSteel實驗室人員一起。
100多年前，人們對鋼的熱處理只有很繪制CCT曲線的確是個相當漫長。
度下，保溫810小時晶粒尺寸仍舊十分由于透射電子顯微鏡（TEM）的分辨。
可以見到先前粗大的奧氏體晶粒，這些且透射電子顯微鏡可以對金屬薄片樣。
小的負荷狀態下，仍舊產生晶間的脆性結構有了更深入的研究和了解。
LOM可以顯示殘余奧氏體的顯微組織，氏體基體沒有足夠的韌性釋放應力，從而硬度與含碳量關系曲線，該曲線表明大。
由于馬面層可能產生2025%的殘余奧氏體，大圖3是由Marder和Krauss繪制的在。
氏體層片間的小顆粒的殘余奧氏體難于鋼）是由低碳合金鋼制成。
齒輪通常不像馬氏體轉變開始溫度與含碳量之間的關。
那么以上的內容就是關于奧氏體-馬氏體轉變理論的介紹了，95Cr18高碳馬氏體不銹鋼是小編整理匯總而成，希望能給大家帶來幫助。
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