奥氏体-马氏体转变理论(95Cr18高碳马氏体不锈钢)
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奥氏体-马氏体转变理论
根据上述理论，可计算出Fe-30%Ni合金（原子百分数）于Ms点（233K)时的临界核胚尺寸cc22，r490,成核功（能垒）W5.4x10E5J/mol。
但是，在这样低的温度下要靠热运动来获得这样大的激活能是很困难的。
有人根据经典成核理论计算出Fe-Ni合金的成核率和相变温度成“C”曲线关系，并能说明一部分实验事实。
但是，也有一些人的测量结果表明，合金可以达到的Ms点比按经典理论计算的值为低。
按经典理论提出的马氏体的长大激活能为25104184J/mol。
但实际上马氏体的长大激活能很小，几乎为零。
根据这些结果看来，均匀成核的经典理论对于马氏体转变可能是不适用的。
在图1中，在冷至稍低于Ms点的温度时，五个颗粒里只有两个颗粒中产生马氏体，在T1温度时1及5号颗粒开始出现马氏体，而3号颗粒要冷到T2温度时才开始出现马氏体。
由此可见，合金的成核是很不均匀的，在某些颗粒里，有利于成核的位置很少，所以需要有更大的过冷度才能产生马氏体。
合金中有利于成核的位置是那些结构上的不均匀区域，如晶体缺陷、内表面（由夹杂物造成）以及由于晶体成长或塑性变形所造成的形变区等。
这些“畸变胚芽”可以作为马氏体的非均匀核心，通常称之为马氏体核胚。
当试样经高温退火后，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减少，亦即马氏体核胚数量减少了。
从表中可以看到，计算值和实验值相差不算太远。
随着合金中含Ni量增加，核胚变小，相变比较困难，这与实验结果是一致的。
关于钢中马氏体核胚的位错构模型，学说较多，见解也不统一，目前发展还不成熟。
此处只介绍一些一般知识，以便对这个问题有一个初步的了解。
说明马氏体核胚的结构，主要在于说明奥氏体和马氏体两相交界面的结构情况，即说明这两种密排原子列上的奥氏体和马氏体是如何构成共格界面的。
Frank最早建议，奥氏体和马氏体的交界面平行于惯习面（225)。
按照K-S关系，这两种点阵以（225)为界面时，（111)′和（110)'应互相平行。
但是，钢中马氏体和奥氏体的位向关系并不非常严格地符合K-S关系。
因为｛110}'和｛111}′的晶面间距不相等，对于-Fe,它们相差1.6%；对于各种钢，相差0.52%。
为了使两个相的晶面能够一一对应地联接起来，Frank提出这两个面并不严格地平行，而是有一个小的交角,如图2所示。
▲图2马氏体惯习面（225）（111）及（111）′面的关系。
各个原子按图中所示的分数沿箭头所指方向作相对位移，则可使它们互相吻合。
这样，在界面上每隔六列原子存在一个螺型位错。
在马氏体片的另一边界面上，点阵结构相同，不过螺型位错的符号相反。
不同符号的各组螺型位错的上下端由正的或负的刃型位错连接起来构成了位错圈。
Knapp和Dehlinger根据上述界面结构模型设想马氏体核胚为薄扁圆片，其周围由一系列大小不等的位错圈所环绕，如图4所示。
马氏体转变的无扩散性及在低温下仍以很高的速度进行等事实，都说明在相变过程中点阵的重组是由原子集体的、有规律的、近程迁动完成的，而无成分变化。
因此，可以把马氏体转变看作为晶体由一种结构通过切变转变为另一种结构的变化过程。
自1924年以来，由Bain开始，人们便根据马氏体相变的特征，设想了各种相变机制。
因为相变时母相发生明显的切变，所以早期提出的机制常常是从简单的切变过程推导出来的，企图通过简单的切变便可以得到与实验事实（包括点阵结构、位向关系和惯习面等）相符合的马氏体。
下面按发展过程对几个机制作一些简要的介绍。
早在1924年，Bain就注意到可以把面心立方点阵看成为体心正方点阵，其轴比／为c/a1.41(即√2:1)，如图3-46中（a)及（b)所示。
同样，也可以把稳定的体心立方铁素体看成为体心正方点阵，其轴比等于1(图5c))。
因此，只要把面心立方点阵的C轴（图5中的Z轴）压缩，而把垂直于C轴的其他两个轴（图5中的x'和y')拉长，使轴比为1，就可使面心立方点阵变成体心立方点阵。
因为马氏体中有间隙式溶解的碳，所以其轴比不能等于1。
随碳含量不同，马氏体的轴比在1.081.00之间。
因此，在无C的情况下，希望轴比从1.41变成1.00。
按照Bain模型，在转变过程中原子的相对位移很小。
例如，Fe-30%Ni合金，当其从面心立方点阵变成体心立方点阵时，C轴缩短了20%，a轴伸长了14%。
按照Bain模型，面心立方点阵改建为体心立方点阵时，奥氏体和马氏体的晶面重合也大体符合K-S关系，如图6所示。
按照Bain模型仅能产生马氏体晶格，它不能解释宏观切变及惯习面的存在，因此还不能完整地说明马氏体相变的特征。
图中点阵以（111)面为底面按ABCABCABC堆积次序自下而上排列。
点阵图下面画出其在（111)面上的投影图。
图7b)图表示图7a)图在奥氏体点阵中的位向。
为叙述方便起见，首先考虑没有C存在的情况。
并设想奥氏体分以下几个步骤转变成马氏体：（1)在（111)面上，沿［211]方向产生第一次切变。
如图7a）Ⅰ中所示，第二层（B层）原子移动1/12r（211）而更高各层原子则按比例增加。
但相邻层原子的相对位移均为1/12r（211）,第一次切变角为1918′,第一次切变后，原子排列如图7a）Ⅱ所示；（2)第二次切变是在（112)面上（垂直于（111)面），沿［110]方向产生1030'的切变（见图7a）Ⅱ的投影图），结果如图7a）Ⅱ所示。
第二次切变后使顶角由120变为10930'或角由60增至7030'。
由于没有C的存在，便得到体心立方点阵的马氏体。
在有C原子存在的情况下，对于面心立方点阵改建为体心正方点阵时，二次切变量略小些，角由60增至69;(3)最后还要作一些小的调整，使晶面间距和测得的相符合。
K-S模型的成功之处在于它导出了所测量到的点阵结构和位向关系，给出了面心立方奥氏体点阵改建为体心正方马氏体点阵的清晰模型。
但是，这个早期的理论完全没有考虑宏观切变和惯习问题。
按K-S模型引起的表面浮凸与实测结果相差很大。
另外，既然认为碳钢中主切变面在（111)面上发生，那末这个面似乎应该是惯习面，而测量结果表明，0.92%C钢和1.4%C钢的惯习面是（225),1.78%C钢的惯习面是（259)。
G-T模型比较圆满地解释了马氏体转变的宏观变形、惯习面、位向关系和显微结构变化等现象，但是没有解决惯习面的不应变不转动，而且也不能解释碳钢（＜1.4%C)的位向关系等问题。
马氏体相变的切变理论还在不断地发展，随着马氏体相变实验研究的深入，新的现象不断出现，这就要求理论必须继续发展，才能解释实验发现的现象，同时使理论本身逐渐完善。
例如，如前所述，在Ni-Cr钢、不锈钢、高Mn钢中，'-马氏体总是在相的交接处出现，特别是常在两个相的相交处出现。
因此，有人提出这类合金相变的顺序是→→'。
而KypMon和Sachs由于受当时实验技术水平限制，没能想到相的作用，却假设了另外两个切变过程，直接由得到'。
当然，→'直接转变的可能性也是存在的。
有人认为C可以提高Mn钢的层错能，因此碳含量高时，→转变困难，这时就会发生→'直接转变。
近年来，由于马氏体异常正方度的发现，也给马氏体相变机构的切变理论提出了新的课题，按上述一般设想的马氏体相变机构，相变是无扩散的、均匀的、有规律的点阵重组。
这样必然导致所有碳原子只分布在马氏体间隙位置的一个亚点阵上，从而使马氏体的c／a最大。
显然，这样的转变机构无法解释马氏体的异常正方度现象。
这就启发人们在设想马氏体相变机构时，还必须把C原子的移动方式考虑在内。
95Cr18高碳马氏体不锈钢
国标GB-T标准：数字牌号：S44090、新牌号：95Cr18、旧牌号：9Cr18,。
④热导率/w/(m.k)100℃-:29.3,。
⑦线胀系数/(10-6/k)0604℃:12,。
⑨纵向弹性模量（20℃）/GPa:200，。
①硬度HBW≤：退火255，硬度HRB≤：-，。
马氏体和残余奥氏体.PDF
Writtenby:GeorgeVandorVoort(BuehlerLtd)。
条件，如何判别和检测残余奥氏体，以及残余奥氏体存在的危害。
这取用于评估规定形状的试棒的淬火硬化层的深奥氏体的存在严重影响了工具钢行业。
随着奥氏体的含碳量增高，马氏体转变微组织。
一些特殊需求的之外，残余奥氏体的出解决这个问题。
BethlehemSteel实验室人员一起。
100多年前，人们对钢的热处理只有很绘制CCT曲线的确是个相当漫长。
度下，保温810小时晶粒尺寸仍旧十分由于透射电子显微镜（TEM）的分辨。
可以见到先前粗大的奥氏体晶粒，这些且透射电子显微镜可以对金属薄片样。
小的负荷状态下，仍旧产生晶间的脆性结构有了更深入的研究和了解。
LOM可以显示残余奥氏体的显微组织，氏体基体没有足够的韧性释放应力，从而硬度与含碳量关系曲线，该曲线表明大。
由于马面层可能产生2025%的残余奥氏体，大图3是由Marder和Krauss绘制的在。
氏体层片间的小颗粒的残余奥氏体难于钢）是由低碳合金钢制成。
齿轮通常不像马氏体转变开始温度与含碳量之间的关。
那么以上的内容就是关于奥氏体-马氏体转变理论的介绍了，95Cr18高碳马氏体不锈钢是小编整理汇总而成，希望能给大家带来帮助。
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