广东工业大学材料科学基础clkjc

化学位与相平衡条件：（1）化学位：偏摩尔吉布斯自由能。用卩表示。化学位的确定：在自由能一成分曲线上，过成分点的切线与两纵轴的交点。（2）相平衡的条件：两组元在各相中的化学位分别相等。yAa=卩®A=……在自由能一成分曲线上，表现为各曲线间有公切线。2•固溶体合金的平衡结晶与纯金属结晶的比较：①相同点：基本过程：形核一长大；热力学条件：/T〉0；能量条件：能量起伏；结构条件：结构起伏。②不同点：合金在一个温度范围内结晶（可能性：相律分析；必要性：成分均匀化。）合金结晶是选分结晶：需成分起伏。3固溶体的不平衡结晶：（1）原因:冷速快（假设液相成分均匀、固相成分不均匀）。（2）结晶过程特点：固相成分按平均成分线变化（但每一时刻符合相图）；结晶的温度范围增大；组织多为树枝状。（3）成分偏析：晶内偏析：一个晶粒内部化学成分不均匀现象。枝晶偏析：树枝晶的枝干和枝间化学成分不均匀的现象。（消除：扩散退火，在低于固相线温度长时间保温。）成分过冷及其对晶体生长形态的影响：（1）成分过冷：由成分变化与实际温度分布共同决定的过冷。（2）形成：界面溶质浓度从高到低一液相线温度从低到高。（图示：溶质分布曲线一匀晶相图一液相线温度分布曲线一实际温度分布曲线一成分过冷区。）（3）成分过冷形成的条件和影响因素：条件：G/R〈mCO（1-kO）/DkO；合金固有参数：m（液相线斜率），k0;实验可控参数：G（温度梯度），R（凝固速度）。（4）成分过冷对生长形态的影响：（正温度梯度下）G越小，成分过冷越大一生长形态：平面状一胞状一树枝状。成分过冷与固溶体的组织：（1）热温过冷：液体过冷度完全取决于液体中实际温度的分布。纯金属结晶时的过冷（结晶过程中熔点不变）。（2）成分过冷：由于结晶过程中液相成分变化而导致熔点变化，从而形成的过冷。合金结晶时存在，由液体中的成分变化及液体中的实际温度分布共同决定。3成分过冷对固溶体生长形态及组织的影响（正温度梯度下），G越小，成分过冷越大一生长形态：平面状－胞状－树枝状。6•共晶转变：由一定成分的液相同时结晶出两个一定成分固，相的转变（Pb-Sn,Al-Si,Al-Cu,Mg-Si,Al-Mg）共晶相图：具有共晶转变特征的相图；特点：液态无限互溶、固态有限互溶或完全不溶，且发生共晶反应。共晶组织：共晶转变产物（是两相混合物）。7.共晶组织及其形成机理：共晶组织的基本特征是两相交替排列，但两相的形态却是多种多样。层片状（a）、棒状（纤维状）（b）、球状（c）、针状（d）、螺旋状（e）等。8•共晶系合金的非平衡凝固和组织：（1）伪共晶：共晶成分附近的非共晶合金所得到的完全共晶组织。①伪共晶：由非共晶成分的合金所得到的完全共晶组织。②形成原因：位于共晶点附近的合金成分进行不平衡结晶。伪共晶区具有不同的形状（对称或偏移）。（2）离异共晶：成分位于共晶线上两端点附近的合金形成的两相分离的共晶组织。①离异共晶：成分位于共晶线上两端点附近的合金得到的两相分离的共晶组织。（平衡条件、非平衡条件均可形成）②形成原因：初晶的量很多，共晶体的量很少，共晶体中的a相依附在初晶a上生长，p在晶界析出。③消除：扩散退火。9•包晶转变：由已结晶出来的一定成分的固相和剩余液相（确定成分）反应生成另一个一定成分固相的转变。包晶相图：具有包晶转变特征的相图。特点：液态无限互溶、固态有限互溶或完全不溶，且发生包晶反应。包晶组织：包晶转变产物。10.共价键的特性：1）饱和性：两个相邻原子间只能共用一对电子（一个原子的共价键数，一般为其未成对的价电子数，最多不超过8－N（N为未成对电子数））。2）方向性：在共价晶体中，原子以一定的角度相邻接，各键之间有确定的方位。共价键材料的特性：（1）共价键的结合力很大，所以共价键材料具有强度高、硬度大、熔点高、脆性大、结构稳定等特点。（2）导电性差：为使电子运动产生电流，必须破坏共价键，需加高温、高压，因此共价键材料具有很好的绝缘性。金刚石中碳原子间的共价键非常牢固，金刚石是世界上最坚硬的固体。11•离子键材料的特性：1）一般离子晶体中正负离子静电引力较强，结合力很大。因此离子晶体的强度高、硬度大、熔点高、热膨胀系数小、脆性大。2）在离子晶体中很难产生可以自由运动的电子，因此，离子晶体都是良好的绝缘体。金属材料的各种特征：（1）良好延展性：当金属受力变形，原子之间的相互位置发生改变时，金属正离子始终被包围在电子云中，金属键不被破坏。（2）良好的导电性：在电场作用下，自由电子沿电场方向作定向运动，形成电流。（3）良好的导热性：在热的作用下，正离子震荡加剧并传递热量。（4）金属不透明：金属中的自由电子可以吸收可见光的能量，被激发、跃迁到较高能级。（5）金属光泽：当电子跳回到原来能级时，将所吸收的能量重新辐射出来。晶体材料的共同特点是：1）结构有序，物理性质表现为各向异性；2）具有固定的熔点；3）晶体的排列状态（晶体结构）是由构成原子或分子的几何学形状和键的形式决定的。非晶体材料的共同特点是：1）结构无序，物理性质表现为各向同性；2）无固定熔点。晶向指数与晶面指数之间的关系：1）指数相同的晶向和晶面垂直；2）当晶向指数（uvw）和晶面指数（hkl）之间具有：hu+kv+lw=0时，则该晶向和晶面具有平行关系。（1）点缺陷：在三维空间各方向上尺寸都很小的缺陷，相当于原子数量级。如：空位、间隙原子、置换原子等。点缺陷的形成：晶体中位于晶格结点上的原子并非静止不动的，而是以其平衡位置为中心作热运动。晶体中存在能量起伏，使得某一瞬间，某个原子具有足够大的能量，克服周围原子对它的制约，跳出其所在的位置，使晶格中形成空结点，称空位。空位是一种热平衡缺陷。温度越高，空位浓度越大。点阵畸变：点缺陷的存在，使得周围原子相互之间的作用力失去平衡，为了达到新的平衡，原子需要重新调整其平衡位置，从而使点阵产生弹性畸变，即点阵畸变，又称晶格畸变。点缺陷周围原子偏离了其平衡位置，形成弹性应力场。形成点缺陷后，晶体的内能升高，增加的能量称为点缺陷形成能。点缺陷的类型：（1）空位：肖脱基空位－离位原子进入其它空位或迁移至晶界或表面。弗兰克尔空位－离位原子进入晶体间隙。肖脱基空位－离位原子进入其它空位或迁移至晶界或表面。弗兰克尔空位－离位原子进入晶体间隙。（2）间隙原子：位于晶体点阵间隙的原子（自间隙原子、异类间隙原子）。（3）置换原子：位于晶体点阵位置的异类原子。点缺陷对晶体性能的影响：（1）结构变化：晶格畸变（如空位引起晶格收缩，间隙原子引起晶格膨胀，置换原子可引起收缩或膨胀）。（2）性能变化：物理性能（如电阻率增大）。（3）力学性能（屈服强度提高）。（4）增大扩散系数。点阵畸变：点缺陷的存在，使得周围原子相互之间的作用力失去平衡，为了达到新的平衡，原子需要重新调整其平衡位置，从而使点阵产生弹性畸变，即点阵畸变，又称晶格畸变。点缺陷周围原子偏离了其平衡位置，形成弹性应力场。形成点缺陷后，晶体的内能升高，增加的能量称为点缺陷形成能。（2）线缺陷：在两个方向上尺寸很小，另外一个方向上的尺寸很大的缺陷，主要指位错。位错主要有两种模型：一种为刃型位错，一种为螺型位错。位错对材料的塑性变形、强度、断裂等力学性能起着决定性的作用。同时，位错对扩散、相变等过程也有较大的影响。1）刃型位错:在位错线周围一个有限区域内，原子离开了其平衡位置，即产生了点阵畸变。点阵畸变区出现弹性应力场。（1）点阵畸变在多余半原子面两侧左右对称。（2）在含有半原子面部分，晶体受压应力；在不含半原子面部分，晶体受拉应力。螺型位错:模型：1）无多余半原子面；2）位错线//晶体滑移方向。分类：左螺型位错；右螺型位错。全位错：柏氏矢量的模等于该晶向上原子间距的整数倍的位错称为全位错。单位位错：柏氏矢量的模等于该晶向上原子间距的位错称为单位位错。不全位错：柏氏矢量的模小于该晶向上原子间距的位错称为不全位错。位错的性质：1）是已滑移区和未滑移区的边界。2）刃型位错可以是各种形状的曲线，螺型位错只能是一条直线。3）位错线不能在晶体内部中断。在晶体内，位借可以自成闭合的位错环，或者和其他位错相连接，或者穿过晶体终止在晶界或晶体表面。位错的运动有两种基本形式：滑移和攀移•作用在位错上的力F的特征：1）F力的方向始终垂直于位错线，并指向滑移面上的未滑移区；2）刃型位错上的力F与切应力t的方向一致，螺型位错上的力F与切应力t的方向垂直；3）F力不是切应力t的分力，t是位错附近原子实际受到的力，F只是作用在位错这种特殊组态上的假想力。4）任意形状的位错线，各点处所受外力F始终等于tb,且力F的方向始终垂直于该点处的位错线。位错攀移以后，晶体的体积一般会发生变化，把这类位错运动称为非守恒运动；而位错滑移以后，晶体的体积不会发生变化，把这类位错运动称为守恒运动。位错的增殖、塞积与交割:位错的交割:晶体中位错线的方位各式各样，不同滑移面上运动的位错在运动中相遇就有可能发生位错互相切割现象，称之为位错的交割•位错的交割的结果在原来是直的位错线上形成一段一个或几个原子间距大小的折线（割阶），使原来的位错线变长，能量增加，因此交割过程对位错运动具有阻碍作用，使变形过程中产生应变硬化。以面心立方为例：在面心立方晶体中有两种类型的不全位错：肖克莱不全位错和弗兰克不全位错。肖克莱不全位错：通过滑移形成（只能滑移，不能攀移,属可动位错）弗兰克不全位错：在完整晶体中局部抽出或插入一层原子所形成。（只能攀移，不能滑移。属不动位错）.（3）面缺陷：在一个方向上的尺寸很小，另外两个方向上的尺寸很大的缺陷。晶体的面缺陷包括晶体的外表面和晶体的内界面（包括晶界、亚晶界、孪晶界、相界、堆垛层错等）。面缺陷对金属的物理性能、化学性能和力学性能都有着重要影响。晶界：两个空间位向不同的相邻晶粒之间的界面.将两个相邻晶粒的点阵彼此通过晶界向对方延伸后，再经过微小的调整后，其中一些阵点将出现有规律的相互重合。由这些重合阵点构成的新点阵称为“重合位置点阵”。重合位置的原子占晶体原子的比例称为重合位置密度。界面处包含的重合位置密度越高，两晶粒在界面上的配合越好，界面能越低。界面特性:（1）界面能会引起界面吸附。（2）界面上原子扩散速度较快。（3）对位错运动有阻碍作用。（4）易被氧化和腐蚀。（5）原子的混乱排列利于固态相变的形核。过冷现象（1）过冷：金属的实际开始结晶温度Tn总是低于理论结晶温度Tm的现象。（2）过冷度：液体材料的理论结晶温度（Tm）与其实际温度之差。△T=Tm-Tn.过冷是结晶的必要条件（结晶过程总是在一定的过冷度下进行），改变过冷度可以控制铸件晶粒的大小。影响过冷度的因素：（1）金属的纯度越高，过冷度越大。（2）冷却速度越快，过冷度越大。冷却曲线的几个特点：1.冷却曲线上出现温度回升现象.在实际开始结晶温度，大量晶核形成释放的结晶潜热多于金属向外界散失的热量，导致出现温度的回升。2.在纯金属的冷却曲线上出现“平台”.液态金属在结晶过程中释放的结晶潜热与金属向外界散失的热量达到平衡。3.“平台”的温度与熔点的关系.“平台”的温度低于熔点（理论结晶温度）。冷却速度越慢，“平台”的温度越接近理论结晶温度。晶胚的形成受到两个力的作用：结晶的驱动力：在过冷条件下，固相的自由能低于液相的自由能。当过冷液体中出现晶胚时，原子由液态转变为固态，使系统自由能降低；结晶的阻力：由于晶胚构成新的表面，形成表面能，使系统的自由能升高。晶胚形成时总的自由能变化决定着晶胚能否长大。影响非均匀形核的因素：a过冷度：与均匀形核相同，提高冷却速度可增加形核率。b外来物质表面结构：0越小越有利。点阵匹配原理：结构相似，点阵常数相近。c外来物质表面形貌：表面下凹有利。d物理方法：振动（机械振动、电磁振动、音频或超声波振动）晶核长大的条件.动态过冷度：晶核长大所需的过冷度（是材料凝固的必要条件）.晶体长大机制：粗糙界面：垂直长大。光滑界面：横向长大：二维晶核长大、依靠缺陷长大。几种晶体长大机制的比较：1.垂直长大是一种连续长大方式，长大速度快（如定向凝固）；需要过冷度小（0.01-0.05C）。二维晶核长大不能连续进行，长大速度很慢。3.螺型位错长大是一种连续长大方式（有永不消失的台阶）。但由于只能在台阶侧面生长，长大速度也较慢；需在较大的过冷度（1-2°C）下进行。晶体的长大形态：a.固-液前沿液相中的温度梯度：（1）正温度梯度（液体中距液固界面越远，温度越高）;（2）负温度梯度（液体中距液固界面越远，温度越低）.b.平面状长大形态（正温度梯度）.粗糙界面：平面状。光滑界面：台阶状（小平面状）。C.树枝状长大形态（负温度梯度）.粗糙界面:树枝状。光滑界面：a较小时，呈树枝状一多面体一台阶状。 a很大时，规则形状。扩散的现象与本质：（1）扩散：热激活的原子通过自身的热振动克服束缚而迁移它处的过程。（2）现象：柯肯达尔效应。（3）本质：原子无序跃迁的统计结果。（不是原子的定向移动）。菲克（FickA）第一定律（1） 第一定律描述：单位时间内通过垂直于扩散方向的某一单位面积截面的扩散物质流量（扩散通量J）与浓度梯度成正比。（2） 表达式：J=-D（dc/dx）。（C—溶质原子浓度；D-扩散系数）。（3）适用条件：稳态扩散-dc/dt=0,浓度及浓度梯度不随时间改变。25•菲克第二定律：（1）表达式：一维1）•一般：6C/at=Q（D6C/谕/Sx2）•特殊：氐/3t=Do2C/3x2三维 SC/3t=D（32/3x2+32/3y2+32/3z2）C（2） 适用条件：1）稳态扩散：3C/3t=0，3J/3x=0o2）非稳态扩散：3C/3t#0,3J/3x#0（3C/3t=—3J/3x）第二定律的应用：（1）误差函数解，适用条件：无限长棒和半无限长棒。（恒定扩散源〕表达式：Cx=Cs—（Cs-C0）erf（x/2VDt）伴无限长棒）。（2）正弦解：Cx,t=Cp+A0sin（nx/入）exp（-n2Dt/入2），Cp:平均成分；A0：振幅Cmax-Cp；入：晶粒间距的一半。（3） 高斯解（薄膜解）：Cx=（M/VnDT）exp（-x2/4Dt），适用条件：限定扩散源、衰减薄膜源，（扩散物质总量M不变；t=0,c=0）上坡扩散，概念：原子由低浓度处向高浓度处迁移的扩散。驱动力：化学位梯度。其它引起上坡扩散的因素：弹性应力的作用--大直径原子跑向点阵的受拉部分，小直径原子跑向点阵的受压部分，造成固溶体内溶质原子的不均匀分布。晶界的内吸附--某些原子易富集在晶界上，造成晶界上该原子浓度高于晶内。电场、温度场的作用--大的电场、温度场作用可使原子按一定方向扩散，造成原子分布不均匀。反应扩散：（1）反应扩散：扩散过程中，当溶质含量超过基体金属的溶解度时，基体金属将发生相变形成新相。例子：钢中渗碳、渗氮。（2）相分布规律：二元扩散偶中不存在两相区，只能形成不同的单相区；三元扩散偶中可以存在两相区，不能形成三相区。影响扩散系数的因素：1）.温度：温度越高，扩散系数越大。（原子的振动能越大；空位浓度提高。）2）.晶体结构：致密度小的晶体结构较致密度大的晶体结构，原子在其中的扩散系数大。3）.固溶体的类型：不同类型的固溶体，原子的扩散机制是不同的。间隙固溶体的扩散激活能一般均较小。4）.晶体缺陷：晶内、晶界、表面的扩散系数不同。晶界、表面和位错等对扩散起着快速通道的作用，这是由于晶体缺陷处点阵畸变较大，原子处于较高的能量状态，易于跳跃，故各种缺陷处的扩散激活能均比晶内扩散激活能小，加快了原子的扩散。5）.化学成分：结合键的强度、溶质浓度、第三组元等。塑性变形的主要方式：滑移、孪生。滑移现象：在切应力作用下，晶体的一部分相对于另一部分沿着一定的晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）产生相对位移，且不破坏晶体内部原子排列规律性的塑变方式。30.滑移系：(1)几何要素：滑移面(密排面)，滑移方向(密排方向)。(2)滑移系：一个滑移面和该面上一个滑移方向的组合。滑移系的个数：(滑移面个数)X(每个面上所具有的滑移方向的个数)。滑移系数目与材料塑性的关系：一般滑移系越多，塑性越好；与滑移面原子密排程度和滑移方向个数有关.滑移时晶体的转动：(1)位向和晶面的变化：拉伸时,滑移面和滑移方向趋于平行于力轴方向;压缩时，滑移面逐渐趋于垂直于压力轴线。(2)取向因子的变化：几何硬化：卩尢远离45。，滑移变得困难；几何软化：卩尢接近45。，滑移变得容易。多滑移：对于具有多组滑移系的晶体，滑移首先在取向最有利的滑移系(其分切应力最大)中进行，但由于变形时晶面转动的结果，另一组滑移面上的分切应力也可能逐渐增加到足以发生滑移的临界值以上，于是晶体的滑移就可能在两组或更多的滑移面同时进行或交替地进行，从而产生多系滑移。交滑移：晶体在两组或多组不同滑移面上沿同一滑移方向进行的滑移。交滑移的实质是螺位错在不改变滑移方向的前提下，从一个滑移面转到相交接的另一个滑移面的过程。交滑移可以使滑移有更大的灵活性。滑移的位错机制：晶体的滑移是通过位错的运动来实现的.孪生：在切应力作用下，晶体的一部分相对于另一部分沿一定的晶面和晶向发生均匀切变，已切变区与未切变区呈镜面对称关系。孪晶：已切变区与未切变区以孪晶面为准，呈镜面对称关系。孪晶在显微镜下呈带状或透镜状。孪生变形的特点：(1)孪生使一部分晶体发生了均匀切变，而滑移只集中在一些晶面上；(2)孪生后晶体的位向关系发生了改变，滑移后晶体的位向关系并未改变；(3)孪生变形通常出现在滑移受阻的应力集中区，临界切应力比滑移大；(4)孪生对塑性变形的贡献比滑移小得多，但当滑移受阻时，孪生可以改变晶体位向，使滑移继续下去。晶界对变形的阻碍作用：(1)晶界的特点：原子排列不规则；分布有大量缺陷。(2)晶界对变形的影响：滑移、孪生多终止于晶界,极少穿过。(3)晶粒大小与性能的关系。a晶粒越细，强度越咼(细晶强化：霍尔一配奇公式)bs=c0+kdT/2。原因：晶粒越细，晶界越多，位错运动的阻力越大。b晶粒越细，塑韧性提高。晶粒越多，变形均匀性提高，由应力集中导致的开裂机会减少，可承受更大的变形量，表现出咼塑性。细晶粒材料中，应力集中小，裂纹不易萌生；晶界多，裂纹不易传播，在断裂过程中可吸收较多能量,表现咼韧性。固溶强化：固溶体材料随溶质含量提咼其强度、硬度提咼而塑性、韧性下降的现象。强化机制：晶格畸变，阻碍位错运动；柯氏气团强化。固溶强化的影响因素：a.溶质原子含量越多，强化效果越好；b.溶剂与溶质原子半径差越大，强化效果越好；c.价电子数差越大，强化效果越好；d.间隙溶质原子的强化效果咼于置换溶质原子。按溶质原子位置不同，可分为置换固溶体和间隙固溶体。随溶质含量的增加，合金的强度、硬度提咼，塑性有所下降。溶质原子的存在及其固溶度的增加，使基体金属的变形抗力随之提咼。回复：冷变形金属在低温加热时，其显微组织无可见变化，但其物理、力学性能却部分恢复到冷变形以前的过程。再结晶：冷变形金属被加热到适当温度时，在变形组织内部新的无畸变的等轴晶粒逐渐取代变形晶粒，而使形变强化效应完全消除的过程。影响再结晶的因素：1.退火温度。温度越咼，再结晶速度越大。加热速度太低或太咼，再结晶温度提咼。2.变形量。变形量越大，再结晶温度越低；随变形量增大，再结晶温度趋于稳定；在给定温度下发生再结晶需要以一临界变形量，变形量低于该值，再结晶不能进行。3.原始晶粒尺寸。晶粒越小，变形抗力越大，冷变形储存能越咼，再结晶驱动力越大；同时，晶界越多，有利于形核。4.微量溶质元素。一方面增加变形储存能，利于再结晶；一方面阻碍位错和晶界的运动，不利于再结晶。实验表明，金属纯度越咼，再结晶温度越低。5.第二分散相。间距和直径都较大时，提咼畸变能，并可作为形核核心，促进再结晶；直径和间距很小时，提咼畸变能但阻碍晶界迁移，阻碍再结晶。均匀形核：1).形核时的能量变化.(1)相变驱动力：体积自由能AGv；(2)相变阻力：界面能p■，应变能Es。具有低表面能和咼应变能的共格/半共格晶核：为了降低应变能，新相倾向于呈盘状和片状；具有咼表面能和低应变能的非共格晶核：为了降低表面能，新相倾向于呈球状。若相变后应变能显著增加，则新相趋向于呈片状或针状。相变阻力大：界面能增加；额外弹性应变能：比体积差；扩散困难(新、旧相化学成分不同时)。非均匀形核：(1)晶界形核：表面能咼，降低临界晶核的形核功；新相在母相表面部分界面重建，降低界面能。结构混乱，易扩散，利于扩散相变。(2)位错形核：新相生成处位错消失，能量释放，提咼驱动力；新相生成处位错不消失，可作为半共格界面的形成部分；易于发生偏聚(气团)，有利于成分起伏，易于扩散，有利于发生扩散型相变。(3)空位形核：促进扩散；新相生成处空位消失，提供能量；空位群可凝结成位错促进形核(在过饱和固溶体的脱溶析出过程中，空位作用更明显。)脱熔转变概念：当固溶体因温度变化等而呈过饱和状态时，将自发地发生分解过程，其所含的过饱和溶质原子通过扩散而形成新相析出，此过程称为脱溶。相图中具有溶解度变化的体系，从单相区经过溶解度饱和线进入两相区时，就要发生脱溶分解。按照系统自由焓取最低原则，脱熔相应为平衡相。但实际发生的过程中，相当多的情况都是介稳平衡的，但它并非过程终态，在一定的条件下，介稳相会转变为平衡相，形成所谓脱熔贯序现象。在工业生产过程中，工艺目标或实际可能获得的状态，几乎都是脱熔贯序中的介稳状态，而并非平衡状态。A1-CU合金的时效脱熔贯序为：a一G.P-0''一0a相：A1-Cu合金固溶体(面心立方)；G.P:圆盘状的熔质原子Cu富集区，与母相完全共格。0''：成分接近CuAl2，圆片状过渡相(脱熔相)，正方点阵，与母相共格，强化作用最强。0':成分接近CuAl2，圆片状过渡相(脱熔相)，与母相呈半共格关系，强化作用减弱。0:平衡相，CuAl2。与母相呈非共格关系，强化作用显著减弱。马氏体转变：(1)转变特点：无扩散性。切变共格与表面浮凸。惯习面及位向关系。转变是在一个温度范围内进行的。转变不完全(有残余奥氏体)。(2)•马氏体结构与形态：马氏体是碳在a-Fe中的过饱和固溶体，碳存在于八面体间隙中。马氏体的亚结构：(1)低碳钢、中碳钢、不锈钢淬火形成板条马氏体(位错马氏体)；(2)咼碳钢(碳含量大于0.6%)淬火形成片状马氏体(孪晶马氏体)44•马氏体相变的形核及动力学：(1)马氏体的转变是一个形核及长大的过程。(2)转变温度范围：Ms-Mf。在Ms-Mf范围内，温度越低，马氏体转变量越多。(3)马氏体转变动力学：等温转变马氏体，变温转变马氏体、形变诱发马氏体。(4)残余奥氏体。铁碳相图的成分组织与性能的对应关系：1.强度。随碳含量的增加，亚共析钢中P增多而F减少,P的强度较F咼.同时P的组织越细密，其强度值越高.所以亚共析钢的强度随碳含量的增大而增；当碳含量超过共析点之后，强度很低的Fe3CII沿晶界出现，合金强度的增高变慢，到约0.9%C时，Fe3CII沿晶界形成完整的网，强度开始迅速降低，到2.11%C合金中将出现Le时,强度已降至很低的值；再增加碳含量时，合金基体都为脆性很高的Fe3C,强度变化不大且值很低，趋于Fe3C的强度(约30MPa)。2.硬度。随含碳量增加，合金硬度呈直线关系增大。3•塑性。铁碳合金中Fe3C是极脆的相，没有塑性•合金的塑性变形全部由F提供•所以随碳含量的增大，F量不断减少时，合金的塑性连续下降.到合金成为白口铸铁时，塑性就降到近于零值了.Fe-3%C室温组织组成物相对量的计算:组织组成物：P、Fe3C、Le组织组成物相对量：Le%=L%=E2/EC=(3-2.11)/(4.3-2.11)=40.6%A%=(P+Fe3C)%=2C/EC=(4.3-3)/(4.3-2.11)=59.4% Fe3C%=2C/ECX(2.11-0.77)/(6.69-0.77)=13.4%P%=A%-Fe3C%=(59.4-13.4)%=46%相组成物：F、Fe3C 相组成物相对量：F%=(6.69-3)/6.69X100%=55.2% Fe3C%=3/6.69X100%=44.8%A6-NF+FesC它们的相对质量为图1工业纯铁结晶过程示意图它们的相对质量为共析钢的室温组织组成物也全部是P，而组成相为F和FeC，3F%=6.69-0.77x100%=88%；FeC%=1-F%=12%36.69图3亚共析钢结晶过程示意图含0.4％C的亚共析钢的组织组成物（F和P）的相对质量为：图2共析钢结晶过程示意图0.4一0.02P%= x100%=51%；F%=1一51%