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合金凝固時(shí)，由于溶質(zhì)在固相中和在液相中的溶解度不同，而產(chǎn)生選分結(jié)晶(也稱脫溶或液析)現(xiàn)象。即伴隨結(jié)晶的進(jìn)行，在凝固前沿不斷有溶質(zhì)析出(K<1時(shí))，使液相同溶質(zhì)濃度逐漸增加。在平衡結(jié)晶時(shí)，溶質(zhì)在固、液兩相中的均勻擴(kuò)散都得以充分進(jìn)行，因而并不產(chǎn)生偏析。但在鋼液的實(shí)際凝固過程中，溶質(zhì)在兩相，特別是在固相中的擴(kuò)散不能充分進(jìn)行。結(jié)果析出的溶質(zhì)不斷在凝固前沿的母液中富集，形成濃度很高的溶質(zhì)偏析層，此偏析層內(nèi)熔體的液相線溫度相對(duì)于成分未變之母液的液相線溫度有所降低，因而使凝固前沿處熔體的過冷減小。這一現(xiàn)象對(duì)凝固組織有很大的影響。極端情況下(固相不均化、液相不混合)凝固前沿出現(xiàn)溶質(zhì)大的富集情況。其溶質(zhì)的分布可用下式來描述：式中C L(x)為距凝固前沿x處液相中溶質(zhì)濃度；C0為合金熔體中溶質(zhì)的初始濃度；K為溶質(zhì)的平衡分配系數(shù)，K=C0/CL導(dǎo)；R為結(jié)晶速度；DL為溶質(zhì)在液相中的擴(kuò)散系數(shù)。設(shè)K為常數(shù)(液、固相線為直線)，且液相線斜率為m，則與凝固前沿溶質(zhì)濃度相對(duì)應(yīng)的液相線溫度分布可用t L(x) =t0-mC L(x) =t0-mC0(1+1-k/k e -R/DLx)來描述。C L(x)及t L(x)的變化如圖2所示。可見C L(x)隨距凝固前沿距離增加而減小，t L(x)隨距凝固前沿距離的增加而增高。在凝固前沿(x=O)處。熔體液相線溫度tL與熔體實(shí)際溫度之差稱過冷，即Δt =tL-te。當(dāng)達(dá)到穩(wěn)定態(tài)結(jié)晶時(shí)，凝固前沿處tL=te=ts此時(shí)，液相線溫度分布曲線與實(shí)際溫度分布曲線所圍成的區(qū)域(圖2陰影區(qū))稱組成過冷區(qū)。組成過冷的出現(xiàn)，必將終止原有凝固界面的繼續(xù)推進(jìn)，并且當(dāng)其凝固前沿前方過冷較大處的過冷超過生核所需的過冷度Δt ﹡ 時(shí)，將在凝固界面前方形成新的晶核。這是鋼錠結(jié)晶組織由柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變的一種有說服力的解釋。
1）加熱溫度和保溫時(shí)間——加熱溫度越高，晶粒長大越快，奧氏體越粗大；保溫時(shí)間延長，晶粒不斷長大，但長大速度越來越慢。2）加熱速度——加熱速度越大，形核率越高，因而奧氏體的起始晶粒越小，而且晶粒來不及長大。3）碳及合金元素4）鋼的原始組織 [3]冷卻轉(zhuǎn)變
過冷奧氏體——在共析溫度（A1）以下存在的不穩(wěn)定狀態(tài)的奧氏體，以符號(hào)A冷表示。隨著過冷度的不同，過冷奧氏體將發(fā)生三種類型轉(zhuǎn)變：1）珠光體型轉(zhuǎn)變；2）貝氏體型轉(zhuǎn)變；3）馬氏體型轉(zhuǎn)變。
1） 無擴(kuò)散性——馬氏體轉(zhuǎn)變是非擴(kuò)散性轉(zhuǎn)變，因而轉(zhuǎn)變過程中沒有成分變化，M的含碳量和原來A的相同。2）切變共格和表面浮凸現(xiàn)象——由于原子不能進(jìn)行擴(kuò)散，因而晶格轉(zhuǎn)變只能以切變的機(jī)制進(jìn)行。3）變溫形成——M只有在不斷降低溫度的條件下，轉(zhuǎn)變才能繼續(xù)進(jìn)行。4）高速長大——馬氏體生長速度極快，片間相撞容易在馬氏體片內(nèi)產(chǎn)生顯裂紋。5） 轉(zhuǎn)變不完全——?dú)堄鄪W氏體A殘——MS點(diǎn)越高，M越多，A殘?jiān)缴佟s和Mf點(diǎn)的溫度與冷卻速度無關(guān)，主要取決于含碳量與合金元素的含量。如圖所示： [3]
合并圖冊(cè)(2張)2）連續(xù)冷卻1、等溫轉(zhuǎn)變曲線的建立等溫轉(zhuǎn)變曲線可以用金相法、膨脹法、電阻法和熱分析法等多種方法建立。
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