材料中扩散与相变教案201009

课程教案

学院：材料与能源

系、所：材料科学与工程系

授课教师：李力

课程名称：《材料中的扩散与相变》课程学时：48学时

2010年9月6日

绪论

教学目标或要求：

《材料中的扩散与相变》是材料科学与工程、材料加工与控制等各专业一门重要技术基础课。

材料科学是研究材料的化学成分、组织结构、加工工艺与性能之间关系及变化规律的一门科学。材料科学基础的任务是根据工程和科学技术发展的需要设计研制新型工程材料；解决材料制备原理和工艺方法，获取可供使用的工程材料；解决材料在加工和使用过程中组织结构和性能变化的微观机理，从中找出合宜的加工工艺、强化工艺和延寿措施；创新测试材料成分、组织结构和性能的方法，完善测试技术；合理地选择和使用工程材料。

本课程的主要教学目的和任务是：

1、使学生在掌握固态材料中扩散与相变的基本概念及基础理论，包括材料中扩散的微

观机制、宏观规律及固态相变中的驱动力、阻力、形核、长大的基础理论。

2、通过学习以上基础知识，使学生能对各种类型的扩散型相变和非扩散型相变进行分

析和讨论。

3、为学生分析材料学及材料加工工程中的扩散和相变问题打下理论基础，为学生今后

研究与开发新材料及材料加工新技术奠定坚实的基础。

学习本课程的目的是为后续专业课打下牢固的基础，同时为将来从事材料的研究与开发打下坚实的理论基础。

教学重点和难点

1．教学重点：

1. 材料热力学。

2. 扩散基础

3．相及相图

4．固态相变的形核、长大与粗化

5．马氏体相变

2．教学难点：

1．材料的能量计算和分析方法，材料系统熵、焓(化学能、界面能、应变能)的计算及应用。

2. 扩散微观理论、相图热力学理论。

3．凝固理论，特别是非平衡凝固理论。

4．马氏体相变晶体学

教学手段与方法：

课堂讲授，结合多媒体教学。

教学内容：

1．材料热力学

材料热力学知识回顾及总结，包括热力学定律，焓、熵、自由能、热力学定律及重要关系。

化学热力学，包括活度、偏摩尔函数、平衡常数、热平衡方程等。材料的能量计算和分析方法，材料系统熵、焓(化学能、界面能、应变能)的计算及应用。

2、扩散基础

扩散的驱动力、Fick第一定律、第二定律，扩散微观理论，间隙原子扩散机理、置换原子的扩散机理，互扩散的基本概念，扩散系数统计性质，扩散数值模拟。实际金属的扩散和扩散相关实验方法

3．相及相图

相及相图：合金相的分类、稳定性、基本参数及热力学理论，单元、二元相图相图热力学理论。

4、凝固理论

固态相变的分类，固态相变形核中均匀形核时的驱动力、阻力、临界条件，非均匀形核及特征，凝固理论，固态相变的长大规律，Johnson-Mehl方程和A vrami方程，弥散析出相的粗化和长大。

5、脱溶、时效及失稳分解

脱溶过程的驱动力，脱溶沉淀相形核及生长粗化，失稳分解的实验研究，时效概念及应用

6、马氏体相变

马氏体相变分类，马氏体相变热力学，铁基合金和有色金属中中的马氏体转变，形核与长大，马氏体相变的晶体学及其晶体学表象理论。

该课程内容较为庞杂。具有三多的特点；即所谓内容头绪多、原理规律多（涉及原理、规律几十个）、概念定义多（名词、定义近300个），由于该课程具有上述特点，加之有些微观结构看不见、摸不到，而且课程内容枯燥、乏味，因此，教师感到难教，学生感到难学。本课程推荐参考书目：

1 刘智恩. 材料科学基础. 西北工业大学出版社. 2003

2 赵品. 材料科学基础教程. 哈尔滨工业大学出版社. 2002

3 石德柯. 材料科学基础. 机械工业出版社. 1999

4 胡赓祥. 材料科学基础. 上海交通大学出版社. 2002

5 徐恒钧. 材料科学基础. 北京工业大学出版社. 2001.

第一章材料热力学

教学目标或要求：

通过本章学习，使学生们掌握材料热力学基本理论、材料结构、相、组织关系，了解材料能量计算方法和分析方法。

教学重点与难点

教学重点：

材料热力学理论

教学难点：

材料的能量计算和分析方法，材料系统熵、焓(化学能、界面能、应变能)的计算及应用。

教学手段与方法：

讲授。运用多媒体教学。

教学内容：

材料热力学知识回顾及总结，包括热力学定律，焓、熵、自由能、热力学定律及重要关系。化学热力学，包括活度、偏摩尔函数、平衡常数、热平衡方程等。材料的能量计算和分析方法，材料系统熵、焓(化学能、界面能、应变能)的计算及应用。

第二章扩散

教学目标或要求：

通过本章学习，使学生们掌握扩散问题的热力学分析、原子理论、扩散激活能概念、影响扩散的因素、扩散理论的应用。

教学重点与难点

教学重点：

1.扩散第一定律；

2.扩散第二定律；

3．扩散机理.。

4．影响扩散的因素塑性变形对组织与性能的影响；

5．扩散的热力学分析

教学难点：

1．扩散第二定律；

2．扩散的机制；

3．扩散的热力学分析

教学手段与方法：

讲授。运用多媒体教学。

教学内容：

固体中原子或分子的迁移称为扩散。扩散是固体中物质迁移的唯一方式。研究扩散一般涉及两个方面：扩散的宏观规律——表象理论；扩散的微观机制——原子理论。

菲克第一定律描述了原子扩散通量（J）与浓度梯度（）之间的关系，即扩散通量与浓度梯度成正比，并且扩散方向与浓度梯度方向相反。菲克第一定律描述了一种扩散物质的质量浓度不随时间变化的稳态过程，因而不能描述大多实际情况的非稳态扩散。因此，在引入质量守恒定律后，由菲克第一定律导出了可应用于非稳态过程的第二定律。根据不同扩散问题的初始条件和边界条件，由菲克第二定律可求解出扩散物质随时间和位置的变化规律。置换固溶体中的原子扩散与间隙固溶体的原子扩散不同，它不仅涉及到溶质原子的扩散，也涉及到溶剂原子的扩散。溶质原子和溶剂原子的扩散速率不同导致了柯肯达耳效应。在置换固溶体中的原子扩散通量可具有菲克第一定律的形式，但扩散系数是互扩散系数，它与两种原子的本征扩散系数相关。

从菲克第一定律看，扩散的驱动力是浓度梯度，即物质从高浓度向低浓度扩散，扩散的结果导致浓度梯度的减小，直至成分均匀，扩散停止。但实际上，在某些情况下的扩散，物质出现从低浓度向高浓度扩散的“上坡扩散”或“逆向扩散”的现象。扩散的热力学分析表明，扩散的驱动力是化学势梯度，而不是浓度梯度，由此不仅能解释正常的“下坡扩散”现象。也能解释“上坡扩散”的反常现象。

在描述原子迁移的扩散机制中，最重要的是间隙机制和空位机制。间隙固溶体中原子扩散仅涉及到原子迁移能，而置换固溶体中原子的扩散机制不仅需要迁移能而且还需要空位形成能，因此导致间隙原子扩散速率比置换固溶体中的原子扩散速率高得多。扩散系数（或称扩散速率）是描述物质扩散难易程度得重要参量。扩散系数与扩散激活能有关。其遵循阿累尼乌斯方程。因此，物质的扩散能力也可用扩散激活能的大小来表征。

实验表明，原子扩散的距离与时间的平方根成正比，而不是时间成正比，由此推断原子的扩散是一种无规则行走。由原子无规则行走的理论推导出的扩散距离（）与扩散时间t的平方根成正比，其与扩散方程的推导结果一致，表明原子的扩散确实是一种无规则行走，实际测出的扩散距离是大量原子无规曲折行走的综合效果。

在金属和合金中，原子结合是以金属键方式结合，因此扩散原子可以跃迁进入邻近的任何空位和间隙位置。陶瓷中的原子结合以离子键结合方式为主，在离子晶体中扩散离子只能进入具有同电荷的位置。在离子晶体中缺陷的产生是以保持电荷中性为条件，因此需要形成不同电荷的两种缺陷，如一个阳离子空位和一个阴离子空位，这种缺陷组合称为肖脱基型空位；或者形成自间隙离子，由此形成的阳离子（阴离子）空位的电荷可通过形成间隙阳离子（间隙阴离子）来补偿，这样的缺陷组合称为费兰克尔型空位。当化合物中的离子化合价发生变化，或在化合物中搀杂离子的化合价不同于化合物中的离子，为了保持电荷中性，就会出现阳离子空位或阴离子空位。

由于离子晶体的电导率与离子的扩散系数相关，因此通过测定不同温度下的电导率，就可计算出不同温度下的扩散系数，由此可进一步获得离子扩散的激活能。

思考题：

1．“下坡扩散”和“上坡扩散”的热力学因子判别条件是什么？

2．扩散有哪几种机制？

3．为什么间隙原子扩散比置换原子扩散容易。

4．影响扩散的主要因素是什么？

本单元参考文献：

1．胡赓祥、蔡珣，材料科学基础。上海交通大学出版社，2000

2．谢希文，材料科学基础。北京航空航天大学出版社，2005

3．石德珂，材料科学基础。机械工业出版社，2003

第三章材料相与相图（16）

教学目标或要求：

通过本章学习，使学生们掌握合金相结构、二元相图的基本类型、分析和使用、铁碳相图教学重点和难点

教学重点：

1. 二元相图的分析和使用；

2. 铁碳相图和铁碳合金。

教学难点：

1．铁碳相图的发行应用

2．成份过冷的概念与区域提纯

教学手段与方法：

启发式教学，。运用多媒体教学。

教学内容：

二元系相图是研究二元系在热力学平衡条件下，相与温度、成分之间关系的有力工具，它已在金属、陶瓷和高分子材料中得到广泛的应用。

二元相图仅考虑体系在成分和温度两个变量下的相状态。二元相图中的成分通常由重量百分数，原子百分数，摩尔百分数表示；现在图标用质量分数（w）和摩尔分数（x）表示。由相律可知，在压力恒定条件下的二元相图中，最多只能三相共存，三相平衡的温度和成分均不改变，故在相图中三相平衡由一水平线表示。相图热力学是研究相图和计算相图的重要方法。根据固溶体的自由能——成分曲线计算可得，当相互作用参数Ω＜0时，固溶体为有序固溶体；当Ω=0时，固溶体为无序固溶体；当Ω＞0时，固溶体为偏聚固溶体。根据多相平衡的公切线原理，可确定平衡相在某温度下的成分。两相混合物的自由能（Gm）应在该两相平衡时的公切线上，其成分应在它们平衡成分之间。根据不同温度下的自由能——成分曲线可推测相图，反之可根据相图推测自由能——成分曲线。

二元相图中最基本的相图是匀晶相图，共晶相图，包晶相图和溶混间隙相图。运用连接线和杠杆定律可求出某温度下两相的平衡成分和两相的相对量。根据匀晶相图可研究固溶体的平衡凝固过程。平衡凝固过程是指凝固过程的每个阶段都达到平衡，即在相变过程中有充分时间进行组元间的扩散，以达每个温度下平衡相的成分。每个温度下的平衡凝固过程实际包括三个过程：（1）液相的扩散过程，（2）固相的长大过程，（3）固相的扩散过程。实际凝固速度较快，难以达到平衡凝固，使凝固过程偏离平衡条件，称为非平衡凝固。非平衡凝固有以下几个特点：

（1）随冷速变化的固相平均成分线或液相平均成分线均在固相线或液相线的下方，冷速越大，它们偏离固、液相线越严重；

（2）先结晶部分是富高熔点组元，后结晶的部分是富低熔点组元；

（3）非平衡凝固的终结温度低于平衡凝固时的终结温度。

由液相同时结晶出两个固相，这样两个固相的混合物称为共晶组织或共晶体。在共晶反应前，由液相结晶出的固溶体称为先共晶体或初生相。当成分为共晶成分时的合金称为共晶合金；当成分小于共晶成分，并能出现共晶组织的合金称为亚共晶合金；同理，当成分大于共晶成分，并能出现共晶组织的合金称为过共晶合金。在亚共晶合金和过共晶合金中，若要确定初生相和共晶体的相对量，称为组织组成体相对量计算；若要确定合金中组成相的相对量，称为组织相的相对量计算。

在非平衡凝固条件下，某些亚共晶或过共晶成分的合金也能得到100%的共晶组织，这种共晶组织称为伪共晶。伪共晶区的范围和冷速有关。伪共晶区的配置与组元的熔点有关。若两组元的熔点接近，伪共晶区通常呈现对称分布；若两组元熔点相差甚远，则伪共晶区将偏向高熔点一侧。伪共晶区在相图中的配置通常是通过实际测定的。但定性了解伪共晶区在相图的分布规律，就可解释用平衡相图方法无法解释的异常现象。在非平衡凝固中，某些单相固溶体成分的合金也会出现少量的非平衡共晶组织，同时这种非平衡共晶组织失

去共晶组织中两相交替排列的特征，故称为离异共晶。

在二元相图中，包晶转变是由已结晶的固相与剩余液相反应形成另一固相的恒温转变。由于包晶反应涉及到原子从初生相到包晶相的固相间的扩散，因此，包晶反应在通常的冷速下难以完全进行，即相当的初生相会被保留下来。

在某些合金（金属、陶瓷、高分子）中，单相固溶体在某些成分范围和温度之间会分解成成分不同而结构与单相固溶体相同的二相，这种分解称为溶混间隙转变。溶混间隙转变有两种方式：一种是通常的形核长大，需要克服形核能垒；另一种是通过没有形核阶段的不

稳定分解，称为调幅分解。调幅分解的热力学条件是＜0，调幅分解是通过上坡扩散使成分起伏增大，从而直接导致新相的形成。

合金结晶过程除了遵循结晶的一般规律外，由于二元系中第二组元的加入，溶质原子要在液、固两相中发生重新分布，这对合金的凝固方式和晶体的生长形态产生重要影响。溶质原子在液、固两相中重新分布的程度可用平衡分配系数k0表示。

在五个假设的条件下推导出正常凝固方程，其中最重要的两个假设是液相成分任何时都是均匀的以及液-固界面是平直的。正常凝固方程描述了在非平衡凝固条件下固相质量浓度随凝固距离的变化规律，即当k0＜1时，溶质浓度呈现由锭表面向中心逐渐增加的不均匀分布，这种分布称为正偏析，它不利于材质的均匀性。然而这种不均匀性可起到提纯的作用。鉴于正常凝固是把整个合金熔化，就会破坏前一次的提纯的效果，因次随后出现通过区域熔炼达到提纯的目的。区域熔炼方程的推导过程中的假设与正常凝固过程相同，应注意的是该方程不能用于大于一次（n＞1）的区域熔炼后的溶质分布和最后一个熔区中的溶质分

布。

思考题：

1.二元相图有那些最基本的类型？何为匀晶转变、共晶转变、包晶转变、共析转变、

包析转变、有序-无序转变。

2.何为“杠杆定律”，“杠杆定律”的应用范围及用途。

3.按含碳量可将铁碳合金分为那几类？它们的力学性能随含碳量的增加有何变化规

律？

4.何为平衡分配系数？研究固溶体合金凝固时的溶质分布有何实际意义。

5.固溶体合金凝固时的生长形态如何？受那些因素控制。

6．何为成份过冷？影响成份过冷的因素有那些？

7．试述区域提纯的原理。

本单元参考文献：

赵品. 材料科学基础教程. 哈尔滨工业大学出版社. 2002

3 石德柯. 材料科学基础. 机械工业出版社. 2003

第四章金属的凝固

教学目标或要求：

通过本章学习，使学生们掌握结晶的基本过程、结晶的热力学条件、形核及长大规律、凝固理论的应用。

教学重点和难点

教学重点：

结晶的基本过程、热力学条件、凝固理论的应用。

教学难点：

1.结晶的热力学条件；

2.形核及长大的规律。

教学手段与方法：

启发式教学，运用多媒体教学。

教学内容：

某组元由液相至固相的转变称为凝固。如果凝固后的固体是晶体，则凝固又称为结晶。

某种元素从一种晶体结构转变为另一种晶体结构的固态相变称为同素异构转变；而某种化合物经历上述的固态相变称为同分异构转变或多晶型转变。对于某种元素或化合物，随着温度和压力的变化，在热力学平衡条件下，其组成相的变化规律可由该元素或化合物的平衡相图表示。根据多元系相平衡条件可导出相律，相律给出了平衡状态下体系中存在的相数与组元数、温度、压力之间的关系，对分析和研究相图有重要的指导作用。根据相律可知，单元系最多只能有三相平衡。单元系相图中的曲线（相界线）表示了两相平衡时的温度所对应的压力，两者的定量关系可由克劳修斯——克拉珀龙方程所决定。值得注意的是，多数晶体由液相变为固相或者高温相变为低温固相时，是放热和收缩的，因此相界线的斜率为正，但也有少数晶体是放热但膨胀的，因此相界线的斜率为负。对于固态中的同素（分）异构转变，由于体积变化很小，所以固相线通常几乎是垂直的。

相图是描述热力学平衡条件下相之间的转变图，但有些化合物相之间达到平衡需要很长的时间，稳定相形成速度甚慢，因而会在稳定相形成之前，先形成自由能较稳定相高的亚稳相，理论表明：研究纯晶体的凝固，首先必须了解晶体凝固的热力学条件。在恒压条件下，晶体凝固的热力学条件是需要过冷度，即实际凝固温度应低于熔点Tm。晶体的凝固经历了形核与长大两个过程。形核又分为均匀形核与非均匀（异质）形核。对于均匀形核，当过冷液体中出现晶胚时，一方面，体系的体积自由能下降，这是结晶的驱动力；另一方面，由于晶胚构成新的表面而增强了表面自由能，这成为结晶的阻力。在液-固相变中，晶胚形成时的体积应变能可在液体中完全释放掉，故在凝固中可不考虑这项阻力。综合驱动力和阻力的作用，可导出晶核的临界半径r*，其物理意义是，当半径小于r*的晶胚是不稳定的，不能自发长大，最终熔化而消失，而半径等于或大于r*的晶胚可以自发长大成为晶

核。临界半径对应的自由能称为形核功。理论推导表明，是大于零的，其值等于表面能的三分之一，因此，这部分的能量必须依靠液相中存在的能量起伏来提供。综合所述可知，结晶条件需要过冷度、结构起伏（出现半径大于r*的晶胚）和能量起伏。在研究结晶问题时，形核率是一个重要的参数，它涉及到凝固后的晶粒的大小，而晶粒尺寸对材料的性能有重要影响。形核率受两个因素控制，即形核功因子核和扩散几率因子。

对纯金属均匀形核研究发现，有效形核温度约在0.2Tm，表明均匀形核所需的过冷度很大。而纯金属在实际凝固中，所需过冷度却很小，其原因是实际凝固是非均匀（异质）形核。异质基底通常可有效地降低单位体积的表面能，从而降低形核功，这种异质基底的催化作用使非均匀（异质）形核的过冷度仅为0.02Tm。

形核后地长大涉及到长大的形态、长大的方式和长大的速率。影响晶体长大特征的重要因素是液——固界面的构造。液——固界面的结构可分为光滑界面和粗糙界面。杰克逊提出了判断粗糙及光滑界面的定量模型。理论推导得出，当α≤2时为粗糙界面，当α＞2时为光滑界面。杰克逊的热力学判据已被许多实验证明是正确的。

晶体的长大速率与其长大方式有关。连续长大方式对应的是粗糙界面，其长大速率最大，与动态过冷度（液——固界面向液体推移时所需的过冷度）成正比；而二维形核与螺形位错形核对应的是光滑界面，它们的生长速率均小于连续长大方式的生长速率。

研究液体在一定的温度下随时间变化的结晶量，这就是结晶动力学。结晶动力学方程首先由约翰逊——梅尔（Johnson-Mell）导出。方程推导的假设条件为均匀形核，形核率和长大速度为常数，以及晶核孕育时间很短。而阿弗拉密（A vrami）在这基础上，考虑到形核率与时间相关，给出了结晶动力学的普适方程，称为阿弗拉密方程。阿弗拉密方程已在金属、陶瓷和高分子的结晶动力学研究中被证明是正确的，普适的。

纯晶体凝固时的生长形态不仅与液——固界面的微观结构有关，而且取决于界面前沿液体中的温度分布情况。在正的温度梯度下，光滑界面结构的晶体，其生长形态呈现台阶状；而粗糙界面的晶体，其生长形态呈平面状。在负的温度梯度下，粗糙界面结构的晶体，其生长形态呈树枝状；光滑界面结构的晶体，其生长形态也呈现树枝状，只有当α值很大的晶体，其生长形态才呈现平面状。

金属凝固理论在晶粒尺寸的控制，单晶的制备，非晶金属的获得等方面有着重要的应用。

高分子的晶体像金属、陶瓷及低分子有机物一样，在三维方向具有长程有序排列，因此，高分子的结晶行为在许多方面与它们具有相似性，如结晶需要过冷度，过冷度越大，结晶尺寸越小，结晶过程也包括形核核长大两个过程而形核也分为均匀形核和非均匀（异质）形核两种类型。但由于高分子是长链结构，要使高分子链的空间结构均以高度规整性排列于晶格，这比低分子要困难得多，因此，高分子结晶呈现出不完全性（即不能得100%晶体）、不完善性（具有缺陷）、熔融升温（宽得熔限温度）和结晶速度慢的特点。

思考题：

1.液态金属结构与固态金属结构有何区别，试述小体积液态纯金属结晶过程。

2.什么叫临界晶核？它的物理意义及与过冷度的定量关系如何？

3.比较过冷度、临界过冷度与动态过冷度的区别。

4.形核为什么需要形核功？均匀形核与非均匀形核形核功有何差别？

教学参考书：

4 胡赓祥. 材料科学基础. 上海交通大学出版社. 2002

5 徐恒钧. 材料科学基础. 北京工业大学出版社. 2001.

第五章固态相变基础

教学目标或要求：

通过学习使学生掌握固态相变的基本概念，了解固态相变中的形核、固态相变的晶体长大、扩散控制的长大、界面控制的长大、扩散形相变、调幅分解、铝合金的脱溶沉淀，无扩散相变等现象。

教学重点和难点

教学重点

1）固态相变与液固转变的同异点。

2）固态相变中的形核

3）铝合金的脱溶沉淀

4）调幅分解

教学难点

1）固态相变中的形核

2）界面控制的长大

3）无扩散相变

教学手段与方法：

以课堂讲授为主，结合多媒体课件，使学生加深理解。

教学基本内容

固态相变形成的亚稳相主要有固溶脱溶分解产物、马氏体和贝氏体。过饱和固溶体的脱溶分解过程因成分、温度、应力状态及加工处理条件等因素而异，通常不直接析出平衡相，而是通过亚稳态的过渡相逐渐演变过来。它属于扩散型相变，可分为形核——长大方式脱溶分解和调幅分解两类。调幅分解的特点是新相的形成不经过形核长大过程，而是通过溶质原子的上坡扩散形成结构相同而成分呈周期性波动的非均匀固溶体的过程。

马氏体转变是典型无扩散型相变，其转变为切变机制。

贝氏体转变则有切变型转变与扩散型转变两种方式之争，至今未作定论。

思考题

1．扩散型相变与无扩散型相变的区别？

2．什么是脱溶分解？连续脱溶与不连续脱溶有何区别？，调幅分解，

3．什么是马氏体转变的惯习面？

4．什么是热弹性马氏体？什么是形状记忆效应；

参考文献：

刘智恩，材料科学基础。西工大出版社，2003

胡赓祥、蔡珣，材料科学基础。上海交通大学出版社，2000

谢希文，材料科学基础。北京航空航天大学出版社，2005

石德珂，材料科学基础。机械工业出版社，2003

固态相变

1. 固态相变与液固相变在形核、长大规律和组织等方面的主要区别。 答：固态相变形核要求有一个临界过冷度△Tc，只有当过冷度△T>△Tc时才满足相变热力学条件。这是固态相变形核与液-固相变的根本区别。相同：形核和长大规律相同，驱动力相同都存在相变阻力都是系统自组织的过程。异处：不同点：（1）液－固相变驱动力为自由焓之差△G 相变，阻力为新相的表面能△G表，基本能连关系为：△G = △G 相变+△G表，而固态相变多了一项畸变能△G畸，基本能连关系为：△G = △G 相变+△G界面+△G畸（2）固态相变比液－固相变困难，需要较大的过冷度。固态相变阻力增加了应变能等，即固态相变中形核困难. 3.固态相变时为什么常常首先形成亚稳过渡相。佳美试卷P31P33 （1）能量方面，所需要驱动力，平衡相大于过渡相，过渡相的界面能和应变能要低，形成有利于降低相变阻力。（2）成分和结构方面。过渡相在成分和结构更接近母相，两相易于形成共格或半共格界面，减少界面能，降低形核功，形核容易进行。 4.如何理解脱溶颗粒在粗化过程中的“小粒子溶解”和“大粒子长大”现象。 （1）粗化过程驱动力是界面能的降低当沉淀相越小，其中每个原子分到的界面能越多，化学势越高，与它处于平母相中的溶质原子浓度越高即c（r2）>c(r1)。由此可见，在大粒子r1和小粒子r2之间体中存在浓度梯度，因此必然有一个扩散流，在浓度梯度的作用下，大粒子通过吸收基体中的溶质而不断长大，小粒子要不断溶解收缩，放出溶质原子来维持这个扩散流。所以出现了大粒子长大、小粒子溶解的现象 （2） 粗化过程中，小粒子溶解，大粒子长大，粒子总数减小，r增加。小粒子溶解更快。温度T升高，扩散系数D增大，使dr/dt增大。所以当温度升高，大粒子长大更快，小粒子溶解更快。 5.如何理解调幅分解在热力学上无能垒，但在实际转变过程中有阻力。 (1)应变能，溶质溶剂原子尺寸不同 (2)梯度能，原子化学键结合 (3)相间点阵畸变 6.调幅分解与形核长大型脱溶转变的主要区别。见佳美试卷P14 P34 7.如何从热力学角度理解马氏体相变的无扩散性。

固态相变试题库及答案

固态相变课程复习思考题2012-5-17 1.说明金属固态相变的主要分类及其形式 2.说明金属固态相变的主要特点 3.说明金属固态相变的热力学条件与作用 4.说明金属固态相变的晶核长大条件和机制 5.说明奥氏体的组织特征和性能 6.说明奥氏体的形成机制 7.简要说明珠光体的组织特征 8.简要说明珠光体的转变体制 9.简要说明珠光体转变产物的机械性能 10.简要说明马氏体相变的主要特点 11.简要说明马氏体相变的形核理论和切边模型 12.说明马氏体的机械性能，例如硬度、强度和韧性 13.简要说明贝氏体的基本特征和组织形态 14.说明恩金贝氏体相变假说 15.说明钢中贝氏体的机械性能 16.说明钢中贝氏体的组织形态 17.分析合金脱溶过程和脱溶物的结构 18.分析合金脱溶后的显微组织 19.说明合金脱溶时效的性能变化 20.说明合金的调幅分解的结构、组织和性能 21.试计算碳含量为2.11%（质量分数）奥氏体中，平均几个晶胞有一个碳原子？ 22.影响珠光体片间距的因素有哪些？ 23.试述影响珠光体转变力学的因素。 24.试述珠光体转变为什么不能存在领先相 25.过冷奥氏体在什么条件下形成片状珠光体，什么条件下形成粒状珠光体 26.试述马氏体相变的主要特征及马氏体相变的判据 27.试述贝氏体转变与马氏体相变的异同点 28.试述贝氏体转变的动力学特点 29.试述贝氏体的形核特点 30.熟悉如下概念：时效、脱溶、连续脱溶、不连续脱溶。 31.试述Al-Cu合金的时效过程，写出析出贯序 32.试述脱溶过程出现过渡相的原因 33.掌握如下基本概念： 固态相变、平衡转变、共析相变、平衡脱溶、扩散性相变、无扩散型相变、均匀形核、形核率

固态相变习题与解答.

1、解释下列名词： 自扩散、化学扩散、间隙扩散、置换扩散、互扩散、晶界扩散、上坡扩散 2、什么叫原子扩散和反应扩散? 3、什么叫界面控制和扩散控制?试述扩散的台阶机制? [简要解答] 生长速度基本上与原子的扩散速率无关，这样的生长过程称为界面控制。相的生长或溶解为原子扩散速率所控制的扩散过程称为扩散控制。 如题3图，α相和β相共格，在DE、FG处，由于是共格关系，原子不易停留，界面活动性低，而在台阶的端面CD、EF处，缺陷比较多，原子比较容易吸附。因此，α相的生长是界面间接移动。随着CD、EF的向右移动，一层又一层，在客观上也使α相的界面向上方推移，从而使α相生长。这就是台阶生长机制，当然这种生长方式要慢得多。 题3图台阶生长机制 4、扩散的驱动力是什么?什么是扩散热力学因子? 5、显微结构的不稳定性主要是由哪些因素造成的 ? 6、什么是Gibbs-Thomson效应?写出其表达式。 7、什么是Ostwald Ripening Process ? 写出描述其过程的表达式，总结其过程规律 ? 8、在500℃时，Al在Cu中的扩散系数为2.6×10-17 m2/s，在1000℃时的扩散系数为1×10-12 m2/s。求：1）这对扩散偶的D0、Q值；2）750℃时的扩散系数。 9、当Zn向Cu内扩散时，已知：X点处的Zn含量为2.5×10-17 a/cm3，在离X点2mm 处的Y 点，在300℃时每分钟每mm2要扩散60个原子。问：Y点处的Zn浓度是多少? 10、将Al扩散到硅单晶中，问：在什么温度下，其扩散系数为10-14 m2/s ? (已知：Q = 73000 cal./mol, D0 = 1.55×10-4 m2/s ) 11、在1127℃某碳氢气体被通入到一低碳钢管（管长1m，管内径8 mm，外径12 mm）。

扩散与相变

扩散与相变

铸锭均匀化的扩散机理 1 基础理论 众所周知，所有金属和合金凝固时都存在枝晶偏析，必须通过均匀化处理消除或减少晶内化学成分、组织的不均匀性和在铸锭快速冷却时所产生的内应力，改善铸锭的热塑性。均匀化处理能改善合金的塑性，提高合金元素在基体中的固溶度，提高合金的强度。均匀化过程越彻底，时效后合金的强度越高。 在工业生产中，液态合金经浇铸后(铸锭或铸件)，冷却较快，一般是几分钟，最多是几小时就已凝固完毕，不可能达到平衡凝固。由于非平衡凝固扩散进行不充分，铸锭或铸件的成分、组织、性能存在不均匀性。主要体现在以下几个方面： 铸锭存在成分偏析，如不消除会影响产品的性能的均匀性和降低耐蚀性。 铸锭中的低熔点组织在热加工过程中熔化，不利于加工。

(3)铸锭中存在较大的残余应力，在加工过程中可能导致铸锭开裂。 (4)铸锭中的硬脆相在加工过程中碎化，形成裂纹，降低合金的塑性。 鉴于以上问题，就需要对铸锭进行均匀化处理，以改善铸造合金的工艺性能，为后续冷、热加工和热处理创造条件，并且改善铸件的最终使用性能。均匀化是一个在高温下进行的过程，需要一定时间才能完成，其微观机理是合金中一种或多种溶质原子在高温下在化学位梯度的作用下发生扩散，使合金的成分、组织不均匀性得以消除或者减少。这是典型的扩散问题。 2 一个实际铸锭的枝晶偏析问题及其均匀化 固溶体合金在非平衡结晶时，由于先后从液体中凝固出来的固相成分不同，加之冷却速度快，固相中均匀扩散来不及进行，结果使得晶粒内部化学成分不均匀。往往会出现不同程度的枝晶偏析，从而损害合金的性能。 由于不平衡结晶，得到的固相晶粒内部先结晶区高熔点组元含量高，后结晶区低熔点组元含量高，这种在一个晶粒内部化学成分不均匀的现象就是晶内偏析。由于固溶体晶体通常是树枝状，枝干和枝间的化学成分不同，因此又称为枝晶偏析。如图Ni-Cu合金铸态组织，先凝固的晶体中心含Ni量高，后凝固的晶体部分含Cu量高，

固态相变思考题

说明固态相变的驱动力和 阻力？ 在固态相变中，由于新旧相比容差和晶体位向的差异，这些差异产生在一个新旧相有机结合的弹性的固体介质中，在核胚及周围区域内产生弹性应力场，该应力场包含的能量就是相变的新阻力—畸变自由焓△G畸。则有： △G = △G 相变+△G界面+△G畸 晶体缺陷对固态相变有何影响？ 晶核在晶体缺陷处形核时，缺陷能将贡献给形核功，因此，晶体通过自组织功能在晶体缺陷处优先性核。 晶体缺陷对形核的催化 作用体现在： （1）母相界面有现成的一部分，因而只需部分重建。（2）原缺陷能将贡献给形核功，使形核功减小。 （3）界面处的扩散比 晶内快的多。 4相变引起的应变能可较快的通过晶界流变而松弛。 （4）溶质原子易于偏 聚在晶界处，有 利于提高形核 率。 扩散型相变和无扩散型相 变各有那些特征？ （1）扩散型相变 原子迁移造成原有原 子邻居关系的破坏，在相变时，新旧相界面处，在化学 位差驱动下，旧相原子单个 而无序的，统计式的越过相 界面进入新相，在新相中原 子打乱重排，新旧相排列顺 序不同，界面不断向旧相推移，此称为界面热激活迁移，是扩散激活能与温度的 函数。 新相与母相的化学成分不同。 （2）无扩散型相变 相变的界面推移速度与原子的热激活跃迁因素无关。 界面处母相一侧的原子不是 单个而无序的，统计式的越过 相界面进入新相，而是集体定 向的协同位移。界面在推移的 过程中保持宫格关系。 新相与母相的结构不同， 化学成分相同 晶粒长大的驱动力?晶粒长大 时界面移动方向与晶核长大 时的界面移动方向有何不 同？为什么？ 晶粒长大的驱动力：界面 能或晶界能的降低。晶粒长大 时界面移动方向与曲率中心 相同，晶核长大时的界面移动 方向与曲率中心相反。 奥氏体的形核地点。 一般认为奥氏体在铁素 体和渗碳体交界面上形 成晶核。 奥氏体晶核也可以在以往 的粗大奥氏体晶界上（原始 奥氏体晶界）形核并且长 大，由于这样的晶界处富集 较多的碳原子和其他元素， 给奥氏体形核提供了有利 条件。 奥氏体晶粒异常长大的原 因？为什么出现混晶？如 何控制？ 在原始奥氏体晶粒粗大 的情况下，若钢以非平衡组 织加热奥氏体化，在一定的 加热条件下，新形成的奥氏 体晶粒会继承和恢复原始 粗大的奥氏体晶粒。若将这 种粗大有续组织继续加热， 延长保温时间，会使晶粒异 常长大，造成混晶现象。 （1) 采用退火或高温 回火，消除非平衡组织，实 现α相的再结晶，获得细小 的碳化物颗粒和铁素体的 整合组织。使针形奥氏体失 去形成条件，可以避免组织 遗传。采用等温退火比普通 连续冷却退火好。采用高温 回火时，多次回火为好，以 便获得较为平衡的回火索 氏体组织。 (2)对于铁素体－珠光体 的低合金钢，组织遗传倾向 较小，可以正火校正过热组 织，必要时采用多次正火， 细化晶粒。 试述影响珠光体转变动力 学的因素。 由于形核率主要受临 界形核功控制，对冷却转变 而言，形核功△G*随着温度 的降低，即随着过冷度增大 而急剧地减小（非线性）， 故使形核率增加，转变速度 加快。 扩散型相变的线长大速度v 也与温度有关，随温度降 低，扩散系数D变小（非线 性），线长大速度v则随D 的减小而降低。 这是两个相互矛盾的因 素，它使得动力学曲线 呈现C形,也称为C-曲 线。 分析珠光体转变是为什么 不存在领先相？ 共析共生,不存在“领 先相” 1.按照自组织理论，远 离平衡态，出现随机涨落， 奥氏体中必然出现贫碳区 和富碳区，加上随机出现的 结构涨落、能量涨落，在贫 碳区建构铁素体，而在富碳 区建构渗碳体或碳化物，二 者是共析共生，非线性相互 作用，互为因果。铁素体和 渗碳体同步出现，组成一个 珠光体的晶核。 2.这种演化机制属于放 大型的因果正反馈作用，它 使微小的随机涨落经过连 续的相互作用逐级增强，而 使原系统（奥氏体A）瓦解， 建构新的稳定结构 P(F+Fe3C)晶核，然后长大。 因此，珠光体共析分解 是同步形成铁素体和渗碳 体的整合机制。 .马氏体相变的主要特征？ (1)无需扩散性；即无论 间隙原子还是替换原子

固态相变_(考试必备)

固态相变：金属和陶瓷等固态材料在温度和压力改变时，其内部组织或结构会发生变化，即发生从一种状态到另一种相态的转变，这种转变称之为固态相变。 固态相变的阻力有哪些：金属固态相变时的相变阻力应包括界面能和弹性应变能两项。当界面共格时，可以降低界面能，但使弹性应变能增大。当界面不共格时，盘(片)状新相的弹性应变能最低，但界面能较高；而球状新相的界面能最低，但弹性应变能却最大。 为什么固态相变中出现过渡相?晶体缺陷对固态相变形核有什么影响？1.当稳定的新相与母相的晶体结构差异较大时，母相往往不直接转变为自由能最低的稳定新相，而是先形成晶体结构或成分与母相比较接近，自由能比母相稍低些的亚稳定的过渡相。此时，过渡相往往具有界面能较低的共格界面或半共格界面，以降低形核功，使形核容易进行。2.晶体缺陷是能量起伏、结构起伏和成分起伏最大的区域，在这些区域形核时，原子扩散激活能低，扩散速度快，相变应力容易被松弛。在固态相变中，从能量的观点来看，均匀形核的形核功最大，空位形核次之，位错形核更次之，晶界非均匀形核的形核功最小。 为什么新相形成的时候，常常呈薄片状或针状？如果新相呈球状，新相与母相之间是否存在位相关系？①金属固态相变时，因新相与母相恶比容不同，可能发生体积变化，但由于受到周围母相的约束，新相不能自由膨胀产生弹性应变能。而片状或针状的弹性应变能最小，所以新相形成时常常呈片状或针状 ②存在位相关系。许多情况下，金属固态相变时，新相与母相之间往往存在一定的位相关系，且新相呈球状时与母相的弹性应变能最大，是由新、母相的比容不同或两相界面共格或半共格关系造成的，所以必然存在一定的位相关系。 TTT 曲线的建立：将不同温度下的等温转变开始时间和终了时间以及某些特定的转变量所对应的时间绘制在温度—时间半对数坐标系中，并将不同温度下的转变开始点和转变终了点以及转变50%点分别连接成曲线，则可得到过冷奥氏体等温转变图，即TTT 曲线。 TTT 图的作用：TTT 图反映了在临界点以下温度等温或以一定冷却速度冷却时过冷奥氏体的转变规律，综合显示了合金元素等对转变动力学的影响以及等温温度或冷却速度对转变产物和性能的影响。可清楚的看出：①某相过冷到临界点以下某一温度保温时，相变何时开始，何时转变能量达50％，何时转变终止 ②相变速率最初是随温度下降而逐渐增大，达到一最大值后又逐渐减小。TTT 图可以为正确选择钢的热处理工艺、分析热处理后的组织和性能以及合理选用钢材等提供依据。 奥氏体的形成过程可分为四个阶段：①奥氏体形核 ②奥氏体晶核向 及C Fe 3两个方向长大 ③剩余碳化物溶解 ④ 奥氏体均匀化。 影响奥氏体形成速度的因素：①加热温度的影响，即加热温度越高，奥氏体形成速度就越快②碳含量的影响，钢中碳含量越高，奥氏体形成速度就越快 ③原始组织的影响，在钢的成分相同的情况下，原始组织中碳化物的分散度越大，则相界面就越多，形核率也就越大，刚的原始组织也越细，奥氏体的形成速度就越快 ④合金元素的影响，强碳化物形成元素降低碳在奥氏体中的扩散系数，并形成特殊碳化物且不易溶解，所以显著减慢奥氏体的形成速度。非碳化物则加速奥氏体的形成速度。 本质细晶粒钢与本质粗晶粒钢的区别：奥氏体晶粒度在5～8级者称为本质细晶粒钢，而奥氏体晶粒度在1～4级者称为本质粗晶粒钢。对于本质细晶粒钢，当加热温度超过950～1000摄氏度时也可能得到十分粗大的实际晶粒。对于本质粗晶粒钢，当加热温度略高于临界点时也可能得到比较细的奥氏体晶粒。 影响奥氏体晶粒长大的因素：①加热温度和保温时间的影响，加热温度越高，加热时间越长，奥氏体晶粒将越粗大 ②加热速度的影响，加热速度越大，过热度就越大，奥氏体实际形成温度就越高，快速加热时可以获得细小的奥氏体起始晶粒 ③钢中碳含量的影响，在钢中碳含量不足以形成过剩碳化物的情况下，加热时奥氏体晶粒随钢中碳含量增加而增大。当碳含量超过一定限度时，反而阻碍奥氏体晶粒的长大 ④合金元素的影响，钢中加入适量形成难溶化合物的合金元素，将强烈地阻碍奥氏体晶粒长大，使奥氏体晶粒粗化温度显著提高。加入适量形成易溶化合物的合金元素，则阻碍程度中等。⑤冶炼方法的影响⑥原始组织的影响，原始组织越细，碳化物弥散度越大，所得到的奥氏体起始晶粒就越细小。 片状与粒状珠光体性能的比较：在成分相同的情况下，与片状珠光体相比，粒状珠光体的强度、硬度稍低，而塑性较高。粒状珠光体的切削性好，对刀具的磨损小，冷挤压时的成形性也好。粒状珠光体的性能还取决于碳化物颗粒的形态、

材料科学基础知识总结

第十一章固态相变与材料处理 第一节固态相变总论 一．固态相变的特点与分类 固态相变时至少存在以下变化之一：晶体结构的变化；化学成分的变化；有序度的变化，如合金的有序化转变，即点阵中原子的配位发生变化 相变的驱动力是新相和母相间的自由能之差驱动力靠过冷度来获得 阻力: 新相晶核形成时引起的界面能和体积应变能，固态相变也符合最小自由能原理。1）固态相变的特点 1.固态相变阻力大 2.原子迁移率低 3.非均匀形核 4.新相有特定形状 5.相界面结构关系 6.存在一定的位向关系和惯习面 2）固态相变的分类 1. 按热力学分类 一级相变：有体积变化，有相变潜热（放热或吸热），大多数相变属于一级相变； 二级相变：二级相变时仅有材料的压缩系数、比热容、热膨胀系数变化。如磁性转变、有序转化。 2. 按动力学分类：依据原子运动特征分 扩散型相变：相变时有原子长距离扩散（超过原子间距），导致成分变化，大多数相变属于扩散型； 无扩散型相变：没有原子扩散，相变前后没有成分变化；（如马氏体相变） 3. 按相变方式分类： 形核-长大型相变：新相与母相间有界面，大多数相变为此类； 无核相变：新旧相之间无明显界面，如调幅分解。 二. 相变的热力学 1）相变时自由能的变化 假设在均匀母相α中形成一个半径为r的球形新相β，则系统总自由能变化量为：ΔG ΔG= Gβ-Gα Gα代表原始相（即母相）的Gibbs自由能 Gβ代表生成相（即新相）的Gibbs自由能 固态相变时形成半径为r的球形晶胚所引起系统自由能的变化（ΔG）为： △G=-(4π/3)r3(△GV+△GE)+4πr2γαβ ΔGν----形成单位体积晶核时的自由能变化,常为负值； ΔGE----形成单位体积晶核时所产生的应变能； γ----晶核与基体之间交界面的单位面积界面能 化学自由能使系统的总自由能降低，是相变的驱动力；而界面能和应变能是相变的阻力。相变发生的条件是系统的总自由能的下降，即△G<0 2）相变时临界形核条件

固态相变作业

1.推导Johnson-Mehl方程。(已布置，此题不需做) 2.奥氏体形核时需要过热度△T，那么金属熔化时（S-L）,要不要过热度，为什么？答：由热力学可知，在某种条件下，结晶能否发生，取决于固相的自由度是否低于液相的自由度，即?G =GS-GL<0；只有当温度低于理论结晶温度 Tm 时，固态金属的自由能才低于液态金属的自由能，液态金属才能自发地转变为固态金属，因此金属结晶时一定要有过冷度。影响过冷度的因素：影响过冷度的因素：1）金属的本性，金属不同，过冷度大小不同；2）金属的纯度，金属的纯度越高，过冷度越大；3）冷却速度，冷却速度越大，过冷度越大。固态金属熔化时会出现过热度。原因：由热力学可知，在某种条件下，熔化能否发生，取决于液相自固态金属熔化时会出现过热度。原因：由度是否低于固相的自由度，即?G = GL-GS<0；只有当温度高于理论结晶温度 Tm 时，液态金属的自由能才低于固态金属的自由能，固态金属才能自发转变为液态金属，因此金属熔化时一定要有过热度。 3.相变热力学条件是什么？ 答：金属固态相变的热力学条件： （1）相变驱动力：相变热力学指出，一切系统都有降低自由能以达到稳定状态的自发趋势。若具备引起自由能降低的条件，系统将由高能到低能转变转变，称为自发转变。金属固态相变就是自发转变，则新相自由能必须低于旧相自由能。新旧两相自由能差既为相变的驱动力，也就是所谓的相变热力学条件。 （2）相变势垒：要使系统有旧相转变为新相除了驱动力外，还要克服相变势垒。所谓相变势垒是指相变时改组晶格所必须克服的原子间引力。 金属固态相变的热力学作用:①为相变的发生提供动力；②明确相变发生所要克服的势垒，即激活能。 4.简述固态相变的主要特征。 答：⑴相界面：根据界面上新旧两相原子在晶体学上匹配程度的不同，可分为共格界面、半共格界面和非共格界面。⑵位向关系与惯习面：在许多情况下，金属固态相变时新相与母相之间往往存在一定的位向关系，而且新相往往在母相一定的晶面上开始形成，这个晶面称为惯习面通常以母相的晶面指数来表示。 ⑶弹性应变能：金属固态相变时，因新相和母相的比容不同可能发生体积变化。但由于受到周围母相的约束，新相不能自由膨胀，因此新相与其周围母相之间必将产生弹性应变和应力，使系统额为地增加了一项弹性应变能。⑷过渡相的形成：当稳定的新相与母相的晶体结构差异较大时，母相往往不直接转变为自由能最低的稳定新相，而是先形成晶体结构或成分与母相比较接近，自由能比母相稍低些的亚稳定的过渡相。 ⑸晶体缺陷的影响：固态晶体中存在着晶界、亚晶界、空位及位错等各种晶体缺陷，在其周围点阵发生畸变，储存有畸变能。一般地说，金属固态相变时新相晶核总是优先在晶体缺陷处形成。 ⑹原子的扩散：在很多情况下，由于新相和母相的成分不同，金属固态相变必须通过某些组织的扩散才能进行，这时扩散便成为相变的控制因素。 5.固态相变的阻力是哪几项？ 答:新相与母相基体间形成界面所增加的界面能、新相与母相体积差所引起的弹性应变能、新相中亚结构的形成所需要的能量 6.什么是共格界面，根据其共格性界面有哪几类？请比较它们的界面能和弹性应变能的大小。

材料固态相变与扩散微合金非调质钢

微合金非调质钢 因为微合金非调质钢的铁素体-珠光体的抗拉强度最大达到lOOMPa,更高强度的零件需要开发新型非调质钢。 为了解决铁素体-珠光体型微合金非调质钢韧性低的问题，可以采用降低钢中碳含量，来增加组织中铁素体体积百分数，消除网状铁素体，减少组织中珠光体的体积百分数，提高珠光体片的退化程度、细化珠光体片。如德国THYSSEN钢公司在49MnVS3的基础上开发了38MnVS5、42MnVS6、27SiMnVS7等微合金非调质钢。20世纪80年代后期，日本新日铁采用晶内铁素体技术，开发了碳含量为0.30%的高韧性微合金非调质钢。 为了提高强度和韧性，采用贝氏体的组织是一个有效的技术方法。在中碳钢的基础上降低碳含量，添加扩大贝氏体转变区域的元素, 添加微合金元素细化晶粒，控制冷却速率，得到低碳贝氏体组织。贝氏体型非调质钢的强度可以达到1200MPa,缺口冲击韧性也有所改善。 另一个提高微合金非调质钢强度和韧性的方法是在钢中获得马氏体组织。获得马氏体型非调质钢的方法有两个；利用加工余热直接淬火后再回火的中碳钢、利用加工余热控制直接淬火过程产生马氏体自回火的低碳钢。马氏体型非调质钢的抗拉强度可以达到1400MP/ 缺口冲击韧性与调质钢相当。 为了提高微合金非调质钢的韧性，人们可以采用降低碳含量和增加硅含量的方法。碳含量的降低将导致钢的强度降低，通过采用增加钢中

镭含量的方法来弥补强度的降低。德国THYSSEX钢公司在开发出49MnVS3之后，相继开发出了较低碳含量的44MnSiVS6. 38MnSiVS5、 27MnSiVS6等微合金非调质钢。 珠光体-铁素型微合金非调质钢的抗拉强度水平一般在 600-900MPa 范围内。为了进一步提高强度和韧性，开发了空冷贝氏体型非调质钢。日本三菱钢公司开发了化学成分为0.25%C-1.5% Mn-O. 35%Cr-0. 15 % V的贝氏体型非调质钢，其抗拉强度达到900MPa,用于锻造前轴梁。与珠光体一铁素体型微合金非调质钢相比, 贝氏体型非调质钢强度高，低温韧性好。美国内陆钢公司开发的 0. 38%C-0. 3%Si-1.5%Mn-0. 2%Mo-0. 15%V 贝氏体钢型，其棒材最大直径可达64mm,韧性很好。 为了克服空冷钢性能低的缺点，人们将锻件直接淬火来省略再加热淬火，从而降低零件的生产制造成木。由于直接淬火后钢中的组织是马氏体，而且部分或完全省略了调质处理，所以将其称为马氏体型非调质钢。根据淬火后是否对淬火马氏体采用再加热回火处理，可以将马氏体型非调质钢分为直接淬火回火马氏体钢和自回火马氏体钢。直接淬火回火马氏体钢大都采用原有的中碳调质钢或略加改进的中碳调质钢，只是在直接淬火后将锻件再加热进行马氏体回火处理。而自回火马氏体钢却是添加一定量合金元素的低碳钢，控制较高的马氏体转变开始温度，使马氏体的自回火过程得以充分进行。 马氏体型非调质钢包括热加工后直接淬火再回火和直接淬火自回火两种类型。前者一般采用原来化学成分的淬火回火钢，添加适量微合金元素改善韧性。与相应的淬火回火钢相比，英国的DQT41（90kg 载重