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1） 無擴散性——馬氏體轉變是非擴散性轉變，因而轉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象——由于原子不能進行擴散，因而晶格轉變只能以切變的機制進行。3）變溫形成——M只有在不斷降低溫度的條件下，轉變才能繼續進行。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產生顯裂紋。5） 轉變不完全——殘余奧氏體A殘——MS點越高，M越多，A殘越少。Ms和Mf點的溫度與冷卻速度無關，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(2張)2）連續冷卻1、等溫轉變曲線的建立等溫轉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。
合金凝固時，由于溶質在固相中和在液相中的溶解度不同，而產生選分結晶(也稱脫溶或液析)現象。即伴隨結晶的進行，在凝固前沿不斷有溶質析出(K<1時)，使液相同溶質濃度逐漸增加。在平衡結晶時，溶質在固、液兩相中的均勻擴散都得以充分進行，因而并不產生偏析。但在鋼液的實際凝固過程中，溶質在兩相，特別是在固相中的擴散不能充分進行。結果析出的溶質不斷在凝固前沿的母液中富集，形成濃度很高的溶質偏析層，此偏析層內熔體的液相線溫度相對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。這一現象對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)凝固前沿出現溶質大的富集情況。其溶質的分布可用下式來描述：式中C L(x)為距凝固前沿x處液相中溶質濃度；C0為合金熔體中溶質的初始濃度；K為溶質的平衡分配系數，K=C0/CL導；R為結晶速度；DL為溶質在液相中的擴散系數。設K為常數(液、固相線為直線)，且液相線斜率為m，則與凝固前沿溶質濃度相對應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與熔體實際溫度之差稱過冷，即Δt =tL-te。當達到穩定態結晶時，凝固前沿處tL=te=ts此時，液相線溫度分布曲線與實際溫度分布曲線所圍成的區域(圖2陰影區)稱組成過冷區。組成過冷的出現，必將終止原有凝固界面的繼續推進，并且當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，將在凝固界面前方形成新的晶核。這是鋼錠結晶組織由柱狀晶向等軸晶轉變的一種有說服力的解釋。
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