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金属原创新理论的主要论点 蒋森春 中航一集团湖北襄阳市航宇救生公司 441002 摘要： 首次提出：金属的晶体生长理论；铁的晶体结构决定性能；碳原子的作用；碳化物形状原理；单晶体的空间形态；晶体缺陷原理；共析转变线移动与作用原理；固溶体定义；C曲线的正确认识；过冷奥氏体区原理；C曲线的正态分布曲线原理；马氏体的生成理论；一、二类回火脆性原理；淬火开裂原理。 关键词：PSK线；单晶体；晶体缺陷; 时间。 续 言 人们对铁、碳钢、合金钢有一个顽固的认识，就是铁是软的，加入碳后就变硬了，因为碳原子溶入铁晶体内部成了区别于铁晶体的二元合金相结构，所以碳钢就硬；合金钢有多个合金元素，为多元合金，所以更硬。实际上就是合金使铁变硬的认识，也就是固溶体使铁变硬的认识。 在高温时，碳原子在铁晶体内部的含量在1147°度时为2.11%，723°度时为0.77%；在常温下，碳原子在铁晶体内部的含量在万分之二到十万分之八之间，都不足成为一个主体结构，都是少量的“相结构”固溶体。另外碳也不会增加钢的硬度，这是一百五十年以前碳钢大讨论就已证明确定了！ 淬火使钢变硬，认为是获得一个“相”结构马氏体，实际上根本不能称作一个“相”结构，只是一个结构在同素异构转变区里的不稳定的过渡体。 一百五十年以来，由表现少量相结构奥氏体、铁素体及渗碳体而产生的“铁碳二元合金相平衡图”，打乱了认识“铁”的思路，一味地专论固溶体的“相”结构与碳化物的作用，没有真正认识到“铁”的本质。 基本论点 一、铁是晶体物资，碳钢、合金钢98%的成分都是晶体，结构为体心、面心立方晶格；材料学中有一个重要原则，即“材料的性能是由结构决定的”，那么铁、碳钢、合金钢的性能一定是由晶体的主体结构决定的。 二、长期以来，金属理论界只注重碳化物、奥氏体相结构、铁素体相结构的作用，用相结构取代晶体结构，忽视晶体的作用，殊不知少量的碳原子实际上是铁中的杂质、它与铁原子没有产生置换，它只是存在于晶体的缺陷处，其形成的相结构只是影响作用，98%成分的晶体结构才能体现材料的性能，应该在铁晶体这个平台上认识铁晶体的生长与结构转变过程，不能以少量的相结构来认识铁。 三、单晶体铁的空间形状是怎样的，从教科书中可以看到长大的、在空间充满着晶轴与枝晶的单晶体照片。从教科书中的理论上可知铁晶核在液态时平面是呈“十”字型；理论上也知道晶轴、枝晶和晶体的空间关系与成长过程。根据照片与理论即可推论出空间单晶体的形状就宛如一个有枝的“竹子”。注意，任何单晶体内部都会存在瑕疵，也就是缺陷。每个单晶体的缺陷相对整个单晶体来讲，它只是一个小小的局部瑕疵。 四、铁是晶体物资，液态的晶核冷却到固态以下，晶核只能有一个，这个晶核也就是“铁晶核”，它决定了同素异构体的特性，教科书上讲的又有其它“晶核”生长演变生成相结构是不可能的，晶体实际的生长演变是不同温度下晶体的生长变化推动了碳化物的变化及晶体内部碳原子的变化。例如，1、同素异构转变时，铁原子的移动造成结晶潜热现象；2、晶体结构转变时，将缺陷处的碳原子排出晶体结构内部或吸收到内部，产生贫碳区与富碳区；3、晶体的生长变化致使内部晶格缺陷处存留的碳原子产生移动；4、碳化物在不同的温度下，被生长变化的晶体挤压成空间的各种形态（金相图为证）；5、金相图决不会有一样的碳化物空间形态图，只可能有大致的相同。 五、碳对钢的硬度是不起作用的，这是150年以前已经确定了的。碳钢的硬度可以达到HRC68，这是晶体结构的原因；合金钢的硬度也只能达到HRC68，也是晶体结构的原因，合金钢只是相对碳钢的其它性能有所改变，例如：获取硬度的速度可以慢一些；可以比碳钢的耐热性能更好一些；淬透性好一些，蠕变性能好一些；韧性好一些等等。以上举例是要说明，合金也提高不了钢的硬度，碳钢、合金钢的最高硬度是一样的。实际最高硬度就是铁晶体的最高硬度。 六、碳原子的半径为0.77埃，体心立方晶格中最大空隙半径为0.36埃，面心立方晶格中最大空隙半径为0.52埃，以上实际测量数据说明，碳原子的半径大于晶体晶格的空隙半径，理论计算说明它是进入不了晶体内部的。目前理论上有一个八面体的间隙可容一个碳原子的计算理论，实际上铁晶体的原子是密布的，空间里各个铁原子是紧密的金属键强力链接，晶体的晶胞不可能出现一个又一个的单独八面体提供出空间去存放碳原子。 七、无论环境碳势是多么地大，平衡态条件下，面心立方晶格中最大含碳量在1147°度时只是2.11%；体心立方晶格中含碳量为0.008—0.02%，实际上就是说明铁晶体本身是不含碳的，若铁晶体内部有碳原子，也是晶体的瑕疵造成的，也就是晶体内部缺陷造成的。目前教科书已认定体心立方晶格中的含碳是由晶体内部各种缺陷（包括位错、空位、晶界）造成的，只是还未认识到面心立方晶格的含碳也应该是由晶体内部缺陷造成的这一事实。 八、目前教科书的珠光体生成理论已认识到，1、有碳原子从奥氏体中析出；2、奥氏体存在高碳区与贫碳区。实际这两点就已证明，1、奥氏体的缺陷空间大于铁素体的缺陷空间；2、由于奥氏体存在晶体缺陷，所以就有富碳区与贫碳区之分；3、碳原子与铁晶体的亲和力很小，在固态下就可以从晶体内部析出。 九、目前有些教科书对“奥氏体”、“铁素体”这些“相”的定义是错误的，勉强可以接受的定义是“碳在γ—Fe或α—Fe中的固溶体”，决不能是“碳原子固溶在晶格的间隙上，否则就成为无穷大的固溶。晶体内部缺陷是有限的，间隙是无限的，有限的缺陷确定有限的固溶量，正确的定义应该是“碳原子固溶在γ—Fe与α—Fe晶体的晶格缺陷处。实际上碳原子还没有能量挤破铁原子间的金属键连接力，任意在晶格间隙处去占位。 十、纯铁晶体生长的“时间—温度”曲线与“铁、碳相平衡图”曲线是铁晶体生长变化的原始依据，碳钢晶体的生长变化与C曲线的认识都要与其紧密地联系与分析认识，否则就是毫无根据地乱认识，其理论也肯定是错误的。 十一、铁碳相平衡图是某一含碳量的碳钢，加热后缓慢冷却到一定温度，再快冷固定结构而得到的实验总结图。目前教科书对此图的认识是“相结构”决定钢的性能。认为是铁素体、奥氏体、珠光体、渗碳体，点、线、面位错，晶格畸变等决定碳钢性能。对铁碳平衡图的认识，首先要知道，碳在铁中的含量是极少的，也就是固溶体（相）是少量的，碳本身又没有硬度；二是要明白铁晶体是绝对的多数，是结构的主体，而不是固溶体的“相”结构；三是要清楚铁的性能是由结构决定的。我对铁碳平衡图的认识是这样的，“根据纯铁晶体的生长规律来分析碳原子对铁晶体的生长有什么影响，相结构在整个碳钢中的含量是多少？谁在起主导作用”。我的切入点是晶体是主体结构，碳存在的形式及对晶体生长的影响是什么，也就是固溶体的“相”对晶体生长的影响是什么。对铁碳相平衡图的基本认识是，“少量杂质对铁晶体生长影响的总结图”。 十二、碳原子在铁晶体中的作用很大，是所有合金元素中对铁晶体影响最强烈、最敏感的。碳对铁只有两个作用，一好一坏，好的作用是碳原子所形成的“相”降低铁晶体的生长与转变速度（简单地讲是杂质影响了生长变化）；坏的作用是碳化物在晶界上降低铁的韧性，使脆性增加。例如，1、在铁碳图中可以看到，少量的碳原子所形成的“相”，就使铁的同素异构转变温度下降约190度，降低到723°度，即PSK线；2、在C曲线中使C曲线右移（不同含碳量的碳钢比较），致使晶体的转变速度降低；3、碳钢的韧性较纯铁要差很多，使脆性增加。 十三、铁碳平衡图上的共析点S是告知，碳在铁晶体中的平衡极限饱和量为0.77%，碳含量少于此点时，在未同素异构转变前有少量晶体先转变为铁素体；碳含量大于此点时，在未同素异构转变前有少量渗碳体先析出。少量晶体先转变为铁素体的含义是：这些晶体内部没有碳原子存在，碳原子影响小；少量渗碳体先析出的含义是：晶体内部能有碳原子存在的缺陷处已告满，已容纳不了更多的碳原子。此共析点S的重要信息是告知：碳在铁晶体面心立方结构下的平衡极限饱和量为0.77%。实际上就是告知晶体缺陷的多少。 十四、碳原子进入晶体内部才能影响晶体的生长与转变速度，注意，仅仅是影响晶体的生长与转变速度。体心立方晶格下的含碳量是万分级；面心立方晶格下的含碳量是百分级，二者相差一百倍。所以只有面心立方晶格下的含碳对晶体的生长与转变速度的影响大，也就是奥氏体“相”的影响大，只有影响大我们才能在目前条件下，有人类能够采用的“冷却速度”，在面心立方晶格结构下获得正在同素异构转变的组织，即“淬火”获得马氏体。 十五、金属的金相照片是结果，不是过程，重要的是演变过程！ 十六、金属的金相照片下、好像碳化物很多，实际它们是被晶体拒绝进入晶体内部，只能呆在晶界上形成碳化物，在晶体的表面反映它的存在，是一个表面上的现象，碳化物实际是很少的。注意，晶体结构里，铁素体“相”是很少的；珠光体又是铁素体与碳化物的机械混合物，肯定也是很少的。 十七、现实工作中都知道，金属加热与冷却时有膨胀与收缩现象，这种现象是表明金属的晶体在生长，晶体在生长的过程中就会挤压晶界上的碳化物，会将晶界上的碳化物挤成各种形态，金属的金相照片上的碳化物在不同温度下挤压成各种形态就是如此。注意，加热后的碳化物是很软的，几乎是分散的雾状，遍布在晶体表面的晶界上。晶体内部的碳原子也在晶体的缺陷处被挤压移动。 十八、C曲线是多种某一含碳量的碳钢，加热后快速冷却到某一恒定温度，再按预定的间隔时间取出，马上快速冷却固定结构而得到的实验总结图。注意，当加热后快速冷却到某一恒定温度，只要这个恒定温度低于723°度，过冷度足够大，就会产生晶体的共析转变线再次(PSK线)下移190°度到540°度左右，所有含碳量的碳钢与合金钢均是如此，这是共析转变线(PSK线)下移的极限，这也是过冷度对共析转变线(PSK线)的影响，同时这也是C曲线鼻头位置不进行上下移动的原因（非平衡态下的连续冷却时，转变稍有差别）。 十九、C曲线中的初转变线与终转变线（包含马氏体）是铁晶体的同素异构转变区间。 二十、C曲线出现“过冷奥氏体”区，在“过冷奥氏体”区孕育奥氏体，这是碳原子对面心立方晶体作用的结果，是碳降低晶体转变速度的实际证明。 二十一、C曲线出现的C形状，是碳原子对晶体生长的降速作用与铁晶体共析转变的约束作用，这三个因素、两个方面的共同作用的结果。 二十二、马氏体是金属同素异构转变过程中的过渡体，这个过渡体的过渡区比较窄，就是C曲线的鼻头位置以内，从结构变化的原理上来讲，它是始于过冷奥氏体区的过冷奥氏体，终于同素异构转变区内正在向体心立方结构转变的晶体。获得这个过渡体的主要动力就是过冷度。 二十三、铁晶体的同素异构转变是α-Fe向γ-Fe晶体结构转变，实际就是同素异构转变时内部铁原子的移动。完成移动铁原子路径的时间可长、可短，时间的长与短是由碳的速度影响作用决定的。 1、 淬火从C曲线原理上讲：就是先在过冷奥氏体区取得过冷奥氏体，然后再放到同素异构转变区去获得马氏体。（关键的认识就在这里）。 2、 从C曲线横坐标结构上讲：碳原子使面心立方晶体的生长速度变得很慢，C曲线的鼻头右移很大，过冷奥氏体区就大，同时这是在平衡态的条件下。 ① 从过冷奥氏体区中取一个点，变化到C曲线开始转变转变区间的一个点，平衡态条件下需要一个时间。即：未完成过冷奥氏体的面心立方晶格下的晶体，变化到正在由面心立方晶格向体心立方晶格转变的晶体需要一个时间。 ② 这个时间也就是淬火过冷速度的最慢“时间”；若淬火的“时间”快于晶体内部平衡态条件下的转变“时间”，钢就淬火了，这是因为晶体在强大的过冷动力下，强行脱离共析转变约束，晶体受到过冷度刺激后变形快速生长。淬火转变时的“时间“越短，淬火后的硬度就越高（晶体受刺激大与初转变的原因）。 3、 从纵坐标温度原理上讲：过冷奥氏体区C曲线鼻头的温度为540°度左右，马氏体的初转变温度在240°度左右，获得马氏体时从540°度冷却到240°度时也是“需要一个时间”，这个时间也正是横坐标晶体结构淬火转变为马氏体时所需要的“时间”。 4、 从C曲线上看：马氏体的转变没有时间的定义、概念与参数，实际上C曲线横坐标鼻头的晶体结构开始转变线就可以近视地看做是淬火时的马氏体开始转变时间点，只不过目前还没有淬火时的结构转变时间终了线，终了线应该是奥氏体的陈化稳定。 由于马氏体转变在同素异构转变期内，所以马氏体结构是类似于体心立方结构，但又是变形的体心四方体结构。过程决定它在铁原子移动的路径上，在晶体的同素异构的转变期内，所以马氏体肯定是一个不稳定的过渡体，也就不能称为结构或相。 二十四、残余奥氏体的生成实际很简单，就是部分过冷奥氏体还未转变结束就被淬火截取停止转变了，被保留到室温下。 二十五、C曲线的C型线旋转90°度，（与温度坐标一起），就是类似的正态分布曲线，以共析转变线540°度为中线对称分布。晶体的共析转变影响上下温度各190°度左右。共析转变影响晶体生长变化是铁晶体所固有的特性，这个特性的突出表现有三个，一是确定C曲线的鼻头位置；二是确定第一类回火脆性温度区；三是确定第二类回火脆性温度区。注意：（共析钢为例）第一类回火脆性温度区在C曲线的下边缘区250°度以上的结构交变区；第二类回火脆性温度区在C曲线的上边缘区723°度以下的结构交变区。晶体结构变化情况已决定一类、二类回火脆性是否能够通过热处理消除，例如，第一类回火脆性温度区是向体心立方晶格转变的结构交变区转变；第二类回火脆性温度区是向面心立方晶格转变的结构交变区转变。这是理论根据。 二十六、金属淬火开裂的原因，从结构上来讲，它是硬、脆、软三结合的产物，马氏体是硬，渗碳体是脆，奥氏体是软。同素异构转变期内的马氏体要恢复是本质，当结构不稳定的马氏体向原有的室温体心立方结构恢复时就挤压奥氏体，奥氏体是一挤压就变形，渗碳体是一变形就开裂。这就是金属淬火开裂的原因，所以实践上当钢材内部残余奥氏体、渗碳体多时就易产生开裂。 二十七、注意四个温度190°C度的变化影响，这是铁的晶体生长变化的本质规律。
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