《固態(tài)相變初步》word版

1、 第六章固態(tài)相變初步 固態(tài)相變是從固相到固相的轉(zhuǎn)變，即反應相和生成相均是固態(tài)。固態(tài)相變的生成相可能是平衡相，也可能是亞穩(wěn)相；可能是穩(wěn)態(tài)組織，也可能是亞穩(wěn)態(tài)組織。即： 穩(wěn)態(tài)組織，平衡相固態(tài)相變的產(chǎn)物 亞穩(wěn)態(tài)組織，平衡相 亞穩(wěn)態(tài)組織，亞穩(wěn)相固態(tài)相變可分為兩大類：擴散型相變和非擴散型相變6.1 擴散型相變擴散型相變有五種：1）沉淀 (脫溶、析出)相變 新相從母相中沉淀析出 b a脫溶相變一般都是經(jīng)過形核和長大兩個過程，與結(jié)晶過程相似。2) 共析分解g ab 典型實例：珠光體轉(zhuǎn)變 3) 調(diào)幅分解 a a1+a2特征：1、a、a1、a2結(jié)構(gòu)相同，點陣常數(shù)不同 2、沒有形核過程 3、成分分布呈調(diào)幅波 （圖

2、1、圖2）形成條件： 從化學成分的角度，調(diào)幅分解必需發(fā)生在GX曲線的拐點內(nèi)（化學調(diào)幅），如圖3所示。圖1 圖2 圖34) 塊狀轉(zhuǎn)變 （圖4、圖5） b a 不同于脫溶 晶界形核，快速長大，形貌無規(guī)則（圖4） 圖55) 有序化轉(zhuǎn)變分兩種類型（圖6）：一種有形核（有序疇）長大過程屬一級相變（圖7），另一種沒有形核長大過程 （圖8)，屬二級相變。 圖6 圖7 圖86.2 沉淀相變從組織的角度，沉淀相變可分為連續(xù)沉淀和非連續(xù)沉淀，連續(xù)沉淀的生成相可能是穩(wěn)態(tài)組織，也可能是非穩(wěn)態(tài)組織。從工藝的角度，沉淀相變可以在冷卻過程中發(fā)生，也可以在時效過程中發(fā)生。所謂時效是指將材料置于一定的溫度下保溫。時效分人工時效

3、和自然時效。后者是在室溫下自然放置，前者則是人為地將材料置于設定的溫度，時效的時間根據(jù)時效時間和材料性能之間的關系而決定。因此，在工業(yè)上也有時效相變的說法。沉淀相變的分類方法可參看圖9.沉淀相變的分類按工藝分類按組織分類冷卻過程中沉淀時效過程中沉淀自然時效人工時效連續(xù)沉淀非連續(xù)沉淀穩(wěn)態(tài)組織亞穩(wěn)態(tài)組織圖96.2.1連續(xù)沉淀和非連續(xù)沉淀（1） 連續(xù)沉淀一般情況下脫溶是以連續(xù)沉淀的方式進行的連續(xù)脫溶的形核大多數(shù)是非均勻形核（因為晶體內(nèi)部存在大量缺陷），形核借助于缺陷，因此可能的形核位置有，晶界、位錯、和空位。 如：高溫合金中的g相。（圖10）脫溶相呈均勻分布一般不是均勻形核。（2） 非連續(xù)沉淀少數(shù)合

4、金系中可能出現(xiàn)，最典型的Mg合金特征：晶界形核、垂直于晶界生長、和母相晶界一起遷移。非連續(xù)沉淀往往是有害相。(圖11) 圖10 圖116.2.2 連續(xù)沉淀的形核（1）均勻形核 形核過程的能量變化可表達為：式中，V為晶核體積，S為晶核表面積，為單位面積界面能，為單位體積彈性應變能。 其中：GV = GNGP為單位體積新舊兩相化學自由能差（GN、GP分別為新、舊相的自由能）。相變驅(qū)動力： GV當GV0時，相變有可能發(fā)生。假定晶核為半徑為r的球體，上式變?yōu)椋簣D12從上面的三個表達式可見：DGV（驅(qū)動力，絕對值）越大，則臨界半徑和臨界晶核的體積越小，形核功也越小；s越大，則臨界半徑和臨界晶核的體積越大

5、，形核功也越大；w越大，則臨界半徑和臨界晶核的體積越小，形核功也越小。（2）非均勻形核在固態(tài)相變中絕大多數(shù)是非均勻形核, 析出相呈均勻分布不一定是均勻形核. 例：圖13中所示的Cu-Al-Ni三元系中的沉淀相NiAl和Cu9Al4（g2）圖13在固態(tài)相變中非均勻形核的形核位置為晶體缺陷（界面、位錯、空位）。形核過程中的吉布斯自由能變化可表示為：其中：DGd缺陷消失所引起的能量變化，作為形核位置的缺陷類型不同，則DGd也不同。以晶界形核為例計算形核功（參看教材圖6-12）.如果忽略彈性應變能，形核過程中吉布斯自由能變化為：設晶核形狀是兩個是球冠（圖14），則式6.7中：圖14代入(6.7)式，以

6、上只是以晶界形核為例說明非均勻形核的形核功和臨界尺寸的計算。在實際的相變過程中可能在其它的晶體缺陷上形核。影響形核的主要內(nèi)在因素是界面能。在什么形核位置上形核，取決于形成什么樣的相界使系統(tǒng)的能量達到最小值。6.2.3 連續(xù)沉淀的長大形核后晶核長大的速度主要取決于界面能。界面能越低，長大速度越小。 界面結(jié)構(gòu)決定了界面能的大小, 界面的共格性程度越高（錯配度越?。瑒t界面能越低。界面的遷移速率通常用界面遷移率（Mb)表示, Mb 越大，界面遷移越快。 當Mb很小， Dmi（組元在相界兩側(cè)的化學勢差）很大時，界面遷移的速率受界面控制，稱之為界面控制長大。 當Mb很大， Dmi很小時，界面遷移的速率受

7、擴散控制，稱之為擴散控制長大。 介于上述兩種情況之間的是混合控制長大。一個沉淀相的顆粒（晶粒）與母相之間的相界可能不止一種，不同的相界遷移率不同；這決定了沉淀相顆粒的形貌。 如果一個沉淀相顆粒與母相之間的相界不止一種，顆粒在不同的方向上長大速度不同。晶粒長大的動力學問題比較復雜。6.2.4 脫溶產(chǎn)生的亞穩(wěn)相脫溶相變的產(chǎn)物可能是平衡相，也可能是亞穩(wěn)相。如：Al-Cu合金時效，溫度不同，析出相不同。圖15顯示了Al-Cu合金在不同溫度下時效時可能出現(xiàn)的亞穩(wěn)相。平衡析出相應是q相，時效溫度在4000以上（視含Cu量而定）。當時效溫度降低時，析出的相可能是GPZ、q”、q，相，稱之為過渡相。圖16是C

8、u-Al-Ni合金中的GP區(qū)。過渡相的結(jié)構(gòu)與平衡相不同，與基體的位向關系及界面結(jié)構(gòu)也不同。GPZ的尺度只有幾個原子層的厚度（圖17）。圖18所示的是q”、q，、和q相的晶體結(jié)構(gòu)。從圖可見q”、q，、和q相都屬于正方（四方）結(jié)構(gòu)，但點陣常數(shù)不同。q”和q，相的a與基體相a-Al相同，且q”的c值近似于aAl的c值的兩倍，因此q”和q，與基體均有一定的共格關系,但平衡析出相q與基a-Al體之間是非共格界面。 圖15(2) 形成亞穩(wěn)相的熱力學條件（圖19）在較低的溫度下時效之所以會出現(xiàn)過渡相，主要是因為這些過渡相的形核勢壘小。形成平衡相的驅(qū)動力大，所以高溫時效時，時效的產(chǎn)物還是平衡相。 圖16 圖1

9、7 圖18 圖19（3）脫溶分解對合金力學性能的影響在時效過程中合金的力學性能會發(fā)生很大的變化，因此工業(yè)上往往采用合理的時效工藝，使材料獲得理想的力學性能。圖20所示的是不同Cu含量的Al-Cu合金的時效曲線。從圖可見在某一固定的時效溫度下，曲線上會出現(xiàn)硬度的峰值。圖206.3 共析轉(zhuǎn)變共析轉(zhuǎn)變的典型實例是Fe-C系中的珠光體轉(zhuǎn)變： gaFe3C6.3.1 共析體轉(zhuǎn)變的形核和長大過程共析轉(zhuǎn)變時，有一相(如珠光體轉(zhuǎn)變時a或Fe3C) 先在晶界形核，至于哪相先形核取決于和母相之間的界面能。一般情況下先形成相和母相之間在形核晶界另一側(cè)有固定的位向關系，以致有較低的界面能。由于一相先形成，母相中濃度變

10、化，使后形成相形核容易。它與母相之間在晶界另一側(cè)亦有固定位向關系。第二相形核后又有利于第一相再形核，這樣反復交替，完成珠光體形核。圖21是珠光體形核和長大過程的示意圖。圖21圖22 圖23 圖246.3.2 共析組織的生長和形貌共析組織生長時，兩相協(xié)同生長。組織的形貌取決于各相生長速度，如果兩相的生長速度相仿，則形成片狀組織（圖22）；如果生長速度相差很大，即一相長得快，而另一相長得慢，則會形成如圖23所示的蛻變（degenerate）形貌。將共析組織長時間退火，則珠光體會球化，如圖24.片狀共析組織中最小層間距和生長速度有關。最小層間距S*(DT)-1，因此 DT越大，S越小其中k是熱力學常

11、數(shù)?？梢娺^冷度越大，生長速率越高。由此也可見生長速率越小，層間距越小，而層間距越小，強度越高。6.3.3 亞（過）共析組織中的先共析相和共析組織亞（過）共析組織中共析相形核時，先形成相與共析轉(zhuǎn)變前先共析相相同，如：亞共析鋼先生成a，過共析鋼先生成Fe3C。先生成相依附于先共析相上形核。 先共析相的形貌與冷卻速度有關，冷卻速度較大容易形成魏氏組織。魏氏組織中析出相呈現(xiàn)針狀形貌，且沿某些特定的方向分布，與母相有固定的位向關系。如鋼中的a與g之間有如下的位向關系：。圖25和圖26所示的分別是鐵素體和滲碳體的魏氏組織。 圖25 圖266.4 馬氏體相變馬氏體相變屬非擴散型相變，馬氏體是亞穩(wěn)相。黑色和有

12、色金屬中均有馬氏體相變6.4.1基本特征（1）反應速度快，107s 時間內(nèi)橫跨奧氏體晶粒（2） 對于鋼中的馬氏體 反應結(jié)束后總有殘余奧氏體存在； gM+RA（3） 奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體后，C原子在馬氏體中過飽和6.4.2 馬氏體晶體學（概論）（1）形貌 （圖27） 對于鋼中的馬氏體，含碳量不同，形貌也不同圖27一般描述：低碳，板條狀；高碳：片狀。（2）慣析面形成馬氏體后表面有浮凸（圖28，表明相變過程中發(fā)生形變在相變過程中，奧氏體和馬氏體有一個公共的不變面，稱之為慣析面 (圖29) 。然而含碳量不同，慣析面不同，低碳鋼：111中高碳鋼：（0.61.4%C），225高碳鋼：（>1.4%C）,

13、 259 圖28慣析面所標的指數(shù)是奧氏體的晶面指數(shù)（3）由于有慣析面，就有固定的位向關系，如：K-S（Kurdjumov-Sachs）關系（在Fe-1.4%C合金中發(fā)現(xiàn)）：西山（Nishiyama-Wassermann）關系，（在Fe-30%Ni合金中發(fā)現(xiàn)）： 位向關系也隨碳含量變化而變。 （4）馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)體心正方（四方），其點陣常數(shù)隨碳含量變化而變。（圖30） 圖29 圖30（5）Bain模型 （圖31）取兩個奧氏體晶胞（fcc）；l 以110和11 0 為新坐標系的x、y軸，z軸方向不變，畫晶胞；l 在z軸方向壓縮20，在a和b的方向上各伸長12，就成為馬氏體晶胞。 成功之處：能解釋

14、馬氏體和奧氏體的位向關系。缺點： 不能解釋相變中的不變面 （圖32）（6）唯象理論 （圖33， 圖34）為了解釋不變面，相變機制中引入切變，這樣不變面實際上是一個表象面，而不是真正意義上的晶面。 圖31 圖32 圖33 圖346.4.3 相變熱力學(1) 相變溫度和RA馬氏體的相變溫度一般以Ms和Mf表示，其中Ms為相變起始溫度（圖35），Mf為相變終止溫度。相變溫度與化學成分和外加應力有關。在Mf以下存在，總有殘余奧氏體（RA）。（2） 相變驅(qū)動力 相變驅(qū)動力： 形核驅(qū)動力： （3） 碳在鐵中的固溶體碳在鋼中的固溶體有三種形式：鐵素體g-Fe，奧氏體a-Fe，馬氏體a-Fe。 圖356.4.

15、4相變動力學(1) 相變溫度 對于鋼 Ms與碳含量有關，圖36表示了碳含量與Ms的關系曲線。 圖36 圖37若用等溫淬火工藝，即將奧氏體快速至于某一溫度的介質(zhì)中，可以得到馬氏體。淬火溫度在Ms與Mf之間。圖37是等溫淬火得到的馬氏體動力學曲線。相變結(jié)束后組織中仍有殘余奧氏體存在。圖中的百分數(shù)表示相變過程中獲得的馬氏體的百分數(shù)。6.4.5 馬氏體的形核可以從理論和實驗兩個方面證明，馬氏體是非均勻形核。它借助于位錯形核。6.4.6 馬氏體的長大馬氏體的長大分兩種機制：板條狀馬氏體長大: 小臺階機制 位錯形核（圖38）片狀馬氏體長大: 切變孿晶 圖38 圖396.4.7 熱彈性馬氏體（1） 定義：母

16、相和馬氏體之間能互逆轉(zhuǎn)換的馬氏體，即母相冷卻得到馬氏體，馬氏體加熱直接到母相。鋼中的馬氏體不是熱彈性馬氏體，因為鋼中的馬氏體含碳，加熱不能直接得到馬氏體。最早得到熱彈性馬氏體的是Cu-Al-Ni系 （圖39）（2） 馬氏體轉(zhuǎn)變和奧氏體轉(zhuǎn)變溫度不一致。（3） 存在溫度滯后現(xiàn)象。（圖40）它的特征是：相變驅(qū)動力小 熱滯?。ˋs-Ms?。?；馬氏體與母相的相界能作正、逆向遷移；形狀應變?yōu)閺椥詤f(xié)作性質(zhì)，即彈性能的儲存提供逆相變的驅(qū)動力。 熱彈性馬氏體的最典型實例是NiTi系，如Cu-Zn-Al, Cu-Al-Ni等。有些合金只具有上述部分特點，稱之為半熱彈性轉(zhuǎn)變。（4） 形狀記憶效應（圖41）冷卻得到馬

17、氏體，此時不發(fā)生宏觀變（自協(xié)同效應，相變應力在宏觀上相互抵消），然后施加外力使其變形，加熱時，由于逆轉(zhuǎn)變只有一個途徑，故會使形狀恢復原狀。對形狀記憶合金進行訓練，可以獲得雙向效應。 圖40 圖416.5 貝氏體相變貝氏體也是鋼的共析分解產(chǎn)物，即也是鐵素體滲碳體，但形貌和性能均與珠光體不同，由Bain發(fā)現(xiàn)，稱之為貝氏體。6.5.1動力學曲線貝氏體轉(zhuǎn)變由等溫淬火得到，溫度在珠光體轉(zhuǎn)變溫度之下，Ms之上。如圖41所示。其中(a)是碳鋼，（b）是某合金鋼的等溫轉(zhuǎn)變曲線。(a) (b)圖42（1） 組織形貌分上貝氏體和下貝氏體，形貌不同，形成溫度不同，形成機理也不同。l 上貝氏體，形成溫度較高（3500