第3章-固態(tài)相變的形核與長大(2學時)課件

第3章固態(tài)相變的形核與長大3.1

相變形核均勻形核,非均勻形核3.2

相變宏觀動力學Avrami方程3.3

相變過程競擇性3.4

相變過程自組織

UJS—DaiQX第3章固態(tài)相變的形核與長大3.1相變形核UJS—Da13.1

相變形核1、均勻形核驅(qū)動力

阻力相自由能(焓)差ΔG應變能界面能主要是由由兩相比容不同而引起的畸變能。其大小還與新相形狀有關，球狀>針狀>盤狀由新相長大時額外需要的界面能量。界面能取決于兩相的鍵結合能和形狀。相同V，其球狀的表面積最小，界面能也最小。

UJS—DaiQX3.1相變形核驅(qū)動力阻力相自由能(焓)差ΔG應界2當形成一晶核時，自由焓變化為：

設晶核為球形，則：

對于Fe-C合金，一般情況下,ΔG在1000J/cm3數(shù)量級，共格界面能σ約在2×（10-6~10-5）J/cm2，非共格界面能約為7×10-5J/cm2，球形時的共格應變能ΔGe<30J/cm2

UJS—DaiQX當形成一晶核時，自由焓變化為：設晶核為球形，則：3圖經(jīng)典理論的相變形核臨界晶核半徑和臨界形核功(a)均勻形核；(b)非均勻形核；(c)無勢壘形核偏聚形核UJS—DaiQX圖經(jīng)典理論的相變形核臨界晶核半徑和臨界形核功偏聚形核UJ42非均勻形核系統(tǒng)自由焓變化為：ΔGd是缺陷處形核松弛的能量。

1)晶界（相界）形核(假設為透鏡狀)透鏡體積為：

UJS—DaiQX2非均勻形核系統(tǒng)自由焓變化為：ΔGd是缺陷處形核松弛的能5兩晶粒交界面上透鏡狀晶核

晶界上不對稱形狀的晶核

界面張力平衡條件為：

UJS—DaiQX兩晶粒交界面上透鏡狀晶核晶界上不對稱形狀的晶核界面張力平6經(jīng)計算可得臨界晶核半徑和臨界形核功:如設

2?3cosθ+cos3θ為形狀因子.晶界形核的臨界形核功大約為晶體中形核功的1/3UJS—DaiQX經(jīng)計算可得臨界晶核半徑和臨界形核功:如設72、位錯形核單位位錯上形成一圓柱形晶核.界面能為正,應變能則應為負.其能量變化為:刃型位錯:螺型位錯:令:UJS—DaiQX2、位錯形核單位位錯上形成一圓刃型位錯:螺型位錯:令:8

位錯形核的能量與晶核半徑的關系對于A線,過飽和度小,ΔG*有兩峰值,晶核長大要跨越能壘.在r0時,ΔG*為極小值,在位錯線上可能形成r0大小的原子偏聚區(qū),不能長大.對B線,過飽和度很大,a>1,所有晶核都能長大.UJS—DaiQX位錯形核的能量與晶核半徑的關系對于A線,9位錯形核與晶界形核的難易程度是不相上下的，在同一個數(shù)量級。一般來說，ΔG#是按照下列順序遞減的：均勻形核>空位>位錯>層錯>晶界、相界>表面位錯促進形核主要因素：①位錯處形核，↓應變能ΔGε，也就↓

ΔG*；②位錯處容易富集溶質(zhì)，↑過飽和度,↑

ΔGV

;③位錯處擴散激活能較低，↑形核速度。UJS—DaiQX位錯形核與晶界形核的難易程度是不相上下的，在同一個103.2相變宏觀動力學設相變形核是無規(guī)的，轉變過程中基體成分保持不變，新相長大速率與時間無關。在某一時刻

t′產(chǎn)生一β晶核.經(jīng)推導得：

Johnson-Mehl方程式

這就是有名的Johnson-Mehl方程。只要滿足生長速度G和形核率是常數(shù)，無規(guī)形核，時間較小等條件，此方程基本上通用于任何形核長大型的相變。事實上,形核率

不是常數(shù),是隨時間而變化的.UJS—DaiQX3.2相變宏觀動力學設相變形核是無規(guī)的，轉變過程11

Avrami方程當很小時，由Johnson-Mehl方程式可得：也可以寫成一般表達式：K和n都是常數(shù)，隨不同相變類型而不同。大多數(shù)固態(tài)相變，n在3~4之間。

式中G為生長速度，

為形核頻率

,η為形狀因子,N0為初始平均形核率.UJS—DaiQXAvrami方程當很小時，由Johns12AISI52100軸承鋼碳化物溶解的原位X射線分析與計算模擬JérémyEpp等(德國)ActaMaterialia,2007,55:5959-5967

原始相α+K在淬火加熱過程中轉變?yōu)棣孟?應用Avrami方程,推導得:其中,V為加熱速率,ni和τi為轉變參數(shù),Pi為i相的分數(shù),Pcq,i為i相的平衡分數(shù).UJS—DaiQXAISI52100軸承鋼碳化物溶解的原位X射線分析與計算模擬133.3相變過程的競擇性一、合金元素的相互作用1

、

濃度參數(shù)U引入一個濃度參數(shù)U，定義：理由是：以Fe和M所占據(jù)的點陣陣點為基準來表示濃度

M為元素原子量,下標為元素;W為重量百分數(shù),下標為元素,上標x為相UJS—DaiQX3.3相變過程的競擇性1、濃度參數(shù)U理由是：以Fe和142

、

多元系中碳活度的計算對于鐵合金，在兩相區(qū)由于加入合金元素所引起的碳活度的變化可用下式表示：

這是合金元素對兩相區(qū)內(nèi)兩相平衡時碳活度影響的表達式。式中，為Fe-M-C三元系中的C活度，為Fe-C二元系中的C活度。K為分配常數(shù)，表示合金元素M在α、

γ相中的分配系數(shù)，則

UJS—DaiQX2、多元系中碳活度的計算這是合金元素對兩相區(qū)15利用Gibbs-Duhen方程可以證明，各合金元素的作用符合疊加原理.因此當有多種合金元素加入時，碳（C）在合金奧氏體中的化學勢可表示為：式中，為碳在Fe-C二元系奧氏體中的化學勢，其中是奧氏體中C和合金元素M之間的相互作用參數(shù),可查得.=-21079–11.555T(J/mol)UJS—DaiQX利用Gibbs-Duhen方程可以證明，各合金元素16二、

相變競擇性的例子1)工具鋼的石墨化傾向和合金設計【例4.1】在碳素工具鋼和含硅彈簧鋼中易石墨化.含1.2%C的工具鋼在800℃進行熱處理時，有形成石墨化的危險。Cr能減輕或消除石墨化傾向，那么鋼中需要加入多少Cr元素才能消除這種石墨化傾向。假定只有一種滲碳體型的碳化物，800℃時，Cr在滲碳體和奧氏體之間的分配系數(shù)為9。題意分析：由于含1.2%C鋼在800℃進行熱處理時，碳活度aC較高→有G化可能性。Cr是K形成元素，↓aC?，F(xiàn)在要求是：求得使aC≤aC（G）的Cr元素臨界值，Cr>臨界值，則就可使鋼在熱力學上排除了G化的可能性。一般取aC（G）=1為參照態(tài)，所以應aC≤1。計算時，可由活度公式求得Cr在滲碳體和奧氏體中的含量，再計算鋼中應該加入的Cr量。UJS—DaiQX二、相變競擇性的例子1)工具鋼的石墨化傾向和合金設計【17①求解和

因為所以0.95是由Fe-C相圖在800℃平衡相界面上碳的質(zhì)量百分數(shù).同理可得：

?查圖或表得UJS—DaiQX①求解和因為所以0.95是由Fe-C相圖在8018≈0.00377×

=0.351%=3.16%現(xiàn)在要求鋼中的總含Cr量，但尚未知800℃時γ和K的相對量②求800℃時奧氏體和碳化物的相對體積分數(shù)根據(jù)杠桿定律求得：

③求總Cr量

=0.9565×0.351%+0.0435×3.16%=0.47%鋼中需要加入0.5%以上的Cr元素才能消除石墨化傾向.UJS—DaiQX≈0.00377×=0.351%=3.16%現(xiàn)在要求19

如果鋼中同時有幾個合金元素，則應分別計算它們的效應，然后相加，得到的綜合結果就可知鋼的石墨化趨勢。如9SiCr鋼，大家知道有一定的脫碳和石墨化傾向?，F(xiàn)在也可以從理論上進行計算。設9SiCr鋼的平均成分為：0.92%C，1.5%Si，1.05%Cr。加熱溫度為860℃，在此溫度下Cr、Si在碳化物和奧氏體中的分配系數(shù)分別為7和0。9SiCr鋼的AC1=770℃,ACm=870℃,近似設Cr大部分在γ中。只要把各合金元素的作用相加就可知鋼的碳活度aC的大小。設860℃時,γ/K相界面上C濃度為0.85.UJS—DaiQX如果鋼中同時有幾個合金元素，則應分別計算它們的效20Cr：

=Si：

=總的影響為：查得860℃時，F(xiàn)e-C二元合金在γ/K界面處的aC=1.059

所以：

=0.89×1.059=0.94＜1如果9SiCr鋼是在800℃進行球化退火長時間保溫，計算得

=0.998≈1=

比較危險9SiCr鋼常用球化退火工藝:800±10℃加熱—710

±10℃球化

UJS—DaiQXCr：=Si：=總的影響為：查得860℃時，F(xiàn)e-C212)復合材料的成分設計

【例4.2】復合鋼板在軋制過程中一般不允許在界面上產(chǎn)生其它的相變。需要在設計材料成分時，首先要估計軋制過程中界面上的擴散情況。如，生產(chǎn)需要將無碳的Fe-2%Mo合金與較厚的Fe-C合金軋制成復合材料。軋制后需在750℃保持較短t，但不允許Fe-Mo合金中形成較多的A組織。設計Fe-C合金允許的最高碳量。已知分配系數(shù)為=1.265。

解：兩塊板軋制，并在750℃保持較短t。由于碳原子擴散，難免有碳滲入到Fe-Mo合金中。由相圖知：當碳量達到一定量時，會產(chǎn)生A組織。A組織不允許多，這又與Fe-C合金碳量有關。碳量高，碳活度就高，就可能有更多的碳原子擴散滲入Fe-Mo合金中。所以在理論上估計一下Fe-C合金中允許的最高含碳量，在設計復合材料和指導實際生產(chǎn)是有意義的。750℃時的Fe-Mo-C合金相圖示意圖如圖4.10。

UJS—DaiQX2)復合材料的成分設計【例4.2】復合鋼板在軋制過程中22Fe-Mo-C合金在750℃時兩相區(qū)截面示意圖UJS—DaiQXFe-Mo-C合金在750℃時兩相區(qū)截面示意圖UJS—Dai23

設R點表示Fe-Mo合金，在750℃處于α相狀態(tài)。滲碳時，F(xiàn)e-Mo合金中的γ相是由α相快速轉變而成。因此，γ相中繼承了α相的合金元素，用S點表示。

通過S點可作一條等活度線ST，與橫坐標相交于T點。T點表示Fe-C合金中的碳濃度。顯然，為了抑制γ相的產(chǎn)生，在界面上應該：

現(xiàn)在的問題就是要估計一下T點的碳濃度，這是臨界點，也就是題目要求的Fe-C合金允許的最高含碳量。在T點左邊的含碳量則可以，而T點右邊含碳量的碳勢比較高，容易促進碳擴散和γ相的產(chǎn)生。UJS—DaiQX設R點表示Fe-Mo合金，在750℃處于α相狀態(tài)。滲24應用活度計算公式：

是Fe-C合金在750℃時界面上的平衡碳活度。由相圖得γ相中在γ/α界面上平衡碳濃度為0.58%C。近似地得：S點與R點處的合金元素相同，所以可近似地認為：UJS—DaiQX應用活度計算公式：是Fe-C合金在750℃25所以:這說明Mo在此是提高了碳活度的。但在很多情況下是降低的即

設T點C質(zhì)量百分比濃度為WT，W0為Fe-C合金中α/γ相界面上的碳量，即0.58%C?！郬T=1.13×0.58%=0.66%經(jīng)估算，可知Fe-C合金中允許的最高含碳量為0.66%。UJS—DaiQX所以:這說明Mo在此是提高了碳活度的。但在很多情況下是降低的263.4相變過程的自組織材料的相變具有自組織功能和非線性相互作用.相變機制一元化,組織形貌多元化.自然界中系統(tǒng)的演化,物質(zhì)結構的形成或有序化都是自組織的.材料的各類相變過程也是具有自組織特性的.馬氏體的形貌是形形色色的,非常復雜,同樣的馬氏體,但形態(tài)變化很大,這是自組織的結果.貝氏體組織形態(tài)也很多,羽毛狀\粒狀\柱狀等,但其實只有上貝氏體和下貝氏體兩類不同性質(zhì)的貝氏體.UJS—DaiQX3.4相變過程的自組織材料的相變具有自組織功能和非27相變自組織的條件⑴開放系統(tǒng)是有序化和進化的必要條件材料在熱加工、熱處理等過程中與外界有能量交換或物質(zhì)交換,沒有外界能量就不可能發(fā)生相變.⑵遠離平衡態(tài)

熱力學平衡態(tài)沒有發(fā)展活力將材料加熱或冷卻,使其偏離平衡臨界點,具有一定過熱度或過冷度時,系統(tǒng)新舊兩相的自由焓差小于0,相變才能進行.UJS—DaiQX相變自組織的條件⑴開放系統(tǒng)是有序化和進化的必要條件28⑶漲落起伏系統(tǒng)演化的契機,是相變的誘因如鋼中的濃度起伏、結構起伏、能量起伏等.液-固相變的形核最明顯,固-固相變也有各種起伏.⑷非線性相互作用相變的成因非線性的正反饋作用可把微小的“漲落”或“起伏”迅速放大,使系統(tǒng)失穩(wěn)而形成相對穩(wěn)定的新的結構.如鋼中奧氏體形成、珠光體分解、馬氏體轉變等都是系統(tǒng)自由焓非線性變化的結果.UJS—DaiQX⑶漲落起伏系統(tǒng)演化的契機,是相變的誘因⑷非線性相互作用29【例4.3】鋼中相變與擴散的自組織不論相變時有無擴散，同一固態(tài)相變，依據(jù)不同的外部條件和內(nèi)在因索，系統(tǒng)自組織“能動”地形成具有形形色色形貌的各種組織.例如:珠光體組織有片狀、細片狀、極細片狀、粒狀、點狀、針狀、類珠光體等多種形態(tài)；馬氏體有板條狀、片狀、蝶狀、凸透鏡狀、薄片狀、薄板狀等形態(tài)。貝氏體形態(tài)更為復雜，可慨括為上貝氏體、下貝氏體兩大類。而上貝氏體和下貝氏體又可以劃分為更多的形態(tài)各異的貝氏體。這些都是在成分、溫度、冷速等條件下．也即在遠離平衡態(tài)、隨機漲落和非線性相互作用的條件下，系統(tǒng)自組織的杰作。UJS—DaiQX【例4.3】鋼中相變與擴散的自組織不論相變時有無擴散30第3章固態(tài)相變的形核與長大3.1

相變形核均勻形核,非均勻形核3.2

相變宏觀動力學Avrami方程3.3

相變過程競擇性3.4

相變過程自組織

UJS—DaiQX第3章固態(tài)相變的形核與長大3.1相變形核UJS—Da313.1

相變形核1、均勻形核驅(qū)動力

阻力相自由能(焓)差ΔG應變能界面能主要是由由兩相比容不同而引起的畸變能。其大小還與新相形狀有關，球狀>針狀>盤狀由新相長大時額外需要的界面能量。界面能取決于兩相的鍵結合能和形狀。相同V，其球狀的表面積最小，界面能也最小。

UJS—DaiQX3.1相變形核驅(qū)動力阻力相自由能(焓)差ΔG應界32當形成一晶核時，自由焓變化為：

設晶核為球形，則：

對于Fe-C合金，一般情況下,ΔG在1000J/cm3數(shù)量級，共格界面能σ約在2×（10-6~10-5）J/cm2，非共格界面能約為7×10-5J/cm2，球形時的共格應變能ΔGe<30J/cm2

UJS—DaiQX當形成一晶核時，自由焓變化為：設晶核為球形，則：33圖經(jīng)典理論的相變形核臨界晶核半徑和臨界形核功(a)均勻形核；(b)非均勻形核；(c)無勢壘形核偏聚形核UJS—DaiQX圖經(jīng)典理論的相變形核臨界晶核半徑和臨界形核功偏聚形核UJ342非均勻形核系統(tǒng)自由焓變化為：ΔGd是缺陷處形核松弛的能量。

1)晶界（相界）形核(假設為透鏡狀)透鏡體積為：

UJS—DaiQX2非均勻形核系統(tǒng)自由焓變化為：ΔGd是缺陷處形核松弛的能35兩晶粒交界面上透鏡狀晶核

晶界上不對稱形狀的晶核

界面張力平衡條件為：

UJS—DaiQX兩晶粒交界面上透鏡狀晶核晶界上不對稱形狀的晶核界面張力平36經(jīng)計算可得臨界晶核半徑和臨界形核功:如設

2?3cosθ+cos3θ為形狀因子.晶界形核的臨界形核功大約為晶體中形核功的1/3UJS—DaiQX經(jīng)計算可得臨界晶核半徑和臨界形核功:如設372、位錯形核單位位錯上形成一圓柱形晶核.界面能為正,應變能則應為負.其能量變化為:刃型位錯:螺型位錯:令:UJS—DaiQX2、位錯形核單位位錯上形成一圓刃型位錯:螺型位錯:令:38

位錯形核的能量與晶核半徑的關系對于A線,過飽和度小,ΔG*有兩峰值,晶核長大要跨越能壘.在r0時,ΔG*為極小值,在位錯線上可能形成r0大小的原子偏聚區(qū),不能長大.對B線,過飽和度很大,a>1,所有晶核都能長大.UJS—DaiQX位錯形核的能量與晶核半徑的關系對于A線,39位錯形核與晶界形核的難易程度是不相上下的，在同一個數(shù)量級。一般來說，ΔG#是按照下列順序遞減的：均勻形核>空位>位錯>層錯>晶界、相界>表面位錯促進形核主要因素：①位錯處形核，↓應變能ΔGε，也就↓

ΔG*；②位錯處容易富集溶質(zhì)，↑過飽和度,↑

ΔGV

;③位錯處擴散激活能較低，↑形核速度。UJS—DaiQX位錯形核與晶界形核的難易程度是不相上下的，在同一個403.2相變宏觀動力學設相變形核是無規(guī)的，轉變過程中基體成分保持不變，新相長大速率與時間無關。在某一時刻

t′產(chǎn)生一β晶核.經(jīng)推導得：

Johnson-Mehl方程式

這就是有名的Johnson-Mehl方程。只要滿足生長速度G和形核率是常數(shù)，無規(guī)形核，時間較小等條件，此方程基本上通用于任何形核長大型的相變。事實上,形核率

不是常數(shù),是隨時間而變化的.UJS—DaiQX3.2相變宏觀動力學設相變形核是無規(guī)的，轉變過程41

Avrami方程當很小時，由Johnson-Mehl方程式可得：也可以寫成一般表達式：K和n都是常數(shù)，隨不同相變類型而不同。大多數(shù)固態(tài)相變，n在3~4之間。

式中G為生長速度，

為形核頻率

,η為形狀因子,N0為初始平均形核率.UJS—DaiQXAvrami方程當很小時，由Johns42AISI52100軸承鋼碳化物溶解的原位X射線分析與計算模擬JérémyEpp等(德國)ActaMaterialia,2007,55:5959-5967

原始相α+K在淬火加熱過程中轉變?yōu)棣孟?應用Avrami方程,推導得:其中,V為加熱速率,ni和τi為轉變參數(shù),Pi為i相的分數(shù),Pcq,i為i相的平衡分數(shù).UJS—DaiQXAISI52100軸承鋼碳化物溶解的原位X射線分析與計算模擬433.3相變過程的競擇性一、合金元素的相互作用1

、

濃度參數(shù)U引入一個濃度參數(shù)U，定義：理由是：以Fe和M所占據(jù)的點陣陣點為基準來表示濃度

M為元素原子量,下標為元素;W為重量百分數(shù),下標為元素,上標x為相UJS—DaiQX3.3相變過程的競擇性1、濃度參數(shù)U理由是：以Fe和442

、

多元系中碳活度的計算對于鐵合金，在兩相區(qū)由于加入合金元素所引起的碳活度的變化可用下式表示：

這是合金元素對兩相區(qū)內(nèi)兩相平衡時碳活度影響的表達式。式中，為Fe-M-C三元系中的C活度，為Fe-C二元系中的C活度。K為分配常數(shù)，表示合金元素M在α、

γ相中的分配系數(shù)，則

UJS—DaiQX2、多元系中碳活度的計算這是合金元素對兩相區(qū)45利用Gibbs-Duhen方程可以證明，各合金元素的作用符合疊加原理.因此當有多種合金元素加入時，碳（C）在合金奧氏體中的化學勢可表示為：式中，為碳在Fe-C二元系奧氏體中的化學勢，其中是奧氏體中C和合金元素M之間的相互作用參數(shù),可查得.=-21079–11.555T(J/mol)UJS—DaiQX利用Gibbs-Duhen方程可以證明，各合金元素46二、

相變競擇性的例子1)工具鋼的石墨化傾向和合金設計【例4.1】在碳素工具鋼和含硅彈簧鋼中易石墨化.含1.2%C的工具鋼在800℃進行熱處理時，有形成石墨化的危險。Cr能減輕或消除石墨化傾向，那么鋼中需要加入多少Cr元素才能消除這種石墨化傾向。假定只有一種滲碳體型的碳化物，800℃時，Cr在滲碳體和奧氏體之間的分配系數(shù)為9。題意分析：由于含1.2%C鋼在800℃進行熱處理時，碳活度aC較高→有G化可能性。Cr是K形成元素，↓aC。現(xiàn)在要求是：求得使aC≤aC（G）的Cr元素臨界值，Cr>臨界值，則就可使鋼在熱力學上排除了G化的可能性。一般取aC（G）=1為參照態(tài)，所以應aC≤1。計算時，可由活度公式求得Cr在滲碳體和奧氏體中的含量，再計算鋼中應該加入的Cr量。UJS—DaiQX二、相變競擇性的例子1)工具鋼的石墨化傾向和合金設計【47①求解和

因為所以0.95是由Fe-C相圖在800℃平衡相界面上碳的質(zhì)量百分數(shù).同理可得：

?查圖或表得UJS—DaiQX①求解和因為所以0.95是由Fe-C相圖在8048≈0.00377×

=0.351%=3.16%現(xiàn)在要求鋼中的總含Cr量，但尚未知800℃時γ和K的相對量②求800℃時奧氏體和碳化物的相對體積分數(shù)根據(jù)杠桿定律求得：

③求總Cr量

=0.9565×0.351%+0.0435×3.16%=0.47%鋼中需要加入0.5%以上的Cr元素才能消除石墨化傾向.UJS—DaiQX≈0.00377×=0.351%=3.16%現(xiàn)在要求49

如果鋼中同時有幾個合金元素，則應分別計算它們的效應，然后相加，得到的綜合結果就可知鋼的石墨化趨勢。如9SiCr鋼，大家知道有一定的脫碳和石墨化傾向?，F(xiàn)在也可以從理論上進行計算。設9SiCr鋼的平均成分為：0.92%C，1.5%Si，1.05%Cr。加熱溫度為860℃，在此溫度下Cr、Si在碳化物和奧氏體中的分配系數(shù)分別為7和0。9SiCr鋼的AC1=770℃,ACm=870℃,近似設Cr大部分在γ中。只要把各合金元素的作用相加就可知鋼的碳活度aC的大小。設860℃時,γ/K相界面上C濃度為0.85.UJS—DaiQX如果鋼中同時有幾個合金元素，則應分別計算它們的效50Cr：

=Si：

=總的影響為：查得860℃時，F(xiàn)e-C二元合金在γ/K界面處的aC=1.059

所以：

=0.89×1.059=0.94＜1如果9SiCr鋼是在800℃進行球化退火長時間保溫，計算得

=0.998≈1=

比較危險9SiCr鋼常用球化退火工藝:800±10℃加熱—710

±10℃球化

UJS—DaiQXCr：=Si：=總的影響為：查得860℃時，F(xiàn)e-C512)復合材料的成分設計

【例4.2】復合鋼板在軋制過程中一般不允許在界面上產(chǎn)生其它的相變。需要在設計材料成分時，首先要估計軋制過程中界面上的擴散情況。如，生產(chǎn)需要將無碳的Fe-2%Mo合金與較厚的Fe-C合金軋制成復合材料。軋制后需在750℃保持較短t，但不允許Fe-Mo合金中形成較多的A組織。設計Fe-C合金允許的最高碳量。已知分配系數(shù)為=1.265。

解：兩塊板軋制，并在750℃保持較短t。由于碳原子擴散，難免有碳滲入到Fe-Mo合金中。由相圖知：當碳量達到一定量時，會產(chǎn)生A組織。A組織不允許多，這又與Fe-C合金碳量有關。碳量高，碳活度就高，就可能有更多的碳原子擴散滲入Fe-Mo合金中。所以在理論上估計一下Fe-C合金中允許的最高含碳量，在設計復合材料和指導實際生產(chǎn)是有意義的。750℃時的Fe-Mo-C合金相圖示意圖如圖4.10。

UJS—DaiQX2)復合材料的成分設計【例4.2】復合鋼板在軋制過程中52Fe-Mo-C合金在750℃時兩相區(qū)截面示意圖UJS—DaiQXFe-Mo-C合金在750℃時兩相區(qū)截面示意圖UJS—Dai53

設R點表示Fe-Mo合金，在750℃處于α相狀態(tài)。滲碳時，F(xiàn)e-Mo合金中的γ相是由α相快速轉變而成。因此，γ相中繼承了α相的合金元素，用S點表示。

通過S點可作一條等活度線ST，與橫坐標相交于T點。T點表示Fe-C合金中的碳濃度。顯然，為了抑制γ相的產(chǎn)生，在界面上應該：

現(xiàn)在的問題就是要估計一下T點的碳濃度，這是臨界點，也就是題目要求的Fe-C合金允許的最高含碳量。在T點左邊的含碳量則可以，而T點右邊含碳量的碳勢比較高，容易促進碳擴散和γ相的產(chǎn)生。UJS—DaiQX設R點表示Fe-Mo合金，在750℃處于α相狀態(tài)。滲54應用活度計算公式：

是Fe-C合金在750℃時界面上的平衡碳活度。由相圖得γ相中在γ/α界面上平衡碳濃度為0.58%C。近似地得：S點與R點處的合金元素相同，所以可近似地認為：UJS—DaiQX應用活