材料科学基础辅导与习题-上交课件 第6章 固态相变的基本原理

材料科学基础第

章固态相变的基本原理6内容结构晶体学热力学扩散界面固态相变扩散型相变非扩散型相变共析相变调幅分解块状转变有序化转变马氏体相变

上下贝氏体转变脱溶相变●

6.1各种扩散型相变的基本特征五种扩散型相变：

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1、沉淀（脱溶）相变新相从母相中沉淀析出

基本过程：形核、长大与结晶过程相似。Cu-Al-NiTEM照片

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2、共析分解

典型实例：珠光体转变●

3、调幅分解

特征：1、a、a1、a2结构相同，点阵常数不同；3、成分分布呈调幅波。2、没有形核过程；形成条件：G－X曲线的拐点内（化学调幅）

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4、块状转变

不同于脱溶晶界形核，快速长大，形貌无规则。块状转变脱溶转变●

5、有序化转变分两种类型：一种有形核(有序畴）长大过程,属一级相变，另一种没有形核长大过程，属二级相变。●

6.2脱溶（沉淀、析出）相变沉淀相变的分类按工艺分类按组织分类冷却过程中沉淀时效过程中沉淀自然时效人工时效连续沉淀非连续沉淀稳态组织亚稳态组织●

6.2.1连续沉淀和非连续沉淀

●

1、连续沉淀（1）一般情况下连续沉淀（2）连续脱溶均匀形核和非均匀形核（3）非均匀形核的可能形核位置、晶界、位错和空位高温合金中的g′相●

2、非连续沉淀

少数合金系出现非连续沉淀，典型特例－Mg合金特征：晶界形核垂直于晶界生长和母相晶界一起迁移

非连续沉淀往往是有害相●

6.2.2连续沉淀的形核●

1、均匀形核式中,V为晶核体积，S为晶核表面积，σ为单位面积界面能，ω为单位体积弹性应变能。

其中:为单位体积新旧两相化学自由能差

（GN、GP分别为新、旧相的自由能）。形核过程中的能量变化(6.1)相变驱动力：ΔGV

当ΔGV＜0时，相变有可能发生。假定晶核为半径为r的球体，上式变为：令：，可得：从上面的三个表达式可见：

GV（驱动力，绝对值）越大，则临界半径和临界晶核的体积越小，形核功也越小；

越大，则临界半径和临界晶核的体积越大，形核功也越大；

越大，则临界半径和临界晶核的体积越大，形核功也越大。在固态相变中绝大多数是非均匀形核析出相呈均匀分布不一定是均匀形核例：Cu-Al-Ni三元系中的沉淀相NiAl和Cu9Al4（g2）●

2、非均匀形核非均匀形核的形核位置－晶体缺陷（界面、位错、空位）形核过程中的吉布斯自由能变化：其中：Gd缺陷消失所引起的能量变化。作为形核位置的缺陷类型不同，则Gd也不同。以晶界形核为例计算形核功：如果忽略弹性应变能，形核过程中吉布斯自由能变化：设晶核形状是两个球冠，则：代入(6.7)式:令，可得影响形核的主要内在因素：

－界面能在什么形核位置上形核取决于：形成什么样的相界使系统的能量达到最小值。脱溶（沉淀、析出）相变共格界面半共格界面非共格界面界面的类型：●

6.2.2连续沉淀的长大

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1.长大的速度主要取决于界面能，界面能越低长大速度越小(乌耳夫（Wulff）法则)；

●2.界面结构决定了界面能的大小,界面的共格性程度越高（错配度越小），则界面能越低；

●

3.界面的迁移速率通常用界面迁移率（Mb)表示,Mb

越大，界面迁移越快；

●

4.当Mb很小，i(组元在相界两侧的化学势）很大时，界面迁移的速率受界面控制，称之为界面控制长大；当Mb很大，i很小时，界面迁移的速率受扩散控制，称之为扩散控制长大；介于上述两种情况之间的是混合控制长大；

●5.一个沉淀相的颗粒（晶粒）与母相之间的相界可能不止一种，不同的相界迁移率不同；这决定了沉淀相颗粒的形貌；

●

6.如果一个沉淀相颗粒与母相之间的相界不止一种，颗粒在不同的方向上长大速度不同。晶粒长大的动力学问题比较复杂。●

6.2.4脱溶产生的亚稳相脱溶相变的产物可能是平衡相，也可能是亚稳相

如：Al-Cu合金时效温度不同，析出相不同。

时效：固溶+淬火＋回火平衡析出：

q当低时效温度：

GPZ、q〞、

q′－过渡相

过渡相与平衡相的区别：结构不同与基体的位向关系不同

界面结构不同Cu－Al－Ni合金中GPZ●

1、亚稳相的结构

GPZ●

2、形成亚稳相的热力学条件●

3、脱溶分解对合金性能的影响

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6.3共析转变典型实例－珠光体转变

－＋Fe3C●

6.3.1共析体转变的形核和长大过程

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1、有一相(和Fe3C)先在晶界形核,哪相先形核取决于和母相之间的界面能。

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2、先形成相和母相（晶界另一侧）之间有固定的位向关系，以致有较低的界面能。完成珠光体形核。

●3、由于一相先形成，母相中浓度变化，使后形成相形核容易。它与母相（晶界另一侧）之间亦有固定位向关系。

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4、第二相形核后又有利于第一相再形核，这样反复交替。●

6.3.2共析组织的生长和形貌●

1、两相协同生长，形貌取决于各相生长速度生长速度相仿－片状一快一慢－不轨则形貌（degenerate)●

2、退火组织－球状共析转变●3.片状共析组织中最小层间距和生长速度最小层间距

S*∝(T)-1

∴T越大，Ｓ越小由此也可见生长速率越高，层间距越小。层间距越小，强度越高。●

6.3.3亚（过）共析组织中的先共析相和共析组织

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1、亚（过）共析组织中共析相形核时，先形成相与共析转变前先共析相相同，如：亚共析钢先生成，过共析钢先生成Fe3C；

●2、先生成相依附于先共析相上形核；

●

3、先共析相的形貌与冷却速度有关，冷却速度较大时容易形成魏氏组织。魏氏组织：析出相呈现针状形貌，且沿某些特定的方向分布，与母相有固定的位向关系●

6.4非扩散型相变－马氏体相变●

6.4.1基本特征(钢）●

1、反应速度快，10－7s时间内横跨奥氏体晶粒

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2、对于钢中的马氏体反应结束后总有残余奥氏体存在；

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3、奥氏体转变为马氏体后，C原子在马氏体中过饱和(很大的点阵畸变，强化的主要原因）。黑色和有色金属中均有马氏体相变

非扩散型相变亚稳相●

6.4.2马氏体晶体学的一般概念

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1、形貌

对于钢中的马氏体，含碳量不同，形貌也不同低碳（板条状）中高碳高碳（片状）●

2、惯析面（habitplane）形成马氏体后表面有浮凸，表明相变过程中发生形变在相变过程中，奥氏体和马氏体有一个公共的不变面

惯析面K-S（Kurdjumov-Sachs）关系（在Fe-1.4%C合金中发现）：西山（Nishiyama-Wassermann）关系（在Fe-30%Ni合金中发现）：●3、位向关系马氏体与奥氏体之间有位向关系由于马氏体是以切变方式形成的，这就决定了马氏体与母相间是共格的，它们间存在确定的位向关系。

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4、马氏体的晶体结构－体心正方（四方），其点阵常数随碳含量变化而变。●

5、Bain模型a.取两个奥氏体晶胞（fcc）；以[110]和为新坐标系的x、y轴，z轴方向不变，画晶胞。b.在z轴方向压缩20％，在a和b的方向上各伸长12％，就成为马氏体晶胞。成功之处：能解释马氏体和奥氏体的位向关系。缺点：

不能解释相变中的不变面。●

6、唯象理论为了解释不变面，相变机制中引入切变，这样不变面实际上是一个表象面，而不是真正意义上的晶面。

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1、相变温度和RA相变温度Ms、Mf与化学成分、外加应力有关残余奥氏体（RA）在Mf以下存在形核驱动力●

6.4.3

相变热力学●

2、相变驱动力●

6.4.4相变动力学

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1、相变温度

Ms

相变起始温度，

对于钢

Ms与碳含量有关

Mf

相变终止温度●

2、等温淬火条件下得到的马氏体

3、马氏体形核4、马氏体长大非均匀形核借助于位错形核板条状马氏体长大小台阶机制位错形核片状马氏体长大切变孪晶●

6.4.5热弹性马氏体●

1、定义母相和马氏体之间能互逆转换的马氏体冷却：母相－马氏体，加热：马氏体－母相马氏体相变钢中的马氏体不是热弹性马氏体,钢中马氏体含碳，加热不能直接得到奥氏体，最早发现的热弹性马氏体Cu-Al-Ni●

2、互逆转变的特征马氏体转变和奥氏体转变温度不一致，存在温度滞后现象。马氏体相变特征：相变驱动力小，

热滞小（As-Ms小）马氏体与母相的相界能作正、逆向迁移

形状应变为弹性协作性质，即弹性能的储存提供逆相变的驱动力。热弹性马氏体的最典型实例：Ni－Ti系，Cu-Zn-Al,Cu-Al-Ni有些合金只具有上述部分特点，称之为半热弹性转变。●

3、形状记忆效应冷却得到马氏体，此时不发生宏观变形,（自协同效应，相变应力在宏观上相互抵消），施加外力使其变形加热，逆转变只有一个途径，形状恢复。

对形状记忆合金进行“训练”，可以获得双向效应。

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6.5贝氏体相变

（亚稳组织）钢的共析分解产物

也是铁素体＋渗碳体，但形貌和性能均与珠光体不同Bain发现，称之为贝氏体。●

1、相变特征（1）动力学曲线贝氏体转变一般由等温淬火得到，温度在珠光体转变温度之下，Ms之上（2）组织形貌分上贝氏体和下贝氏体，形貌不同，形成温度不同，形成机理也不同。

上贝氏体形成温度较高（350℃）以上，条状，碳化物呈纤维状，转变有孕育期下贝氏体在较低温度（350℃以