固态相变初步

PAGEPAGE1033也可能是亚稳相；可能是稳态组织，也可能是亚稳态组织。即：稳态组织，平衡相固态相变的产物 亚稳态组织，平衡亚稳态组织，亚稳相固态相变可分为两大类：扩散型相变和非扩散型相变扩散型相变扩散型相变有五种：1）沉淀(脱溶、析出)相变 新相从母相中沉淀析出脱溶相变一般都是经过形核和长大两个过程，与结晶过程相似。共析分解 ＋典型实例：珠光体转变调幅分解 特征：、、、 、没有形核过程 （）形成条件：从化学成分的角度，调幅分解必需发生在X曲线的拐点内（化学调幅，如图3所示。图1 图2块状转变（图、图） 不同于脱溶晶界形核，快速长大，形貌无规则（图4）图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。图6 图7 图8沉淀相变冷却过程按工艺分类冷却过程按工艺分类中沉淀沉淀相变的分类时效过程自然时效中沉淀人工时效稳态组织连续沉淀按组织分类亚稳态组织非连续沉淀图9. 图9连续沉淀和非连续沉淀连续沉淀一般情况下脱溶是以连续沉淀的方式进行的连续脱溶的形核大多数是非均匀形核（因为晶体内部存在大量缺陷晶界、位错、和空位。 图10（图1）脱溶相呈均匀分布一般不是均匀形核。非连续沉淀少数合金系中可能出现，最典型的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(图11) 图11连续沉淀的形核均匀形核形核过程的能量变化可表达为：GVGV

SV 式中，V为单位体积弹性应变能。其中：ΔG=GGG。V N P N P相变驱动力： ΔG 当ΔG＜0时，相变有可能发生。V V假定晶核为半径为r的球体，上式变为：44G3G 23 (6.2)443 V 3令：G/r0 ， 可得：临界半径：r

(6.3)c G V临界晶核的体积： V

3

（6.4)形核功：

cG

3(GV

)3

（6.5）c从上面的三个表达式可见：

3(GV

)2

图12GV（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小，形核功也越小。非均匀形核13Cu-Al-NiNiAlCuAl（）9 4 2 图13在固态相变中非均匀形核的形核位置为晶体缺陷（界面、位错、空位变化可表示为：GVGV

SVGd

(6.6)其中：G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G也不同。d d以晶界形核为例计算形核功（参看教材图6-12）.如果忽略弹性应变能，形核过程中吉布斯自由能变化为：GVGV

S

S

（6.7）其中：

相界的界面能

cos 晶界的界面能设晶核形状是两个是球冠（图1，则式6.7中：S 2sin2 形核前晶界的面积S 2cos) 形核后相界的面积2hcos) 球冠高度2V3(23coscos3) 晶核体积3代入(6.7)式，令：G/r0 ， 可得：2

图14临界半径： rc

GV8

（6.8)3形核功： Gc

(23coscos3) 3 G2V

（6.9）以上只是以晶界形核为例说明非均匀形核的形核功和临界尺寸的计算。在实际的相变过程中可能在的相界使系统的能量达到最小值。连续沉淀的长大大小,界面的共格性程度越高（错配度越小，则界面能越低。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。当Mb

很小，（组元i在相界两侧的化学势差）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。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。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。脱溶产生的亚稳相合金时效，温度不同，析出相不同。图15显示了Al-Cu以上图（视含Cu量而定GP是Cu-Al-Ni合金中的GPGPZ的尺度只有几（图118和（四方）”和，相的a-Al”cc值的两倍，因此”和，与基-Al图图15(2)（19）在较低的温度下时效之所以会出现过渡相，主要是因为这些过渡相的形核势垒小。形成平衡相的驱动力大，所以高温时效时，时效的产物还是平衡相。图17图18脱溶分解对合金力学性能的影响在时效过程中合金的力学性能会发生很大的变化，因此工业上往往采用合理的时效工艺，使材料获得理想的力学性能。图20所示的是不同Cu含量的Al-Cu合金的时效曲线。从图可见在某一固定的时效温度下，曲线上会出现硬度的峰值。

图19图20共析转变共析转变的典型实例是Fe-C系中的珠光体转变：－＋Fe3C共析体转变的形核和长大过程Fe3C)第二相形核后又有利于第一相再形核，这样反复交替，完成珠光体形核。图21是珠光体形核和长大过程的示意图。21图21图23图24共析组织的生长和形貌共析组织生长时，两相协同生长。组织的形貌取决于各相生长速度，如果两相的生长速度相仿片状组织（图2223变（degenerate）形貌。将共析组织长时间退火，则珠光体会球化，如图24.片状共析组织中最小层间距和生长速度有关。最小层间距S*∝(T)-1，因此T越大，S越小生长速率：vkD(T)2c其中k间距越小，强度越高。亚（过）共析组织中的先共析相和共析组织亚（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。先生成相依附于先共析相上形核。先共析相的形貌与冷却速度有关，冷却速度较大容易形成魏氏组织。魏氏组织中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,111 //110系如钢中与之间有如下的位向关系： 图25和图26所示的分别是铁素体和渗碳体的魏氏组织。图25 图26马氏体相变马氏体相变属非扩散型相变，马氏体是亚稳相。黑色和有色金属中均有马氏体相变基本特征1s时间内横跨奥氏体晶粒－M+RA原子在马氏体中过饱和马氏体晶体学（概论）（1）形貌（图27）对于钢中的马氏体，含碳量不同，形貌也不同图27一般描述：低碳，板条状；高碳：片状。惯析面形成马氏体后表面有浮凸（图28，表明相变过程中发生形变一个公共的不变面，称之为惯析面(29)不同，11｝中高碳钢（0.－1.4%｛22｝ 图28>1.4%）,{259}惯析面所标的指数是奥氏体的晶面指数由于有惯析面，就有固定的位向关系，如：K-（Kurdjumov-Sach）关系（在Fe-1.4%C合金中发现：

//{110}

,110

//111西ftNishiyama-Wasserman）（在Fe-30%Ni合金中发现：

//{110}

,112

//110位向关系也随碳含量变化而变。29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（图329图30Bain模型（图31）取两个奥氏体晶胞以和[110]为新坐标系的、y轴，z轴方向不变，画晶胞； z20％，在ab12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（图32）（6）唯象理论（图33，图34）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。图3133图32相变热力学(1)相变温度和RA马氏体的相变温度一般以MM表示，其中Ms f s为相变起始温度（图3M为相变终止温度。相f变温度与化学成分和外加应力有关M以下存在，f总有残余奥氏体R。相变驱动力

图34相变驱动力：G

GGV形核驱动力：TG'H'(0

V VMT s)0碳在铁中的固溶体碳在钢中的固溶体有三种形式：铁素体-F，奥氏体-F，马氏体-F。 图35相变动力学(1)相变温度对于钢Ms

36表示了碳含量与Ms

的关系曲线。图36 图37若用等温淬火工艺，即将奥氏体快速至于某一温度的介质中，可以得到马氏体。淬火温度在M与Ms f之间。图37数表示相变过程中获得的马氏体的百分数。马氏体的形核可以从理论和实验两个方面证明，马氏体是非均匀形核。它借助于位错形核。马氏体的长大马氏体的长大分两种机制：板条状马氏体长: 小台阶机制位错形核（图片状马氏体长: 切变孪晶图38 图39热弹性马氏体钢中的马氏体不是热弹性马氏体，因为钢中的马氏体含碳，加热不能直接得到马氏体。最早得到热弹性马氏体的是Cu-Al-Ni系（图39）马氏体转变和奥氏体转变温度不一致。存在温度滞后现象（图4）它的特征是：相变驱动力小热滞小As-Ms小界能作正、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是Ni－Ti系，如Cu-Zn-Al,Cu-Al-Ni等。有些合金只具有上述部分特点，称之为半热弹性转变。形状记忆效应（41）（自协同效应，相变应力在宏观上相互抵消向效应。图40 图41贝氏体相变贝氏体也是钢的共析分解产物，即也是铁素体＋渗碳体，但形貌和性能均与珠光体不同，由Bain。动力学曲线之上。如图41(a)是碳钢，（b）是某合金钢的等温转变曲线。组织形貌

(b)图42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