「第八章 固态相变[学校课件]」.ppt

第八章固态相变 固态相变 固态物质在温度 压力 电场 磁场改变时 从一种组织结构会转成另一种组织结构的过程 固态相变包括以下三种基本变化 晶体结构的变化 化学成分的变化 有序程度的变化 一种相变可同时包括一种 两种或三种变化 1 高级课件 相变分类 1 扩散型相变 2 无扩散型相变 扩散相变的特点 是通过热激发原子运动而产生的 要求温度足够高 原子活动能力足够强 无扩散型相变的特点 是相变中原子不发生扩散 原子作有规则的近程迁移 以使点阵改组 相变中参加转变的原子运动是协调一致的 相邻原子的相互位置不变 因此也被称为 协同性 转变 2 高级课件 第一节固态相变的特点 相变的驱动力 两相 新相和母相 的自由能差 相变阶段 形核和核长大两个基本阶段 除调幅分解 并遵循液态物质结晶过程的一般规律 一 相界面相界面分类 同格界面 半同格界面 非共格界面 相界面形成的条件 需要界面能 定义 由于界面上原子排列不规则而导致界面能量的升高 则升高的这一部分能量为界面能 界面能的组成 应变能 畸变能 化学能 表面能 3 高级课件 1 共格界面特点 两相点阵结构相同 点阵常数相同 晶体结构和点阵常数虽有差异 但两相存在一组特定的结晶学平面可使原子间产生匹配 在完全共格界面条件下 应变能和表面能都接近于零 4 高级课件 实际的共格界面状态界面上原子存在错配 但是失配可以借助界面上原子的横向应变调整以维持共格 错配度 5 高级课件 和 分别表示新旧两相沿平行于界面晶向上的原子间距 共格界面的典型例子如合金中析出Ni3Al相 另外 Co fcc 冷却以切变机制转变为 Co fcp 时 具有 111 0001 6 高级课件 2半共格界面 3非共格界面 7 高级课件 二 位向关系固态相变中 新相常与低指数 原子密度大且彼此匹配较佳的晶面互相平行 借以减小新相与母相之间的界面能 典型的关系是K S关系 111 110 表明晶体发生固态相变时新相和母相存在特定的关系 三 惯习面固态相变时新相往往在母相的一定晶面族上形成 这种晶面称为惯习面 并经常以母相的晶面指数表示亚共析钢先析F的惯习面 111 8 高级课件 惯习现象 新相沿特定的晶向在母相特定晶面上形成 惯习方向 母相 惯习面原因 沿应变能最小的方向和界面能最低的界面发展 四 应变能定义 新相与母相建立界面时 由于界面原子排列的差异引起弹性应变能 这种弹性应变能以共格界面最大 半共格界面次之 非共格界面为零 但非共格界面的表面能量最大 应变能构成 1 界面原子排列的差异2 新相和母相体积差 9 高级课件 共格和半共格新相晶核形成时的相变阻力主要是应变能 非共格新相形核时的相变阻力是表面能 固态相变时的应变能和表面能成为相变的阻力 10 高级课件 第二节固态相变的形核 固态相变都需经历形核和生长两个阶段无扩散性相变的形核 非热形核 变温形核 即通过快冷使过冷度突然增大时 使那些已存在于母相中的晶胚成为晶核 晶核的形成是靠热激活使晶胚达到临界形核尺寸 扩散性相变的形核 热激活形核固态相变的形核 均匀 非均匀 一 均匀形核形核时能量的变化 11 高级课件 应变能一项由新 旧相比体积差引起 也是相变阻力 为正值 临界晶核的形核功即形核存在能量条件 G V Gv S V 0rK 2 Gv GK 16 3 Gv 2 12 高级课件 晶核形态 1 共格晶核 倾向于呈盘状或片状 2 非共格晶核 呈球状或等轴状 若形核时因体积胀大而引起应变能显著增加 其晶核趋势向于呈片状或针状 形核率 二 非均匀形核固态相变中以非均匀形核 依靠晶体缺陷形核 为主 13 高级课件 1晶界形核晶界形核要考虑是由几个晶粒形成的晶界 晶界处所能提供形核的原子数 晶界能 表面能和应变能等 能量高 降低 GK结构混乱 降低 晶界形核的特点 易扩散 偏析 利于扩散相变新相 母相形成共格 半共格界面降低界面能 14 高级课件 1 大角度晶界是优先形核的位置 2 新相可能位于两晶构成的界面 三晶构成的界棱和四晶构成的界角处形核 3 晶界的成分偏析有利于新相生产 晶界形核模型 15 高级课件 2 位错形核1 新相在位错上形核 新相形成处位错消失 释放的弹性应变能量使形核功降低而促进形核 晶界形核的几种情况 16 高级课件 2 位错不消失 形核而是依附在新相界面上 成为半共格界面上的位错部分 补偿了失配 因此降低了能量 使生产晶核时错消耗能量减少而促进形核 3 由于溶质原子在位错上偏聚 形成气团 有利于新相沉淀析出 也对形核起促进作用 体中存在较高位错密度时 固态相变难以以均匀形核方式进行 17 高级课件 3 空位对形核促进扩散空位形核被新相生成处空位消失 提供能量空位群可凝结成位错 在过饱和固溶体的脱溶析出过程中 空位作用更明显 18 高级课件 第三节固态相变的的晶核长大 长大 扩散 切变 界面控制 扩散控制 相界面附近原子的短程迁移进行 原子的长程扩散完成 一 长大机制共格 半共格界面的晶核 其长大方式也各不相同 实际长大的界面 非共格和半共格界面 19 高级课件 1 非共格界面的迁移非共格界面的迁移方式有两种 1 直接迁移模式 母相原子通过热激活越过界面不断地短程迁入新相 界面随之向母相中迁移 新相长大 2 原子迁移至新相台阶端部 共格界面呈台阶状结构 台阶的高度为一个原子的尺度 新相台阶不断侧向移动 而界面则向法线方向迁移 这种迁移实际上是靠原子的短程扩散完成 20 高级课件 2半共格界面的长大1 切变长大界面长大通过半共格界面上母相一侧的原子的均匀切变完成 大量原子沿着某个方向作小间距的迁移并保持原有的相邻关系不变 协同型长大 2 台阶式长大 界面 21 高级课件 二新相长大速度1界面控制长大的生长速度 新相生成时无成分变化 有结构 有序度变化 2扩散控制长大的生长速度 新相生成时有成分变化 22 高级课件 3相变速率 相变动力学 整个相变过程中的速率 固态相变的形核率和晶核长大速率都是转变温度的函数 固态相变得速率必然是温度的函数扩散型相变 形核率和长大速率都随时间而变化 则在一定过冷度下的等温转变动力学可用Avrami方程来表示 23 高级课件 若形核率随时间增加 则取n 4 若形核率随时间而减少 则取3 4 24 第四节扩散型相变示例 扩散型相变种类 脱熔转变 先共析转变 共析转变 块状转变 有序转变和调幅分解等 一 脱溶转变脱溶 从过饱和固溶体中析出一个成分不同的新相火形成溶质原子富集的亚稳区过渡相的过程称为脱溶或沉淀 条件 凡是有固溶度变化的相图 从单相区进入两相区时都会发生脱溶 25 高级课件 典型举例 AL Cu合金 WCu0 045 过饱和 固溶体 时效 饱和固溶体 CuAl2 固溶处理工艺 淬火 不是淬火 没有相变 26 高级课件 脱溶过程中由于析出了弥散分布的强化相 导致强度硬度显著升高的现象称沉淀强化 沉淀硬化 溶质原子的沉淀需要时间 随着时间的延长强化效果明显 又称为时效强化 27 高级课件 二 脱溶类型脱溶过程分为连续和不连续脱溶两类 而连续脱溶又可分细分作均匀脱溶和局部脱溶 1连续脱溶脱熔是在母相中各处同时发生的 且随新相的形成母相成分发生连续变化 但其晶粒外形及位向均不改变特点 脱溶物附近基体的浓度连续变化 母相成分连续变化 均匀脱溶 析出物较为均匀的分布于基体当中 非均匀脱溶 析出物优先在晶界 亚晶界 滑移面实际合金的脱溶基本上都是非连续脱溶 28 高级课件 2 不连续脱熔非连续脱溶也称为胞状脱溶 脱溶物中的 相和母相 之间的浓度不连续而被称为非连续脱溶 若 0表示原始相 母相 1为脱溶区中的 相 为脱溶相 非连续脱溶表示为 相界面不但发生成分突变 且取向也发生改变 29 高级课件 非连续脱溶与共析转变 以钢为例 的区别 共析转变形成的 珠光体中 的两相与母相在结构和成分上完全不同 非连续脱溶得到的胞状组织中的两相其中必有一相的结构与母相相同 只是溶质原子的浓度不同于母相 非连续脱溶与连续脱溶的主要区别 连续脱溶属于长程扩散 非连续脱溶属于短程扩散 非连续脱溶的产物主要集中于晶界上 并形成胞状物 连续脱溶的产物主要集中于晶粒内部 较为均匀 30 高级课件 四 调幅分解 SpinodalDecomposition 调幅分解 也称为增幅分解 是指过饱和固溶体在一定温度下分解成结构相同 成分不同两个相的过程 调幅分解的特点 两个相之间没有明显的界面调幅分解没有形核 因此没有新的晶体结构出现调幅分解的成分变化通过上坡扩散来实现 31 高级课件 第五节无扩散型相变 协同型相变 以切变进行相变过程中 参与转变的所有原子运动是协同一致的 相邻原子的相对位置不变的过程 协同型相变的特征 存在着均匀应变而产生的形状改变 母相与新相之间有一定的晶体学位向关系 母相与新相的成分相同 界面移动极快 可接近声速 32 高级课件 一 马氏体相变马氏体相变发生在很大的过冷情况下 相变速率极高 原子间的相邻关系保持不变 故称为切变型无扩散相变 1 马氏体相变的晶体学特点1 相变特征 表面会产生浮凸 直线标记观察结果 在相界面处划痕改变方向 但仍然保持连续 而不发生弯曲 直线在母相中仍然保持平面 马氏体转变是均匀切变过程 为不变平面应变 33 高级课件 2 马氏体相变中新旧相之间有一定的位向关系室温以上相变时 马氏体与奥氏体有K S取向关系 即 111 110 M M 70 马氏体与奥氏体的位向关系为西山关系 即 111 110 M MGreninger和Troiaon精确测量了Fe 0 8 C 22 Ni合金的奥氏体单晶中的马氏体位向关系 发现K S关系中的平行晶面和平行晶向之间实际上略有偏差 得到G T关系 111 110 M差1 M差2 Kurdjumov Sachs Nishiyama 34 高级课件 3 马氏体的亚结构板条 条的横截面接近于椭圆形 条宽约为0 02 2 25 多数为0 1 0 2左右 亚结构为高密度的位错 又称位错马氏体 片状 马氏体呈透镜片状 片之间呈不同位向 大小不一 亚结构为孪晶 称孪晶马氏体 35 高级课件 图2 61板条马氏体 图2 62片状马氏体 36 高级课件 2马氏体相变的形核及动力学库尔久莫夫认为马氏体相变仍是一个形核和核长大过程 但在相变中是原子协同切变完成的 所以相变速率极高 形核可以是热涨落形成的均匀成核或非均匀成核 变温成核 缺陷重排或相互作用成核 但尚不能形成完整的成核理论 1 一定成分的合金冷到一定温度Ms才开始马氏体相变 冷却速度对Ms点影