第8章 外能量场对相变的影响(2学时)

1、UJSDai QX 第第8 8章章 外能量场对相变的影响外能量场对相变的影响 外能量场是除了温度外在材料加工过程中外能量场是除了温度外在材料加工过程中 的外加能量，如各类应力、磁场、电场、辐射、的外加能量，如各类应力、磁场、电场、辐射、 激光等，这些外加的高能量对材料的各类相变激光等，这些外加的高能量对材料的各类相变 过程及结果都有一定的影响。过程及结果都有一定的影响。 另外，外能量场还包括材料应用的环境。另外，外能量场还包括材料应用的环境。 UJSDai QX 8.1 温度梯度对相变扩散的影响温度梯度对相变扩散的影响 温度梯度可产生热流，使能量发生迁移，从而导致物质的温度梯度可产生热流，使能

2、量发生迁移，从而导致物质的 流动，这种现象叫热扩散。可用扩散方程来进行计算。设在流动，这种现象叫热扩散。可用扩散方程来进行计算。设在I 组元很稀少的体系中，存在温度梯度，若忽略组元之间的相组元很稀少的体系中，存在温度梯度，若忽略组元之间的相 互作用，那么互作用，那么Fick定律可表示为：定律可表示为： x T CD x C DJ ii i ii 右边第二项为右边第二项为Soret效应，效应，Di 为热扩散系数，稳态时，为热扩散系数，稳态时，Ji =0 , T i ii i S dT dC CD D 1 Di / Di 为热扩散效应的大小，称为为热扩散效应的大小，称为Soret系数（系数（ST

3、). UJSDai QX 在温度梯度下还会有相变问题。在温度梯度下还会有相变问题。 例如例如:对于对于0.14%C钢的实验得到：热扩散使碳从冷端向热钢的实验得到：热扩散使碳从冷端向热 端富集。厚度为端富集。厚度为1.2mm的的0.14%C钢板，两边分别保持恒温钢板，两边分别保持恒温 705和和640，dT/ dx=541/cm 。热扩散。热扩散60小时后，碳富集小时后，碳富集 于热端，成分高达于热端，成分高达1.75%C, 近似于相图上相界线的延长线的交近似于相图上相界线的延长线的交 点。点。 北极探险家知道，含食盐的水，其冷的上表面不断变得更北极探险家知道，含食盐的水，其冷的上表面不断变得更

4、 纯而供饮用。这可能是冷空气和冰下较暖的海水之间的温度梯纯而供饮用。这可能是冷空气和冰下较暖的海水之间的温度梯 度造成的，使盐的夹杂作了缓慢的定向迁移。度造成的，使盐的夹杂作了缓慢的定向迁移。 UJSDai QX 8.2 磁场条件下的相变磁场条件下的相变 外加磁场的作用是提高了新、旧两相的自由能外加磁场的作用是提高了新、旧两相的自由能 差，即增加了相变的驱动力。如在一定的温度下，差，即增加了相变的驱动力。如在一定的温度下， 等温马氏体转变速度随磁场强度的升高而增大，等温马氏体转变速度随磁场强度的升高而增大， 并且随磁场强度的升高，马氏体形态倾向于增多并且随磁场强度的升高，马氏体形态倾向于增多

5、片状马氏体。片状马氏体。 1929年年Herbert发现淬火钢外加磁场引起钢硬度提高发现淬火钢外加磁场引起钢硬度提高, 1960年在年在Fe23Ni1.5Cr0.5C钢中发现磁场诱发了钢中发现磁场诱发了M转变，转变， 1979年年Cohen等人研究了磁场对等温马氏体转变的影响，等人研究了磁场对等温马氏体转变的影响， 指出：外加磁场的作用是提高了新、旧两相的自由能差，即指出：外加磁场的作用是提高了新、旧两相的自由能差，即 增加了相变的驱动力。增加了相变的驱动力。 UJSDai QX 结果表明较强磁场强度使结果表明较强磁场强度使MS提高了提高了58，MS变化为：变化为： C m SSS F F M

6、TMM )( 0 式中，式中，T0为两相具有相同自由能时的温度，为两相具有相同自由能时的温度，FC为克为克 服界面能和弹性能阻力所必须提供的能量，服界面能和弹性能阻力所必须提供的能量，Fm为磁场引为磁场引 起的附加自由能差。起的附加自由能差。 从热力学角度分析，加磁场降低了马氏体相的自由能，从热力学角度分析，加磁场降低了马氏体相的自由能， 而且在磁场下奥氏体和马氏体相的磁矩不同，即存在而且在磁场下奥氏体和马氏体相的磁矩不同，即存在 Zeeman效应，此差值为相变提供了一定的驱动力，因而效应，此差值为相变提供了一定的驱动力，因而 使使MS点提高，所以加速了转变。点提高，所以加速了转变。 UJSD

7、ai QX 磁场对高碳低合金钢磁场对高碳低合金钢M转变的影响转变的影响 (1100奥氏体化奥氏体化) 在相同在相同M量时量时,使相变温度使相变温度; 在相同温度下在相同温度下,M,M转变量转变量 在在M转变过程中撤去外磁场对后转变过程中撤去外磁场对后 续转变过程的影响续转变过程的影响 UJSDai QX 电磁搅拌条件下合成净化电磁搅拌条件下合成净化AlAl基复合材料基复合材料 理理 论论 依依 据据 动力学动力学: : 磁场对高温熔体的作用力能有效磁场对高温熔体的作用力能有效 驱动熔体流动驱动熔体流动, ,加速传热传质过程加速传热传质过程, ,改善原位合改善原位合 成物理化学条件，促使生成颗粒

8、成物理化学条件，促使生成颗粒数量增多，粒数量增多，粒 度细小且弥散分布度细小且弥散分布. 热力学热力学: :当外加超强磁场，有可能改变反应当外加超强磁场，有可能改变反应 热力学参数，如反应熵、焓和自由能等，加速热力学参数，如反应熵、焓和自由能等，加速 反应进行，生成颗粒由亚微米级向纳米级转变反应进行，生成颗粒由亚微米级向纳米级转变 制备纳米颗粒增强原位铝基复合材料制备纳米颗粒增强原位铝基复合材料. . UJSDai QX 电磁搅拌条件下合成净化电磁搅拌条件下合成净化AlAl基复合材料基复合材料 当没有电磁搅拌作用时，传质和扩散依靠熔体自身的浓度梯当没有电磁搅拌作用时，传质和扩散依靠熔体自身的浓

9、度梯 度进行，速度较慢。当外加一定强度的电磁场后，在铝熔体内度进行，速度较慢。当外加一定强度的电磁场后，在铝熔体内 就产生了感生电流，磁场和熔体的相互作用产生了电磁驱动力，就产生了感生电流，磁场和熔体的相互作用产生了电磁驱动力， 称之为洛仑兹力，属于体积力，该力作用在铝熔体体积之上，称之为洛仑兹力，属于体积力，该力作用在铝熔体体积之上， 铝液被迫运动。铝液被迫运动。 UJSDai QX 对于一定的金属液来说，输入的电流频率越低对于一定的金属液来说，输入的电流频率越低 ，电阻率，电阻率 越小，金属液的搅动就越强，能够有效地促进金属液的化学越小，金属液的搅动就越强，能够有效地促进金属液的化学 成分

10、和温度的均匀成分和温度的均匀, 很好地改善了原位很好地改善了原位合成条件合成条件。 作用作用1: 传热和传质速度增加传热和传质速度增加. 颗粒在形核生长阶段，熔体颗粒在形核生长阶段，熔体 在洛仑兹力的作用下，处于强烈的混合对流运动状态，传热在洛仑兹力的作用下，处于强烈的混合对流运动状态，传热 和传质速度增加，增加了铝液和固态和传质速度增加，增加了铝液和固态ZrO2颗粒的接触机会，颗粒的接触机会， 使得增强颗粒生成量增加；使得增强颗粒生成量增加； 作用作用2: 降低临界形核功降低临界形核功. 电磁场以电磁波形式作用于熔体，电磁场以电磁波形式作用于熔体， 结构起伏和能量起伏，一定程度上降低临界形核

11、功，增加结构起伏和能量起伏，一定程度上降低临界形核功，增加 熔体中的形核数量。熔体中的形核数量。 作用作用3: 颗粒颗粒弥散分布弥散分布. 搅拌作用促进铝熔体和搅拌作用促进铝熔体和Al3Zr等颗等颗 粒的混合，促使增强相颗粒在铝熔体中的弥散分布。粒的混合，促使增强相颗粒在铝熔体中的弥散分布。 UJSDai QX 未加电磁搅拌未加电磁搅拌 (b) (b) 施加电磁搅拌施加电磁搅拌,B=0.05T,B=0.05T 图图 （AlAl2 2O O3 3+Al+Al3 3Zr+ ZrBZr+ ZrB2 2) )p p/Al/Al复合材料微观组织复合材料微观组织 缩孔缩孔缩孔缩孔 UJSDai QX 图图

12、 外磁场对复合材料微观组织的影响外磁场对复合材料微观组织的影响 UJSDai QX 8.3 8.3 超低温下应力诱发相变超低温下应力诱发相变 J.B.Vogt和和M.Botshekan等在液氮温度下对等在液氮温度下对316LN奥氏体奥氏体 不锈钢的疲劳过程研究中，发现形成了不锈钢的疲劳过程研究中，发现形成了马氏体、孪晶和马氏体、孪晶和马马 氏体。氏体。 T.Kruml等研究了在液氮温度下等研究了在液氮温度下316LN奥氏体不锈钢的奥氏体不锈钢的 低周疲劳过程所形成的微观组织低周疲劳过程所形成的微观组织 . 我们的工作我们的工作,在在液氮温度下的温度液氮温度下的温度-应力循环和温度循环条应力循环

13、和温度循环条 件下件下,发现了诱发的发现了诱发的马氏体和形变组织马氏体和形变组织. UJSDai QX 单个晶粒内的薄板条单个晶粒内的薄板条 (a)由位错墙形成了相交板条由位错墙形成了相交板条; (b) 111 放大放大 马氏体在板条相交处形成马氏体在板条相交处形成 (c)交叉处形成的马氏体交叉处形成的马氏体 ; (d) 马氏体放大马氏体放大 (a) (c) (b) (d) -马氏体马氏体 UJSDai QX 24Mn13Cr0.44N 样样 上左图上左图 原始组织原始组织, 500 上右图上右图 挠度挠度0.5mm,77K循循 环环1 次次,500 下左图下左图 挠度挠度1mm，77K循环循

14、环3 次次 UJSDai QX 24Mn18Cr3Ni0.62N样样 上左图上左图 原组织原组织,500 上右图上右图 挠度挠度0.5mm，77K循环循环1 次次,500 下左图下左图 挠度挠度3.5mm， 77K循环循环6 次次 UJSDai QX 8.4 8.4 在幅照条件下的相变在幅照条件下的相变 研究结果表明，在奥氏体钢中，位错滑移总是和研究结果表明，在奥氏体钢中，位错滑移总是和Shockley 不全位错的运动密切相关，增加辐照和形变量使不全位错的运动密切相关，增加辐照和形变量使Shockley不全不全 位错分离的距离增加。在形变过程中，位错分离的距离增加。在形变过程中，Shockle

15、y不全位错在滑不全位错在滑 移面上容易较宽地分离，难于进行交滑移。在形变组织中，孪移面上容易较宽地分离，难于进行交滑移。在形变组织中，孪 晶带、层错线和缺陷通道等往往是联系在一起。在低温或高温晶带、层错线和缺陷通道等往往是联系在一起。在低温或高温 条件下，或者条件下，或者不同的材料不同的材料，如，如Cu、Al和奥氏体钢，其和奥氏体钢，其形变模形变模 型和机理可能是不同的。型和机理可能是不同的。 原子能的发展，给材料学家提出了新的问题：高能粒子对原子能的发展，给材料学家提出了新的问题：高能粒子对 金属材料组织性能的影响。用具有足够能量的离子和基本粒金属材料组织性能的影响。用具有足够能量的离子和基

16、本粒 子（质子、中子、电子）轰击金属，都可导致晶体结构缺陷子（质子、中子、电子）轰击金属，都可导致晶体结构缺陷 的形成，这种缺陷称为幅照损伤。的形成，这种缺陷称为幅照损伤。 UJSDai QX 图图 形变组织微观形貌形变组织微观形貌 a)a)孪晶带；孪晶带；b)b)层错线；层错线；c)c)缺陷通道缺陷通道 图图 不同辐照情况下的层错带不同辐照情况下的层错带 未幅照未幅照 幅照强度小幅照强度小 幅照强度中等幅照强度中等 幅照强度大幅照强度大 UJSDai QX 幅照作用下的相变幅照作用下的相变 幅照对合金相状态的这种复杂影响是由晶体点阵中的点幅照对合金相状态的这种复杂影响是由晶体点阵中的点 缺陷

17、促进置换固溶体中扩散过程的发展所决定的。缺陷促进置换固溶体中扩散过程的发展所决定的。 幅照时原子的位移可导致点阵有规律的改组或点阵的破幅照时原子的位移可导致点阵有规律的改组或点阵的破 坏和非晶化。如在坏和非晶化。如在金刚石进行幅照金刚石进行幅照，结果会导致碳原子在金，结果会导致碳原子在金 刚石中四面体配位的破坏和特征石墨层状结构的形成。刚石中四面体配位的破坏和特征石墨层状结构的形成。 对于那些有间隙原子存在的合金来说，幅照对合金相状对于那些有间隙原子存在的合金来说，幅照对合金相状 态的影响，其特点是幅照缺陷和间隙原子之间有特别强的相态的影响，其特点是幅照缺陷和间隙原子之间有特别强的相 互作用；

18、与置换固溶体不同，点缺陷不加速间隙原子的扩散，互作用；与置换固溶体不同，点缺陷不加速间隙原子的扩散， 相反是形成了活动性比较小的复合体。相反是形成了活动性比较小的复合体。 UJSDai QX 图图 用中子幅照用中子幅照Ni-Cr合金试样时电阻的相对变化合金试样时电阻的相对变化 1冷变形后；冷变形后；21050淬火后；淬火后；3550退火退火 幅照前 幅照后幅照前 R RR R R UJSDai QX 高功率激光辐射金属材料表面，引起了一系列物理化高功率激光辐射金属材料表面，引起了一系列物理化 学变化。冲击波的最高压力大大超过材料的动态屈服强度，学变化。冲击波的最高压力大大超过材料的动态屈服强度

19、， 所以它能促使位错在原位置及材料的亚微观结构处形核生所以它能促使位错在原位置及材料的亚微观结构处形核生 长，变化了的位错密度是材料性能变化的主要原因。长，变化了的位错密度是材料性能变化的主要原因。 C.Zener和和J.H.Hollomon首次在高速形变的钢中发现绝热首次在高速形变的钢中发现绝热 剪切现象；剪切现象；M.A.Meyers首次在高应变率的不锈钢中发现非首次在高应变率的不锈钢中发现非 晶态组织；晶态组织；Mataya等在受等在受高应变率形变的不锈钢中观察到高应变率形变的不锈钢中观察到 了极细的亚晶，并认为这种极细亚晶属于动态再结晶。了极细的亚晶，并认为这种极细亚晶属于动态再结晶。

20、 8.5 8.5 激光作用下的相变激光作用下的相变 UJSDai QX 8.5 .1 激光冲击材料表面的亚结构变化激光冲击材料表面的亚结构变化 激光冲击后激光冲击后A钢表面钢表面SEM观察（左）退火孪晶观察（左）退火孪晶 ,（右）形变孪晶（右）形变孪晶 A钢退火孪晶处产生扭折的形变带钢退火孪晶处产生扭折的形变带(左左) 次表面的剖面形变组织次表面的剖面形变组织( (右右) ) UJSDai QX 位错胞和滑移带组织位错胞和滑移带组织 晶界处平行排列位错的塞积晶界处平行排列位错的塞积 （A不锈钢不锈钢, TEM） 晶界晶界 位错塞积位错塞积 UJSDai QX 2Cr17Mn15Ni2N不锈钢次

21、表层滑移带不锈钢次表层滑移带TEM UJSDai QX 奥氏体不锈钢表面激光冲击组织超细化奥氏体不锈钢表面激光冲击组织超细化 LSP处理后试样表面不同区域处理后试样表面不同区域 亚晶形貌亚晶形貌 上左：宽约上左：宽约1m的条状亚晶形貌的条状亚晶形貌 下左：平均下左：平均1m的近似等轴晶的近似等轴晶 上右：上右： fcc特有的正三角形滑移特征特有的正三角形滑移特征 UJSDai QX 2Cr17Mn15Ni2N不锈钢：表面不锈钢：表面LSP处理区显微硬度随距离的变化处理区显微硬度随距离的变化 45钢：激光冲击区表面显微硬度分布钢：激光冲击区表面显微硬度分布 激光冲击区强化层显微硬度分布激光冲击区

22、强化层显微硬度分布 UJSDai QX 45钢未激光冲击试样疲劳断口钢未激光冲击试样疲劳断口 （在表面产生裂纹源）（在表面产生裂纹源） 45钢激光冲击试样疲劳断口钢激光冲击试样疲劳断口 （在心部产生裂纹源）（在心部产生裂纹源） 实验表明：未激光冲击试样的疲劳断口，其疲劳裂纹源在整实验表明：未激光冲击试样的疲劳断口，其疲劳裂纹源在整 个孔周的应力集中区都有裂纹产生及扩展。经激光冲击试样的个孔周的应力集中区都有裂纹产生及扩展。经激光冲击试样的 疲劳断口，其疲劳裂纹源只在试样的孔心部产生并且扩展，在疲劳断口，其疲劳裂纹源只在试样的孔心部产生并且扩展，在 孔的边界及表面并没有裂纹源。孔的边界及表面并没

23、有裂纹源。 UJSDai QX 8.5 .2 材料表面激光作用的数值模拟材料表面激光作用的数值模拟 国家自然科学基金国家自然科学基金“八五八五”重大项目重大项目 脉冲激光所产生的超快超高能量的作用导致材料表面的脉冲激光所产生的超快超高能量的作用导致材料表面的 快速熔凝，这是一个极为复杂的热物理过程和微观组织结构快速熔凝，这是一个极为复杂的热物理过程和微观组织结构 演化的过程。脉冲激光致材料表层的熔凝过程存在固演化的过程。脉冲激光致材料表层的熔凝过程存在固-液相界液相界 面的移动特征，这种现象被称为面的移动特征，这种现象被称为Stefan问题。此类问题主要问题。此类问题主要 的解决途径是数值计算

24、模拟。的解决途径是数值计算模拟。 对于脉冲激光材料表面处理问题，采用焓方法是比较好的对于脉冲激光材料表面处理问题，采用焓方法是比较好的 途径。下面的研究成果采用了焓方法分析了途径。下面的研究成果采用了焓方法分析了Nd:YAG脉冲激脉冲激 光作用后不锈钢材料表面的温度场演化，计算了凝固过程中光作用后不锈钢材料表面的温度场演化，计算了凝固过程中 的界面温度梯度、凝固速率及冷却速度的变化规律。的界面温度梯度、凝固速率及冷却速度的变化规律。 UJSDai QX 1 材料表面激光作用的温度场模型材料表面激光作用的温度场模型 在高能量密度激光束的照射下，金属材料表面在极短时在高能量密度激光束的照射下，金属

25、材料表面在极短时 间内吸收了极高的能量后，以热传导方式向内部传输；液相间内吸收了极高的能量后，以热传导方式向内部传输；液相 区与固相区的交界面是随时间而变化的移动界面。可建立模区与固相区的交界面是随时间而变化的移动界面。可建立模 型，以描述局部出现熔化后的温度场。型，以描述局部出现熔化后的温度场。 相应的固相应的固- -液共存的情况如图液共存的情况如图1 1所示所示. . 建立模型所采用的二维轴对称柱坐标系见图建立模型所采用的二维轴对称柱坐标系见图2 2。 UJSDai QX 图图1 合金表面发生熔化示意图合金表面发生熔化示意图 （A：液相区；：液相区；B：固：固-液共存区；液共存区； C：固

26、相区）：固相区） 图图2 2 轴对称柱坐标轴对称柱坐标 UJSDai QX 通过引入焓（通过引入焓（H)变量，则由控制方程、初始条件、边界变量，则由控制方程、初始条件、边界 条件构成的原问题，可简洁地表示为：条件构成的原问题，可简洁地表示为： 2 2 1 zr r RRT H )( ),0,( rq z tr )()0,( 0 TTCzrH 0 ),(),( z tr r tz 0)0 ,(),(),(zrtrtz 控制方程控制方程: 初始条件初始条件 边界条件边界条件 H-焓变量焓变量; q是输入的激光能量密度是输入的激光能量密度; T0为初始温度为初始温度;为材料密度；为材料密度；C-比比

27、 热容热容 ;热传导积分函数热传导积分函数,T*=TS+(TL- -TS)/2;=(TL- -TS)/2, TS- -熔化温度熔化温度,TL- -完全完全 熔化温度熔化温度.具体推导过程见原文献具体推导过程见原文献. UJSDai QX 2 2 温度场演化的模拟温度场演化的模拟 以以1Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢为试验材料，用有限差分法奥氏体不锈钢为试验材料，用有限差分法 编写程序进行计算。编写程序进行计算。 激光脉冲有关参数为：激光脉冲有关参数为：Nd:YAG激光器连续功率激光器连续功率200W， 脉宽脉宽8s，激光束光斑直径约，激光束光斑直径约150m，光斑区域平均能量，光斑区域平均能量

28、 密度约密度约1.0109 J/m2 ，光斑区能量密度呈高斯型分布。，光斑区能量密度呈高斯型分布。 UJSDai QX 图图3 3 当辐照中心点开始发生汽化时对应的计算模拟熔坑形貌当辐照中心点开始发生汽化时对应的计算模拟熔坑形貌 UJSDai QX 图图4 4 表面局域等温线随时间变化的数值结果表面局域等温线随时间变化的数值结果 表明材料表面局域温度场在很短的时间内急剧升高。也可看到等温线表明材料表面局域温度场在很短的时间内急剧升高。也可看到等温线 的发展沿深度方向比沿径向明显要快。的发展沿深度方向比沿径向明显要快。 UJSDai QX 图图5 升温过程中熔坑形状随时间的演化升温过程中熔坑形状

29、随时间的演化 熔坑的深度是逐渐增大的熔坑的深度是逐渐增大的 UJSDai QX 图图6 6 冷却过程中不同时刻熔池的剖面迹线冷却过程中不同时刻熔池的剖面迹线 熔坑凝固过程是在几微秒的瞬间完成的。对比两图，可熔坑凝固过程是在几微秒的瞬间完成的。对比两图，可 知熔化与凝固过程呈现出了不同的特征。知熔化与凝固过程呈现出了不同的特征。 UJSDai QX 凝固速率凝固速率R R在在0.5m/s - 5m/s。凝固速率最大值位于熔坑表面与固体基体。凝固速率最大值位于熔坑表面与固体基体 的边界处小局域。极大的冷却速度和凝固速率就有可能在激光熔凝过程的边界处小局域。极大的冷却速度和凝固速率就有可能在激光熔凝

30、过程 中形成非常微细的显微组织或非晶结构。中形成非常微细的显微组织或非晶结构。 图图7 7 凝固过程熔凝坑剖面温度梯度等值线的分布凝固过程熔凝坑剖面温度梯度等值线的分布 UJSDai QX 如果凝固时间足够短，原子扩散难以进行，就会发生无扩散凝固，形如果凝固时间足够短，原子扩散难以进行，就会发生无扩散凝固，形 成非晶。根据热量守恒和原子扩散速率规律，可推得估算形成非晶所需成非晶。根据热量守恒和原子扩散速率规律，可推得估算形成非晶所需 要的过冷度：要的过冷度： TT T J Q KG S 式中，式中，G是界面处的温度梯度，是界面处的温度梯度，K为导热系数，为导热系数，Q为熔化潜热为熔化潜热，为材

31、为材 料密度，料密度， J是原子穿越晶体是原子穿越晶体-熔体界面的跳跃频率，熔体界面的跳跃频率，是原子间距，是原子间距，TS是是 熔点温度，熔点温度，T是界面处的过冷度。是界面处的过冷度。 用绝热理论预测的激光条件下液态金属可能达到的最大过冷度为：用绝热理论预测的激光条件下液态金属可能达到的最大过冷度为： 1 1 1exp 26.0 67.1 SPP TC Q N C Q T CP为比热容，为比热容，N为每个固体分子的原子数为每个固体分子的原子数 ( (式式1)1) ( (式式2)2) 2 2 非晶组织的计算预测非晶组织的计算预测 UJSDai QX 图图10 10 温度梯度随冷却时间的变化温度梯度随冷却时间的变化 温度场计算模拟的结果表明温度场计算模拟的结果表