东南大学材料科学基础第7章 固态相变初步

1、第七章固态相变初步晶体学热力学扩散界面固态相变扩散型相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7.1 7.1 各种扩散型相变的基本特征各种扩散型相变的基本特征五种扩散型相变： 1) 沉淀（脱溶）相变 新相从母相中沉淀析出 b a基本过程：形核、长大 与结晶过程相似。各种扩散型相变的基本特征各种扩散型相变的基本特征2、共析分解 g ab 典型实例：珠光体转变各种扩散型相变的基本特征各种扩散型相变的基本特征3、调幅分解 a a1+a2特征：1、a、a1、a2结构相同，点阵常数不同 2、没有形核过程 3、成分分布呈调幅波形成条件： GX曲线的拐点内（化学调幅）

2、 各种扩散型相变的基本特征各种扩散型相变的基本特征各种扩散型相变的基本特征各种扩散型相变的基本特征各种扩散型相变的基本特征各种扩散型相变的基本特征4、块状转变 b a 不同于脱溶 晶界形核，快速长大，形貌无规则各种扩散型相变的基本特征各种扩散型相变的基本特征块状转变脱溶各种扩散型相变的基本特征各种扩散型相变的基本特征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，属二级相变各种扩散型相变的基本特征各种扩散型相变的基本特征各种扩散型相变的基本特征各种扩散型相变的基本特征各种扩散型相变的基本特征各种扩散型相变的基本特征各种扩散型相变的基本特征各种扩散型相变

3、的基本特征7.2 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脱溶（沉淀、析出）相变7.2.1 连续沉淀和非连续沉淀（1）连续沉淀 一般情况下 连续沉淀 连续脱溶 均匀形核和非均匀形核 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相脱溶（沉淀、析出）相变（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 脱溶（沉淀、析出）相变4m白色析出相白色析出相共晶共晶b b相相脱溶（沉淀、析出）相变7.2.2 连续

4、沉淀的形核（1）均匀形核) 1 . 7（：形核过程中的能量变化VSGVGV+式中，V为晶核体积，S为晶核表面积，为单位面积界面能， 为单位体积弹性应变能。 其中：GV = GNGP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）.假定晶核为半径为r的球体，上式变为：相变驱动力： GV当GV0时，相变有可能发生。)2 . 7(34434323rrGrGV+脱溶（沉淀、析出）相变32334434rrGrGV+脱溶（沉淀、析出）相变）（形核功：（临界晶核的体积：临界半径：5 . 6)(316)4 . 6)(332)3 . 6(22333+VcVcVcGGGVGr，可得：令：0/rG

5、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。脱溶（沉淀、析出）相变32334434rrGrGV+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）非均匀形核脱溶（沉淀、析出）相变)6 . 6(dVGVSGVG+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。形核过程中的吉布斯自由能变化：非均匀形核的形核位置晶体缺陷（界面、位

6、错、空位）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：）（ 7 . 7aaaaababSSGVGV+晶界的界面能相界的界面能其中：abaaabcos2脱溶（沉淀、析出）相变晶核体积球冠高度形核后相界的面积积形核前晶界的面其中：)coscos32(32)cos1 ()cos1 (4sin33222abaa+rVrhrSrS设晶核形状是两个是球冠，则：代入(7.7)式，）（形核功：（临界半径：9 . 7)coscos32(38)8 . 72233VcVcGGGr+abab，可得：令：0/rG脱溶（沉淀、析出）相变）（ 7 . 7aaaaababSSGVGV+影响形核的

7、主要内在因素：影响形核的主要内在因素：界面能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脱溶（沉淀、析出）相变界面的类型：复杂半共格界面固定的位向关系脱溶（沉淀、析出）相变7.2.2 连续沉淀的长大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； 脱溶（沉淀、析出）相变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；7.2.2 连续沉淀的长大4. 当Mb很小， i很大时，界面迁移的速率受界面

8、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；脱溶（沉淀、析出）相变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 粒在不同的方向上长大速度不同。晶颗粒长大的动力学问 题比较复杂。7.2.4 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： 当低时效温度：GPZ、”、 过渡相 过渡相与平衡相的区别：

9、脱溶（沉淀、析出）相变l 结构不同l 与基体的位向关系不同l 界面结构不同Al-Cu合金中的GPZ和过渡相的TEM像脱溶（沉淀、析出）相变CuAlNi合金中GPZ脱溶（沉淀、析出）相变(1)亚稳相的结构 GPZ脱溶（沉淀、析出）相变过渡相脱溶（沉淀、析出）相变(（2）形成亚稳相的热力学条件脱溶（沉淀、析出）相变(3)脱溶分解对合金性能的影响 脱溶（沉淀、析出）相变7.3 共析转变典型实例珠光体转变 gaFe3C7.3.1 共析体转变的形核和长大过程 有一相(a和Fe3C) 先在晶界形核,哪相先形核取决和于母相之间的界面能。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

10、。完成珠光体形核。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 系。 第二相形核后又有利于第一相再形 核，这样反复交替，7.3.2 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，越小驱动力越大。冷度越大，速率越高，这是因为过可见过冷度越大，生长是热力学常数其中生长速率kTkDvc2)(g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，共析转变7.3.3 亚（过）共

11、析组织中的先共析相和共析组织亚（过）共析组织中的先共析相和共析组织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a，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，冷却速度较大是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gaga110/111,111/110共析转变7.3.3 亚（过）共析组织中的先共析相和共析组织亚（过）共析组织中的先共析相和共析组织共析转变7.4 非扩散型相变马氏体相变 非扩散型相变 亚稳相 7.4.1基本特征(钢）马氏体相变（1）

12、反应速度快 107s 时间内横跨奥氏体晶粒（2）对于钢中的马氏体 反应结束后总有残余 奥氏体存在； gM+RA（3）奥氏体转变为马氏体后，C原子过饱和在 马氏体中。黑色和有色金属中均有马氏体相变 7.4.2马氏体晶体学的一般概念 （1）形貌 对于钢中的马氏体，含碳量不同，形貌也不同低碳中高碳高碳马氏体相变（2）惯析面（habit plane）l 形成马氏体后表面有浮凸，表明相变过程中发形变l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 马氏体相变* 惯析面所标的指数是奥氏体的晶面指数含碳量不同，惯析面不同，低碳钢：111中高碳钢：（0.61.4%C），225高碳钢：（1.4%C）,

13、259马氏体相变K-S（Kurdjumov-Sachs）关系（在Fe-1.4%C合金中发现）：agag111/110,110/111西山（Nishiyama-Wassermann）关系（在Fe-30%Ni合金中发现）： agag110/112,110/111马氏体相变（3）位向关系马氏体与奥氏体之间有位向关系（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 马氏体相变（5）Bain模型a. 取两个奥氏体晶胞（fcc）；马氏体相变b. 以110和11 0 为新坐标系的x、y轴，z轴方向不 变，画晶胞；c.c.在z轴方向压缩20，在a和b的方向上个伸长12， 就成为马氏体晶胞。

14、 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马氏体相变（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马氏体相变(1) 相变温度和相变温度和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形核驱动力)(00TMTHGsagag(3)碳在铁中的固溶体碳在铁中的固溶体g-Fea-Fea-Fe7.4.3 相变热力学gaagVVVGGG(2 ) 相变驱动力相变驱动力马氏体相变4.相变动力学 4.1 相变温度 Ms 相变起始度， 对于钢 Ms与碳含量有关 Mf 相变终止温度马氏体相变

15、（2）等温淬火条件下得到的马氏体 马氏体相变（3） 马氏体形核 非均匀形核 借助于位错形核（4）马氏体长大 板条状马氏体长大 小台阶机制 位错形核 片状马氏体长大 切变孪晶马氏体相变5. 热弹性马氏体 5.1定义n 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n 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，n 最早发现的 热弹性马氏体 Cu-Al-Ni5.2 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：l 相变驱动力小， 热滞小（As-Ms小）l 马氏体与母相的相界能作正、逆向迁移l 形状应变为弹

16、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：NiTi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。马氏体相变（）形状记忆效应冷却得到马氏体，此时不发生宏观变（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。 马氏体相变马氏体相变航天：太空天线 马氏体相变医学：心脏殖入支架马氏体相变四、贝氏体相变四、贝氏体相变 （亚稳组织）（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 之上贝氏体相变贝氏体相变（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