第一章 金属固态相变基础.ppt

1、材料形成和控制工程，1，第1章，金属固相转变基础，1.1金属固相转变的主要类型，材料形成和控制工程，2，1.1.1根据原子的运动特性，扩散相变取决于原子或离子的扩散，如果温度足够高，相组成可以改变。如钢中的加热相变和珠光体相变。去溶与分解：共析转变：有序转变：(无序)(有序)，材料形成与控制工程，3。在非扩散相变过程中，原子或离子不扩散，而是在低温下发生，原子或离子只是有规律地迁移重组晶格，相对移动距离不超过原子间的距离。如马氏体相变。4、1.1.2根据平衡状态分类(1)缓慢加热或冷却时发生的平衡相变，符合平衡相图。纯金属在一定温度和压力下从一种结构转变为另一种结构的现象称为同构转变。()如果

2、这种结构转换发生在固溶体中，则称为多态转换。如钢冷却过程中先共析铁素体从奥氏体中析出的过程。(亚共析钢)，材料成型与控制工程，5，b，平衡脱溶转变，高温过饱和固溶体缓冷过程中第二相析出的过程特征：(1)新相的组成和结构总是与母相不同；母亲阶段不会消失。当钢冷却时，二次渗碳体从奥氏体中沉淀出来。图1-1可以经历脱溶转化、材料成型和控制工程的合金。共析转变合金冷却时，两种不同的固相同时从一个固相析出的过程称为共析转变钢中的珠光体转变。调幅分解由一种高温固溶体组成，该固溶体冷却到一定温度范围后分解成两种结构与原固溶体相同的固溶体。具有不同成分的微区的变换被称为振幅调制分解。1 2.材料成型与控制工程

3、。7.有序变换。在固溶体中，各组分的相对位置由无序变为有序，这称为有序转变。这种转变可以发生在铜-锌、金-铜和其它合金中，其特征在于：(1)新形成的微区之间的界面和成分没有明显的突变；和(b)通过向上扩散，均匀的固溶体最终变成不均匀的固溶体。材料成形与控制工程，8，(2)非平衡相变，a，合金在共析点附近发生伪共析转变，在共析点以下过冷后，共析转变过程中铁素体和渗碳体的相对量随奥氏体碳含量的变化而变化，故称之为伪共析，图1-2 Fe-Fe3C相图中的伪共析区，材料成形与控制工程，9，b，马氏体相变钢中的晶格重组将以剪切相干方式实现，不发生原子扩散，并转变为马氏体在一定的冷却速度下，奥氏体将转变成

4、与母相成分相同的块状相，非相干相界面将通过原子的短程扩散在母相中移动。材料成形与控制工程，10，d，贝氏体转变在珠光体转变和马氏体转变温度范围之间(中温)，铁原子不能扩散。碳原子可将过冷奥氏体扩散成由铁素体和渗碳体组成的非层状贝氏体e，并发生非平衡脱溶转变。在等温条件下，在过饱和固溶体析出第二相的过程中，析出相是非平衡亚稳相。材料成型与控制工程，11、一级相变和二级相变按热力学分类。一阶相变：G1=G2，12，但化学位的一阶偏导数不相等。一级相变具有热效应(相变潜热)和体积效应，因此一级相变的起点有序-无序转变、磁转变和超导态转变属于二阶相变、材料形成和控制工程。金属固相转变的三个基本变化：(

5、1)结构；(2)构成；(3)有序度只在结构上发生变化：多态转变，马氏体转变只在成分上发生变化；调幅分解在结构和组成上都有变化：共析转变、脱溶沉淀、材料形成和控制工程，15，1.2金属固相转变的基本特征，以及固相转变的驱动力也是新相与母相之间的自由能差。与结晶过程相比，固相转化有其自身的特点。1.2.1界面和界面根据其结构特征可分为三类：相干界面、半相干界面、非相干界面、材料形成和控制工程。16. (1)相干界面两相界面上的原子排列完全匹配，即界面上的原子由两相共享。界面原子排列的无序度较低。特点：界面能小，弹性应变能大。失配度=a/a越大，弹性应变能越大。a-原子间距的差异，a-母相的原子间距

6、。材料形成和控制工程，17，图1-2 a)相干界面b)半相干界面c)非相干界面，材料形成和控制工程，18，半相干界面：在相界面上分布有若干位错，界面上的两相原子部分匹配，弹性应变能降低。(界面出现边缘位错，破坏原子平面)(3)非相干界面：两相界面完全错配，即含有大量缺陷的界面是原子排列不规则的非常薄的过渡层，界面能量高。材料成形与控制工程，19，1.2.2在习惯表面和取向关系的固态相变过程中，新相通常开始在母相的某个晶面上形成，该晶面称为习惯表面，例如，在亚共析钢中，先共析铁素体-魏氏组织在111处析出。取向关系：一些低折射率晶面和新晶相与母相之间的取向往往有一定的取向关系，使两相之间的界面能

7、降低110/111；/，材料成形与控制工程，20，1.2.3弹性应变能，图1-4新相形状与应变能的关系由纳巴罗计算，非相干相界面的体积(比容)应变能(因比容不同):球形最大，针状次之，圆盘最小。两相界面的失配也导致弹性应变能，在相干界面处最大，其次是半相干界面，在非相干界面处为零。材料成形与控制工程，21，固相转变的阻力：界面能应变能，1.2.4晶体缺陷的影响大多数固相转变都有大的成核功，因此很容易优先考虑晶体缺陷处的不均匀成核，提高成核率，并在促进固相转变中发挥明显的作用。(错位、点缺陷等。1.2.5过渡相(亚稳相)的形成为了降低界面能，在固相转变中通常首先形成具有相干相界面的过渡相(亚稳相

8、)。亚稳相倾向于转变为平衡相，但室温下转变速度很慢。材料成形与控制工程，22，1.3固相转变的成核，1.3.1均匀成核与凝固过程相比，增加了一个应变能G=-V Gv S V Gs (1-4)，其中Gv -新旧相之间每单位体积的自由能差-每单位面积Gs的界面能-每单位体积应变能的相变驱动力：V。新旧相之间自由能差的相变阻力：S V Gs，界面能应变能，材料成形与控制工程，23。让新的相核是球形的。R的推导，图1-5球形核的自由能变化，我们可以得到临界核的大小，形成临界核的成核功，成核功：当核增长到r*或做功时要克服的能量障碍，液态金属中的材料形成和成核，材料形成和控制工程，25，固相转变的成核率

9、-每单位体积在母相中形成的核数， c0 -每单位体积母相中的原子数-原子振动频率G *-成核功Gm -原子扩散活化能固相转变很难均匀成核，材料形成与控制工程，1.3.2非均匀成核晶体的缺陷所储存的能量可以减少成核功，促进成核G=-V GV S V GS-GD(1-11)-GD-晶体缺陷消失所减少的能量晶体缺陷：空位、位错、晶界(1)空位空位可以通过促进溶质原子扩散或利用其自身能量提供成核驱动力来促进成核空位团可以凝结成位错并促进成核。材料成形与控制工程，27，材料成形与控制工程。有三个位置：a)晶体界面b)边缘c)拐角，晶界成核过程中的三个位置，材料形成和控制工程，29，晶体界面成核过程中的晶

10、核形状，三个晶粒相交的边缘，四个晶粒相交的拐角，材料形成和控制工程，30，图1-8晶界不同位置成核工作的比较，-接触角的成核拐角成核拐角位置在多晶体中占最小体积分数。材料成型与控制工程，31.4固相转变生长，1.4.1生长机制生长本质：从界面到母相的迁移过程。新相晶核的生长过程可分为两种情况：传质过程和界面过程。1.当新相形成时，成分没有变化，只有结构或顺序的变化，如纯金属的同态转变。只要靠近相界的母相原子进行跨越相界的短程扩散，新相就会长大。调整界面附近原子位置使晶核生长的过程称为“界面控制生长”，也称为界面过程；2.新旧相的组成不同，如过饱和固溶体的分解，需要溶质原子通过长程扩散迁移到新相

11、中。此时的生长称为“扩散控制生长”，也称为传质过程。材料成形与控制工程，32，1.4固相转变的生长，1.4.1滑动界面的生长机制迁移在半相干界面上，有位错列沿界面移动，位错攀上台阶横向移动，位错可以滑移，材料成形与控制工程，33，协同生长机制：无扩散相变，原子通过剪切模式协同工作。如马氏体相变，其外观会发生变化，而具有表面浮雕的新相将与母相有一定的取向关系。图1-12马氏体相变表面浮雕，材料成型和控制工程，34。(2)非滑动界面的非合作生长模式母相原子以非合作方式不断向新相转移，界面沿其法线方向向母相推进，使新相逐渐生长。(热激活扩散过程)非合作生长的特征是原子不规则迁移，迁移距离不同，相邻关

12、系变化。图1-11不协调台阶生长机制，材料形成和控制工程，35，1.4.2新相生长速率(1)恒定成分扩散转化生长，活化能图，材料形成和控制工程，36，原子在母相和新相之间来回的频率分别为33，360，材料形成和控制工程，37，如果单原子层厚度为0，则界面，材料形成和控制工程，39。当过冷度较大时，GV、kT、和新相的生长速率随着温度的降低呈指数下降。材料成形和控制工程，40，扩散控制相变，其中生长成分的变化由质量传递过程控制，即扩散速率。平衡相图界面附近的浓度分布，材料形成和控制工程，41。根据菲克第一定律，扩散通量为，随着温度的降低，溶质在母相中的扩散系数急剧降低，因此新相的生长速率降低。材料成形与控制工程，42，新相生长速率与过冷度之间的关系，材料成形与控制工程，43，1.5综合转变动力学-奥氏体等温转变图，以及研究新相形成量(体积分数)与时间和温度之间关系的学科称为相变动力学。类似于重结晶过程，成核和生长过程。材料成形与控制工程，44，(1)C曲线，材料成形与控制工程，45，