金属固态相变概论.ppt

第一章金属固态相变概论,引言,固态相变固态金属（纯金属、合金）在温度和压力改变时，组织结构发生的变化掌握固态相变规律，即可采取措施（控制加热、冷却等，即热处理范畴）控制相变过程以获得预期的组织，使其具有预期的性能注意与我们生活中非常熟悉的和非常直观的液态、气态转变的区别（金属凝固理论）,金属中相是指成分相似、结构相同的物质，可分为固溶体和金属间化合物两种类型。如钢种奥氏体相就是碳在面心立方铁形成的间隙固溶体，铁素体则是体心立方，从高温到低温奥氏体相向铁素体转变就是相变。组织则可以理解是一种结合形态。比如共晶组织，就是共晶转变是同时析出的两种相结合形成的一种形态。（显微镜下观察）,钢在冷却时的转变A组织在冷却过程中，由于冷却的剧烈程度不同会发生不同的转变，得到不同的组织，从而获得不同的力学性能。通常情况下，A组织在比较缓和的冷却条件下会转变成P组织S组织或T组织，而在剧烈冷却条件下会转变成M组织，在比较适中的冷却条件下会转变成B组织。但是P、S、T、M、B都是由铁素体和渗碳体两个相组成。问题两个相相同为什么组织不同，性能也不同。（金属的强化理论）,1-1金属固态相变的主要类型,一、平衡转变缓慢加热或冷却时所发生的能获得平衡组织的相变纯金属的同素异构转变多形性转变（固溶体的同素异构转变）平衡脱溶沉淀共析转变包析转变调幅分解有序化转变,第一章固态相变概论,平衡转变同素异晶转变纯金属在一定的温度和压力下，由一种结构转变为另一种结构的现象称为同素异晶转变。若在固溶体中发生这种结构的转变，则称为多形性转变。如钢在冷却时由奥氏体中析出先共析铁素体的过程。,,2平衡脱溶转变,高温过饱和固溶体缓慢冷却过程中析出第二相的过程特点a新相的成分和结构始终与母相的不同；b母相不会消失。钢在冷却时，由奥氏体析出二次渗碳体的过程；由铁素体析出三次渗碳体的过程,图1-1可发生脱溶转变的合金,,（3）共析转变合金冷却时，由一个固相同时析出两个不同固相的过程称为共析转变钢中的珠光体相变（4）调幅分解由一种高温固溶体，冷至某一温度范围，分解为两种与原固溶体结构相同，而成分不同的微区的转变称为调幅分解α→α1α2,5有序化转变固溶体中，各组元的相对位置从无序过渡到有序的过程，称为有序化转变。Cu-Zn、Au-Cu等合金中均可发生这种转变,特点a新形成的微区之间无明显的界面和成分的突变；b通过上坡扩散，最终使均匀固溶体变为不均匀固溶体。,二、不平衡转变加热、冷却速度过快，平衡转变受抑制，发生不平衡转变，得到亚稳组织铁碳合金中的不平衡转变伪共析转变马氏体转变贝氏体转变块状转变不平衡脱溶沉淀,1.1.2不平衡转变,伪共析转变接近共析点成分的合金，过冷到共析点以下发生共析转变的过程铁素体和渗碳体的相对量随奥氏体的含碳量而变，故称为伪共析体,图1-2Fe-Fe3C相图的伪共析区,2马氏体相变钢在快冷时，若能避免其发生扩散型转变，则将无需原子的扩散，以一种切变共格的方式实现点阵的改组，而转变为马氏体3块状转变在一定的冷速下奥氏体转变为与母相成分相同而形貌呈块状的α相的过程通过原子的短程扩散使非共格相界面在母相中推移,4贝氏体相变在珠光体转变与马氏体转变温度范围之间（中温），铁原子不能扩散，碳原子可以扩散过冷奥氏体转变为由铁素体和渗碳体组成的非层片状组织贝氏体5不平衡脱溶转变在等温条件下，由过饱和固溶体中析出第二相的过程析出相为非平衡亚稳相,时效合金能够发生时效现象的合金称为时效型合金或简称为时效合金。成为这种合金的基本条件一是能形成有限固溶体；二是其固溶度随着温度的降低而减小。,三、固态相变的特征结构变化同素异构转变、多形性转变、马氏体转变成分变化调幅分解有序程度变化有序化转变,一般为结构与成分均变化共析转变、贝氏体转变、包析转变,1-2金属固态相变的分类,按热力学分类一级相变（有热效应、体积效应。大多为一级相变）、二级相变（无明显热、体积效应，如磁性转变）按原子迁移情况分类扩散型相变、无扩散型相变（马氏体转变）按相变方式分类有核转变（成核、长大）、无核转变（调幅分解）,1-3金属固态相变的一般特征,一、界面及惯习面新、旧固相之间存在界面，按错位度δ分为共格、半共格和非共格,δ0.25非共格,δ反映了新旧相之间的适应性,共格,半共格,非共格,（1）共格界面两相界面上的原子排列完全匹配，即界面上的原子为两相所共有特点界面能很小，弹性应变能大错配度δ∆a/a越大，弹性应变能越大,半共格界面相界面上分布若干位错，界面上的两相原子部分地保持匹配，弹性应变能降低。3非共格界面两相界面完全不匹配，即存在大量缺陷的界面，为很薄的一层原子不规则排列的过渡层，界面能较高。,惯习面为降低界面能，新相在母相一定晶面上形成，该晶面称为惯习面，用母相的晶面指数表示。如共析钢中马氏体的主平面恒与奥氏体的｛225｝或｛259｝面平行二、位向关系为了减小界面能，新旧相的低指数晶向、低指数晶面彼此平行。新旧相共格（半共格）必然存在一定晶体学位相关系新旧相存在位相关系不一定共格（半共格）,位向关系低指数、原子密度大、匹配较好的晶面、晶向相互平行。Ｋ－ＳorientationrelationshipAusteniteFCC{111}γ//{110}α’γ//α’,MartensiteBody-Centredtetragonal,三、原子的迁移率固态相变原子迁移率低（10-1210-11cm/s（液体10-7cm/s）四、亚稳过渡相有时并不直接形成稳定的平衡相（减少表面能）,,,,,不稳,亚稳,稳定,固态相变阻力大，直接转变困难，协调性中间产物（过渡相）＋Fe3C3FeC例MFe3C,,,,,,,五、弹性应变能体积应变能固态相变→比容变化→体积变化→旧相约束→新相不能自由胀缩→弹性应变能,强行匹配达成的弹性应变能Es,,大,小,共格半共格非共格,五、弹性应变能体积应变能固态相变→比容变化→体积变化→旧相约束→新相不能自由胀缩→弹性应变能,强行匹配达成的弹性应变能Es,界面能如何变化,新相形状与应变能的关系,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Nabarro计算,非共格相界面的体积（比容）应变能（由于比容不同）球状最大，针状次之，盘状最小。两相界面上不匹配也引起弹性应变能，共格界面最大，半共格界面次之，非共格界面为零。,六、晶体缺陷的影响晶体内存在不同缺陷空位、位错、晶界缺陷附近→点阵畸变→储存畸变能→提供形核的额外能量→加速转变缺陷对固态相变起促进作用（动力）,固态相变阻力界面能、弹性应变能,1-4固态相变的形核,一、均匀形核驱动力新旧相自由焓差值阻力界面能、应变能,系统自由焓总增值,临界形核功,推导过程,固态下，Q较大，相变应变能进一步加大了形核所需功，所以I十分小均匀形核一般形核率低，不为固态相变形核的主要形式固态中存在大量缺陷→储存畸变能→提供形核能量→能促进形核,形核率,非均匀形核为固态相变的主要形核方式,1.3固态相变的形核,均匀形核与凝固过程相比，增加了一项应变能∆G-V∆GvSσεV其中∆Gv----新旧相间单位体积自由能差σ----单位面积界面能ε----单位体积应变能相变驱动力-V∆Gv，新旧相间自由能差相变阻力SσεV，界面能应变能,设形成的新相晶核为球形对于r求导,图1-5球形晶核的自由能变化,,可得临界晶核尺寸,,,形成临界晶核的形核功,,形核功晶核长大到r*所需克服的能垒，或所做的功,二、非均匀形核晶体缺陷储存的能量可使形核功降低，促进形核∆GV∆GvSσεV-∆Gd-∆Gd----由于晶体缺陷消失所降低的能量晶体缺陷空位、位错、晶界（1）空位空位通过促进溶质原子扩散或利用本身能量提供形核驱动力而促进形核空位团可凝聚成位错而促进形核,（3）晶界大角晶界具有较高的界面能，在晶界上形核可利用晶界能量，使形核功降低。有三种位置a晶界面b棱边c隅角,图1-6晶界形核时三种位置,影响优先形核位置的因素,从能量障碍分析界隅＜界棱＜界面从过冷度ΔT影响分析ΔT↑→ΔGv↑→ΔG*↓ΔT↑→ΔGv↑→ΔG*↓所有位置均无障碍，从贡献的角度看，界面＞界棱＞界隅（晶界多）ΔT↓→ΔGv↓→ΔG*↑先界隅、次界棱，后界面,1-5晶核的长大,一、长大过程传质过程满足成分条件界面过程满足结构条件（协同型长大、非协同型长大）二、界面长大的控制因素成分不变协同型长大－长大速度快成分不变非协同型长大－取决于界面过程成分改变协同型长大－取决于传质过程成分改变非协同型长大－取决于两者,长大机制半共格界面的迁移半共格界面上存在位错列要随界面移动，位错要攀移（困难）台阶侧向移动，位错可滑移（容易）,图1-7台阶长大机制,协同型长大机制无扩散型相变，原子通过切变方式协同运动，相邻原子的相对位置不变如马氏体相变，会发生外形变化，出现表面浮凸新相和母相间有一定的位向关系,图1-8马氏体相变表面浮凸,