金属固态相变综述

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1、第九章 固态相变 9.1 固态相变总论 n9.1.1 固态相变分类 1. 按热力学分类 （1）一级相变：相变时两相的自由焓相等，而自由炩对 温度及压力的一阶偏微分（S,V）不等的相变。伴随潜热 的释放和体积的改变。如蒸发、升华、熔化以及大多数固 态晶型转变属于此类。 （2）二级相变：相变时两相的自由焓相等，自由焓的一 阶偏微分也相等，但二阶偏微分不相等的相变。没有相变 潜热和体积改变，有比热容、压缩系数、膨胀系数变化， 如磁性转变、有序无序转变、超导转变等属于此类。 2. 按结构变化分 类 （1）重构型相变 ： 相变时原化学键破坏，原子重新排 列。克服的能垒较高，相变潜热很大，进行缓慢。过饱

2、和固溶体的脱溶分解、共析转变属于此类。 （2）位移型相变：相变时不需要破坏化学键，发生的 原子位移很小，两相之间存在一定的晶体学位向关系。 克服的能垒较小，相变潜热也很小，转变速度非常迅速 。马氏体相变属于此类。 3. 按相变方式分类 （1）形核-长大型相变：相变时在很小范围内发生原子 相当激烈的重排，生成新相核心，两相之间产生相界。 相变靠不断的生核和晶核的长大实现。脱溶转变、共析 转变属于此类。 （2）连续型相变：相变时在很大范围内发生原子轻微 的重排，相变的起始状态与最终状态之间存在一系列连 续状态，不需形核，靠连续涨落形成新相。调幅分解属 于此类。 4. 按相变时能否获得平衡组织 （1

3、）平衡相变 （2）非平衡相变 5. 按相变方式分类 （1）有核相变：有形核阶段，新相核心可均匀形成，也 可择优形成。大多数固态相变属于此类。 （2）无核相变：无形核阶段，以成分起伏作为开端，新 旧相间无明显界面，如调幅分解。 6. 按相变过程中原子迁移情 况 （1）扩 散 型：依靠原子的长距离扩散；相界面非共格。如珠 光体、奥氏体转变，Fe,C 都可扩散。 （2）非扩散型：旧相原子有规则地、协调一致地通过 切变转移到新相中；相界面共格、原子间的相邻关系不变； 化学成分不变。如马氏体转变，Fe,C都不扩散。 （3）半扩散型：既有切变，又有扩散。如贝氏体转变，Fe切变 ，C扩散。 n9.1.2 固

4、态相变的特征 1.相变阻力大 固态相变时系统的自由能变化： GVGv+S+ V 驱动力 阻力 界面能增加 相变阻力大 额外弹性应变能：比体积差 固态相变 扩散困难（新、旧相化学成分不同时） 困难 2. 惯析面和位向关系 新相与母相的界面为两种晶体的界面。 根据匹配关系可分为： 共格界面：错配度0.05 界面能量低 半共格界面：0.05错配度0.25 非共格界面：错配度0.25 界面能量最高 新相晶核与母相之间存在一定的晶体学位向关系 新相习惯于在母相的一定晶面上形成 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。 3. 晶体

5、缺陷的影响 点 缺陷类型 线 晶格畸变自由能高，易获得 面 更大的驱动力促进形核及相 变。 思考：晶粒细化对相变的影响？ 晶体缺陷对相变起促进作用。 4. 原子扩散的影响 对于扩散型相变，随过冷度的增加，相变的驱动力增 大，转变速度加快。但当过冷度增加到一定程度时，扩 散成为决定性因素，再增大过冷度会使转变速度减慢， 甚至原来高温转变被抑制，在更低温度下发生无扩散相 变。 5. 过渡相 固态相变阻力大，原子扩散困难，尤其当转变温度较 低，新、旧相成分相相差大时，难形成稳定相，往往形成一 种协调性的中间转变产物过渡相。 母相 较不稳定过渡相 较稳定过渡相 稳定相 9.1.3 固态相变时的形 核

6、核胚 晶核 均匀形核 非均匀形核 1. 均匀形核 2. 非均匀形核 （1）晶界形核 结构混乱，降低 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 新相生成处位错消失，能量释放，提高驱动力 （2）位错形核 位错不消失，可作为半共格界面的形成部分 易于发生偏聚（气团），有利于成分起伏 易于扩散，有利于发生扩散型相变促进扩散 （3）空位形核 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。） （4）层错形核 9.1.4 新相的长 大 1.界面过程控制的新相长大 （1）非热激活界面近程控制的新相长大 （2）热激活界面过程控

7、制的新相长大 切 变 长 大 台 阶 式 长 大 2 扩散控制的新相长大 （1） 界面控制长大 新相生成时无成分变化(有结构、有 序度变化） u=exp(-Q/kT)1-exp(-Gv/kT) （2）扩散控制长大 新相生成时有成分变化 u=dx/dt=( C/x)D/(C-C) 9.1.5 相变动力学 1. 形核率 2. 等温转变曲线 9.2 扩散型相变 9.2.1 调幅分解 9.2.2 过饱和固溶体的脱溶 脱溶：从过饱和固溶体内沉淀出稳定或亚稳定的沉淀相 后，基体成为接近平衡浓度的转变。 （一）脱溶的分类 1、 根据母相成分的变化分类 （1）连续脱溶：随新相的形成，脱溶相附近母相的浓度较低

8、，且由相界面向内母相的浓度逐步上升，母相的浓度梯度呈连 续变化，成分连续平缓的由过饱和状态变化到饱和状态。新相 的长大依靠远距离扩散。 （2）不连续脱溶：脱溶相一旦形成，其周围一定距离内的母 相立刻由过饱和状态变为饱和状态，并与原始成分的母相形成 明显的分界面。新相的长大不需远程扩散。 2、根据脱溶相与母相之间的界面性质分类 （1）共格脱溶：当脱溶相与母相的晶体结构和点阵常数相 近或反应温度较低时，两相之间易保持共格。新相呈圆盘 、片状或针状析出，以减少应变能。 （2）非共格脱溶：新相呈等轴状析出，以减少界面能。 3、根据脱溶相的分布状况分类 （1）普遍脱溶：脱溶在整个固溶体中基本同时发生，在

9、母相 中均匀分布。 （2）局部脱溶：脱溶只发生在局部（晶界或某些特定晶面） ，其他区域不发生或靠远距离扩散将溶质输送到脱溶区。 （二）连续脱溶 连续脱溶时，往往先形成一系列过渡相，形成脱溶序列 ，在一定条件下逐渐转变为自由能最低的稳定相。 （1）脱溶序列 （2）脱溶物粗化 （三）不连续脱溶 -两相式脱溶，胞状式脱溶。通常在母相晶界上形 核，然后呈胞状向某一相邻晶粒内生长，与母相有明显 界面。 9.2.3 共析转变 1、共析转变的形核与生长 2、共析体的片间距 9.3 无扩散相变 相变前后只是晶体结构发生变化而成分不改变。相变 过程中原子可采用无扩散切变方式完成晶格改组，也可 借助热激活靠短程扩

10、散跨过相界面完成相变。 9.3.1 陶瓷的同质异构转变 1、重构型相变：原化学键破坏，原子靠近程扩散重新排列 ，相变所需激活能高，较难发生，转变速度缓慢，常有高 温相残留到低温的倾向。 2、位移型相变：不破坏原化学键，只需构成晶体的离子沿 特定的晶面晶向整体地产生有规律的位移，使结构发生畸 变就可完成相变。不需扩散，转变速度非常快。 9.3.2 块型转变 9.3.3 马氏体相变 A体快速冷却到MS以下转变为M体，M体转变是非扩散性 转变，是FCC的A体瞬间原子切变为BCC的过饱和铁素体。 1.马氏体的结构、形态与性能 （1）马氏体的晶体结构 M体本质：C在-Fe中过饱 和的间隙固溶体。 M体的

11、晶体结构： BCC，FCC， 体心正方等。 （2）马氏体的形态与亚结构 基本形态：板条马氏体 片状马氏体 板条马氏体 a存在于低、中碳钢和不锈钢中。 b立体形态为扁条状、薄板状。 c亚结构：高密度位错。 轴比c/a称为 马氏体 的正方度。 片状马氏体 a存在于高、中碳钢和高镍的铁镍合金中 b形态：双凹透镜状（二维针状，竹叶状） c亚结构：孪晶 d片状M体中的微裂纹 影响马氏体形态的因素 A Fe-C合金：C%是主要因素 WC0.2%，板条马氏体 WC 1.0%, 片状马氏体 0.2%A的，淬火时易开裂. d热膨胀系数:(1214)10-6mm/mm.，比A小1/3。 2 马氏体相变特点 （1）

12、无扩散性 a A M无成分变化，只有晶体点阵改变。 b 转变可在很低温下以极快速度进行，510-5 510-7S （2）切变性与表面浮凸现象 宏观证据：表面浮凸。 （3）具有一定的晶体学位向关系和惯习面 钢中已观察到的有K-关系： 011M111r , Mr 此外还有西山关系，-关系。 （4）转变是在一个温度范围内完成的 必须连续从MSMf以下才能得到全部M体，在其间任一温度都 不会使M%增加。 （5）高速长大： （6）转变不完全 残留A体：Mf低于室温时，仍有A保留。 冷处理：将钢淬入低于室温温度使ArM的工艺。 Ar的数量与A体的化学成分有关，C%，Ar量 3.奥氏体的稳定化 概念：马氏体

13、转变中止、停顿后再继续冷却时出 现转变滞后和残余奥氏体量增多的现象。 （1）热稳定化 A体淬火时因缓慢冷却或在MSMf之间某温度停留 一段时间后，使过冷奥氏体转变迟滞的现象。 （2）机械稳定化 在应力应变作用下可以促进钢中的相变发生，即形变诱发 相变。 形变诱发M体相变的最高温度为d（S）。 Td形变:使A体稳定性提高，随后M体相变困难。 T8为超细晶粒 晶粒度标准级别图对比确定. (2) 奥氏体晶粒度 起始晶粒度: PA刚完成时A体的晶粒度。 实际晶粒度:在某一具体加热条件下所得到的A 体晶粒大小.(它是实际的，直接影响 到冷却后产物的组织及性能。) 本质晶粒度:在规定的加热条件下(9301

14、0 , 保温38h )获得的A体的晶粒大小。 本质晶粒度反映钢在加热温度 930时的长大倾向，它与 钢的本质(成分)有关。 (3) 奥氏体晶粒大小的控制 加热温度与保温时间 加热温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒越 粗大。比较而言，加热温度作用更大。 加热速度 快速加热，短时保温，可获得超细晶粒。 化学成分 a c%的影响： c%1.2%时，随c%增加，C、Fe自扩散速度增 加，迁移容易，促进晶粒长大。 c%1.2%时，A体形成后有未溶碳化物，阻碍 晶界移动，阻止晶粒长大。 b 合金元素的影响 强烈阻碍晶粒长大的元素：Al,V,Ti,Zr,Nb等 一般阻碍晶粒长大的元素：W,Cr,Mo等 阻碍

15、作用不显著的元素：Si,Ni,Cu等 促进晶粒长大的元素：Mn,P,N及过量的Al等 原始组织 原始组织主要影响起始晶粒度。 原始组织越细，则形核率越高，起始晶粒度越小。 9.5.2 钢的冷却转变 A体的冷却方式： 连续冷却 等温冷却 1.过冷奥氏体等温转变曲线（C曲线） 过冷奥氏体：A体在临界点以下为亚（介）稳相， 把在临界点以下处于过冷状态待分解的A体 称为过冷奥氏体。 C曲线（TTT）：A 体在等温冷却条件下，过冷A 体转变温度转变时间转变量 的关系图。 (1)共析钢C曲线的建立： 膨胀法、磁性法、电阻法、热分析法、金相法 共析钢的C曲线： 当过冷A体处于极大的 过冷度下，会发生M体相 变： MSM体转变开始温度 MfM体转变终了温度 （2）C曲线分析 水平线A1线：AP转变的临界 温度，共析线。 各区域组织： A550：P体转变区 550MS：B体转变区 MSMf： M体转变区 孕育期：在Ms线以上，转变开始 线与纵坐标间的水平距离。 过冷A体的孕育期越长，A体转变速率越慢，过冷奥氏体就越稳定。 2. 影响过冷A体等温转变的因 素 (1)A体成分的影响 碳含量 a 孕育期： C%=00.77%亚共析钢，孕育期随C%增加而增 加，即C曲线右移。 C%=0.772.11%过共析钢， 而降 低，