固态相变初步
- 格式：doc
- 大小：7.45 MB
- 文档页数：13
1 第六章 固态相变初步
固态相变是从固相到固相的转变，即反应相和生成相均是固态。固态相变的生成相可能是平衡相，
也可能是亚稳相；可能是稳态组织，也可能是亚稳态组织。即：
稳态组织，平衡相
固态相变的产物 亚稳态组织，平衡相
亚稳态组织，亚稳相
固态相变可分为两大类：扩散型相变和非扩散型相变
6.1 扩散型相变
扩散型相变有五种：
1）沉淀 (脱溶、析出)相变 新相从母相中沉淀析出
脱溶相变一般都是经过形核和长大两个过程，与结晶过程相似。
2) 共析分解
＋
典型实例：珠光体转变
3) 调幅分解
特征：、、、结构相同，点阵常数不同、没有形核过程、成分分布呈调幅波（图、图）形成条件：从化学成分的角度，调幅分解必需发生在G－X曲线的拐点内（化学调幅），如图3所示。
图1
图2
图3
2 块状转变（图、图）不同于脱溶晶界形核，快速长大，形貌无规则
（图4）图有序化转变分两种类型（图）：一种有形核（有序畴）长大过程属一级相变（图），另一种没有形核长大过程（图，属二级相变。
图6 图7 图8
6.2 沉淀相变
从组织的角度，沉淀相变可分为连续沉淀和非连续沉淀，连续沉淀的生成相可能是稳态组织，也可能是非稳态组织。
从工艺的角度，沉淀相变可以在冷却过程中发生，也可以在时效过程中发生。所谓时效是指将材料置于一定的温度下保温。时效分人工时效和自然时效。后者是在室温下自然放置，前者则是人为地将材料置于设定的温度，时效的时间根据时效时间和材料性能之间的关系而决定。因此，在工业上也有时效相变的说法。沉淀相变的分类方法可参看图9.
图9 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 3 6.2.1连续沉淀和非连续沉淀
（1） 连续沉淀
一般情况下脱溶是以连续沉淀的方式进行的连续脱溶的形核大多数是非均匀形核（因为晶体内部存在大量缺陷），形核借助于缺陷，因此可能的形核位置有，晶界、位错、和空位。
如：高温合金中的’相。（图10）
脱溶相呈均匀分布一般不是均匀形核。
（2） 非连续沉淀
少数合金系中可能出现，最典型的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。(图11)
图10
图11
6.2.2 连续沉淀的形核
（1）均匀形核
形核过程的能量变化可表达为：
)1.6( VSGVGV
式中， V为晶核体积，S为晶核表面积，σ为单位面积界面能，ω为单位体积弹性应变能。
其中： ΔGV = GN－GP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）。
相变驱动力： ΔGV 当ΔGV＜0时，相变有可能发生。
假定晶核为半径为r的球体，上式变为：
)2.6(34434323 rrGrGV
， 可得： 令：0/rG
） （形核功： （临界晶核的体积： 临界半径： 5.6)(316)4.6)(332)3.6(22333VcVcVcGGGVGr
图12
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小，形核功也越小。 4 （2）非均匀形核
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：图13中所示的Cu-Al-Ni三元系中的沉淀相NiAl和Cu9Al4（2）
图13
在固态相变中非均匀形核的形核位置为晶体缺陷（界面、位错、空位）。形核过程中的吉布斯自由能变化可表示为：
)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。
以晶界形核为例计算形核功（参看教材图6-12）.如果忽略弹性应变能，形核过程中
吉布斯自由能变化为：
） （7.6SSGVGV
晶界的界面能 相界的界面能其中： cos2
设晶核形状是两个是球冠（图14），则式6.7中：
晶核体积 球冠高度 形核后相界的面积积 形核前晶界的面)coscos32(32)cos1()cos1(4sin33222rVrhrSrS
图14
代入(6.7)式，
， 可得： 令：0/rG
） （形核功： （临界半径： 9.6)coscos32(38)8.62233VcVcGGGr 以上只是以晶界形核为例说明非均匀形核的形核功和临界尺寸的计算。在实际的相变过程中可能在 5 其它的晶体缺陷上形核。影响形核的主要内在因素是界面能。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。
6.2.3 连续沉淀的长大
形核后晶核长大的速度主要取决于界面能。界面能越低，长大速度越小。 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。
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。 当Mb很小， i（组元在相界两侧的化学势差）很大时，界面迁移的速率受界面控制，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。
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。 如果一个沉淀相颗粒与母相之间的相界不止一种，颗粒在不同的方向上长大速度不同。晶粒长大的动力学问题比较复杂。
6.2.4 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。图15显示了Al-Cu合金在不同温度下时效时可能出现的亚稳相。平衡析出相应是相，时效温度在以上（视含Cu量而定）。当时效温度降低时，析出的相可能是GPZ、”、，相，称之为过渡相。图是Cu-Al-Ni合金中的GP区。过渡相的结构与平衡相不同，与基体的位向关系及界面结构也不同。GPZ的尺度只有几个原子层的厚度（图17）。图18所示的是”、，、和相的晶体结构。从图可见”、，、和相都属于正方（四方）结构，但点阵常数不同。”和，相的a与基体相-Al相同，且”的c值近似于－Al的c值的两倍，因此”和，与基体均有一定的共格关系 但平衡析出相与基-Al体之间是非共格界面。
图15
(2) 形成亚稳相的热力学条件（图19）
在较低的温度下时效之所以会出现过渡相，主要是因为这些过渡相的形核势垒小。形成平衡相的驱动力大，所以高温时效时，时效的产物还是平衡相。
图
图17 6
图18
图19
（3）脱溶分解对合金力学性能的影响
在时效过程中合金的力学性能会发生很大的变化，因此工业上往往采用合理的时效工艺，使材料获得理想的力学性能。
图20所示的是不同Cu含量的Al-Cu合金的时效曲线。从图可见在某一固定的时效温度下，曲线上会出现硬度的峰值。
图20
6.3 共析转变
共析转变的典型实例是Fe-C系中的珠光体转变： －＋Fe3C
6.3.1 共析体转变的形核和长大过程
共析转变时，有一相(如珠光体转变时或Fe3C) 先在晶界形核，至于哪相先形核取决于和母相之间的界面能。一般情况下先形成相和母相之间在形核晶界另一侧有固定的位向关系，以致有较低的界面能。 由于一相先形成，母相中浓度变化，使后形成相形核容易。它与母相之间在晶界另一侧亦有固定位向关系。第二相形核后又有利于第一相再形核，这样反复交替，完成珠光体形核。图21是珠光体形核和长大过程的示意图。 7
图21
图22
图23
图24
6.3.2 共析组织的生长和形貌
共析组织生长时，两相协同生长。组织的形貌取决于各相生长速度，如果两相的生长速度相仿，则形成片状组织（图22）；如果生长速度相差很大，即一相长得快，而另一相长得慢，则会形成如图23所示的蜕变（degenerate）形貌。将共析组织长时间退火，则珠光体会球化，如图24.
片状共析组织中最小层间距和生长速度有关。最小层间距 S*∝(T)-1，因此 T越大，S越小
生长速率： 2)(TkDvc
其中k是热力学常数。可见过冷度越大，生长速率越高。由此也可见生长速率越小，层间距越小，而层间距越小，强度越高。
6.3.3 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，过 8 共析钢先生成Fe3C。先生成相依附于先共析相上形核。 先共析相的形貌与冷却速度有关，冷却速度较大容易形成魏氏组织。魏氏组织中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。如钢中的与之间有如下的位向关系：110//111,}111//{}110{。图25和图26所示的分别是铁素体和渗碳体的魏氏组织。
图25
图26
6.4 马氏体相变
马氏体相变属非扩散型相变，马氏体是亚稳相。
黑色和有色金属中均有马氏体相变
6.4.1基本特征
（1）反应速度快，10－7s 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；
－M+RA
（3） 奥氏体转变为马氏体后，C原子在马氏体中过饱和
6.4.2 马氏体晶体学（概论）
（1）形貌 （图27）
对于钢中的马氏体，含碳量不同，形貌也不同
