金属固态相变

金属固态相变一、概论1.基本概念相：金属或合金中结构相同、成分和性能均一并以界面相互分开的组成部分。固态相变：固态金属或合金中固态相之间的转变。2.分类：（1）转变条件：平衡转变：同素异构转变、多形性转变、共析转变、包析转变、平衡脱溶沉淀、调幅分解、有序化转变。非平衡转变：伪共析转变、马氏体转变、贝氏体转变、不平衡脱溶沉淀、块状转变。（2）原子迁移特征：扩散型相变、无扩散型相变。（3）热力学：一级相变、二级相变。（4）相变方式：形核-长大型相变、无核相变。3.特点（1）根据新相和母相原子在相界面上的晶体学匹配程度，形成具有晶体学特征的相界面。基本条件：两相晶体结构相同，点阵常数相等或者两相晶体结构和点阵常数有差异，但在某一组特定的晶体学平面可使两相原子之间产生完全匹配。共格晶面：界面上原子所占位置恰好是两相点阵的共有结点位置，两相在界面上的原子可以一对一地相互匹配。δ0.05。第一类共格（正应变），第二类共格（切应变）。界面能最小，应变能最大。半共格晶面：在界面上两相原子部分保持匹配。0.05δ0.25。非共格晶面：两相界面处的原子排列差异很大，即错配度大，其原子连半共格关系也不能维持。δ0.25。界面能最大，应变能最小。错配度：两相界面上原子间距的相对差值。δ=Δa/a（2）弹性应变能和界面能一起成为相变阻力。弹性应变能：①共格应变能：固态相变时新相与母相界面上的原子由于要强制地实行匹配，以建立共格或半共格联系，在界面附近区域将产生应变能。（共格最大，半共格次之，非共格为0。）。②比体积差应变能：由于新相和母相的比体积不同，新相形成时的体积变化将受到周围母相的约束而产生的弹性应变能。（圆盘状最小，针状次之，球状最大。）。界面能：①界面上原子排列的不规则性造成能量的增加。②新旧两相化学成分的改变引起的化学能改变。（3）原子的迁移率低。10-12-10-11cm·s-1。（4）晶体缺陷成为固态相变非均匀形核的形核位置。（位错，空位，晶界，亚晶界）（5）先形成亚稳的过渡相，再形成稳定的平衡相。（6）新相与母相之间往往存在一定的位向关系。（7）新相在惯习面上形成。4.形核形核过程：往往先在母相基体的某些微小区域内形成新相所需的成分与结构，称为核胚，若核胚的尺寸超过临界尺寸，便能稳定存在并自发长大，即成为新相晶核。均匀形核：ΔG=-ΔgvV+σS+EV=-ΔGV+ΔGS+ΔGE；-ΔGV为驱动力。形核率：I=Nνexp（-(Q+ΔG)/kT）非均匀形核：ΔG=-ΔGV+ΔGS+ΔGE-ΔGD；-ΔGV-ΔGD为驱动力。空位、位错、晶界能促进非均匀形核。5.晶核长大实质：界面向母相方向的迁移。方式：（1）共格、半共格：①切变机制：大量原子有规则地沿某一方向作小于一个原子间距的迁移，并保持各原子间原有的相邻关系不变。②台阶机制：通过界面位错的远动，使界面作法向迁移。（2）非共格：界面扩散。新相长大速度v：决定于界面迁移速度。（1）扩散型相变无成分变化：与温度关系先增后减。（2）扩散型相变有成分变化：与扩散系数和母相附近的浓度梯度成正比，与两相在界面上的平衡浓度之差成反比。（3）与过冷度的关系：具有极大值的曲线关系，先增后减，最后趋于0。6.动力学固态相变速度取决于新相的形核率和晶核长大速度。Johnson-Mehl方程：f=1-exp(-ΠIv3τ4/3)条件：任意形核，I、v为常数，τ（孕育期）很小。Avrami方程：f=1-exp(-bτn)条件：b、n取决于I、v。若I随τ减小，取3≤n≤4；若I随τ增加，取n4。二、奥氏体1.结构奥氏体化：钢在加热过程中，由加热前的组织转变为奥氏体的过程被称为钢的加热转变，即奥氏体化。成分：γ-Fe+C固溶体。C位于γ-Fe八面体间隙中心；合金元素部分置换铁原子。组织形貌：颗粒状（等轴状）、针状。取决于原始组织、加热速度、加热转变成都。2.性能（1）面心立方点阵，滑移系统多，塑形很好，硬度和屈服极限不高。（2）最密排的点阵结构，紧密度高，比体积最小。（3）铁原子自扩散激活能大，扩散系数小，热强性好。（4）顺磁性，线膨胀系数高，导热性能差。3.形成机理过热度：转变温度与临界点A1之差。（1）共析钢（渗碳体+铁素体，即珠光体）条件：加热至共析温度A1727℃完全转变。①奥氏体核的形成：优先在铁素体与渗碳体的交界面上形成。（能量起伏、结构起伏、浓度起伏）②奥氏体核的长大：通过渗碳体的溶解、碳原子在奥氏体中扩散以及奥氏体两侧的界面向铁素体及渗碳体的推移进行的。③剩余渗碳体的溶解：共析珠光体向奥氏体等温转变时，铁素体先期消失，此时奥氏体的平均碳含量地狱共析珠光体的碳含量，使奥氏体长大后期剩余未溶碳化物。因此，要使剩余渗碳体溶解于奥氏体，直至渗碳体完全溶解为止。④奥氏体成分的均匀化：共析珠光体恰好完全转变成奥氏体时，奥氏体的成分仍是不均匀的。原铁素体和高温处形成奥氏体碳含量低，原渗碳体和低温处形成奥氏体碳含量高。当继续在奥氏体区保温时，碳原子反生下坡扩散，使奥氏体中碳的分布均匀化。（2）亚共析钢（珠光体+铁素体）条件：加热到A1珠光体转变，AC1-AC3铁素体转变，AC3完全转变。①奥氏体核在铁素体与珠光体交界界面形成后，快速长进珠光体直至珠光体全部转变为奥氏体。②奥氏体向先共析铁素体慢速长进，直至碳达到平衡浓度为止。（3）过共析钢（珠光体+渗碳体）条件：加热到A1珠光体转变，AC1-ACm铁素体转变，ACm完全转变。①珠光体先全部转变为奥氏体。②先共析渗碳体进一步溶解，相当于第三阶段的延续。（4）非平衡组织（马氏体、贝氏体）马氏体：经历形核、长大、渗碳体溶解、奥氏体均匀化。加热至AC1以上时，会同时形成球状和针状奥氏体，且主要为球状奥氏体，针状奥氏体是在奥氏体化初始阶段的一种过渡性组织形态。（5）连续加热转变①奥氏体临界温度由一个固定的温度转变为一定的温度范围。②奥氏体形成临界温度范围所加热速度的增大而升高。③奥氏体转变的速度随加热速度的增大而加快。④奥氏体晶粒随加热速度的增大而变细。⑤奥氏体成分不均匀性随加热速度的增大而增加。4.动力学奥氏体形成速度取决于I、v。（1）共析钢①存在孕育期。②转变速度与时间关系为先增后减，转变量为50%时，转变速度最大。③随等温温度提高，曲线左移，孕育期缩短，转变速度加快。④需要一段时间使残留碳化物溶解与奥氏体均匀化，时间长。（2）亚共析钢①奥氏体快速长进珠光体直至珠光体全部转变。②奥氏体向先共析铁素体慢速长进。③碳含量越高，转变速度越快。（3）影响因素①加热温度越高，奥氏体形成速度越快，获得的初始晶粒度越细小。②碳含量越高，碳化物数量增多，相界面面积增大，增加了奥氏体形核部位，形核率增大，扩散距离减小，扩散系数增大，奥氏体形成速度越快。③合金元素将影响奥氏体的形核和长大、碳化物溶解、奥氏体均匀化的速度、碳的扩散系数，改变相变临界点，影响珠光体片间距和碳在奥氏体中的溶解度。④原始组织原始组织越细小，即珠光体片间距越小，剩余碳化物越细，奥氏体中碳的浓度梯度增大，使碳原子的扩散速度加快，而且碳原子扩散距离也减小，从而增大奥氏体的长大速度。5.晶粒长大及控制晶粒度N：n=2N-1;n为放大100倍每1lin2面积内的晶粒数。粗晶粒，N4；细晶粒，5N8；超细晶粒，N8。初始晶粒度：加热转变终了时的晶粒度。实际晶粒度：奥氏体晶粒长大到冷却转变开始的晶粒度。本质晶粒度：加热到（930+10）℃，保温3-8h的实际晶粒度，以衡量钢奥氏体晶粒长大倾向。特点：（1）方式：晶界迁移、弯曲晶界变直、大晶粒吞并小晶粒。（2）驱动力：奥氏体晶界面积减小导致的界面能与自由能下降。异常长大：当温度超过某一定值后晶粒才随温度升高急剧长大，该温度被称为奥氏体晶粒粗化温度。长大阶段：（1）本质细晶粒钢：①孕育期：奥氏体起始晶粒不长大。②不均匀长大期：大晶粒吞并小晶粒，形成混晶期。③均匀长大期：待细小晶粒被吞并后，所有晶粒开始均匀长大。（2）本质粗晶粒钢：一般只能看到均匀长大期，不均匀长大期不明显。影响因素：（1）奥氏体晶粒随温度增高而迅速长大。（2）加热速度越大，过热度越大，形核率越高，奥氏体起始晶粒度越细。（3）当钢中的含碳量不超过一定的限度时，奥氏体晶粒长大的倾向随钢中含碳量的增大而增大。（4）强烈阻止奥氏体晶粒长大的元素：铝、钒、钛、锆。中等程度阻止奥氏体晶粒长大的元素：钨、钼。稍微阻止奥氏体晶粒长大的元素：氧、镍、钴、铜。促进奥氏体晶粒长大的元素：磷、锰。细化晶粒的措施：（1）合理选择加热温度和保温时间。（2）合理选择的原始组织。（3）加入一定量的合金元素。（4）采用重结晶处理。6组织遗传、断口遗传组织遗传：原始组织为马氏体或贝氏体的钢在加热转变时使原来粗大奥氏体晶粒恢复原状的现象。断口遗传：由粗大的奥氏体形成的非平衡组织以中速加热获得细小的奥氏体晶粒后，冲击试验仍旧可能出现粗大颗粒状断口。三、珠光体1.结构珠光体转变：铁碳合金经奥氏体化后缓慢冷却时，具有共析成分的奥氏体在略低于A1的温度分解为铁素体与渗碳体双相组织的共析转变。片状珠光体：片间距小，含碳量低，渗碳体薄；连续冷却，冷却速度越快，片间距越小，片间距分布不均匀。片间距反比于过冷度。过冷度：转变温度与临界点A1之差。珠光体团：若干大致平行的铁素体与渗碳体片组成一个珠光体领域或称珠光体团。珠光体（A1-650℃）；索氏体（600-650℃）；屈氏体（550-600℃）粒状珠光体：铁素体基体中分布这颗粒状渗碳体而形成的组织。特殊形态珠光体：碳化物呈纤维状或针状珠光体。2.性能（1）片状珠光体：①随着珠光体团直径以及片间距的减小，珠光体的强度、硬度以及塑形均将升高，②对于冲击韧性，片间距减小使冲击韧性下降，而渗碳体变薄又有利于提高冲击韧性。冲击韧性随片间距的减小先降后增。（2）粒状珠光体：①铁素体与渗碳体的界面比片状珠光体少，硬度、强度比片状珠光体稍低。②铁素体呈连续分布，渗碳体呈颗粒状分散在铁素体基底上，对位错运动的阻碍较小，塑形较好。（3）亚共析珠光体：①C、Mn、Si、N等固溶强化元素的含量越多，珠光体的相对量越多、铁素体晶粒的直径越细、珠光体的片间距越小，其强度硬度越高。②塑形随珠光体量的增多而下降，随铁素体晶粒的细化而升高。③随亚共析钢碳含量的增加，珠光体量增多，冲击韧性下降，韧脆转变温度升高。（4）形变珠光体：派登脱处理（铅浴处理）：将高碳钢或中碳钢经奥氏体化后，先在Ar1以下适当温度（大约500℃左右）的铅浴中等温，获得索氏体组织，适于深度冷拔，经冷拔后可获得优异的强韧性配合。原因：铁素体内的位错密度大大增加，使由位错缠结所组成的胞块即铁素体的亚晶粒明显细化，而且点阵畸变明显增大，渗碳体片细化，渗碳体部分碎化溶解，使铁素体含碳量过饱和，产生更大的固溶强化。3.形成机理驱动力：珠光体与奥氏体的自由能差。（1）片状珠光体：①点阵的重构，即由面心立方的奥氏体转变为体心立方的铁素体和正交点阵的渗碳体。②通过碳原子的扩散使成分发生改变，即由共析成分的奥氏体转变为高碳的渗碳体和低碳的铁素体。与铁素体接触的奥氏体碳含量高于与渗碳体接触的奥氏体碳含量，导致渗碳体向奥氏体长大；与奥氏体接触的铁素体碳含量大于与渗碳体接触的铁素体碳含量，导致渗碳体向两侧长大。领先相：过冷度小，渗碳体；过冷度大，铁素体；亚共析钢，铁素体；过共析钢，渗碳体；共析钢，渗碳体。（2）粒状珠光体片状珠光体球化退火：由于第二相粒子的曲率半径越小，溶解度越高。片状渗碳体的尖角处的溶解度高于平面处的溶解度。这就使得周围的基体与渗碳体尖角接触处的碳浓度大于与与平面接触处的碳浓度，在基体内形成碳的浓度梯度，引起碳的扩散。扩散的结果破坏了界面上碳浓度的平衡。为了恢复平衡，渗碳体尖角处将进一步溶解，渗碳体平面将向外长大，最后形成了各处曲率半径相近的粒状渗碳体。（3）先共析转变概念：非共析成分的奥氏体在珠光体转变之前析出先共析相的转变。亚共析钢先共析铁素体：①块状体素体：等轴形，奥氏体晶粒较细，等温温度较高，冷却速度慢。②网状铁素体：铁素体沿奥氏体晶界择优长大