固態(tài)相變馬氏體轉(zhuǎn)變

第八章固態(tài)相變第一節(jié)固態(tài)相變總論第二節(jié)成分保持不變的相變第三節(jié)過飽和固溶體的分解第四節(jié)共析轉(zhuǎn)變第五節(jié)馬氏體轉(zhuǎn)變第一節(jié)固態(tài)相變相變：指當(dāng)外界條件如溫度、壓力等發(fā)生變化時，物相在某一特定條件下發(fā)生的突變。相變表現(xiàn)為：1）從一種結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N結(jié)構(gòu)。2）化學(xué)成分的不連續(xù)變化。3）物質(zhì)物理性能的突變。三種基本變化：①晶體結(jié)構(gòu)的變化。純金屬的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變、固溶體的多形性轉(zhuǎn)變、馬氏體相變②化學(xué)成分的變化。只有成分轉(zhuǎn)變而無相結(jié)構(gòu)的變化③有序程度的變化。合金的有序化轉(zhuǎn)變，以及與電子結(jié)構(gòu)變化相關(guān)的轉(zhuǎn)變

1、相界面不同相晶體晶粒的界面。按界面原子的排列特點，可分為共格界面、半共格界面、非共格界面。（1）共格界面：兩相晶格在界面上彼此完全銜接，錯配度δ=（ɑβ-

ɑα）/ɑα〈0.05；（2）半共格界面δ大到一定程度時，相界面不能繼續(xù)維持完全共格學(xué)要一系列調(diào)配錯配度調(diào)節(jié)，0.05≤δ≤0.25；（3）非共格界面由于δ（δ﹥0.25）界面處兩相原子無法配合。2、界面能固－固相界面能比液－固相界面高，一部分同類鍵異類鍵的結(jié)合強度和數(shù)量變化引起的化學(xué)能，另一部分是由界面原子不匹配產(chǎn)生的點陣畸變能。3、應(yīng)變能應(yīng)變能包括共格應(yīng)變能和體積應(yīng)變能。4、取相關(guān)系固態(tài)相變時，為了降低母相與新相之間的界面能，新相的某些低指數(shù)晶面與母相的某些低指數(shù)晶面平行。5、慣習(xí)面固態(tài)相變時，為了降低界面能和維持共格關(guān)系，新相往往在母相的一定晶面上開始形成．這個與所生成新相的主平面或主軸平行的母相品面稱為慣習(xí)面．6、晶體缺陷晶態(tài)固體中的空位、位錯、晶界等缺陷周圍因點陣畸變面儲存一定的畸變能．新相極易在這些位置非均勻形核．它們對晶核的長大過程也有一定影響．彈性應(yīng)變能：大中小

界面能：小中大(a)

共格界面(b)半共格界面(c)非共格界面二、固態(tài)相變的分類1、按熱力學(xué)分類（1）一級相變由ɑ相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪鄷r，Gα＝Gβμiα=μiβ，但自由焓的一階偏導(dǎo)數(shù)不相等，有體積V和熵S的突變(2)二級相變由ɑ相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪鄷r，

Gα＝Gβ，μiα=μiβ，

自由焓的一階偏導(dǎo)數(shù)相等，但自由焓的二階偏導(dǎo)數(shù)不相等，無體積效應(yīng)和熱效應(yīng)2、按原子遷移情況分類，可將固態(tài)相變分為擴散型相變和非擴散型相變

（1）擴散型相變依靠原子（或離子）的擴散的相變，例如脫溶沉淀、調(diào)幅分解、共析轉(zhuǎn)變等；

（2）非擴散型相變原子（或離子）盡作有規(guī)律的遷移使點陣發(fā)生改組的相變。3、按相變方式分類可將固態(tài)相變分為有核相變和無核相變：（1）有核相變：通過形核－長大兩個階段進行的相變；

（2）無核相變：通過擴散偏聚方式進行的相變。三、固態(tài)相變的形核晶核的形成可分為均勻形核和非均勻形核

（1）均勻形核固態(tài)相變的驅(qū)動力是新相與母相間的自由焓之差，阻力包括界面能和應(yīng)變能。形成半徑r的晶核時，系統(tǒng)自由焓的變?yōu)椋盒魏寺剩?、非均勻形核（1）晶界形核界面形核時自由焓的變化f(θ)形狀因子的表達式由圖8—5可知．晶核最易在界隅形成，其次是界棱，最后是界面．（2）沿位錯形核

位錯沿位錯形核后，位錯消失而釋放出畸變能，為形核提供能量。沿位錯形核的特點：（1）刃型位錯比螺型位錯更為有利；（2）較大柏氏矢量的位錯促進形核的作用更為有效；（3）在位錯結(jié)和位錯割階處易于形核；（4）單獨位錯比亞晶界上的位錯對形核更為有效；（5）小角度晶界或亞晶界上慣習(xí)面選擇性形核；四、晶核的長大1、晶核的長大方式按原子的運動規(guī)律可分為：（1）非協(xié)同型長大原子移動無序（2）協(xié)同型長大母相原子有規(guī)則的向新相運動2、晶核長大的控制因素根據(jù)晶核的長大方式及母相和新相的化學(xué)成分的變化情況，可將固態(tài)相變長大分為4類：①成分不變協(xié)同型長大；②成分不變非協(xié)同型長大；③成分改變協(xié)同型長大；④成分改變非協(xié)同型長大。晶核長大的控制因素依相變溫度和擴散類型而定：（1）相變溫度較高時，原子擴散速率較快，但過冷度和相變驅(qū)動力較小，晶核長大速率的控制因素是相變驅(qū)動人；（2）相變溫度較低時，過冷度和相變驅(qū)動力較大，原子的擴散速率將成為晶核長大的控制因素。3、受界面過程控制的晶核長大界面遷移速率（1）過冷度較小時，兩相的自由能差極小界面遷移速率與兩相的自由能差成正比，隨溫度降低，兩相的自由能差增大，新相長大速率增加；（2）過冷度較大時，，隨溫度降低，界面遷移速率減小，新相長大速率隨之下降。五、固態(tài)相變動力學(xué)固態(tài)相變速度決定于新相的形核率和長大速度：（1）設(shè)均勻形核的形核率及受點陣重構(gòu)控制的長大速度在恒溫轉(zhuǎn)變時均為常數(shù)，相變動力學(xué)方程：（2）非均勻形核的形核率及受擴散控制的長大速度隨時間而變化，相變動力學(xué)方程：Johnson-Mehl方程Avrami方程等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖－TTT圖

在某一溫度下轉(zhuǎn)變量達到f所需的時間τf。轉(zhuǎn)變開始溫度：轉(zhuǎn)變量f＝0.05的時間τ0.05轉(zhuǎn)變中止溫度：轉(zhuǎn)變量f＝0.95的時間τ0.95第二節(jié)成分保持不變的相變一、多型性轉(zhuǎn)變多型性轉(zhuǎn)變即同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變前后無成分變化，是通過形核、長大方式進行的，新相優(yōu)先在過冷或過熱母相的晶界等缺陷處形核；二、塊狀轉(zhuǎn)變固溶體及純金屬可在快速冷卻過程中以很快的速率轉(zhuǎn)變成與母相成分相同面結(jié)構(gòu)相異的塊狀新相；三、有序－無序轉(zhuǎn)變

某些合金隨溫度的變化由無序狀態(tài)變到有序狀態(tài)的一個原子交換位置過程。1、有序度參量（1）長程有序

（2）短程有序2、有序化過程：有序化過程需要原子的遷移，但不引起宏觀的成分改變，僅僅是鄰近亞點陣上原子的換位。有序疇：點陣上的原子交換位置，形成有序排列的微小區(qū)域。反相疇界：有序疇相遇時，若它們原子占據(jù)的亞點陣在各自的有序區(qū)域中恰好相反的交界面。第三節(jié)過飽和固溶體的分解脫溶沉淀：固溶體的溶解度隨溫度變化，在晶界處脫溶出一種物價在晶界形成沉淀?？刂泼撊艹恋淼姆椒ǎ孩俪恋硐嗟捏w積分數(shù)和彌散度由冷卻速度控制．②先進行固溶處理．然后重新加熱至兩相區(qū)保溫(時效)使沉淀相得以析出，沉淀相的體積分數(shù)和彌散度由時效溫度和保溫時間控制．

二、沉淀方式1、連續(xù)沉淀：沉淀過程中鄰近沉淀物的母相溶質(zhì)濃度連續(xù)變化。2、不連續(xù)沉淀：析出相和母相之間的溶質(zhì)濃度變化不連續(xù)。特點：常在晶界形核，一側(cè)母相保持取向關(guān)系，具有共格或半共格界面，而另一側(cè)母相不共格．形核較為困難，

一旦成核，其生長速率很快。3、沉淀過程中的顯微組織的變化（1）連續(xù)均勻沉淀加局部沉淀：沉淀開始時先在晶界、滑移帶局部沉淀，接著發(fā)生晶內(nèi)均勻沉淀；（2）連續(xù)沉淀加不連續(xù)沉淀：晶內(nèi)發(fā)生連續(xù)沉淀，而在晶界發(fā)生不連續(xù)沉淀，隨時效過程的發(fā)展，胞狀組織不斷擴大，同時沉淀相粗化并球化；

（3）不連續(xù)沉淀：核在晶界形成后長成胞狀組織，不斷增大(包括伴生的再結(jié)晶)擴展至整體，與此同時，沉淀相逐步粗化并球化。

五、調(diào)幅分解：

通過自發(fā)的成分漲落和上坡擴散，使溶質(zhì)成分的波幅不斷增加，分解成結(jié)構(gòu)均與母相相同，但成分不同的兩種固溶體的分解過程。

第四節(jié)共析轉(zhuǎn)變一、概述共析轉(zhuǎn)變與共晶轉(zhuǎn)變相似，但它是從固溶體母相中以相互協(xié)作的方式生長出來，結(jié)構(gòu)、成分均不相同于母相的兩個新固相，表達式為：珠光體的形成是一個共析轉(zhuǎn)變過程：γ→α+β珠光體：鐵素體、滲碳體交替分布的片層狀共析組織。珠光體的形成過程：（1）碳的擴散；（2）晶體點陣重構(gòu)

珠光體團：珠光體片層方向大致相同的區(qū)域。珠光體片間距SO不同的溫度形成的珠光體片層間距不同：在溫度區(qū)間（A1～650℃）：SO大約為400nm;在溫度區(qū)間（650℃～600℃）：SO大約為400nm～200nm，稱為索氏體；在溫度區(qū)間（600℃～500℃）：SO小于200nm，稱為托氏體（或屈氏體）。二、共析轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)分析：共析轉(zhuǎn)變的動力仍是自由焓之差。三、珠光體的形成過程1、形核共析轉(zhuǎn)變過程與共晶轉(zhuǎn)變過程相似，先要形成一個領(lǐng)先相。珠光體首先在晶界形核，領(lǐng)先相是Fe3C，隨著Fe3C－γ界面處碳的貧化，促使α的形成，如此相互協(xié)作便形成了珠光體晶核。2、長大珠光體晶核形成以后，由于碳的濃度不同和擴散，使晶核不斷長大。四、共析轉(zhuǎn)變動力學(xué)1、影響形核率I和長大速度μ的因素有過冷度的大小和等溫時間。

過冷度對形核率I和長大速度μ的影響：隨過冷度的增大先增后減：等溫時間對形核率的影響：等溫時間對晶核長大速度無明顯影響

2、共析轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖從動力學(xué)圖中可以知道其三個特點：①共析轉(zhuǎn)變有一段孕育期，即從等溫開始至開始發(fā)生轉(zhuǎn)變的時間．②等溫溫度從Al逐漸下降時，孕育期逐漸縮短，降至某一溫度孕育期最短，溫度繼續(xù)降低則孕育期反而增長，降低至一定溫度時共析轉(zhuǎn)變將放抑制．③等溫轉(zhuǎn)變初期，隨時間的延長，共析轉(zhuǎn)變速度增大，轉(zhuǎn)變量超過50％時，轉(zhuǎn)變速度又逐漸降低，直至轉(zhuǎn)變完成。

五、先共析轉(zhuǎn)變及偽共析轉(zhuǎn)變先共析轉(zhuǎn)變：亞共析鋼或過共析鋼從單相奧氏體區(qū)冷卻到雙相區(qū)時，首先析出鐵素體或滲碳體的現(xiàn)象。偽共析轉(zhuǎn)變：當(dāng)亞（過）共析鋼從奧氏體區(qū)以較快速度冷卻，先共析鐵素體（或滲碳體）來不及析出，直接形成鐵素體與滲碳體的混合物。六、珠光體的組織特點及力學(xué)性能根據(jù)滲碳體的形狀，可將珠光體分為兩種：一種是片狀珠光體，另一種是粒狀珠光體。轉(zhuǎn)變溫度、片層間距與硬度值之間的關(guān)系：轉(zhuǎn)變溫度越低珠光體的片層間距越小，硬度越高第五節(jié)、馬氏體轉(zhuǎn)變一、馬氏體轉(zhuǎn)變的基本特征1、轉(zhuǎn)變不需要擴散馬氏體轉(zhuǎn)變只有點陣改組而無成份變化，轉(zhuǎn)變時原子做有規(guī)律的整體遷移，每個原子移動的距離不超過一個原子間距，且原子之間的相對位置不發(fā)生變化。1、一些具有有序結(jié)構(gòu)的合金發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變后有序結(jié)構(gòu)不發(fā)生變化；2、Fe-C合金奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變后，C原子的間隙位置保持不變；3、馬氏體轉(zhuǎn)變可以在相當(dāng)?shù)偷臏囟确秶鷥?nèi)進行，且轉(zhuǎn)變速度極快。例如：Fe-C、Fe-Ni合金，在-20~-196℃之間一片馬氏體形成的時間約5×10-5─5×10-7秒2、切變主導(dǎo)型點陣畸變式轉(zhuǎn)變點陣畸變式轉(zhuǎn)變：通過均勻的應(yīng)變把一種點陣轉(zhuǎn)變稱為另一種點陣。點陣畸變方式有以下幾種：（1）簡單切變；（2）簡單膨脹和壓縮；（3）既有膨脹、又有切變馬氏體轉(zhuǎn)變以第三種為主。

顯然，界面上的原子排列規(guī)律既同于馬氏體，也同于奧氏體，這種界面稱為共格界面。但不變平面可以是相界面，也可以不是相界面。3、轉(zhuǎn)變時的動力學(xué)和生成相形貌轉(zhuǎn)變過程中產(chǎn)生的彈性應(yīng)變能控制二、馬氏體轉(zhuǎn)變的晶體學(xué)1、表面浮凸現(xiàn)象和慣習(xí)面

馬氏體轉(zhuǎn)變時能在預(yù)先磨光的試樣表面上形成有規(guī)則的表面浮凸。這說明馬氏體的形成與母相奧氏體的宏觀切變密切相關(guān)。

奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體時，新舊兩相之間保持著嚴格的晶體學(xué)位向關(guān)系，馬氏體的不變平面被稱為馬氏體的慣習(xí)面，以平行于此面的母相的晶面指數(shù)表示。2、晶體學(xué)取向關(guān)系

馬氏體轉(zhuǎn)變的晶體學(xué)特征是馬氏體與母相之間存在著一定的位向關(guān)系。在鋼中已觀察到到的有K—S關(guān)系、西山關(guān)系和G—T關(guān)系。（1）K—S關(guān)系

{110}αˊ∥{111}γ；<111>αˊ∥<110>γ[-111](110)(111)[-101]按K-S關(guān)系，馬氏體在奧氏體中共有24種不同的空間取向。（2）西山關(guān)系{110}αˊ∥{111}γ；<110>αˊ∥<112>γ按西山關(guān)系，馬氏體在奧氏體中只有12種不同的空間取向。K—S關(guān)系與西山關(guān)系的關(guān)系（3）G—T關(guān)系{110}αˊ∥{111}γ差1°<111>αˊ∥<110>γ差2°3、馬氏體的組織形態(tài)及亞結(jié)構(gòu)根據(jù)馬氏體的形狀，可將馬氏體分為板條狀馬氏體和片狀馬氏體。（1）、板條狀馬氏體

板條馬氏體是低、中碳鋼，馬氏體時效鋼，不銹鋼等鐵系合金中形成的一種典型的馬氏體組織。低碳鋼中的典型馬氏體組織如下圖：

顯微組織：馬氏體呈板條狀，一束束排列在原奧氏體晶粒內(nèi)。對某些鋼因板條不易浸蝕顯現(xiàn)出來，而往往呈塊狀，所以有時也稱為塊狀馬氏體，又因為這種馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為位錯，也常稱之為位錯型馬氏體，這種馬氏體是由許多板條群組成的，也稱為群集狀馬氏體。在一個板條群內(nèi)各板條的尺寸大致相同，這些板條呈大致平行且方向一定的排列。

晶體學(xué)特征

慣習(xí)面為(111)γ，晶體學(xué)位向關(guān)系符合K-S關(guān)系。由平行排列的板條馬氏體組成的較大區(qū)域稱為板條群。在一個原奧氏體晶粒內(nèi)可以包含幾個這樣的板條群，通常為3—5個。一般情況下奧氏體晶粒尺寸的變化，對板條群的數(shù)量無影響，只能改變板條群的尺寸。

同色調(diào)區(qū)是由位向相同的馬氏體板條組成的，稱為同位向束。同位向束內(nèi)馬氏體板條是以小角度晶界相間的，而同們位向束之間則是以大角度晶界相間的。

亞結(jié)構(gòu)

亞結(jié)構(gòu)主要是高密度的位錯纏結(jié)構(gòu)成的位錯胞，位錯密度可高達0.3～0.9×1012/cm2，板條邊緣有少量孿晶。從亞結(jié)構(gòu)對材料性能而言，孿晶不起主要作用。（2）、片狀馬氏體

常見于淬火高、中碳鋼及高Ni的Fe-Ni合金中，是鐵系合金中出現(xiàn)的另一種典型的馬氏體組織。

顯微組織

典型的馬氏體組織形態(tài)見下圖所示：馬氏體片大小不一，馬氏體片間不平行，互成一定夾角，第一片馬氏體形成時慣穿整個奧氏體晶粒，后形成的馬氏體片逐漸變小，即馬氏體形成時具有分割奧氏體晶粒的作用。因此，馬氏體片的大小取決于奧氏體晶粒的大小。在馬氏體片中常能看到明顯的中脊，關(guān)于中脊的形成規(guī)律目前尚不清楚。

晶體學(xué)特征慣習(xí)面(225)γ位向關(guān)系為K—S關(guān)系慣習(xí)面(259)γ位向關(guān)系為西山關(guān)系，可以爆發(fā)形成，馬氏體片有明顯的中脊。

亞結(jié)構(gòu)片狀馬氏體的主要亞結(jié)構(gòu)是孿晶，這是片狀馬氏體的重要特征。孿晶的間距大約為50?，一般不擴展到馬氏體片的邊界上，在馬氏體片的邊緣則為復(fù)雜的位錯組列。一般認為，這種位錯是沿[111]αˊ方向呈點陣狀規(guī)則排列的螺型位錯。片狀馬氏體內(nèi)的相變孿晶一般是(112)αˊ孿晶，也發(fā)現(xiàn)(110)αˊ孿晶和(112)αˊ孿晶混生的現(xiàn)象，方向為[11-1]αˊ。不同的片狀馬氏體內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)是不同的,可以將其分為以中脊為中心的相變孿晶區(qū)和無孿晶區(qū)。孿晶區(qū)所占比例與馬氏體的形成溫度有關(guān),形成溫度越低,相變孿晶區(qū)所占比例越大。（3）、其它類型的馬氏體①蝶狀馬氏體（人字形或角狀馬氏體）

本世紀六十年代初首先在Fe-30%Ni的合金中發(fā)現(xiàn)的,近年在Fe-C合金中也觀察到了這種形態(tài)馬氏體。立體外形呈V形柱狀，橫截面呈蝶狀，兩翼之間的夾角一般為136o，兩翼的慣習(xí)面為（225）γ而兩翼相交的結(jié)合面為{100}γ。與奧氏體的位向關(guān)系為K-S關(guān)系