1、1,第四章 其它相变 第一节 共析转变 第二节 有序无序转变 第三节 块型转变,2,A 0.8F 0.02 + Fe3C,第一节 共析转变,一、概述,3,Cu-Al合金中的 11.8 9.4 + 15.6 转变其中 为以Cu为基的固溶体为以Cu3Al为基的固溶体为以Cu32Al19为基的固溶体,4,是指具有共析成分单一母相在一定条件下分解生成两个或多个结构与成分不同的新相的过程。 它是一种典型的扩散型相变。,（1）定义,5,钢：层片状混合物，并且新相之间的公共界面、新相与母相之间存在某种择优的位向关系。如： 珠光体转变 （111)A / (110)F / (001)Fe3C110A / 111
2、F / 010Fe3C,（2）产物,6,形成温度() 片层间距 (nm) 珠光体 P Ar1 650 500 700 索氏体 S 650 600 300 400 屈氏体 T 600 550 100 200,7,铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体。,（3）球状珠光体,8,（4）珠光体的片层间距 S0,珠光体的片层间距与转变温度有关，与过冷度成反比。,9,在一定的过冷度下，若S0过大，原子所需扩散的距离就要增大，这将使转变发生困难。 若S0过小，由于相界面面积增大，使界面能增大，这时GV不变，这会使相变驱动力降低，也会使相变不易进行。所以一定的T对应一定的 S0 。,原 因：,10,T 愈大，碳在奥氏
3、体中的扩散能力愈小，扩散距离变短。另外， GV 会变大，可以增加较多的界面能，所以 S0 会变小。,原奥氏体晶粒大小对 S0 无明显影响。但原奥氏体晶粒越细小，珠光体团直径也越细小。,11,有色合金：层片状、非层片状混合物,Cu-11.8%Al合金,12,二、 珠光体的力学性能,片状珠光体的塑性变形基本上发生在铁素体片层内，渗碳体对位错滑移起阻碍作用，位错最大滑移距离等于片层间距S0。片层间距S0 愈小，强度、硬度愈高，符合Hall-Petch 关系：s = 0 + kS0-1 粒状珠光体的屈服强度取决于铁素体的晶粒大小(直径 df ），也符合Hall-Petch 关系：s = 0 + kdf
4、-1/2,13,三、珠光体转变的机理,自由能-成分曲线,在A1（T1）温度，、Fe3C 三相的自由能-成分曲线有一共切线。 在A1温度以下温度T2 ， 、Fe3C 三相间可作三条共切线，共析成分的奥氏体的自由能在三条共切线之上。,（1） 珠光体形成的热力学,14,一般地，P在母相A的晶界上优先形核，究竟哪一相为领先相（有效晶核）将取决于晶体结构与成分，目前主要有三种观点： （1） Fe3C为领先相过共析钢 （2） F为领先相亚共析钢 （3） Fe3C或F为领先相共析钢,（2）形核（有效晶核）,15,端向长大或纵向长大（平行于片层方向）这一过程是通过碳原子从长大着的F前沿富碳A向Fe3C前沿贫碳
5、A中扩散或者沿F-A相界面向Fe3C-A相界面扩散来完成，于是贫碳A产生晶格重组转变为F，增碳A便析出Fe3C，使F和Fe3C实现端向长大。,（3）长大模式,16,横向长大（垂直于层片方向）模型：包括二维协作形成机构和三维分枝协作长大机构二维协作形成机构：包括Fe3C和F协调合作交替形核与两相匹配横向长大，即形核与侧向增厚交替进行。随着Fe3C片的形成、增厚，其两侧相界处奥氏体中的碳渐趋贫化，这样提供了两侧铁素体片形成所需浓度条件和相变驱动力，反之亦然，这样重复协作进行，形成珠光体团。,17,Fe3C和F呈匹配式长大，并非于成核后立即发生，而是在以后才逐渐得以发展的。刚开始形成的几个片层，经端
6、向长大后通过分枝协作长大机构才使层片数目增多。分枝协作长大机构是以Fe3C为主干而后分枝长大， F则协作地在Fe3C枝间形成。,三维分枝协作长大机构：,18,一个P晶核可以长成由互相平行的层片组成的单元，称为珠光体领域（pearl colony)。通常一个A晶粒内部可以包含若干个珠光体领域。,19,经典理论：非结晶学平面长大，即F/A、Fe3C/A界面端部是无序的非共格结构的长大界面相界面原子交换进行长大。 最新理论：台阶长大机制，即共析F和共析Fe3C两个相与母相的相界面是由连续的长大台阶所耦合。,（4）长大机制,20,由于片状渗碳体的表面积大于同体积的球状渗碳体，在球化退火时，将会自发球化
7、。 与渗碳体尖角接壤处的铁素体碳浓度 C-k 大于与平面接壤处的碳浓度，在铁素体内将引起碳原子扩散，结果界面碳浓度平衡被打破，为维持碳浓度平衡，渗碳体尖角处会溶解，而平面处会向外生长，最后形成各处曲率半径相近的粒状渗碳体。,（5）球状珠光体的形成机制,21,片状渗碳体溶断机制,渗碳体片内亚晶界的存在，会产生一界面张力，为保持界面张力平衡，在亚晶界处会出现沟槽。由于沟槽两侧曲率半径较小，此处渗碳体将溶解，而使曲率半径增大，破坏了界面张力的平衡，为恢复平衡，沟槽将进一步加深，直至渗碳体溶断。,22,片状渗碳体在 A1 温度以下球化过程示意图,当奥氏体化不充分时，也会以未溶颗粒状渗碳体作为形核核心，
8、直接形成球状珠光体。,23,Johnson-Mehl方程：f = 1 - exp (-I G3 t4 /3 )用它作为珠光体转变动力学计算存在一定困难， 问题是：（1）珠光体团的形核是非均匀形核；（2）I随时间t而变；（3）G随珠光体团的大小和时间t而变化。因此这些情况与原方程的推导不相符。,四、相变动力学,（1）相变动力学方程的应用,24,Avrami方程：f = 1 - exp (- k tn )由于该方程推导时曾假定：（1）形核是非均匀的；（2）I随t呈指数关系变化且有位置饱和。因而Avrami方程较适合珠光体相变。,25,珠光体转变时优先于晶界成核,其形核位置包括界面、界棱、界隅，并很
9、快达到位置饱和，由于不同位置的饱和率不同，即形核率I的衰减率不同，导致n值也不同。 界面形核：f = 1 - exp (-2AG t ) A为单位体积中晶界面积 界棱形核：f = 1 - exp (-LG2 t2 ) L为单位体积中界棱长度 界隅形核：f = 1 - exp (- 4CG3 t3 / 3) C为单位体积中界隅数目,26,Zener-Hillert模型 如右图，珠光体片层间距为，并令x、y分别为垂直于界面及片层的坐标，则由扩散过程和相界面速度产生的浓度变化可得出珠光体生长速度方程。,（2）珠光体长大速率与片层间距的关系,27,1、由于扩散过程导致母相中浓度变化的速率为：2、由于相
10、界面速度产生的相应浓度变化为：对于稳态扩散，珠光体生长方程可写为：采用分离变量法解上述方程得：,28,通过对上式的求导数，可以得出相应于最大生长速率下的值，即 max = 2 c,29, 含碳量亚共析钢：C%，铁素体形核率；另外，相变驱动力G- ，所以珠光体转变速度下降，C 曲线右移。,（1）钢的化学成分,五、 影响珠光体转变动力学的因素,30,过共析钢： 若加热温度高于Accm： C% ，渗碳体形核率升高；另外，碳在奥氏体中的扩散系数增大，从而使珠光体的孕育期缩短，转变加速，C曲线左移。 若加热温度在Ac1Accm：C%，获得不均匀奥氏体及Fe3C，有利于珠光体的形核，故孕育期缩短，转变加速
11、，C曲线左移。,31,合金元素除Co以外，只要合金元素溶入奥氏体中 ，均使奥氏体的稳定性增大，从而减慢奥氏体分解为珠光体，C曲线右移。,32,奥氏体成分的不均匀，有利于高碳区形成Fe3C，低碳区形成铁素体，并加速碳原子的扩散，从而加速先共析相及珠光体的形成。 未溶渗碳体的存在，既可作为先共析渗碳体的晶核，亦可作为珠光体领先相渗碳体的晶核，故可加速珠光体的形成。,（2）奥氏体的均匀化程度和残余碳化物,33,奥氏体化温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒尺寸越大，并且成分趋于均匀化，减少了珠光体形核所需的浓度起伏和形核位置，从而减慢珠光体的形成，使C曲线右移。,奥氏体晶粒的细化，可增加珠光体的形核位置，从而促进珠光体的形成。,（3）奥氏体晶粒度,（4）奥氏体化加热温度和保温时间,34,拉应力和塑性变形造成点阵畸变和位错密度增高，显著提高了珠光体的形核率，促进珠光体转变，使C曲线左移。塑性形变温度越低，变形程度越大，这种加速作用越显著。 在等向压应力作用下，由于原子迁移阻力增大，阻碍了 Fe、C 原子的扩散，同时点阵改组的阻力也增大，所以将减慢珠光体的形成。,（5）应力和塑性变形,
