第二章J金属固态相变基础解析.ppt

3.空位及空位集团形核 空位及空位集团促进形核。 释放能量提供成核驱动力 凝聚成位错 加速扩散过程（空位机制） 二、非均匀形核 2.4 金属固态相变的晶核长大 新相晶核的长大，实质是界面向母相方向的迁移。 成分变化 结构变化 ——扩散（传质过程） （长程扩散） ——界面过程 γ α α/γ ——界面附近原子调整位置， 使晶核得以长大的过程。 （需考虑界面结构的影响） 机制 速率 （短程扩散或无扩散） 1、（半）共格界面的迁移 (1)均匀切变（协同型长大） 特点：大量的原子有规律地沿某一方向作小于一个原子间距的迁移，迁移后原子保持原有的相邻关系不变。是无扩散型相变。 右下图为马氏体转变的表面倾动。 一、长大机制 （2）台阶机制 （相界面上位错的滑动） 特点：通过半共格界面上的界面位错的运动，使界面作法线方向迁移，从而实现晶核的长大。 1、（半）共格界面的迁移 一、长大机制 半共格阶梯界面 一、长大机制 2、非共格界面的迁移：（非协同型） 通过界面扩散进行 紊乱排列 台阶状结构 特点：原子无规律地迁移，迁移的距离不等， 相邻关系改变。 母相 新相 晶核长大的控制因素 根据界面类型，金属中的固态相变长大机制可分为 协同型转变（成分不变） 非协同型转变 其中①成分不变，原子在界面处做短程扩散， 长大速度主要受控于界面过程； ②成分改变，需要长程扩散（传质过程）， 长大速度取决于扩散过程。 二、长大速度（非协同型） ①成分不变 ②成分改变 无扩散，受控于界面过程，转变速度极快 （界面控制） （扩散控制） 二、长大速度（非协同型） 1、无成分变化时（受界面控制） 新、旧两相成分相同，如纯金属的同素异构转变， 只要母相一侧界面处原子做近程运动越过界面，新相就长大， 其生长速度为： G Δg γ α Gγ→α λ 讨论： ①过冷度很小时，两相自由能差极小。 界面迁移速率与两相的自由能差成正比，随温度降低，两相的自由能差增大，新相长大速率增加； 二、长大速度（非协同型） 1、无成分变化时： G Δg γ α Gγ→α 讨论： ②过冷度很大时 λ 取决于△g，随温度降低，界面迁移速率减小，新相长大速率随之下降。 二、长大速度（非协同型） 1、无成分变化时： G Δg γ α Gγ→α λ 结论：在整个相变范围内，新相长大速度随温度降低，先增后减。 二、长大速度（非协同型） 2、有成分变化时（扩散控制型）： 长大速率与原子的扩散系数、新相/母相界面上母相一侧的浓度梯度成正比， 与新相与母相间的浓度差成反比。 T↘，扩散系数急剧↘， 新相的长大速率降低。 新相长大需要溶质原子做远程扩散， 因此原子的扩散速率是生长的控制因素。 长大机制 协同型 非协同型 界面类型 （半）共格 非共格 新旧相成分变化 不变 不变 改变 原子迁移过程 的本质 无扩散 短程扩散 （越过界面） 界面或扩散 控制 界面控制 界面控制 例子 马氏体转变 同素异构转变 长程扩散 扩散控制 珠光体转变 2.5 金属固态相变动力学（形核长大型） T1 等温动力学曲线 转变体积分数x t 0 T1 T2 T3 T2 T3 100% 在一定过冷度下的等温转变动力学可用阿弗拉密方程描述： 讨论相变的速率问题，即在恒温下相变量与时间的关系 。 用于Avrami方程式中的n值 0.5 片状物增厚 1 针状物增厚 2.5 1.5 质点由小尺寸长大 1)以恒定速率形核 2)仅在开始转变时形核 过饱和固溶体脱溶 1 在晶界上形核 2 在晶粒的棱上形核 3 仅在开始转变时形核 4 以恒定速率形核 胞状转变 (包括共析转变和不连续脱溶等) n 值 相 变 类 型 等温转变曲线： 将不同温度下的S曲线整理在时间-温度曲线上，可以得到相变的综合动力学曲线，即等温转变曲线。等温转变曲线表示了转变量、转变温度和转变时间之间的关系，一般是由两条形状呈C形的曲线构成，所以我们也将其称之为C曲线。 2.5 金属固态相变动力学 T1 等温动力学曲线 转变体积分数x t 0 T1 T2 T3 T2 T3 100% 等温动力学图（等温转变曲线） 习题一： 1、金属固态相变有哪些主要特征？