相变理论的期末作业

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1、相变理论的期末作业马氏体是原子经无需扩散切变位移的不变平面应变的晶格改组过程，得到的具有严格晶体学关系和惯习面的，形成相中伴生极高密度位错、层错或精细孪晶等晶体缺陷的整合组织。该定义既概括了马氏体相变过程的属性，也指出了马氏体自身的物理本质。马氏体是一种显微组织，在组织内部出现的组织结构称为亚结构。在钢中的马氏体中，低碳马氏体内出现极高密度的位错。在高碳马氏体中主要以大量精细孪晶作为亚结构；有的马氏体中亚结构是层错。可见，马氏体从形核到长大，伴生大量亚结构，如精细孪晶、极高密度位错或层错等亚结构。除了以上主要特征外，马氏体相变还有可逆性、非恒温性等现象。但是，钢中

2、的马氏体相变就不存在可逆性。马氏体转变也有恒温形成的，即等温形成的马氏体。综上所述，马氏体相变的主要特征归纳如下：(1)无需扩散性；既马氏体相变中不需要碳和替换原子的扩散就能完成，“无需扩散性”也是马氏体相变一个独有的特征。(2)不变平面应变的晶格改组；是马氏体相变本质独有的特征。(3)以非简单指数晶面为不变平面，即存在惯习面；在扩散型相变中有时也有不同程度的出现，如块状转变、贝氏体相变等。(4)相变伴生大量亚结构，即极高密度的晶体缺陷：精细孪晶、或高密度位错、或层错等；不同的马氏体中亚结构往往不同。是其他相变组织不能比拟的。(5)相变引发特有的浮凸现象。贝氏体中

3、的浮凸是帐篷型，形貌不同于马氏体浮凸。根据上述马氏体相变独有的特点，可归纳马氏体相变的判据有3点：(1)不变平面应变的晶格改组；(2)无需扩散性；(3)相变伴生极高密度的晶体缺陷：孪晶、位锗、层错等亚结构。马氏体转变的变形过程，(1)发生贝茵应变，形成新的晶体结构；(2)进行点阵不变的切变，使惯习面的应变为零；(3)马氏体作刚性转动，使惯习面回到原来的位置，成为不变平面。扩散型相变是指在形核与长大的各个阶段都需要通过原子的扩散过程来实现，原子需要被热激活后克服能垒障碍才能进入新相。扩散型相变种类很多。扩散型相变包括成核和晶核长大两个相继的过程，且二者均通过原子扩散

4、实现。根据实际相变温度T和理论相变温度To(两相平衡温度)的关系，扩散型相变可分为近平衡态相变(当T＝To)和远离平衡态的相变(当了T明显小于To)两类。近平衡态相变的特点是，新相的成分和结构基本符合相图。且往往为球形颗粒或粗大片状。新相和母相的界面是不共格的，二者也没有一定的位向关系，样品表面也不形成浮突等。远离平衡态的相变则相反，新相的成分结构偏离相图的要求。在成核过程中成核共格形核在δ＜0.05；非共格形核在δ＞0．25；当0.05＜8＜0.25时，—般形成半共格界面。共格界面能一般＜200mJ/m2半共格界面能在200--500mJ/m2范围，而非共格的界

5、面能在1J／m2左右，与成分、晶体位向没有多大关系。在有较大过饱和度情况下，许多沉淀强化系列合金的转变不是按照平衡相图的指示，而是形成—系列的中间过渡相，最后形成稳定的结构。真正的均匀形核是很少的。当非共格新相直接从母相中形成时，它总是优先在晶界上产生，在形核的地方去除了高的晶界能，它可能是完全地非共格形核，在晶界上呈双球冠状；也可能与某一晶粒保持共格或半共格关系，晶核的一侧平直以使应变能最小，晶核的另一侧与相邻晶粒为非共格关系，当界面为球冠状时表面能最小。钢中的铁素体与珠光体形核时都可能有这种情况。新相生长可以有几种方式：①长程扩散控制。②短程扩散控制。③界面扩

6、散控制。④无扩散性转变。(1)长程扩散控制。当生成的新相和母相成分不同时，转变时有两个相继的扩散过程，首先是母相基体中原子作较大距离的长程扩散，扩散距离相当于许多个原子间距，或者原子在基体中作多次跃迁，一直达到相界面，然后是原子被热激活跨越相界面转入新相。生长速率受反应中最慢的一个过程所控制，因而多数情况下是受长程扩散控制。(2)短程扩散控制。属于这种类型的有：①纯金属的多晶转变，再结晶；②块状转变，是成分不变、原子作短程扩散的转变。在Cu基及Fe基合金中均存在；③有序转变，④GP区的形成，这在沉淀强化合金系列中比较普遍。(3)界面扩散控制。长程扩散控制长大是新相

7、界面移动速度较快，母相中溶质原子扩散到界面上的过程较慢，因而新相长大受最慢的过程即长程扩散控制。珠光体转变一个形核和长大的过程是典型的扩散相变。珠光体转变动力学是研究珠光体转变量和温度、时间的关系，亦即温度对珠光体转变速度的影响。其转变速度决定于形核率和长大速度。过冷奥氏体分解为珠光体时，其形核率N和长大速度G主要决定于转变温度或过冷度。过冷度愈大，珠光体与奥氏体的自由能差愈大，晶核临界尺寸愈小，因此形核率N随过冷度而增大。珠光体的长大速度决定于奥氏体中沿铁素体和渗碳体相界处的碳浓度，过冷度愈久浓度差愈大。所以长大速度G也随过冷反而增大。但当过冷度很大，即转变温度

8、很低时，原