3-1共析转变.ppt

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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1A0.8→F0.02+Fe3C第一节共析转变一、概述2Cu-Al合金中的β11.8α9.4+γ15.6转变其中α为以Cu为基的固溶体β为以Cu3Al为基的固溶体γ为以Cu32Al19为基的固溶体3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4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/

2、/(001)Fe3C[110]A//[111]F//[010]Fe3C（2）产物5形成温度(℃)片层间距(nm)珠光体PAr1~650500~700索氏体S650~600300~400屈氏体T600~550100~2006铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体。（3）球状珠光体7（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。8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ΔGV不变，这会使相变驱动力降

3、低，也会使相变不易进行。所以一定的ΔT对应一定的S0。原因：9ΔT愈大，碳在奥氏体中的扩散能力愈小，扩散距离变短。另外，ΔGV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。10有色合金：层片状、非层片状混合物Cu-11.8%Al合金11二、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：

4、σs=σ0+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：σs=σ0+kdf-1/212三、珠光体转变的机理自由能-成分曲线在A1（T1）温度，γ、α、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，γ、α、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13一般地，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

5、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）14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Cγ-αCγ-k15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

6、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。16Fe3C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：17原奥氏体晶界珠光体团一个P晶核可以长成由互相平行的层片组成的

7、单元，称为珠光体领域（pearlcolony)。通常一个A晶粒内部可以包含若干个珠光体领域。18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19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。与渗碳体尖角接壤处的铁素体碳浓度Cα-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

8、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20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。21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