相变与扩散课件第4章 扩散性相变（3学时）.pptVIP

第4章 扩散型相变 4.1 脱溶相的长大 晶界相的形成长大; 针状(或片状)析出物的晶内长大; Ostwald 粗化 ; 晶界无沉淀区的计算; 中温第二相的沉淀析出 4.2 第二相的溶解 4.3 有序化转变 淬火后晶界附近空位浓度的分布 计算时估计到空位浓度为0.5C0处为止。采用误差函数解，设晶界处空位浓度为0 ，晶内空位浓度为C0 ，冷却到室温，空位完全保留。根据误差函数解有： 因此，晶界无沉淀区宽度为6.24×10-5cm 。 实际情况下,因为晶界附近的空位扩散很快,有可能在 冷却过程中就已经扩散,并且已经达到一定的程度.那么 在时效过程中,晶界无沉淀区很快就表现出来. 晶界无沉淀区对材料的强度没有明显的影 响,但对韧性和抗蚀性不利. 消除或减轻的措施:加入一些微量元素,减 少无沉淀区宽度,但不能消除;采用分级时效 方法,在低温时就形成了大量均匀分布的GP 区,成为在较高温度下时效的沉淀相核心;也 可进行形变热处理,产生大量位错,有利于原 子扩散,形成GP区. 对性能 的影响 与防止 措施 4.1.5 中温第二相的沉淀析出 许多材料从高温冷却的过程中,往往会有第二相析出.例如含氮奥氏体钢在大约500~1050℃温度范围内时效过程中对Cr2N等化合物的析出比较敏感。其热力学驱动力来源于脱溶前后两种状态之间的体积自由焓之差。 Fe-18Cr-18Mn-0.5N钢Cr2N析出TTP曲线 形成n个析出相所需要的时间ts 可写为： 式中：Z为比例常数Zeldovich因子；N0是单位体积中可供 形核地点的数目；K是波尔兹曼常数；T是绝对温度；βK是 单位时间中与临界晶核相碰撞的原子数目。 βK是形核长大所需原子扩散的有效性因素，它与原子扩散 系数D成正比: βK ∝ D0 exp(-Q/KT) 形核速率形成了大家熟悉的“C”曲线形状。所以可写成： 在一定温度范围内，Q与ΔG* 都主要和固溶体合金成分直 接相关，是合金成分的函数，可以设: Q+ΔG*=f (Me) 并设N0 ∝ ΔT，简化上式可得到： + ＝ + 根据试验结果和有关文献报道的数据，进行计算机数据处 理，可得到计算表达式： ——Materials Science Engineering A ,2004 4.2 第二相的溶解 第二相质点溶解和析出的扩散场区别 溶解和析出在形式上是一个逆转变，但因为浓度分布场不同，所以其动力学过程也是有区别的，如图所示。 第二相质点溶解速率的变化规律 第二相质点附近的溶质浓度是随时间的延长而降低的， 其浓度扩散场比较复杂。第二相质点由体扩散控制的溶解 问题还未能找到一种严密的分析解法。 * 4.1 脱溶相的长大 从显微组织特征来分类，一般可分为三类： 局部沉淀 普遍沉淀 不连续沉淀 优先在晶界、位错等缺陷处形成新相核心 在晶粒内部普遍发生均匀形核的沉淀 不连续沉淀(Discontinuous Precipitation) 的特征为：新、旧相之间无共格关系，新 相自晶界向晶内生长，基体内溶质元素的 成分变化是不连续的。也称为胞状沉淀 （Cellular Precipitation）。 4.1.1 晶界相的形成长大 1 晶界薄膜相的增厚 由于界面是原子快速扩散通道的缘故，可假设在很短的时间内形成了晶界薄膜析出相。 设新相溶质浓度母相溶质平均浓度，则在新相β附近的基体必然会产生溶质的贫化区。β相的长大决定于溶质原子在α相中的扩散.设在极短时间里，在相界上就建立了局部平衡。由Fick扩散定律和质量平衡原理可以得到： 过饱和度与过冷的关系 长大速率随温度的变化规律 晶界相增厚速率在某T下得到最大值,类似于“C”曲线形状 扩散长大机理 如图所示，晶界相的长大包括三个过程： （1）溶质原子通过体扩散到晶界上； （2）溶质原子沿着晶界快速扩散到析出相前端，沉淀、连接，使新相长大； （3）溶质原子还沿着相界面扩散，使相增厚。 对于置换型原子，这种扩散机制是重要的. 晶界薄膜相增长模型 晶界薄膜相扩散长大机理 图 单晶体与多晶体的自扩散系数随温度的变化 4.1.2 针状(或片状)析出物的晶内长大 析出物晶内增长时界面浓度分布情况 有些界面析出物是向晶内伸长的。如钢中的羽毛状上贝氏体、魏氏体等。实验证明，向晶内伸长的析出物，其伸长速率是线性的；而晶内析出物的增厚主要是界面控制机制。 讨论正沉淀增长情况。由于Gibbs-Thompson效应