第一章金属固态相变基础2013

1、第一章第一章 金属固态相变基础金属固态相变基础概述 固态相变是热处理的基础固态相变是热处理的基础 相变相变：构成物质的原子（分子）的聚合状态（相状态）发：构成物质的原子（分子）的聚合状态（相状态）发生变化的过程。生变化的过程。 固态相变固态相变：固态材料在温度和压力改变时，其内部组织或：固态材料在温度和压力改变时，其内部组织或结构会发生变化，即发生从一种相状态到另一种相状态的结构会发生变化，即发生从一种相状态到另一种相状态的转变。转变。 母相或旧相：母相或旧相：相变前的相状态相变前的相状态 新相：新相：相变后的相状态相变后的相状态1.1固态相变的分类1.按热力学分类 一级相变和二级相变一级相变

2、和二级相变（1）一级相变：）一级相变：TTPPPPTT*熵和体积发生不连续变化，有相变潜热和体积改变；熵和体积发生不连续变化，有相变潜热和体积改变；*一级相变包括：凝固、熔化、升华、同素异构转变；一级相变包括：凝固、熔化、升华、同素异构转变；*几乎所有伴随晶体结构改动的金属固态相变都是一级相几乎所有伴随晶体结构改动的金属固态相变都是一级相变。变。化学势 ：旧相：旧相 ：新相：新相熵体积VP-STTPVVSS化学势：吉布斯自由能对成分的偏微分（2）二级相变）二级相变：T22T22P22P22TTPPPPTTPPTT*无相变潜热和体积改变，只有比热无相变潜热和体积改变，只有比热Cp，压缩系数，压缩

3、系数K，膨，膨胀系数胀系数 的不连续变化。的不连续变化。*二级相变包括：部分有序转变、磁性转变、超导体转变。二级相变包括：部分有序转变、磁性转变、超导体转变。比热压缩系数膨胀系数PTPT222. 按平衡状态图分类 平衡相变和非平衡相变平衡相变和非平衡相变 平衡相变平衡相变 缓慢加热或冷却时发生的能获得符合平衡缓慢加热或冷却时发生的能获得符合平衡状态图的平衡组织的相变状态图的平衡组织的相变 非平衡相变非平衡相变 加热或冷却速度很快，上述平衡相将被抑加热或冷却速度很快，上述平衡相将被抑制，固态材料可能发生某些平衡状态图上不制，固态材料可能发生某些平衡状态图上不能反映的转变并获得被称为不平衡或亚稳的

4、能反映的转变并获得被称为不平衡或亚稳的组织组织平衡相变平衡相变同素异构转变同素异构转变/多形性转变多形性转变 纯金属在温度和压力改变纯金属在温度和压力改变时，由一种晶体结构转变时，由一种晶体结构转变为另一种晶体结构的过程为另一种晶体结构的过程称为称为同素异构转变同素异构转变。 在固溶体中发生的同素异在固溶体中发生的同素异构转变称为构转变称为多形性转变多形性转变。钢中铁素体奥氏体的转变奥氏体铁素体的转变平衡相变平衡相变平衡脱溶沉淀平衡脱溶沉淀 在缓慢冷却条件下，由过在缓慢冷却条件下，由过饱和固溶体中析出过剩相饱和固溶体中析出过剩相的过程称为的过程称为平衡脱溶沉淀平衡脱溶沉淀 特点：母相特点：母相

5、 不消失，随着不消失，随着新相新相 析出，母相的成分和析出，母相的成分和体积分数不断变化（结构体积分数不断变化（结构不变），新相的结构和成不变），新相的结构和成分与旧相不同分与旧相不同平衡相变平衡相变共析相变共析相变 合金在冷却时由一个固合金在冷却时由一个固相分解为两个不同固相相分解为两个不同固相的转变称为共析相变的转变称为共析相变(或珠光体型转变或珠光体型转变) 其两个生成相的结构和其两个生成相的结构和成分均与母相不同成分均与母相不同 加热时也可发生加热时也可发生+ 转变，称为逆转变，称为逆共析相变共析相变平衡相变平衡相变调幅分解调幅分解 某些合金在高温下具有均匀单相固溶体，但冷却到某些合金

6、在高温下具有均匀单相固溶体，但冷却到某一温度范围时可分解成为与原固溶体结构相同但某一温度范围时可分解成为与原固溶体结构相同但成分不同的两个微区，这种转变称为成分不同的两个微区，这种转变称为调幅分解调幅分解。特点：一个自发分解过程；特点：一个自发分解过程； 通过上坡扩散实现成分变化；通过上坡扩散实现成分变化； 不经历形核阶段；不经历形核阶段； 不存在明显的相界面；不存在明显的相界面； 分解速度快分解速度快平衡相变平衡相变有序化转变有序化转变 固溶体中，各组元原子在晶体点阵中的相对位固溶体中，各组元原子在晶体点阵中的相对位置由无序到有序置由无序到有序(指长程有序指长程有序)的转变称为有序化的转变称

7、为有序化转变。转变。如如Cu-Zn，Cu-Au，Mn-Ni，Ti-Ni等合金。等合金。非平衡相变非平衡相变 （2）非平衡相变非平衡相变 非平衡相变：加热或冷却速度很快，非平衡相变：加热或冷却速度很快，上述平衡相将被抑制，固态材料可上述平衡相将被抑制，固态材料可能发生某些平衡状态图上不能反映能发生某些平衡状态图上不能反映的转变并获得被称为非平衡或亚稳的转变并获得被称为非平衡或亚稳的组织的组织 伪共析相变伪共析相变： 由成分偏离共析成分的过冷固溶由成分偏离共析成分的过冷固溶体形成的貌似共析体的组织转变体形成的貌似共析体的组织转变 组成相的相对量由组成相的相对量由A的碳含量而的碳含量而变。变。非平衡

8、相变非平衡相变 马氏体相变马氏体相变 进一步提高冷却速度，使进一步提高冷却速度，使伪共析相变也来不及进行伪共析相变也来不及进行而将奥氏体过冷到更低温而将奥氏体过冷到更低温度，则由于在低温下铁原度，则由于在低温下铁原子和碳原子都己不能或不子和碳原子都己不能或不易扩散，故奥氏体只能以易扩散，故奥氏体只能以不发生原子扩散、不引起不发生原子扩散、不引起成分改变的方式，通过切成分改变的方式，通过切变由变由 点阵改组为点阵改组为点阵，点阵，这种转变称为马氏体相变这种转变称为马氏体相变Fe-C合金合金非平衡相变非平衡相变 贝氏体相变贝氏体相变 当奥氏体被冷却至珠光体转变和马氏体相变之间的温度范围时，由于温度

9、较低，铁原子已不能扩散，但碳原子尚具有一定的扩散能力，因此出现了一种独特的碳原子扩散而铁原子不扩散的非平衡相变，这种相变称为贝氏体相变(或称为中温转变)。 其转变产物也是相相与碳化物碳化物的混合物，但相相的碳含量和形态的碳含量和形态以及碳化物的形态和分布碳化物的形态和分布均与珠光体不同，称其为贝氏体贝氏体。非平衡相变非平衡相变非平衡脱溶沉淀非平衡脱溶沉淀 若b成分的合金自T1温度快冷时，相在冷却过程中来不及析出，则冷到室温时便得到过饱和的固溶体。 若在室温或低于固溶度曲线MN的某一温度下溶质原子尚具有一定的扩散能力，则在上述温度等温时，过饱和固溶体仍可能发生分解，逐渐析出新相。但在析出的初期阶

10、段，新相的成分和结构均与平衡脱溶沉淀相有所不同，这一过程称为非平衡脱溶沉淀(或时效)。3. 按原子迁移特征分类相变时原子迁移特征相变时原子迁移特征扩散型相变扩散型相变非扩散型相变非扩散型相变3. 按原子迁移特征分类（1）扩散型相变）扩散型相变u相变时，相界面的移动是通过原子近程或远程扩散而进行的相变。相变时，相界面的移动是通过原子近程或远程扩散而进行的相变。 如：脱溶型相变、共析型相变如：脱溶型相变、共析型相变( (珠光体型转变）、调幅分解和有序珠光体型转变）、调幅分解和有序化转变等等。化转变等等。u特点：特点：（1 1）有原子扩散运动，相变速率受原子扩散速度所控制；）有原子扩散运动，相变速率

11、受原子扩散速度所控制；（2 2）新相和母相的成分往往不同；）新相和母相的成分往往不同；（3 3）只有因新相和母相比容不同而引起的体积变化，没有宏观形状）只有因新相和母相比容不同而引起的体积变化，没有宏观形状改变改变。3. 按原子迁移特征分类(2)(2)非扩散型相变非扩散型相变u相变过程中原子不发生扩散，参与转变的所有原子的运动是协调一致相变过程中原子不发生扩散，参与转变的所有原子的运动是协调一致的相变称为的相变称为非扩散型相变非扩散型相变，也称为，也称为“协同型协同型”转变转变。非扩散型相变时。非扩散型相变时原子仅作有规则的迁移以使点阵发生改组。迁移时，相邻原子相对移原子仅作有规则的迁移以使点

12、阵发生改组。迁移时，相邻原子相对移动距离不超过一个原子间距，相邻原子的相对位置保持不变。动距离不超过一个原子间距，相邻原子的相对位置保持不变。 如：马氏体相变如：马氏体相变u特点：特点：（1 1）存在由于均匀切变引起的）存在由于均匀切变引起的宏观形状改变宏观形状改变，可在预先制备的抛光试样，可在预先制备的抛光试样表面上出现浮突现象。表面上出现浮突现象。（2 2）相变不需要通过扩散，）相变不需要通过扩散，新相和母相的化学成分相同新相和母相的化学成分相同。（3 3）新相和母相之间存在一定的）新相和母相之间存在一定的晶体学位向关系晶体学位向关系。（4 4）某些材料发生非扩散相变时，）某些材料发生非扩

13、散相变时，相界面移动速度极快相界面移动速度极快，可接近声速。，可接近声速。4. 按相变方式分类有核相变有核相变：通过形核形核- -长大方式长大方式进行的。 新相晶核可以在母相中均匀形核，或在母相中某些有利部位优先形成（非均匀形核）。大部分的固态相变均属于有核相变。无核相变无核相变：相变时没有形核阶段,以固溶体中的成分起伏为开端，通过成分起伏形成高浓度区和低浓度区，但两者之间没有明显的界限，成分由高浓度区连续过渡到低浓度区。以后依靠上坡扩散使浓度差逐渐增大，最后导致由一个单相固溶体分解成为成分不同而点阵结构相同的以共格界面相联系的两个相。如调幅分解。（珠光体转变）（珠光体转变）小 结小 结相变过

14、程的实质相变过程的实质：1 1、结构结构：同素异构、多形性、马氏体：同素异构、多形性、马氏体2 2、成分成分：调幅分解：调幅分解3 3、有序化程度有序化程度：有序化转变：有序化转变相变：一种、两种或两种以上的变化相变：一种、两种或两种以上的变化结构和成分结构和成分：贝氏体转变、共析、脱溶沉淀：贝氏体转变、共析、脱溶沉淀小 结同一种材料在不同条件下可发生不同的相变，同一种材料在不同条件下可发生不同的相变，从而获得不同的组织和性能。从而获得不同的组织和性能。共析碳钢共析碳钢 平衡转变平衡转变: :珠光体组织，硬度约为珠光体组织，硬度约为HRC23HRC23； 快速冷却快速冷却: :马氏体组织，硬度

15、达马氏体组织，硬度达HRC60HRC60以上。以上。1.2 固态相变的主要特点概 述 形核形核+ +长大（大多数）长大（大多数） 相变驱动力：新相与母相间的自由能差相变驱动力：新相与母相间的自由能差 主要特点：（固态相变与金属液态结晶过程）主要特点：（固态相变与金属液态结晶过程）（1 1）相界面）相界面（2 2）位向关系与惯习面）位向关系与惯习面（3 3）弹性应变能）弹性应变能（4 4）晶体缺陷）晶体缺陷（5 5）形成过渡相）形成过渡相（6 6）原子的迁移率）原子的迁移率1. 相界面 新旧相在晶体学上匹配程度：新旧相在晶体学上匹配程度：共格界面共格界面半共格界面半共格界面非共格界面非共格界面

16、1. 相界面(1) (1) 共格共格(coherent)(coherent)界面界面 两相在界面上的原子可以一对一的相两相在界面上的原子可以一对一的相互匹配。互匹配。 在理想的共格界面条件下（如孪在理想的共格界面条件下（如孪晶界），其弹性应变能和界面能都接晶界），其弹性应变能和界面能都接近于零。近于零。 实际上，两相点阵总有一定的差实际上，两相点阵总有一定的差别，或者点阵类型不同，或者点阵参别，或者点阵类型不同，或者点阵参数不同，因此两相界面完全共格时，数不同，因此两相界面完全共格时，相界面附近必将产生相界面附近必将产生弹性应变弹性应变。第一类共格和第二类共格 u两相之间的共格关系依靠正应变来

17、维持时，两相之间的共格关系依靠正应变来维持时，称为第一类共格称为第一类共格（图（图a a）。）。u两相之间的共格关系以切应变来维持时，两相之间的共格关系以切应变来维持时，称为第二类共格称为第二类共格（图（图b b）。）。晶面弯曲共格界面的特点共格界面的特点 一般来说，共格界面的特点是界面能较小界面能较小，但因界面附近有畸变，所以弹性应变能较大弹性应变能较大。共格界面必须依靠弹性畸变来维持，当新相不断长大而使共格界面的弹性应变能增大到一定程度时，可能超过母相的屈服极限而产生塑性变形，使共格关系遭到破坏。 界面能界面能：界面处原子排列混乱而使系统升高的能量弹性应变能弹性应变能：固体在外力作用下，因

18、变形而储存能量称为变形能或应变能。错配度错配度 若以a 和a 分别表示两相沿平行于界面的晶向上的原子间距，在此方向上的两相原子间距之差以a=|a-a|表示，则错配度为: ，弹性应变NoImageNoImage共格界面上的弹性应变取共格界面上的弹性应变取决于错配度决于错配度(2)半共格界面半共格界面 当错配度增大到一定程度时，便难以继续维持完全的共格关系，于是在界面上将产生一些刃型位错，以补偿原子间距差别过大的影响，使界面弹性应变能降低。此时，界面上的两相原子变成部分保持匹配，故称为半共格（或部分共格）界面。 aD (3)非共格界面非共格界面 当两相界面处的原子排列差异很大，即错配度很大时，两相

19、原子之间的匹配关系便不再维持，这种界面称为非共格界面。非共格界面结构与大角晶界相似，系由原子不规则排列的很薄的过渡层所构成。NoImage错配度与界面的关系错配度与界面的关系 一般认为：一般认为：(1)(1) 0.050.05时两相可以构成完全的时两相可以构成完全的共格界面共格界面(2) (2) 0.05 0.05 0.25 0.250.25时易形成时易形成非共格界面非共格界面新相与母相之间往往存在一定的取向关系。新相与母相之间往往存在一定的取向关系。惯习面惯习面：新相往往是在母相一定的晶面族上形成的，：新相往往是在母相一定的晶面族上形成的，这些晶面或晶面族称之为惯习面。这些晶面或晶面族称之为

20、惯习面。例如，钢中发生由奥氏体（例如，钢中发生由奥氏体（ ）到马氏体（）到马氏体（ ）的）的转变时转变时惯习面：惯习面：111111 、225 225 、259 259 （与（与C C，T T有关）有关）K-SK-S关系：关系：111111 110 110 2. 位向关系与惯习面一般来说，当新相与母相之间为一般来说，当新相与母相之间为共格或半共格共格或半共格界面界面时必然存在一定的位向关系时必然存在一定的位向关系;若无一定的位向关系，则两相界面必定为非共若无一定的位向关系，则两相界面必定为非共格界面。格界面。但反过来，有时两相之间虽然存在一定的位向但反过来，有时两相之间虽然存在一定的位向关系，

21、但也未必都具有共格或半共格界面，这关系，但也未必都具有共格或半共格界面，这可能是在新相长大过程中其界面的共格或半共可能是在新相长大过程中其界面的共格或半共格性已遭破坏所致。格性已遭破坏所致。 2. 位向关系与惯习面3. 弹性应变能 固态相变时，因新相和母相的比容不同可能固态相变时，因新相和母相的比容不同可能发生体积变化。但由于受到周围母相的约束，新发生体积变化。但由于受到周围母相的约束，新相不能自由胀缩，新相与周围母相之间必将产生相不能自由胀缩，新相与周围母相之间必将产生弹性应变和应力，使系统额外增加了一项弹性应变和应力，使系统额外增加了一项弹性应弹性应变能变能。比容比容：单位质量的物质所占有

22、的容积弹性应变能弹性应变能 = = 比容差产生应变能比容差产生应变能 + + 共格应变能共格应变能界面原子强制匹配界面原子强制匹配共格应变能：共格应变能： 共格共格半共格半共格 非共格非共格 依次降低依次降低比容差应变能比容差应变能：与比容差、弹性模量、新相几何形状有关：与比容差、弹性模量、新相几何形状有关3. 弹性应变能新相形状与相对应变能的关系新相形状与相对应变能的关系 新相：圆盘（片）新相：圆盘（片） ca 应变能居中应变能居中 球状球状 c=a 应变能最大应变能最大 NoImage 相变阻力：弹性应变能、界面能相变阻力：弹性应变能、界面能 界面类型界面类型对界面能和弹性应变能的影响是不

23、同的对界面能和弹性应变能的影响是不同的 共格界面：可以降低界面能，但使弹性应变能增大。共格界面：可以降低界面能，但使弹性应变能增大。 非共格界面：非共格界面：盘（片）状新相的弹性应变能最低，但界面能较高；盘（片）状新相的弹性应变能最低，但界面能较高；球状新相的弹性应变能却最大，但界面能最低。球状新相的弹性应变能却最大，但界面能最低。 3. 弹性应变能3. 弹性应变能固态相变时，应变能与界面能何为主导作用？固态相变时，应变能与界面能何为主导作用？TT大大、新相临界晶核、新相临界晶核r rk k、单位体积新相的表面积、单位体积新相的表面积SS界面能界面能（居主要地位）（居主要地位）两相倾向形成共格

24、或半共格界面两相倾向形成共格或半共格界面界面能界面能（前提：（前提：使界面能的降低足以超过由于形成共格或半共格界面所引起的应变能使界面能的降低足以超过由于形成共格或半共格界面所引起的应变能）TT小小新相临界晶核新相临界晶核r rk k单位体积新相的表面积单位体积新相的表面积SS界面能界面能（居次要地位）（居次要地位）倾向形成非共格界面倾向形成非共格界面 比容差较小比容差较小 弹性应变（非主导）弹性应变（非主导） 形成球状形成球状 界面能界面能 比容差较大比容差较大 弹性应变（主导）弹性应变（主导） 形成盘状（弹性应变能形成盘状（弹性应变能 ）4. 过渡相的形成过渡相的形成过渡相（中间亚稳相）：

25、指成分或结构，或者成分和过渡相（中间亚稳相）：指成分或结构，或者成分和结构二者都处于新相与母相之间的一种亚稳状态的相。结构二者都处于新相与母相之间的一种亚稳状态的相。过渡相介于新相与母相之间过渡相介于新相与母相之间-减小相变阻力的重减小相变阻力的重要途径要途径 例如：马氏体（例如：马氏体（M M）回火时先形成与）回火时先形成与M M基本保持基本保持共格共格的的 碳化物碳化物，最后形成更稳定，最后形成更稳定非共格非共格的的渗碳体渗碳体。母相过渡相新相自由能高自由能高自由能低自由能低自由能最低自由能最低界面能小界面能小共格界面共格界面/半共格界面半共格界面晶体结构或成分相近晶体结构或成分相近自由能

26、稍低，亚稳自由能稍低，亚稳非共格界面晶体结构差异大Xrc小, S大，界面能高，界面能对形核的阻碍大；非共格界面的界面能、形核功大，相变不易发生。5. 晶体缺陷的影响晶体缺陷（晶界、亚晶界、位错及空位等）能量起伏、结构起伏、成分起伏最大原子扩散激活能低、扩散速度快、相变应力容易被松弛晶界：形核功低，易于形核点阵畸变畸变能晶界对形核有催化作用晶界对形核有催化作用5. 晶体缺陷的影响 位错的催化作用 在位错上形核时，位错线消失，位错中心的畸变能系统自由能；克服了界面能和应变能的阻力，加速了相变 在位错上形核时， 位错线不消失，依附在新相界面上，构成半共格界面中位错的一部分，降低系统自由能形核功的大小

27、形核功的大小均匀形核均匀形核空位形核空位形核位错形核位错形核晶界形核晶界形核最大最大最小最小非均匀形核非均匀形核6. 原子的扩散扩散是相变的控制因素（扩散型相变）扩散是相变的控制因素（扩散型相变）固态中原子的扩散速度远远低于液体原子，所以，原子扩散速度固态中原子的扩散速度远远低于液体原子，所以，原子扩散速度对固态相变影响很大。对固态相变影响很大。随着过冷度的增大，相变驱动力增大，相变速度也增大。但是，随着过冷度的增大，相变驱动力增大，相变速度也增大。但是，当过冷度增大到一定程度后，由于原子扩散能力下降，相变速度当过冷度增大到一定程度后，由于原子扩散能力下降，相变速度反而随过冷度增大而减慢。若进

28、一步增大过冷度，也可使扩散型反而随过冷度增大而减慢。若进一步增大过冷度，也可使扩散型相变被抑制，在低温下发生无扩散型相变，形成亚稳定的过渡相。相变被抑制，在低温下发生无扩散型相变，形成亚稳定的过渡相。1.3 金属固态相变热力学相变热力学：研究相变及相平衡规律的科学1.相变的热力学条件(1)相变的驱动力相变的驱动力 相的稳定性取决于其自由能的高低。 一切系统都有降低自由能以达到稳定状态的自发趋势。 如果具备引起系统自由能降低的条件，系统将自发地从高能状态向低能状态转变，这种转变称为自发转变。 金属固态相变是自发转变 新旧两相的自由能差且新相自由能较低是旧相新旧两相的自由能差且新相自由能较低是旧相

29、自发转变为新相的驱动力自发转变为新相的驱动力，这就是所谓的相变热力学条件。1.相变的热力学条件(1)相变的驱动力相变的驱动力自由能与温度的关系理论转变温度TTG = H - TS T: 过冷过冷/热度热度1.相变的热力学条件 相变：除了相变驱动力，克服相变势垒。 相变时改组晶格所必须克服的原子间引力 。 附加能量： （1）热振动的不均匀性 （2）机械应力 势垒大小的表示： 激活能QQ，势垒；T ，Q 自扩散系数D D ，克服势垒能力强，相变易于进行固态相变势垒示意图固态相变势垒示意图(2) 相变势垒相变势垒激活能：使晶体原子离开平衡位置迁移到另一个新的平衡或非平衡位置所需的能量2.金属固态相变

30、的形核 绝大多数固态相变（除调幅分解外）：形核与长大 核胚：形核过程往往是先在母相中某些微小区域内形成新相所必需的成分和结构； 晶核：若核胚尺寸超过临界尺寸，便能稳定存在并自发长大； 均匀形核：若晶核在母相中无择优地任意均匀分布；*（很少发生） 非均匀形核：若晶核在母相中某些区域择优地不均匀分布。*（新相主要在母相的晶界、层错、位错等晶体缺陷处非均匀形核）(1) (1) 均匀形核均匀形核 固态相变均匀形核时系统自由能的总变化固态相变均匀形核时系统自由能的总变化G G为：为： G = G = V VGGv v + S + V + S + V Gv Gv 新旧相间单位体积自由能差新旧相间单位体积自

31、由能差 单位面积界面能单位面积界面能 单位体积弹单位体积弹性应变能性应变能 V V 新相的体积新相的体积 S S 新相表面积新相表面积 G0, G0, 新相才能形核；需要一定过冷（热）度新相才能形核；需要一定过冷（热）度相变驱动力相变阻力设形成的新相晶核为球形设形成的新相晶核为球形对于对于 r r 求导：求导：0)(drGd可得可得临界晶核尺寸临界晶核尺寸：VGr2c形成临界晶核的形成临界晶核的形核功：形核功：23*)(316WVGG形核功形核功：晶核长大到：晶核长大到 rc 所需克服的能垒，或所做的功所需克服的能垒，或所做的功(1) (1) 均匀形核均匀形核33423344-GrrGrv 和

32、和 rc , W 过冷（热）过冷（热）T Gv rc , W ，新相的形核几率，新相的形核几率增大，新相的晶核数增多，即相变容易发生。增大，新相的晶核数增多，即相变容易发生。(1) (1) 均匀形核均匀形核 形核功所需能量： 依靠母相内存在的能量起伏提供 依靠变形等因素引起的内应力提供n - 单位体积母相中的原子数单位体积母相中的原子数- 原子振动频率原子振动频率W - 形核功形核功Q - 原子扩散激活能原子扩散激活能K-波尔兹曼常数波尔兹曼常数T-相变温度相变温度kTWQexpnI均匀形核时形核率均匀形核时形核率：(1) (1) 均匀形核均匀形核相对液态金属结晶：相对液态金属结晶：Q大，大，

33、 存在，增加了存在，增加了W固态相变的均匀形核率低得多固态相变的均匀形核率低得多(2) (2) 非均匀形核非均匀形核在母相内的择优地点上发生的形核过程。在母相内的择优地点上发生的形核过程。如择优在如择优在晶体缺陷（晶界、层错、位错）晶体缺陷（晶界、层错、位错）处形核处形核 -固态相变的主要形核手段固态相变的主要形核手段晶体缺陷储存的能量可使形核功降低，促进形核晶体缺陷储存的能量可使形核功降低，促进形核 G = -G = -V V Gv + S + V Gv + S + V - - G Gd d其中，其中，- -G Gd d - - 由于晶体缺陷消失或减少所释放的能量由于晶体缺陷消失或减少所释放

34、的能量I. 晶界形核晶界形核界面：两个相邻晶粒的边界界面：两个相邻晶粒的边界 界棱：三个晶粒共同交界的一条线界棱：三个晶粒共同交界的一条线界隅：四个晶粒交于一点处界隅：四个晶粒交于一点处(a)界面形核界面形核 (b)界棱形核界棱形核(c)界隅形核界隅形核I. 晶界形核晶界形核界面界面界棱界棱界隅界隅能量能量最小最小次之次之最大最大体积分数体积分数最大最大次之次之最小最小晶界不同位置非均匀形核率：i=0,1,2,3代表界隅形核、界棱形核、界面形核、均匀形核Ai: 晶界不同位置形核的形核功与均匀形核功之比值，A0A1A2 kTkTkTGVgexpu0exp随温度降低，新相长大速率按指数函数减小。随

35、温度降低，新相长大速率按指数函数减小。I.I.无成分变化的新相长大无成分变化的新相长大kTGexp1kTgexpuV新相长大速度与过冷度的关系新相长大速度与过冷度的关系I.I.无成分变化的新相长大无成分变化的新相长大新相的长大速度新相的长大速度过冷度很大过冷度很大过冷度很小过冷度很小II.II.有成分变化的新相长大有成分变化的新相长大 当新相当新相和母相和母相的成分不同时，新相的长大必须通的成分不同时，新相的长大必须通过溶质原子的长程扩散来实现，故其长大速度受扩散所控过溶质原子的长程扩散来实现，故其长大速度受扩散所控制。制。生成新相时的成分变化有两种情况：一种是新相生成新相时的成分变化有两种情

36、况：一种是新相中中溶质原子的浓度溶质原子的浓度C C低于母相低于母相中的浓度中的浓度C C；另一种则相；另一种则相反，新相反，新相中溶质原子的浓度中溶质原子的浓度C C高于母相高于母相中的浓度中的浓度C C. . 以降温转变为例以降温转变为例： 在某一转变温度下，相界面上新相在某一转变温度下，相界面上新相和母相和母相的成分由平衡状的成分由平衡状态图所确定，设其分别为态图所确定，设其分别为C C和和C C。由于。由于C C大于或小于母相大于或小于母相的原始浓度的原始浓度C C，故在界面附近的母相，故在界面附近的母相中存在一定的浓度梯度中存在一定的浓度梯度C C-C-C或或C C-C-C。 在这个

37、浓度梯度的推动下，将引起溶质原子在母相在这个浓度梯度的推动下，将引起溶质原子在母相内的扩散，内的扩散，以降低其浓度差，结果便破坏了相界面上的浓度平衡（以降低其浓度差，结果便破坏了相界面上的浓度平衡（C C和和C C）。为了）。为了恢复相界面上的浓度平衡，就必须通过相间扩散，使新相长大。恢复相界面上的浓度平衡，就必须通过相间扩散，使新相长大。 因此，新相长大过程需要溶质原子由相界处扩散到母相内远离因此，新相长大过程需要溶质原子由相界处扩散到母相内远离相界的区域（图相界的区域（图 (a)(a)），或者由母相内远离相界的区域扩散到相界处），或者由母相内远离相界的区域扩散到相界处（图（图 (b)(b)

38、）。在这种情况下，）。在这种情况下，相界面的移动速度将由溶质原子的扩散速相界面的移动速度将由溶质原子的扩散速度所控度所控制，即制，即新相长大速度取决于原子的扩散速度。新相长大速度取决于原子的扩散速度。 以图以图 (b)(b)为例，假定为例，假定和和的相界面为一平面，的相界面为一平面，设在设在dtdt时间内相界面向时间内相界面向相一侧推移相一侧推移dxdx距离，则新增距离，则新增加的加的相单位界面面积所占体积内所需的溶质量为相单位界面面积所占体积内所需的溶质量为|C|CC C|dx|dx。这部分新增加的溶质量是依靠溶质原子在。这部分新增加的溶质量是依靠溶质原子在相中的扩散所提供的。设溶质原子在相

39、中的扩散所提供的。设溶质原子在相中的扩散系相中的扩散系数为数为D D，并假定其不随位置、时间和浓度而变化，相界，并假定其不随位置、时间和浓度而变化，相界面附近面附近相中的浓度梯度为（相中的浓度梯度为（ C C/ /xx）x0 x0 。新相生长过程中新相生长过程中溶质原子的浓度分布溶质原子的浓度分布根据根据Fick第一定律，扩散通量为第一定律，扩散通量为n 新相的长大速度与新相的长大速度与扩散系数扩散系数D D和和界面附近母相界面附近母相中浓度梯度中浓度梯度成正比，而与两相在界面上的成正比，而与两相在界面上的平衡浓平衡浓度之差度之差成反比。成反比。n T T ,D,D ,u,u II. II.

40、有成分变化的新相长大有成分变化的新相长大t0dxCDx 00u)(xxxxCCCDdtdxdtxCDdxCC1.4 1.4 固态相变动力学固态相变动力学 1. 金属固态相变的速率 相变动力学相变动力学：从动力学的角度研究相变速从动力学的角度研究相变速度，研究新相形成量度，研究新相形成量(体积分数体积分数)与时间、温与时间、温度关系的学科度关系的学科 相变动力学取决于新相的相变动力学取决于新相的形核率形核率I和和长大速长大速率率G 约翰逊约翰逊-迈尔方程（迈尔方程（Johnson-Mehl方程方程)n均匀形核，形核率均匀形核，形核率I和长大速度和长大速度G恒定，恒温恒定，恒温转变动力学：转变动力

41、学：时间形核率长大速度形成的新相体积分数tIGftIGf3exp1431. 金属固态相变的速率阿佛瑞米方程阿佛瑞米方程 ( Avrami方程方程)n 非均匀形核，形核率非均匀形核，形核率I随时间而变化随时间而变化nfKtexp1 K,n K,n是系数。是系数。K(T,K(T,母相成分，晶粒大小）；母相成分，晶粒大小）；n n取取决于相变类型，若形核率随时间而减小，决于相变类型，若形核率随时间而减小，3n43n4，如形核率随时间而增大，如形核率随时间而增大，n n4 41. 金属固态相变的速率大多数固态相变的实验与大多数固态相变的实验与Avrami方程符合较好方程符合较好2. 钢中过冷奥氏体转变

42、动力学 奥氏体是高温稳定相，若冷却至临界点(A3或A1)以下就不再稳定，一般称为过冷奥氏体。 由于转变温度或冷却速度不同，过冷奥氏体可以通过不同的相变机制进行转变而获得不同的组织，导致钢件具有不同的性能。 奥氏体珠光体 奥氏体贝氏体 奥氏体马氏体2. 钢中过冷奥氏体转变动力学 过冷奥氏体转变图（TTT曲线、CCT曲线）：反映了在临界点以下温度等温或以一定冷却速度冷却时过冷奥氏体的转变规律，综合显示了合金元素等因素对转变动力学的影响以及等温温度或冷却速度对转变产物和性能的影响。 作用：过冷奥氏体转变图可以为正确选择热处理工艺、分析热处理后的组织和性能以及合理选材等提供依据 。2. 钢中过冷奥氏体

43、转变动力学 将奥氏体迅速冷却到临界点以下某一温度等温保持，在等温过程中发生的相变称为过冷奥氏体的等温转变。 TTT曲线曲线：过冷奥氏体等温转变图，过冷奥氏体等温转变图， 综合反映过冷奥氏体在不同过冷度下的等温转变过程: 转变开始和终了时间、转变产物的类型以及转变量与温度和时间的关系等。 TTT：Time，Temperature, TransformationTTTTTT曲线的建立曲线的建立. .金相硬度法金相硬度法 方法：方法：1 1）加热奥氏体化，保温加热奥氏体化，保温10-10-15min15min； 2 2）T T1 1( (Ac1Ac1，加热时珠光体向奥氏体转变的开始温度。加热时珠光体

44、向奥氏体转变的开始温度。 )-t)-t1 1t t2 2t t3 3t t4 4.，迅速淬入盐水中；迅速淬入盐水中； 3 )3 )确定转变开始时间（确定转变开始时间（2%2%）和转变终了时间）和转变终了时间(98%),(98%),绘出绘出T T1 1下以下以A A 转变量转变量时间为坐标的等温转变动力学曲线；时间为坐标的等温转变动力学曲线； 4 4）同样方法绘出不同温度下的动力学曲线；）同样方法绘出不同温度下的动力学曲线； 5 5）将各个温度下的等温转变开始和终了时间绘在）将各个温度下的等温转变开始和终了时间绘在T Tt t坐标图上坐标图上 （时间用对数表示），（时间用对数表示），转变开始线、

45、转变终了线。转变开始线、转变终了线。C C曲线曲线优缺点优缺点-直观、结果不连续、费时直观、结果不连续、费时TTT曲线的建立曲线的建立TTT曲线的建立曲线的建立C曲线孕育期孕育期鼻尖鼻尖相变动力学曲线相变动力学曲线等温转变图等温转变图.膨胀法：膨胀法：利用钢在相变时发生的比容变化。利用钢在相变时发生的比容变化。A F P B M优点优点测量时间短，需要试样少；测量时间短，需要试样少；缺点缺点拐点的确定。拐点的确定。.磁性法：磁性法：利用奥氏体为顺磁性，其转变产物利用奥氏体为顺磁性，其转变产物F、B、M为铁磁性的特为铁磁性的特点。点。优点优点试样少、测试时间短和易确定各转变产物达到一定百分数所需

46、时间。试样少、测试时间短和易确定各转变产物达到一定百分数所需时间。缺点缺点无法测出过共析钢的先共析产物的析出线、无法测出过共析钢的先共析产物的析出线、 亚共析钢珠光体转变的亚共析钢珠光体转变的开始线。开始线。. .热分析法热分析法：利用钢相变时的热效应。：利用钢相变时的热效应。优点优点适用于潜热大、转变速率快的过程，如熔化、适用于潜热大、转变速率快的过程，如熔化、凝固凝固缺点缺点不适用潜热小、转变速率慢的过程，如大部不适用潜热小、转变速率慢的过程，如大部分扩散分扩散 型固态相变型固态相变. .电阻法电阻法: :利用相变时电阻值的变化利用相变时电阻值的变化缺点：精度不高缺点：精度不高TTT曲线的

47、基本类型曲线的基本类型第一种类型“C”曲线： 碳钢及含Si、Ni、Cu、Co等合金元素的钢 鼻尖以上等温时P 鼻尖以下等温时B第一种类型C曲线单一的“C”形曲线TTT曲线的基本类型曲线的基本类型第二种和第三种类型“C”曲线 钢中含有使B转变温度范围下降，或是P转变温度范围上升的合金元素（如Cr、Mo、W、V 等），随合金元素含量增加， P曲线和B曲线分离。 当合金元素含量足够高时，两曲线将完全分开，在珠光体转变和贝氏体转变之间出现一个过冷奥氏体稳定区。TTT曲线的基本类型曲线的基本类型第二种类型C曲线第三种类型C曲线双“C”形曲线TTT曲线的基本类型曲线的基本类型第四种类型“C”曲线- 在含M

48、n、Cr、Ni、W、Mo量高的低碳钢，珠光体转变受到极大阻碍第四种类型C曲线TTT曲线的基本类型曲线的基本类型第五种类型“C”曲线-只有珠光体转变的C曲线 常出现于中碳高铬钢中第五种类型C曲线TTT曲线的基本类型曲线的基本类型第六种情况 -在Ms点以上整个温度区间内不出现C曲线 通常为奥氏体钢，高温下稳定的奥氏体组织能全部过冷至室温。TTT曲线的影响因素曲线的影响因素合金元素的影响合金元素的影响 合金元素对TTT曲线的影响最大 除Co，Al外，其他合金因素均使TTT曲线右移，即增加过冷奥氏体的稳定性。 合金元素的作用大小还与其在奥氏体中的溶解状态、形成的碳化物状态、奥氏体化温度、合金元素含量以

49、及多种合金元素的相互作用等因素有关。 TTT曲线的影响因素曲线的影响因素奥氏体晶粒尺寸的影响奥氏体晶粒尺寸的影响 由于由于珠光体转变珠光体转变的形核位置主要是奥氏体晶的形核位置主要是奥氏体晶界，奥氏体晶粒细小时，其晶界总面积增大，界，奥氏体晶粒细小时，其晶界总面积增大，有利于形核，从而促进转变，使珠光体转变有利于形核，从而促进转变，使珠光体转变曲线左移。曲线左移。 而而贝氏体转变贝氏体转变中中相的形核位置可以是晶界，相的形核位置可以是晶界，也可以在晶内，所以奥氏体晶粒尺寸对贝氏也可以在晶内，所以奥氏体晶粒尺寸对贝氏体转变的影响较小。体转变的影响较小。TTT曲线的影响因素曲线的影响因素原始组织、加热温度和保温时间的影响原始组织、加热温度和保温时间的影响 相同加热（奥氏体化）条件下，原始组织越相同加热（奥氏体化）条件下，原始组织越细小，所得到的奥氏体成分越均匀，冷却时细小，所得到的奥氏体成分越均匀，冷却时新相形核及长大过程中所需的扩散时间就越新相形核及长大过程中所需的扩散时间就越长，长， TT