热处理-第一章

1、西工大杨延清1西工大杨延清2 热处理是把材料在不同的气氛中加热热处理是把材料在不同的气氛中加热到一定温度并保温一段时间，然后以不到一定温度并保温一段时间，然后以不同的速度冷却到室温。在这一过程中材同的速度冷却到室温。在这一过程中材料的内部组织结构或成分发生了不同的料的内部组织结构或成分发生了不同的变化，从而使材料具有不同的使用性能。变化，从而使材料具有不同的使用性能。西工大杨延清3制造工艺流程： 模锻（或热轧）预备热处理（正火+不完全退火） 机械加工 最终热处理（等温淬火+回火）(校正吹砂) 精加工（铰孔和磨削）低温回火(吹砂)探伤磷化喷漆某飞机机翼主梁零件图材料：30CrMnSiNi2A西工

2、大杨延清4重型凿岩钎杆实习中做榔头西工大杨延清5 1 1、各种转变及其机理、各种转变及其机理 加热转变加热转变(奥氏体转变奥氏体转变)、珠光体（、珠光体（Pearlite）转变、）转变、 马氏体（马氏体（Martensite）转变、贝氏体（）转变、贝氏体（Bainite）转变、）转变、回火转变。回火转变。 转变的条件、热力学、动力学、晶体学、组织转变的条件、热力学、动力学、晶体学、组织 形形 态、转变机制、性能特点、影响因素，等态、转变机制、性能特点、影响因素，等 2 2、各种热处理工艺特点、各种热处理工艺特点 工艺：退火、正火、淬火、回火、化学热处理、特工艺：退火、正火、淬火、回火、化学热处

3、理、特 种热处理，等种热处理，等 加热温度范围、冷却速度要求、得到的组织及性能加热温度范围、冷却速度要求、得到的组织及性能西工大杨延清6 继承：掌握前人总结的规律并融会贯通。继承：掌握前人总结的规律并融会贯通。 应用：应用前人所总结的规律指导生产，应用：应用前人所总结的规律指导生产， 解决实际问题。解决实际问题。 发展：在此基础上，能创建新的理论、发发展：在此基础上，能创建新的理论、发 明新的工艺、解决新的问题。即通过学明新的工艺、解决新的问题。即通过学 习，为今后的进一步发展打下基础。习，为今后的进一步发展打下基础。西工大杨延清7 1、认真听课和记笔记（应记重点、记思路）、认真听课和记笔记（

4、应记重点、记思路） 2、认真看书，包括教材和参考教材，学会看、认真看书，包括教材和参考教材，学会看 图、总结条理图、总结条理 3、多思考，可根据章节后的复习思考题进行、多思考，可根据章节后的复习思考题进行 4、按时完成作业、按时完成作业 5、注意复习涉及到的已学内容、注意复习涉及到的已学内容 钢的热处理原理和工艺钢的热处理原理和工艺，胡光立，胡光立 主编，西主编，西北工业大学出版社，北工业大学出版社，1993西工大杨延清8 固体材料在温度（或压力）改变时，会发固体材料在温度（或压力）改变时，会发生内部的组织和结构变化，即固态相变。生内部的组织和结构变化，即固态相变。 根据变化规律，采用特定的加

5、热和冷却方根据变化规律，采用特定的加热和冷却方法，控制相变过程，就可获得所需的组织、结法，控制相变过程，就可获得所需的组织、结构和性能，并可根据性能要求开发出新材料。构和性能，并可根据性能要求开发出新材料。可见固态相变理论是实施热处理的理论依据和可见固态相变理论是实施热处理的理论依据和实践基础。实践基础。西工大杨延清9 固态相变分类按热力学分类按平衡状态 分 类平衡相变非平衡相变一级相变一级相变二级相变二级相变同素异构转变和多形性转变同素异构转变和多形性转变平衡脱溶沉淀平衡脱溶沉淀共析转变共析转变调幅转变调幅转变有序化转变有序化转变伪共析转变伪共析转变马氏体转变马氏体转变块状转变块状转变贝氏体

6、转变贝氏体转变非平衡脱溶沉淀非平衡脱溶沉淀按原子迁移分类按相变方式分类扩散相变扩散相变非扩散相变非扩散相变有核相变有核相变无核相变无核相变西工大杨延清10按热力学分类 一级相变一级相变 相变时新旧两相的化学位相等，但化学位的一阶偏导不相等。PPTTTTPP已知：STPVPT所以：SS VV 西工大杨延清11一级相变的特点：一级相变的特点： 发生一级相变时，熵发生一级相变时，熵S和体积和体积V发生突变，即一发生突变，即一级相变有级相变有相变潜热相变潜热和和体积改变体积改变。 几乎所有伴随晶体结构变化的固态相变都是一级相变。SS VV 西工大杨延清12 二级相变二级相变 相变时新旧两相的化学位相等

7、，化学位的一阶偏导也相等，但化学位的二阶偏导不相等。PPTTTTPPPPTT2222TTPP2222PTPT22西工大杨延清13已知：STPTCTHTTSTPPPP122VKPVVVPVPTTT22VTVVVTVPTPP2Cp 等压热容，等压热容， K 压缩系数，压缩系数， 膨胀系数膨胀系数VPT所以：西工大杨延清14二级相变的特点：二级相变的特点： 相变时，SS VV 但PPCCKK 即在二级相变时，无相变潜热和体积变化，但比热、压缩系数和膨胀系数发生突变。 材料的部分有序化转变、磁性转变和超导转变属于二级相变。西工大杨延清15按平衡状态分类 固体材料在缓慢加热或冷却时得到平衡组织固体材料在

8、缓慢加热或冷却时得到平衡组织的相变称为平衡转变。的相变称为平衡转变。纯金属在温度和压力变化时，由一种晶体结纯金属在温度和压力变化时，由一种晶体结构转变为另一种晶体结构的过程称为同素异构构转变为另一种晶体结构的过程称为同素异构转变。转变。 在固溶体中发生的同素异构转变称为多形在固溶体中发生的同素异构转变称为多形性转变。性转变。西工大杨延清16纯铁的同素异构转变纯铁的同素异构转变077091213941538温度, oC时间， min无磁性有磁性液态-Fe, bcc-Fe, fcc-Fe, bcc-Fe, bcc-Fe-Fe西工大杨延清17平衡脱溶沉淀平衡脱溶沉淀 在缓慢冷却条件下，由过饱和固溶体

9、中在缓慢冷却条件下，由过饱和固溶体中析出过剩相的过程称为析出过剩相的过程称为平衡脱溶沉淀。平衡脱溶沉淀。具有脱溶沉淀的二元平衡相图具有脱溶沉淀的二元平衡相图 TK + MNP西工大杨延清18平衡脱溶沉淀的平衡脱溶沉淀的特点特点 新相和母相的成分和结构不同；新相和母相的成分和结构不同； 母相的成分和体积分数不断发生变化；母相的成分和体积分数不断发生变化； 母相不消失。母相不消失。西工大杨延清19 合金在冷却时由一个固相分解为两个不同的合金在冷却时由一个固相分解为两个不同的固相的转变称为共析转变。固相的转变称为共析转变。 如如 + ， 钢中钢中+Fe3C（珠光体转变）（珠光体转变）K + 钢中珠光

10、体西工大杨延清20 某些材料在高温为均匀的单一固溶体，当冷某些材料在高温为均匀的单一固溶体，当冷却至某温度时，分解为两个与原固溶体结构相却至某温度时，分解为两个与原固溶体结构相同、成分不同的微区的转变为调幅分解。即同、成分不同的微区的转变为调幅分解。即 1+ 2 Cu-33.5Ni-15Fe合金的调合金的调幅分解组织，幅分解组织， =25.4nm 775 C时效时效15min西工大杨延清21调幅分解的调幅分解的特点特点 没有形核阶段，转变初期出现微区的成分没有形核阶段，转变初期出现微区的成分起伏，无明显的界面，通过上坡扩散，使成分起伏，无明显的界面，通过上坡扩散，使成分起伏不断增大，最终使原来

11、的单一固溶体变为起伏不断增大，最终使原来的单一固溶体变为结构相同、成分不同的两个相。结构相同、成分不同的两个相。(a)经典的成核长大，经典的成核长大，(b)调幅分解的成分变化示意图调幅分解的成分变化示意图西工大杨延清22 固溶体（包括以中间相为基的固溶体）中，各组固溶体（包括以中间相为基的固溶体）中，各组元原子在晶体点阵中的相对位置从无序变为有序的元原子在晶体点阵中的相对位置从无序变为有序的转变称为有序化转变。转变称为有序化转变。 在在Cu-Zn、Cu-Au、Mn-Ni、Fe-Ni、Ti-Ni等合金等合金中可发生有序化转变。中可发生有序化转变。Cu+ZnCuZn西工大杨延清23 固体材料在快速

12、加热或冷却时，由于固体材料在快速加热或冷却时，由于平衡转变得到抑制，可能得到某些在相平衡转变得到抑制，可能得到某些在相图上不能反映的非平衡（或亚稳）组织图上不能反映的非平衡（或亚稳）组织的转变称为非平衡转变。的转变称为非平衡转变。西工大杨延清24 以较快速度冷却时，以较快速度冷却时，非非共析成分共析成分的奥氏体被过冷的奥氏体被过冷到图中的影线区，将到图中的影线区，将同时同时析出铁素体和渗碳体。这析出铁素体和渗碳体。这种转变过程和转变产物类种转变过程和转变产物类似于共析转变，但转变产似于共析转变，但转变产物中铁素体和渗碳体的比物中铁素体和渗碳体的比值不是定值，而是随着奥值不是定值，而是随着奥氏体

13、碳含量的变化而变化，氏体碳含量的变化而变化，所以称为伪共析转变。所以称为伪共析转变。Fe-Fe3C相图左下角相图左下角GSEP西工大杨延清25西工大杨延清26对纯铁或低碳钢，在一定冷速下，对纯铁或低碳钢，在一定冷速下， 相或奥氏体相或奥氏体转变为与之有相同的成分而形态呈块状的转变为与之有相同的成分而形态呈块状的 相。块相。块状新相的长大通过状新相的长大通过原子短程扩散原子短程扩散使新、母相间的使新、母相间的非共格界面的热激活迁移非共格界面的热激活迁移而实现。块状转变产物而实现。块状转变产物在在形态上和界面结构上形态上和界面结构上与马氏体不同。与马氏体不同。 块状转变在有色合金如块状转变在有色合

14、金如Cu-Zn、Cu-Ga、Cu-Al中也存在。中也存在。Cu-38.7wt%Zn合金中，在合金中，在 晶界处晶界处形成的块状形成的块状 相相。西工大杨延清27在钢中，当奥氏体过冷到珠光体和马氏体转在钢中，当奥氏体过冷到珠光体和马氏体转变之间的温度范围，变之间的温度范围，Fe原子不能扩散原子不能扩散，C尚有尚有一定扩散能力一定扩散能力，此时发生了一种不平衡转变，此时发生了一种不平衡转变，称为称为贝氏体转变贝氏体转变（或中温转变）。转变产物也（或中温转变）。转变产物也是是 相与碳化物的混合物，但相与碳化物的混合物，但 相的碳含量和形相的碳含量和形态以及碳化物的形态和分布均与珠光体不同，态以及碳化

15、物的形态和分布均与珠光体不同，称为称为贝氏体贝氏体。 在有色合金及其陶瓷材料中均可能发生贝氏在有色合金及其陶瓷材料中均可能发生贝氏体转变。体转变。西工大杨延清28K合金自合金自T温度快冷，新相来不及析出，冷温度快冷，新相来不及析出，冷到室温就得到过饱和的到室温就得到过饱和的 固溶体。若在低于固固溶体。若在低于固溶度曲线的某一温度等温，由于原子尚有一定溶度曲线的某一温度等温，由于原子尚有一定扩散能力，过饱和扩散能力，过饱和 固溶体会发生分解，逐渐固溶体会发生分解，逐渐析出新相。但在析出的初期，新相的结构和成析出新相。但在析出的初期，新相的结构和成分均与平衡脱溶沉淀相有所不同。这种相变称分均与平衡

16、脱溶沉淀相有所不同。这种相变称为为非平衡脱溶沉淀非平衡脱溶沉淀（或（或时效时效）。）。Al-Cu合金中，析出惯序：合金中，析出惯序：GP 区、区、 、 、 (CuAl2) TKMNPT + T1 西工大杨延清29GPGP区高分辨Z衬度像High-resolution Z-contrast micrograph of GP zone in Al-3at.%Ag aged for 3min at 180C.西工大杨延清30按原子迁移分类 扩散性相变扩散性相变 相变时，相界面的移动是通过原子的近程或远程扩散而进行的相变为扩散性相变，也称为非协非协同型相变同型相变。 只有当温度足够高，原子活动能力足够

17、强时，才能发生扩散性相变。温度越高，原子活动能力越强，扩散距离就越远。 如同素异构转变、多形性转变、脱溶转变、共析转变、调幅分解、有序化转变等。西工大杨延清31 扩散性相变的基本特点：扩散性相变的基本特点： 1、相变过程有原子的扩散，相变速率受原子扩散速率所控制。 2、新相和母相成分往往不同。 3、只有因新相和母相比容不同引起的体积变化，没有宏观形状改变。西工大杨延清32 非扩散性相变非扩散性相变 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。也称为协同型相变协同型相变或切变型相变切变型相变。 非扩散性相变原子仅作有规则的迁移以使点阵发生改组，迁移时，相邻原子相对移动距离不超

18、过一个原子间距，相邻原子的相对位置保持不变。西工大杨延清33非扩散性相变的基本特点：非扩散性相变的基本特点： 1、存在由于均匀切变引起的宏观形状改变，在预先制备的抛光试样表面上出现浮突现象。 2、相变不需要扩散，新相和母相成分相同。 3、新相和母相之间存在一定的晶体学位向关系。 4、某些材料发生非扩散相变时，相界面移动速度极快，可接近声速。西工大杨延清34按相变方式分类 有核相变有核相变 有核相变是通过形核长大的方式进行的。 新相晶核可在母相中均匀形成，也可在母相的某些有利部位优先形成。 新相晶核形成后不断长大使相变得以完成。 新相和母相之间有相界面隔开 大部分的固态相变属于有核相变。西工大杨

19、延清35 无核相变无核相变 无核相变没有形核阶段，以固溶体中的成分起伏为开端，形成高浓度区和低浓度区，但二者之间没有明显的界面，成份由高浓度区逐渐过渡到低浓度区。 以后依靠上坡扩散侍浓度差逐渐增大，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联系的两个相。如即为无核相变。西工大杨延清36三方面的变化：三方面的变化：结构变化结构变化同素异构转变、多型性转变、马氏同素异构转变、多型性转变、马氏体转变、块状转变体转变、块状转变成分变化成分变化调幅分解调幅分解有序化程度变化有序化程度变化有序化转变有序化转变 共析转变、贝氏体转变、脱溶沉淀等既有共析转变、贝氏体转变、脱溶沉淀等既有

20、。 同一种材料在不同的条件下可发生不同的同一种材料在不同的条件下可发生不同的相变，从而具有不同的组织和性能。相变，从而具有不同的组织和性能。西工大杨延清37 固态相变的驱动力为新相和母相的自由能差，固态相变的驱动力为新相和母相的自由能差，通过形核和长大来实现（除调幅分解外），遵通过形核和长大来实现（除调幅分解外），遵循结晶的一般规律，但有其特点：循结晶的一般规律，但有其特点： 一、相界面一、相界面界面能界面能 二、应变能二、应变能 三、两相间具有晶体学关系三、两相间具有晶体学关系 四、晶体缺陷的作用四、晶体缺陷的作用 五、形成过渡相五、形成过渡相 六、扩散较难六、扩散较难相变阻力西工大杨延清3

21、8 固态相变时新相与母相的界面是两种固态相变时新相与母相的界面是两种晶体的界面。根据界面上两相原子在晶晶体的界面。根据界面上两相原子在晶体学上的匹配程度可分为共格界面、半体学上的匹配程度可分为共格界面、半共格界面和非共格界面。具有一定的界共格界面和非共格界面。具有一定的界面能。面能。 西工大杨延清39（一）共格界面（一）共格界面 界面上的原子所占位置恰好是两相点阵的共界面上的原子所占位置恰好是两相点阵的共有位置，两相在界面上的原子可以一对一的互相有位置，两相在界面上的原子可以一对一的互相匹配。由于两相点阵总有一定差别，或点阵参数匹配。由于两相点阵总有一定差别，或点阵参数不同，要完全共格，必将在

22、界面附近产生弹性应不同，要完全共格，必将在界面附近产生弹性应变能。变能。西工大杨延清40（二）半共格界面（二）半共格界面 两相界面上原子间距的相对差值，即错配两相界面上原子间距的相对差值，即错配度度 越大，弹性应变能越大。达到一定程度时，越大，弹性应变能越大。达到一定程度时，难以维持完全共格，在界面上产生一些刃型位难以维持完全共格，在界面上产生一些刃型位错，以补偿错配，使弹性应变能降低。界面上错，以补偿错配，使弹性应变能降低。界面上两相原子变为部分匹配，故称为两相原子变为部分匹配，故称为半共格界面。半共格界面。aaa西工大杨延清41（三）非共格界面（三）非共格界面 当两相界面处的原子排列差别很

23、大，即错配当两相界面处的原子排列差别很大，即错配度很大时度很大时 ( 0.25)，原子的匹配关系不能维持，原子的匹配关系不能维持，这种界面为非共格界面。这种界面为非共格界面。西工大杨延清42（四）界面能（四）界面能 由于界面处的原子键合被切断或被削由于界面处的原子键合被切断或被削弱，引起的能量升高。不同结构的界面弱，引起的能量升高。不同结构的界面具有不同的界面能：具有不同的界面能： 共格界面的界面能最小共格界面的界面能最小 (0-200mJ/m2) 半共格界面次之半共格界面次之(200-500mJ/m2) 非共格界面的界面能最高非共格界面的界面能最高 (500-1000mJ/m2)西工大杨延清

24、43（一）共格应变能（一）共格应变能 固态相变时新、母相界面上的原子要强制固态相变时新、母相界面上的原子要强制实行匹配，以建立共格或半共格关系，在界实行匹配，以建立共格或半共格关系，在界面附近必然产生面附近必然产生弹性应变能弹性应变能，或称为，或称为共格应共格应变能。变能。 共格应变能以共格界面最大共格应变能以共格界面最大 半共格界面次之半共格界面次之 非共格界面最小非共格界面最小西工大杨延清44（二）比容差应变能（二）比容差应变能 新相和母相比容不同，所以新相形成时的新相和母相比容不同，所以新相形成时的体积变化要受到母相的约束而产生弹性应变能，体积变化要受到母相的约束而产生弹性应变能，称为比

25、容差应变能称为比容差应变能Es 比容差应变能与新比容差应变能与新相的形状有关相的形状有关: 圆盘状新相的最小圆盘状新相的最小 针状次之针状次之 球状新相的最大球状新相的最大西工大杨延清45固态相固态相变阻力变阻力界面能界面能应变能应变能共格应变能共格应变能比容差应变能比容差应变能 过冷度大过冷度大，新相的临界晶核尺寸小，单位体积的，新相的临界晶核尺寸小，单位体积的新相的表面积大，界面能增大并居主要地位。两相界新相的表面积大，界面能增大并居主要地位。两相界面易取面易取共格共格方式以降低界面能，但会引起应变能的增方式以降低界面能，但会引起应变能的增加，新相倾向形成盘（片）状，以降低应变能加，新相倾

26、向形成盘（片）状，以降低应变能。 过冷度小过冷度小，临界晶核尺寸大，界面能不起主导作，临界晶核尺寸大，界面能不起主导作用。易形成用。易形成非共格非共格界面，以降低应变能。若两相的比界面，以降低应变能。若两相的比容差较小，则新相倾向于形成球状以降低界面能，若容差较小，则新相倾向于形成球状以降低界面能，若两相的比容差较大，新相倾向于形成针状以兼顾降低两相的比容差较大，新相倾向于形成针状以兼顾降低界面能和比容差应变能。界面能和比容差应变能。西工大杨延清46（一）惯习面（一）惯习面 新相往往在母相一定的晶面族上形成，这新相往往在母相一定的晶面族上形成，这种晶面称为惯习面。在该面上，新相和母相的种晶面称

27、为惯习面。在该面上，新相和母相的原子排列相近，能较好的匹配，有助于减少两原子排列相近，能较好的匹配，有助于减少两相间的界面能。相间的界面能。 例如，低碳钢中马氏体的惯习面为例如，低碳钢中马氏体的惯习面为111 西工大杨延清47（二）位向关系（二）位向关系 两相中保持平行关系的晶面和晶向。两相中保持平行关系的晶面和晶向。 固态相变中，常以低指数、原子密度大且固态相变中，常以低指数、原子密度大且彼此匹配较好的晶面和晶向互相平行，以减少彼此匹配较好的晶面和晶向互相平行，以减少界面能。界面能。 例如钢中发生马氏体相变，具有例如钢中发生马氏体相变，具有K-S关系：关系： 111 / 110 ； / 西工

28、大杨延清48 新相和母相间为共格或半共格界面，新相和母相间为共格或半共格界面，两相间必然有一定的晶体学位向关系。两相间必然有一定的晶体学位向关系。 但有一定位向关系的，并非都具有共但有一定位向关系的，并非都具有共格或半共格界面。格或半共格界面。 无一定位向关系的必定为非共格界面。无一定位向关系的必定为非共格界面。西工大杨延清49点缺陷：点缺陷：空位空位线缺陷：线缺陷：位错（刃型位错、螺型位错）位错（刃型位错、螺型位错）面缺陷：面缺陷：晶界、亚晶界等晶界、亚晶界等 提高形核率。缺陷周围存在有畸变能，相提高形核率。缺陷周围存在有畸变能，相变时可释放出来作为部分相变驱动力，因变时可释放出来作为部分相

29、变驱动力，因 此新此新相常在缺陷处优先形核。相常在缺陷处优先形核。 对晶核的生长和组元的扩散有促进作用。对晶核的生长和组元的扩散有促进作用。西工大杨延清50 过渡相也称为中间亚稳相，其成分或结构，或者成过渡相也称为中间亚稳相，其成分或结构，或者成分和结构二者都处于新相和母相之间。分和结构二者都处于新相和母相之间。母相自由能高自由能高非共格界面非共格界面晶体结构差异大晶体结构差异大界面能大、形核功大界面能大、形核功大新相自由能最低自由能最低 过渡相自由能低自由能低共格或半共格界面共格或半共格界面结构或成分接近结构或成分接近界面能小、形核功小界面能小、形核功小西工大杨延清51 固体中原子的扩散速率

30、远远低于液体固体中原子的扩散速率远远低于液体中原子的扩散，所以扩散速率对固态相中原子的扩散，所以扩散速率对固态相变影响很大。变影响很大。母相母相新相新相成分不同成分不同某些组元的扩散某些组元的扩散西工大杨延清52核胚：核胚：母相中与新相成分、结构相近的微区母相中与新相成分、结构相近的微区晶核：晶核：超过某一临界尺寸的核胚，能稳定存在并超过某一临界尺寸的核胚，能稳定存在并自发长大自发长大均匀形核：均匀形核：晶核在母相中无择优的任意分布晶核在母相中无择优的任意分布非均匀形核：非均匀形核：晶核在母相中某些区域择优的不均晶核在母相中某些区域择优的不均匀分布匀分布西工大杨延清53均匀形核时，系统自由能的

31、总变化：均匀形核时，系统自由能的总变化： G=- gVV+ S+EV=- GV+ GS+ GE 与液固相变相比，多了一项与液固相变相比，多了一项 GE，相变阻力大，相变阻力大，相变更加困难。相变更加困难。 G系统自由能总变化系统自由能总变化 V新相体积新相体积 gV单位体积新相与母相的自由能差单位体积新相与母相的自由能差 新相与母相间单位面积界面能新相与母相间单位面积界面能 E新相单位体积应变能新相单位体积应变能 相变驱动力相变驱动力相变阻力相变阻力西工大杨延清54固态相变均匀形核的临界晶核形成功：固态相变均匀形核的临界晶核形成功：22316*EgGv比较：液固相变的临界晶核形成功比较：液固相

32、变的临界晶核形成功:可见：可见： G固固* G液液 *22316*vgG固态相变均匀形核的形核率：固态相变均匀形核的形核率：kTGQNN*exp与液固相变相比，由于固态相变的激活能与液固相变相比，由于固态相变的激活能Q大，大， G*高，所以高，所以固态相变均匀形核的形核率小得多。固态相变均匀形核的形核率小得多。西工大杨延清55 固态相变主要依赖非均匀形核，母相中的缺陷固态相变主要依赖非均匀形核，母相中的缺陷可以作为形核位置。可以作为形核位置。 非均匀形核时，系统自由能的总变化：非均匀形核时，系统自由能的总变化： G=- gVV+ S+EV- G d - G d表示表示非均匀形核由于晶体缺陷消失

33、而释非均匀形核由于晶体缺陷消失而释放的能量，放的能量， 相变驱动力变为：相变驱动力变为：- gVV- G d西工大杨延清56（一）空位（一）空位 加速扩散过程加速扩散过程 释放自身的能量提供形核驱动力释放自身的能量提供形核驱动力 空位群可凝聚成位错而促进形核空位群可凝聚成位错而促进形核西工大杨延清57（二）位错（二）位错 新相在位错线上形核，位错线消失而释放新相在位错线上形核，位错线消失而释放的能量作为形核驱动力的能量作为形核驱动力 位错线不消失，依附在新相界面上构成半位错线不消失，依附在新相界面上构成半共格界面的位错，使应变能降低共格界面的位错，使应变能降低 溶质原子在位错线上偏聚，含量增高

34、，易溶质原子在位错线上偏聚，含量增高，易于满足新相形成的成分条件于满足新相形成的成分条件 位错线作为扩散的短路通道，降低扩散激位错线作为扩散的短路通道，降低扩散激活能，加速形核过程活能，加速形核过程 位错可分解为扩展位错，其层错部分作为位错可分解为扩展位错，其层错部分作为新相核胚而有利于形核新相核胚而有利于形核西工大杨延清58FVariant 1Variant 4EDCBA001Al 010Al FFT for S precipitate F20.5002S020S002Al020Al在Al-Cu-Mg合金的位错线上形成的S相（Al2CuMg）西工大杨延清59（三）晶界（三）晶界 大角晶界的界

35、面能高，在晶界形核可使界大角晶界的界面能高，在晶界形核可使界面能释放并作为相变驱动力，从而降低形核功。面能释放并作为相变驱动力，从而降低形核功。 新相往往与某一晶粒形成共格或半共格界新相往往与某一晶粒形成共格或半共格界面，以降低界面能，常是平直界面；与另一晶面，以降低界面能，常是平直界面；与另一晶粒构成非共格界面，具有球冠状的形态。粒构成非共格界面，具有球冠状的形态。西工大杨延清60500 nm500 nm(a)(b)500 nm在Al-Cu-Mg合金的晶界上形成的S相（Al2CuMg）西工大杨延清61 新相晶核的长大实质上是界面向母相方向新相晶核的长大实质上是界面向母相方向的迁移。界面迁移的

36、机制与新相成核时出现的的迁移。界面迁移的机制与新相成核时出现的界面性质界面性质 (共格、半共格或非共格共格、半共格或非共格) 有关。有关。 实际上，宏观的界面几乎不可能是完全共实际上，宏观的界面几乎不可能是完全共格的，通常所见的相界面不是格的，通常所见的相界面不是半共格半共格就是就是非共非共格格。西工大杨延清62（一）半共格界面的迁移（一）半共格界面的迁移 1、切变长大、切变长大 （协同型长大，位移式长大）（协同型长大，位移式长大） 晶核的长大通过半共格界面上母相一侧原子以晶核的长大通过半共格界面上母相一侧原子以切变的方式来完成的，大量原子有规则的沿某切变的方式来完成的，大量原子有规则的沿某一

37、方向作小于一个原子间距的迁移，并保持各一方向作小于一个原子间距的迁移，并保持各原子间原有的相邻关系不变。也称为原子间原有的相邻关系不变。也称为无扩散型无扩散型相变相变，如马氏体相变。，如马氏体相变。切变造成的协同型长大切变造成的协同型长大西工大杨延清63 2、界面位错运动、界面位错运动 如果界面位错（刃型位错）的如果界面位错（刃型位错）的柏氏矢量平柏氏矢量平行于相界面行于相界面，则界面移动时位错必须攀移，实，则界面移动时位错必须攀移，实际上阻碍界面移动。际上阻碍界面移动。 西工大杨延清64 若位错的若位错的柏氏矢量与界面呈一定的角度柏氏矢量与界面呈一定的角度，则界，则界面就能滑动。这时位错的滑

38、移面必须在界面两侧面就能滑动。这时位错的滑移面必须在界面两侧连续，但不一定要求平行。任一个滑动位错都使连续，但不一定要求平行。任一个滑动位错都使滑移面上部的点阵相对于滑移面的下部点阵发生滑移面上部的点阵相对于滑移面的下部点阵发生相当于位错柏氏矢量大小的切动。按同样方法，相当于位错柏氏矢量大小的切动。按同样方法，在滑移面上的位错滑动后，使原点阵在滑移面上的位错滑动后，使原点阵(如如 相相)切变切变成为成为 结构。结构。西工大杨延清653、台阶生长机制、台阶生长机制 界面位错（刃型位错）的柏氏矢量平行于界面位错（刃型位错）的柏氏矢量平行于相界面，但是，如相界面形成相界面，但是，如相界面形成生长台阶

39、生长台阶，台阶，台阶侧面为非共格，母相（侧面为非共格，母相（ ）中的原子通过扩散）中的原子通过扩散使台阶侧向长大，其效果相当于界面向上迁移，使台阶侧向长大，其效果相当于界面向上迁移，使新相（使新相（ ）长大。）长大。台阶机制长大示意图台阶机制长大示意图西工大杨延清66（二）非共格界面的迁移（二）非共格界面的迁移 在许多情况下，新相与母相间呈非共格界在许多情况下，新相与母相间呈非共格界面，界面处原子排列紊乱，形成无规则排列的面，界面处原子排列紊乱，形成无规则排列的过渡薄层。过渡薄层。西工大杨延清67 这种界面上原子的移动不是协同的，这种界面上原子的移动不是协同的，即无一定先后顺序，相对位移距离不

40、等，即无一定先后顺序，相对位移距离不等，其相邻关系也会变化。这种界面可在任其相邻关系也会变化。这种界面可在任何位置接收或输出原子，随母相原子不何位置接收或输出原子，随母相原子不断向新相转移，界面本身便沿其法向推断向新相转移，界面本身便沿其法向推进，从而使新相逐渐长大。进，从而使新相逐渐长大。 台阶长大和非共格界面的迁移造成的台阶长大和非共格界面的迁移造成的相变都是扩散型相变。相变都是扩散型相变。西工大杨延清68 新相长大速度取决于界面迁移速度。对于新相长大速度取决于界面迁移速度。对于 无无扩散型相变，界面迁移是通过点阵切变完成的，扩散型相变，界面迁移是通过点阵切变完成的，不需要原子扩散，长大速

41、度很高。对于扩散型不需要原子扩散，长大速度很高。对于扩散型相变，界面迁移需要借助于原子的扩散，故新相变，界面迁移需要借助于原子的扩散，故新相长大速度较低。相长大速度较低。 扩散型相变中新相长大的两种情况：扩散型相变中新相长大的两种情况： 1、新相形成时无成分变化，只有原子的短、新相形成时无成分变化，只有原子的短程扩散。程扩散。 2、新相形成时有成分变化，长大需要通过、新相形成时有成分变化，长大需要通过溶质原子的长程扩散溶质原子的长程扩散西工大杨延清69（一）无成分变化的新相长大（一）无成分变化的新相长大 由母相由母相 转变为同成分的新相转变为同成分的新相 ，新相长大，新相长大可看作是相界面的迁

42、移，其实质是两相界面附可看作是相界面的迁移，其实质是两相界面附近的原子的短程扩散。当母相中的原子通过短近的原子的短程扩散。当母相中的原子通过短程扩散越过界面进入新相时，便导致相界面向程扩散越过界面进入新相时，便导致相界面向新相中迁移，使新相长大。长大速度受界面扩新相中迁移，使新相长大。长大速度受界面扩散（短程扩散）所控制。散（短程扩散）所控制。西工大杨延清70 以以 g表示表示 相中一个原相中一个原子越过相界面跳到子越过相界面跳到 相所相所需的激活能，振动原子中需的激活能，振动原子中能够具有这一激活能的概能够具有这一激活能的概率为：率为： g g G位置位置原子在两相中的自由能以原子在两相中的

43、自由能以及越过相界面的激活能及越过相界面的激活能 原子的振动频率为原子的振动频率为 o，则则 相的原子能跳到相的原子能跳到 相相上的频率上的频率 为：为：表明单位时间中有表明单位时间中有 个原子从个原子从 相跳到相跳到 相上去相上去kTgexpkTgexp0西工大杨延清71 同理，同理， 相中的原子也可跳到相中的原子也可跳到 相上去，所需的激活能相上去，所需的激活能为为 g+ g， g为为 与与 相间的自由能差。则相间的自由能差。则 相中相中的原子跳到的原子跳到 相上去的频率为：相上去的频率为：kTggexp0表明单位时间中有表明单位时间中有 个原子从个原子从 相跳到相跳到 相上去。相上去。则

44、原子从则原子从 相中跳到相中跳到 相上去的净频率为：相上去的净频率为： = - 若原子跳动一次的距离为若原子跳动一次的距离为 ，当界面上有一层原子从，当界面上有一层原子从 相中跳到相中跳到 相，相， 相便增厚相便增厚 ，则，则长大速度长大速度为：为：kTgkTguexp1exp0西工大杨延清72 当当过冷度很小过冷度很小时，时， g 0，根据近似计，根据近似计算，算，ex 1+x（当（当|x|很小时），所以：很小时），所以：kTgkTg1exp则：则：kTgTgkuexp0 可见，可见，当过冷度很小时当过冷度很小时，新相长大速度与新、母，新相长大速度与新、母相间的自由能差（即相变驱动力）成正比

45、。实际上，相间的自由能差（即相变驱动力）成正比。实际上，两相间的自由能差是过冷度或温度的函数，所以两相间的自由能差是过冷度或温度的函数，所以新新相长大速度随温度的降低而增大。相长大速度随温度的降低而增大。西工大杨延清73 当当过冷度很大过冷度很大时，时， g kT，使，使0expkTg则：则：kTguexp0可见，当可见，当过冷度很大过冷度很大时，新相长大速度时，新相长大速度随随温度的降低呈指数函温度的降低呈指数函数减小。数减小。 在整个相变温度在整个相变温度范围内，新相长大速范围内，新相长大速度随温度降低呈先增度随温度降低呈先增后减的规律后减的规律新相长大速度与温度的关系新相长大速度与温度的

46、关系uTukTgexpkTg西工大杨延清74（二）有成分变化的新相长大（二）有成分变化的新相长大 对于新相成分改变的相变，新相的长大需要有溶对于新相成分改变的相变，新相的长大需要有溶质原子的长程扩散，长大速度受扩散所控制。质原子的长程扩散，长大速度受扩散所控制。 情况情况 1 新相新相 中溶质原子浓度中溶质原子浓度C 低于母相低于母相 中的中的浓度浓度C 情况情况 2 新相新相 中溶质原子浓度中溶质原子浓度C 高于母相高于母相 中的中的浓度浓度C 新相生长过程中溶质原子的浓度分布新相生长过程中溶质原子的浓度分布Cxx(t) C C C uCxx(t)C C C u 西工大杨延清75 新相新相 和母相和母相 在相界面上处于平衡的浓度在相界面上处于平衡的浓度分别为分别为C 和和C 。C 高于（情况高于（情况1）或低于（情）或低于（情况况2）母相）母相 中的浓度中的浓度C ，在界面附近的母相在界面附近的母相中形成浓度梯度，引起母相中溶质原子的扩散，中形成浓度梯度，引起母相中溶质原子的扩散，以降低浓度差，扩散的结果破坏了相界面上的以降低浓度差，扩散的结果破坏了相界面上的浓度平衡。为了恢复相界面上的浓度平衡，必浓度平衡。为了恢复相界面上的浓度平衡，必须通过相间扩散，使新相长大。须通过相