上应院金属热处理原理课件第1章 固态相变概论

第一章固态相变概论1.1固态相变的主要类型1.1.1平衡转变同素异晶转变纯金属在一定的温度和压力下，由一种结构转变为另一种结构的现象称为同素异晶转变。若在固溶体中发生这种结构的转变，则称为多形性转变。如钢在冷却时由奥氏体中析出先共析铁素体的过程。1(2)平衡脱溶转变高温过饱和固溶体缓慢冷却过程中析出第二相的过程特点：(a)新相的成分和结构始终与母相的不同；(b)母相不会消失。钢在冷却时，由奥氏体析出二次渗碳体的过程

图1-1可发生脱溶转变的合金2（3）共析转变合金冷却时，由一个固相同时析出两个不同固相的过程称为共析转变钢中的珠光体相变（4）增幅分解由一种高温固溶体，冷至某一温度范围，分解为两种与原固溶体结构相同，而成分不同的微区的转变称为增幅分解

α→α1+α2

3(5)有序化转变固溶体中，各组元的相对位置从无序过渡到有序的过程，称为有序化转变。

Cu-Zn、Au-Cu等合金中均可发生这种转变

特点：(a)新形成的微区之间无明显的界面和成分的突变；(b)通过上坡扩散，最终使均匀固溶体变为不均匀固溶体。41.1.2不平衡转变伪共析转变接近共析点成分的合金，过冷到共析点以下发生共析转变的过程

铁素体和渗碳体的相对量随奥氏体的含碳量而变，故称为伪共析体图1-2Fe-Fe3C相图的伪共析区5(2)马氏体相变钢在快冷时，若能避免其发生扩散型转变，则将无需原子的扩散，以一种切变共格的方式实现点阵的改组，而转变为马氏体(3)块状转变

在一定的冷速下奥氏体转变为与母相成分相同而形貌呈块状的α相的过程通过原子的短程扩散使非共格相界面在母相中推移6(4)贝氏体相变在珠光体转变与马氏体转变温度范围之间（中温），铁原子不能扩散，碳原子可以扩散过冷奥氏体转变为由铁素体和渗碳体组成的非层片状组织—贝氏体(5)不平衡脱溶转变

在等温条件下，由过饱和固溶体中析出第二相的过程析出相为非平衡亚稳相7

金属固态相变的三种基本变化：（1）结构；（2）成分；（3）有序程度只有结构的变化：多形性转变，马氏体相变只有成分的变化：调幅分解既有结构又有成分上的变化：共析转变，脱溶沉淀81.2固态相变的一般特征固态相变的驱动力也为新相与母相的自由能差，与结晶过程相比，固态相变有其自身特点1.2.1相界面按结构特点可分为：共格界面、半共格界面、非共格界面9（1）共格界面两相界面上的原子排列完全匹配，即界面上的原子为两相所共有特点：界面能很小，弹性应变能大错配度δ=∆a/a

越大，弹性应变能越大10图1-3a)共格界面b)半共格界面c)非共格界面11半共格界面：相界面上分布若干位错，界面上的两相原子部分地保持匹配，弹性应变能降低。(3)非共格界面：两相界面完全不匹配，即存在大量缺陷的界面，为很薄的一层原子不规则排列的过渡层，界面能较高。121.2.2惯习面和位向关系固态相变时，新相往往在母相的一定晶面上开始形成，这个晶面称为惯习面如：亚共析钢中，在{111}γ析出先共析铁素体------魏氏组织位向关系：新相与母相之间的某些低指数晶面和晶向往往存在一定的位向关系，以减小两相间的界面能{110}α//{111}γ

；<111>α//<110>γ131.2.3弹性应变能

图1-4新相形状与应变能的关系由纳巴罗(Nabarro)计算非共格相界面的体积（比容）应变能（由于比容不同）：球状最大，针状次之，盘状最小。

两相界面上不匹配也引起弹性应变能，共格界面最大，半共格界面次之，非共格界面为零。14固态相变的阻力：界面能+应变能1.2.4晶体缺陷的影响大多数固态相变的形核功较大，极易在晶体缺陷处优先不均匀形核，提高形核率，对固态相变起明显的促进作用。1.2.5过渡相（亚稳相）的形成为了减少界面能，固态相变中往往先形成具有共格相界面的过渡相（亚稳相）。亚稳相有向平衡相转变的倾向，但在室温下转变速度很慢。151.3固态相变的形核1.3.1均匀形核与凝固过程相比，增加了一项应变能∆G=V∆Gv+Sσ+εV(1-1)其中∆Gv

----新旧相间单位体积自由能差σ----单位面积界面能ε----单位体积应变能相变驱动力：V∆Gv

，新旧相间自由能差相变阻力：Sσ+εV，界面能+应变能16设形成的新相晶核为球形对于r求导：图1-5球形晶核的自由能变化可得临界晶核尺寸：形成临界晶核的形核功形核功：晶核长大到r*

所需克服的能垒，或所做的功17

固态相变的形核率

----单位体积母相中所形成的核心数N----单位体积母相中的原子数ν----原子振动频率∆G*----形核功Q----原子扩散激活能

固态相变较难均匀形核181.3.2非均匀形核晶体缺陷储存的能量可使形核功降低，促进形核∆G=V∆Gv+Sσ+εV-∆Gd(1-5)-∆Gd----由于晶体缺陷消失所降低的能量晶体缺陷：空位、位错、晶界（1）空位空位通过促进溶质原子扩散或利用本身能量提供形核驱动力而促进形核

空位团可凝聚成位错而促进形核19脱溶沉淀时无析出区的形成原因空位对脱溶沉淀有促进作用，是沉淀相非均匀形核的位置。晶界附近的过饱和空位扩散到晶界而消失。（2）位错位错从三方面促进形核：围绕位错形核后，位错消失，释放出畸变能。对于半共格晶核，原有的位错成为界面位错，补偿了错配，降低了形核功。溶质原子常在位错线上偏聚，容易满足新相成分上的要求。20（3）晶界大角晶界具有较高的界面能，在晶界上形核可利用晶界能量，使形核功降低。有三种位置：a)晶界面b)棱边c)隅角图1-6晶界形核时三种位置21图1-7晶界面形核时晶核形状图1-8三晶粒相交的棱边图1-9四晶粒相交的隅角22图1-10晶界不同位置形核功比较

θ----接触角隅角形核的形核功比其他位置小在晶界上的三种位置中，隅角位置在多晶体中所占的体积分数最少231.4固态相变的长大1.4.1长大机制半共格界面的迁移半共格界面上存在位错列要随界面移动，位错要攀移台阶侧向移动，位错可滑移图1-11台阶长大机制24（2）协同型长大机制无扩散型相变，原子通过切变方式协同运动，相邻原子的相对位置不变

如马氏体相变，会发生外形变化，出现表面浮凸新相和母相间有一定的位向关系图1-12马氏体相变表面浮凸251.4.2新相长大速度(1)界面控制型长大无成分变化的新相长大图1-13激活能示意图26原子在母相α和新相β间往返的频率分别为:27设单原子层厚度为δ，则界面迁移速率为：28过冷度较小时，∆GV

→0

随温度降低，两相的自由能差增大，新相长大速率增加。29

过冷度较大时，∆GV>>kT

随温度降低，新相长大速率按指数函数减小。30扩散控制型长大成分发生改变的相变，受传质过程，亦即扩散速度所控制。图1-14(a)平衡相图(b)界面附近浓度分布31根据费克第一定律，扩散通量为

随着温度的下降，溶质在母相中的扩散系数急剧减小，故新相的长大速率降低。32图1-15新相长大速度与过冷度的关系331.4.3固态相变动力学

研究新相形成量(体积分数)与时间、温度关系的学科称为相变动力学。

与再结晶过程类似，形核—长大过程。34（1）约翰逊-迈尔方程（Johnson-Mehl方程)

当形核率和长大速度恒定时，恒温转变动力学35(2)阿佛瑞米方程(Avrami方程)

当形核率和长大速度随时间而变时36（3）C曲线

相变