材料科学基础 第9章 固态相变和热处理 优质课件
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第9章固态相变和热处理
4
9.1.2 钢的临界温度
平衡转变温度： A1、 A3、Acm
实际加热时转变温度：
Ac1、 Ac3、Accm
实际冷却时转变温度：
Ar1、Ar3、Arcm
5
9.2 钢在加热时的转变
9.2.1 共析钢的奥氏体形成过程 >Ac1 As（ ） P（α＋ Fe3C） Wc%: 0.02 6.69 晶格： b.c.c 正交 0.77 f.c.c
36
9.3.4过冷奥氏体连续冷却转变曲线及其应用 上临界冷却速度与下临界冷却速度
vk表示过冷奥氏体在连续冷却过程中不发生分解， 全部冷至Ms点以下发生马氏体转变的最小冷却速 度，称为上临界冷却速度或临界淬火速度； （critical cooling rate） vk′表示过冷奥氏体全部得到珠光体的最大冷却速度， 称为下临界冷却速度。 当实际冷却速度大于vk时只发生马氏体转变；当其 小于vk′时，只发生珠光体转变；当大于vk′而小于vk 时，则先发生珠光体转变后发生马氏体转变。
500
400 300
转变开始线 M+过冷A
200
100 0 -100 0
Mf
M
1 10 102 103
104
时间(s)
27
3.孕育期 －－转变开始线与纵坐标轴之间的距离。 过冷奥氏体的稳定性取决于其转变的孕育期 （incubation period） 在曲线的“鼻尖”处(约550℃)孕育期最短，过 冷奥氏体的稳定性最小，在该温度等温，其转 变速度最快 。 鼻尖温度至A1温度之间，随温度下降(即过冷度 增大)，孕育期变短，转变速度加快，过冷奥氏 体的稳定性降低； 在鼻尖温度至Ms之间，随着温度下降，孕育期 变长，转变速度减慢，过冷奥氏体的稳定性提 高。
第9章 固态相变
Gc RT Q RT
固态相变均匀形核时系统自由能变化公式：
G VGV S V
假设新生相为球体，其半径为r，则上式为 可求出新相的临界晶核半径： 可求出临界晶核形成功：
2 rc GV
16 3 Gc 3(GV ) 2
9.3.2 非均匀形核
按相变过程中有无原子扩散的特点，可将 固态相变分为三类：
扩散型相变 相变过程中，新相的形核与长大主要依靠原子进 行长距离的扩散。如同素异构转变、固溶体中的多形 性转变、脱溶转变、共析转变、包析转变、调幅分解 和有序化转变都属于此类。相界面是非共格的。 非扩散型相变 相变过程中，新相的成长是通过产生切变和转动 而进行的，也称切变型相变。相界面是共格的，转变 前后各原子间的相邻关系不发生变化，化学成分也不 发生变化。如马氏体转变。 半扩散型相变 相变是介于扩散型相变和非扩散型相变之间的一 种过渡型相变。如贝氏体转变。
16 3 Gc 3(GV ) 2
rc
2 GV
（9-4）
2 rc GV
16 3 Gc 3(GV ) 2
由（9-3）和（9-4）式可知，由于应变能的存 在，使rc和△Gc增大了。说明△GV一定时，固 态相变比液态结晶要困难。此外，固态相变时 原子的扩散也困难。 总之，固态相变比液态结晶的阻力大。原因： ①多出一项应变能；②扩散较困难。
1、固态相变的特征、驱动力、阻力； 小结： 2、固态相变与液态结晶的差别； 3、固态相变的基本类型。
思考题： 1．固态相变的特征有哪些？其中固态相变的 驱动力是什么？固态相变的阻力是什么？ 2．比较固态相变与液态结晶的差别。 3．何为错配度？怎样用错配度去判别界面的 匹配程度？ 4．何为惯习现象？出现惯习现象的原因是什 么？ 5．按相变过程中有无原子扩散的特点，可将 固态相变分为哪三类？各有何特点？
固态相变均匀形核时系统自由能变化公式：
G VGV S V
假设新生相为球体，其半径为r，则上式为 可求出新相的临界晶核半径： 可求出临界晶核形成功：
2 rc GV
16 3 Gc 3(GV ) 2
9.3.2 非均匀形核
按相变过程中有无原子扩散的特点，可将 固态相变分为三类：
扩散型相变 相变过程中，新相的形核与长大主要依靠原子进 行长距离的扩散。如同素异构转变、固溶体中的多形 性转变、脱溶转变、共析转变、包析转变、调幅分解 和有序化转变都属于此类。相界面是非共格的。 非扩散型相变 相变过程中，新相的成长是通过产生切变和转动 而进行的，也称切变型相变。相界面是共格的，转变 前后各原子间的相邻关系不发生变化，化学成分也不 发生变化。如马氏体转变。 半扩散型相变 相变是介于扩散型相变和非扩散型相变之间的一 种过渡型相变。如贝氏体转变。
16 3 Gc 3(GV ) 2
rc
2 GV
（9-4）
2 rc GV
16 3 Gc 3(GV ) 2
由（9-3）和（9-4）式可知，由于应变能的存 在，使rc和△Gc增大了。说明△GV一定时，固 态相变比液态结晶要困难。此外，固态相变时 原子的扩散也困难。 总之，固态相变比液态结晶的阻力大。原因： ①多出一项应变能；②扩散较困难。
1、固态相变的特征、驱动力、阻力； 小结： 2、固态相变与液态结晶的差别； 3、固态相变的基本类型。
思考题： 1．固态相变的特征有哪些？其中固态相变的 驱动力是什么？固态相变的阻力是什么？ 2．比较固态相变与液态结晶的差别。 3．何为错配度？怎样用错配度去判别界面的 匹配程度？ 4．何为惯习现象？出现惯习现象的原因是什 么？ 5．按相变过程中有无原子扩散的特点，可将 固态相变分为哪三类？各有何特点？
固态相变PPT课件
Driin•vcoinrnegcaefsoneurccleeTattoedn,ugcrloewatuen
increases as we
til reach equilibrium
supercooling (eutectic, eutectoid)
Small supercooling few nuclei - large
②相变阻力使之无 法进行下去。
α+θ
Al
Cu
(a)过饱和固溶体 (b)GP区, θ′′ , θ′ (c)马氏体
α+Fe3C
Fe
Fe3C
8
第8页/共44页
金属材料热处理原理
3. 1 概述
➢新相/母相相界，类似于晶界，可分共格、部分共格、非 共格等三类
初生新相的相界面多为共格，而后逐渐向非共格界面发展.
crystals Large supercooling rapid nucleation - many
nuclei, small crystals
28
第28页/共44页
金属材料热处理原理
３. 2 新相形核
3. 3 新相形核
均匀形核（任意随机地形核）、不均匀形核（实际情况）
均匀形核(Homogeneous nucleation)
母相
溶质原子扩散
新相
26
第26页/共44页
金属材料热处理原理
3. 1 概述
非扩散型相变（移位、切变、军队）
在原子无法实现扩散的条件
下发生。新相生长时，母相
中原子不需扩散，只以小于
母相
新相
原子间距的距离相对位移，
实现晶体集体切变，新相成
分保留母相成分特点。
材料科学基础课件第九章_相变
*二、按相变方式分类
成核－长大型相变：由程度大，但范围小的浓度起伏开始发生相变 ，并形成新相核心。如结晶釉。
连续型相变(不稳分相)：由程度小，范围广的浓度起伏连续长 大形成新相。 如微晶玻璃。硅胶 三、按质点迁移特征分类
扩散型：有质点迁移。
无扩散型：在低温下进行，如：同素异构转变、马氏体转变
马氏体转变：
如：单元系统中。晶体I晶体II,多晶转变
广义相变：包括过程前后相组成的变化。
g L (凝聚、蒸发) g S (凝聚、升华) L S (结晶、熔融、溶解)
S1 S2 (晶型转变、有序-无序转变) L1 L2 (液体) A＋BC （ 无公度相变） 亚稳分相 (Spinodal分相)
§9－1
一、按热力学分类
相变的分类
(P，T) 一级相变和二级相变
一级相变：两相化学势相等，其一级偏微熵不 1＝ 2 相等， 1 2 (V V ) 1 2 P T P T 1 2 (-S S ) 1 2 T P T P
第九章 固态相变
Chapter9phase transformation
基本概念
相变：指在一定外界条件下，体系中发生的从一相到另一 相的变化过程。即质点的重排为相变，
应用：相变可以控制材料的结构和性质。 相变开裂：石英质陶瓷 相变增韧：1）氧化锆陶瓷，如陶瓷剪刀，单 斜-四方体积增加7-9%。 狭义相变：过程前后相的化学组成不变，即不发生化学反应。
*
较小的过 冷度即可 以成核
( 2 cos )(1 cos )2 f ( ) 4
润湿 0～900 cos 1～0 f()
* G K
固态相变与金属热处理 ppt课件
7 固态相变与金属热处理
7.1 固态相变概述
7.2 钢的热处理原理
7.3 钢的热处理工艺
小结
ppt课件
1
7.1 固态相变概述
7.1.1 固态相变的概念
相变是一种非常普遍的现象，如物质三 态的相互转化、固态物质内部结构的转变等 都属于相变的范畴。
固体材料的组织、结构在温度、压力、 成分改变时所发生的转变称为固态相变。
图7-17 共析钢的等温转变曲线和连续 冷却转变曲线的比较及转变组pp织t课件
TTT曲线和CCT曲线的 比较： 与共析钢TTT曲线相比， CCT曲线稍靠右靠下一 点（图7-17），表明连 续冷却时，奥氏体完成 珠光体转变的温度要低 些，时间要长一些。由 于连续转变曲线较难测 定，因此一般用过冷A 的等温转变曲线来分析 连续转变的过程和产物。 在分析时要注意TTT曲 线和CCT曲线的上述一 些差异。
图7-15 在不同奥氏体化温度时的C曲线
(a) 加热温度为840p℃pt课；件(b)加热温度为950℃
24
2.过冷奥氏体的连续冷却转变
图7-16 共析钢的连续冷却转变曲线
1）共析钢过冷奥氏体
的连续冷却转变
连续冷却转变曲线（CCT曲线） 中，Ps线为过冷奥氏体转变为珠光体 的开始线，Pf为转变终了线。KK′线为 过冷A转变的中止线。共析钢以大于 Vk的速度冷却时，得到马氏体，这个 冷却速度称为上临界冷却速度。冷却 速度小于V′k时，钢将全部转变为珠光 体，V′k称为下临界冷却速度。冷却速 度处于Vk～V′k之间（例如油冷）时， 在到达KK′线之前，奥氏体部分转变为 珠光体，从KK′线到Ms点，剩余的奥氏 体停止转变，直到Ms点以下时，才开 始转变成马氏体，过Mf点后马氏体转 ppt变课件完成。共析钢在连续冷却转变时25得 不到贝氏体组织。
7.1 固态相变概述
7.2 钢的热处理原理
7.3 钢的热处理工艺
小结
ppt课件
1
7.1 固态相变概述
7.1.1 固态相变的概念
相变是一种非常普遍的现象，如物质三 态的相互转化、固态物质内部结构的转变等 都属于相变的范畴。
固体材料的组织、结构在温度、压力、 成分改变时所发生的转变称为固态相变。
图7-17 共析钢的等温转变曲线和连续 冷却转变曲线的比较及转变组pp织t课件
TTT曲线和CCT曲线的 比较： 与共析钢TTT曲线相比， CCT曲线稍靠右靠下一 点（图7-17），表明连 续冷却时，奥氏体完成 珠光体转变的温度要低 些，时间要长一些。由 于连续转变曲线较难测 定，因此一般用过冷A 的等温转变曲线来分析 连续转变的过程和产物。 在分析时要注意TTT曲 线和CCT曲线的上述一 些差异。
图7-15 在不同奥氏体化温度时的C曲线
(a) 加热温度为840p℃pt课；件(b)加热温度为950℃
24
2.过冷奥氏体的连续冷却转变
图7-16 共析钢的连续冷却转变曲线
1）共析钢过冷奥氏体
的连续冷却转变
连续冷却转变曲线（CCT曲线） 中，Ps线为过冷奥氏体转变为珠光体 的开始线，Pf为转变终了线。KK′线为 过冷A转变的中止线。共析钢以大于 Vk的速度冷却时，得到马氏体，这个 冷却速度称为上临界冷却速度。冷却 速度小于V′k时，钢将全部转变为珠光 体，V′k称为下临界冷却速度。冷却速 度处于Vk～V′k之间（例如油冷）时， 在到达KK′线之前，奥氏体部分转变为 珠光体，从KK′线到Ms点，剩余的奥氏 体停止转变，直到Ms点以下时，才开 始转变成马氏体，过Mf点后马氏体转 ppt变课件完成。共析钢在连续冷却转变时25得 不到贝氏体组织。
九 固态相变PPT课件
（2）热激活界面过程控制的新相长大
新相的长大靠原子随机独立跳跃过相界面实现，需克服一定的 能垒，需要热激活，可分为连续长大机制和台阶长大机制。
对于台阶长大机制，新相长大速率：
ue Q /k1 T e G v/kT
a.过冷度很小时 b过冷度很大时
uK TGVeQ/k T
ueQ/k T
Q为原子由母相转移到新相的位垒（激活能），ν为原子振动频率，δ为新 相界面向母相推进的距离
<1>界面过程控制的新相长大 过冷度较小时，新相长大速率u与驱动力△G成正比；过
冷度 大时，长大速率随温度下降而单调下降。
<2>扩散控制的新相长大 β相半径r随时间τ按抛物线规律长大。
9.1.5 相变动力学
固态相变速率决定于新相的形成速率和长大速率。
1. 形核率 N c f
G
c c0e kT
f
△c的成分起伏时的自由能 变为：
G12G(c0)c2
p
q
G2
1.调幅分解：拐点p和q之间的 合金满足 G1﹤G0 ，G2﹤G0 ， 无需形核，自发分解为成分为 x1和x2的α1和α2相，为上坡 扩散。 2.形核分解：x1和p、x2和q之 间的合金G1﹥G0 不能自发分 解，但G2﹤G0 ，可通过形核方 式分解为成分为x1和x2的α1 和α2相，为下坡扩散。
3. 不连续脱溶(两相式脱溶或胞状式脱溶)
• 通常在母相界面上形核，然后呈胞 状向某一相邻晶粒内生长，胞状脱 溶物与母相有明显界面
• 胞状脱溶物在晶界形核时，它与相 邻晶粒之中的一个形成不易移动的 共格晶面，而与另一晶粒间形成可 动的非共格晶面，因此胞状脱溶物 仅向一侧长大。
• 不连续脱溶可妨碍有益强化合金的 连续脱溶过程的进行，一般应避免， 但可获得比共晶组织细得多的层片 组织。
无机材料科学基础第九章相变PPT.
5
（2）二级相变：
相变时如果两相的化学位相等，化学位的一阶导数也相等，但二
阶导数不等的称为二级相变。
即在TC、PC下，α、β两相，uα=uβ
(uT1)P
(u2 T
)P;(uP1)T
(u2 P
)T
S1 S2(熵连续）V； 1 V2(无体积效应）；
QP 0(无热效应）
但二阶导数不等：
(2Tu21)p
图所示，（A）为母相奥氏体块；（B）为从母相中形成马氏体示意图。
图 （ A ） 中 红 色 切 块 由 母 相 奥 氏 体 转 变 为 （ B ） 中 A2B2C2D2A’1B’1C’1D’1马氏体； 在母相内 PQRS为直 线 ，相变 时变为 PQ、 QR’、R’S’三条直线。
(2u2 T2
)p;(2Pu21)T
(2Pu22 )T
此时称为二 级相变。
( 2u1 ) (2u2 ) TP TP
6
将上式进行分析：
2u (
T 2
)P
(
S T
)P
CP T
(CP )1 (CP )（ 2 比热容不等）
2u
V
V V
( ) ( ) ( ) V
P2 T
P T
P T V
1
2
（ (V ) P T
13
2. 马氏体相变 马氏体（martensite）——钢淬火时得到的一种高硬度产
物的名称。 马氏体相变——晶体在外力的作用下，通过晶体的一个
分立体积的剪切作用以极快的速度进行的相变称为马 氏体相变。 马氏体相变是固态相变的基本形式之一。在许多金属、 固溶体和化合物中都可观察到。其特征有：
14
(1)结晶学特征：
小提示25：对两可之间的应聘者可征求同事意见
（2）二级相变：
相变时如果两相的化学位相等，化学位的一阶导数也相等，但二
阶导数不等的称为二级相变。
即在TC、PC下，α、β两相，uα=uβ
(uT1)P
(u2 T
)P;(uP1)T
(u2 P
)T
S1 S2(熵连续）V； 1 V2(无体积效应）；
QP 0(无热效应）
但二阶导数不等：
(2Tu21)p
图所示，（A）为母相奥氏体块；（B）为从母相中形成马氏体示意图。
图 （ A ） 中 红 色 切 块 由 母 相 奥 氏 体 转 变 为 （ B ） 中 A2B2C2D2A’1B’1C’1D’1马氏体； 在母相内 PQRS为直 线 ，相变 时变为 PQ、 QR’、R’S’三条直线。
(2u2 T2
)p;(2Pu21)T
(2Pu22 )T
此时称为二 级相变。
( 2u1 ) (2u2 ) TP TP
6
将上式进行分析：
2u (
T 2
)P
(
S T
)P
CP T
(CP )1 (CP )（ 2 比热容不等）
2u
V
V V
( ) ( ) ( ) V
P2 T
P T
P T V
1
2
（ (V ) P T
13
2. 马氏体相变 马氏体（martensite）——钢淬火时得到的一种高硬度产
物的名称。 马氏体相变——晶体在外力的作用下，通过晶体的一个
分立体积的剪切作用以极快的速度进行的相变称为马 氏体相变。 马氏体相变是固态相变的基本形式之一。在许多金属、 固溶体和化合物中都可观察到。其特征有：
14
(1)结晶学特征：
小提示25：对两可之间的应聘者可征求同事意见
九固态相变基础PPT课件
切变转移到新相中；相界面共
关系不变；化学成分不变。
散。）
（ 如 马 氏 体 转 变 ， Fe,C 都 不 扩
7
第
九
章
第一节 概 述
固
态
相 变
二 固态相变的分类
第
2 按相变方式分类
一 节
（1）有核相变：有形核阶段，新相核心可均匀形成，
也可择优形成。大多数固态相变属于此
概
类。
述
（2）无核相变：无形核阶段，以成分起伏作为开端，
第九章 固态相变基础
1
第
九
章
第一节 概 述
固
态
相 变
一 固态相变的特点
第
一 节
1 相变阻力大 固态相变
概
困难
界面能增加 额外弹性应变能：比体积差
扩散困难（新、旧相化学成分不同时）
述
2
第
九
章
第一节 概 述
固
态
相 变
一 固态相变的特点
第
2 新相晶核与母相之间存在一定的晶体学位向关系
一
* 新相的某一晶面和晶向分别与母相的某一晶面、晶向平行。
述
偏微分也相等，但二阶偏微分不相等的相变。没有相变潜热和体积
改变，有比容、压缩系数、膨胀系数变化，如磁性转变、有序－无
序转变、超导转变等属于此类。
9
第
九
章
第一节 概 述
固
态
三 常见固态相变类型
相
相变名称
相变特征
变
同素异构转变
同一种元素通过形核与长大发生晶体结构的变化
第
多型性转变
合金中晶体结构的变化
概
例
固态相变课件
第12页，此课件共31页哦
冷却过程中的几种转变的主要特征见下表。
珠光体、贝氏体、马氏体转变主要特征
内容
温度范围 转变上限温度
领先相 形核部位
转变时点阵切变 碳原子的扩散
铁及合金元素原子 的扩散
等温转变完全性 转变产物
珠光体转变
高温 A1
渗碳体或铁素体 奥氏体晶界
无 有
有
贝氏体转变
中温 BS
铁素体 上贝氏体在晶 界,下贝氏体大
(a) dT/dτ= 0， 为等温冷却; (b) dT/dτ= C， 为连续冷却;
(c) dT/dτ= f(τ)，为实际冷却。
一. 过冷奥氏体等温转变动力学图的基本形式
过冷奥氏体等温转变动力学图的基本形式，见图。纵 坐标为温度，横坐标为时间，以对数分度。
第19页，此课件共31页哦
• 图上部一条虚线表示临界点A1，下部一条实线表示马氏体转变开始点 • MS。两横线之间有三条C形曲线: 左边一条为转变开始线，右为转变 • 终了线，中间一条为转变量为50%的线. 纵坐标和转变开始线之间的 • 区域为孕育期。孕育期最短的部位，即转变开始线的突出部分，称为 • 鼻子。转变产物依等温温度不同，大体可分为三个温度区: • ● 高温区: 在临界点A1以下，珠光体型组织转变区，A→P； • ● 低温区: 在MS以下，发生马氏体转变的区域，A→M； • ● 中温区: 在A1以下、MS以上，发生贝氏体转变的区域，A→B。
在转变终了线右边，对A→P 而言，A全部转变为P；在转 变终了线左
边，对A→B而言，A不能 全部转变为B，会保留有未 转变的AR；在转 变开始线和终了线之间为二 相组织。
第20页，此课件共31页哦
• 由于形状的缘故，上述C形曲线也称为C曲线， 或TTT曲
冷却过程中的几种转变的主要特征见下表。
珠光体、贝氏体、马氏体转变主要特征
内容
温度范围 转变上限温度
领先相 形核部位
转变时点阵切变 碳原子的扩散
铁及合金元素原子 的扩散
等温转变完全性 转变产物
珠光体转变
高温 A1
渗碳体或铁素体 奥氏体晶界
无 有
有
贝氏体转变
中温 BS
铁素体 上贝氏体在晶 界,下贝氏体大
(a) dT/dτ= 0， 为等温冷却; (b) dT/dτ= C， 为连续冷却;
(c) dT/dτ= f(τ)，为实际冷却。
一. 过冷奥氏体等温转变动力学图的基本形式
过冷奥氏体等温转变动力学图的基本形式，见图。纵 坐标为温度，横坐标为时间，以对数分度。
第19页，此课件共31页哦
• 图上部一条虚线表示临界点A1，下部一条实线表示马氏体转变开始点 • MS。两横线之间有三条C形曲线: 左边一条为转变开始线，右为转变 • 终了线，中间一条为转变量为50%的线. 纵坐标和转变开始线之间的 • 区域为孕育期。孕育期最短的部位，即转变开始线的突出部分，称为 • 鼻子。转变产物依等温温度不同，大体可分为三个温度区: • ● 高温区: 在临界点A1以下，珠光体型组织转变区，A→P； • ● 低温区: 在MS以下，发生马氏体转变的区域，A→M； • ● 中温区: 在A1以下、MS以上，发生贝氏体转变的区域，A→B。
在转变终了线右边，对A→P 而言，A全部转变为P；在转 变终了线左
边，对A→B而言，A不能 全部转变为B，会保留有未 转变的AR；在转 变开始线和终了线之间为二 相组织。
第20页，此课件共31页哦
• 由于形状的缘故，上述C形曲线也称为C曲线， 或TTT曲
固态相变ppt课件
• 水平。β跃迁到α相需激活能
• Δg而相原子跃迁到相所需 • 激活能为Δg+ Δ gαβ • 则两相原子的跃迁频率 • 分别为
G
α λ
Δg β
Δ gαβ
• ν β α = ν0exp(- Δg /Kt) • ν α β = ν0exp【- (Δg+ Δ gαβ）/Kt】
26
• 这样β相原子跳到α中的净频率为
13
• 固态相变增加能量Eε2 ，即弹性应变能，比 液态结晶困难。必须增大ΔGv即过冷度来克 服。
• 弹性应变能是由于新相和母相比体积不同 引起的，它与新相的几何形状有关，圆盘 状新相引起的弹性应变能最小。
Es/E0
球状 1
针状 0.5
盘状
0
1
2
新相几何形状比容相对值与应变能的关系 Es—新相单位质量应变能，E0----球状新相单位质 量应变能
5
• （6）调幅分解 某些高温下形成的均一固溶体缓 冷到某一温度，分解为结构与母相相同但成分不 同的微区转变：
•
α α1 +α2
• （7）有序化转变 在平衡条件下，固溶体中原子
位置由无序到有序的转变.
• 1.2.1.2 非平衡转变 在快速加热或冷却的条件 下，平衡转变受到抑制所发生的不符合平衡相图 上转变类型的转变，获得不平衡或亚稳态组织。
变称为多形性转变，如：钢的铁素体向奥氏体的 转变。
4
• （3）共析转变 合金在冷却时，同时由一 种固溶体析出两种不同相的转变，如：
• γ α+β。 • （4）包析转变 合金在冷却时，由两个固
相合并转变成一个固相的转变，如：Fe-B 系合金中910发生的包析转变 • γ + Fe2B α • (5）平衡脱溶沉淀 固溶体在冷却时因为溶 解度的下降，由固溶体中析出新相的过程， 如奥氏体中析出二次渗碳体。
固态相变的基本原理 教学PPT课件
38
孕育期
Incubation Period
转变开始线与纵坐标轴 之间的距离，表示在各 不同温度下过冷奥氏体 等温分解所需的准备时 间。
鼻 子 ----C 曲 线 上 转 变开始线的突出部，孕 育期最短的部位。
孕育 期
鼻 子
转变开始 转变终 了
39
C 曲线的测定方法
金相硬度法 奥氏体和转变产物的金相形态和硬度不同。 膨胀法 奥氏体和转变产物的比容不同。 磁性法及电阻法 奥氏体为顺磁性，转变产物为铁磁性。
向上 曲折
52
有部分贝氏体相变时， 贝氏体铁素体先析出，提高了A中 的碳含量，MS ↓，向下曲折。
向下曲折
53
③ CCT曲线位于C曲线的右下方 连续冷却转变时转变温度较低，孕育期较长。
54
温 细A 度
P
C曲线应用：不同冷却条件下的相变产物
均匀A
A1
等温退火
退火
ห้องสมุดไป่ตู้
？ 淬火 (油冷)
正火 (空冷)
(炉冷)
奥氏体化温度越高，保温时间越长，则形成的奥氏体晶粒越粗大， 相变阻力小。
奥氏体化温度越高，保温时间越长，有利于难溶碳化物的溶解，成分也 越均匀，相变阻力大。
综合：降低奥氏体分解时的形核率，增加奥氏体的稳定性，使C曲 线右移。
45
C曲线的典型类型
46
47
48
过冷奥氏体连续冷却转变图
Continuous Cooling Transformation CCT 曲线
7
形核时自由能变化 （单位长度）
A=Gb2/4πK
位错形核时形核自由能 ∆G与核半径的关系
讨论
8
位错类型对形核的影响：
孕育期
Incubation Period
转变开始线与纵坐标轴 之间的距离，表示在各 不同温度下过冷奥氏体 等温分解所需的准备时 间。
鼻 子 ----C 曲 线 上 转 变开始线的突出部，孕 育期最短的部位。
孕育 期
鼻 子
转变开始 转变终 了
39
C 曲线的测定方法
金相硬度法 奥氏体和转变产物的金相形态和硬度不同。 膨胀法 奥氏体和转变产物的比容不同。 磁性法及电阻法 奥氏体为顺磁性，转变产物为铁磁性。
向上 曲折
52
有部分贝氏体相变时， 贝氏体铁素体先析出，提高了A中 的碳含量，MS ↓，向下曲折。
向下曲折
53
③ CCT曲线位于C曲线的右下方 连续冷却转变时转变温度较低，孕育期较长。
54
温 细A 度
P
C曲线应用：不同冷却条件下的相变产物
均匀A
A1
等温退火
退火
ห้องสมุดไป่ตู้
？ 淬火 (油冷)
正火 (空冷)
(炉冷)
奥氏体化温度越高，保温时间越长，则形成的奥氏体晶粒越粗大， 相变阻力小。
奥氏体化温度越高，保温时间越长，有利于难溶碳化物的溶解，成分也 越均匀，相变阻力大。
综合：降低奥氏体分解时的形核率，增加奥氏体的稳定性，使C曲 线右移。
45
C曲线的典型类型
46
47
48
过冷奥氏体连续冷却转变图
Continuous Cooling Transformation CCT 曲线
7
形核时自由能变化 （单位长度）
A=Gb2/4πK
位错形核时形核自由能 ∆G与核半径的关系
讨论
8
位错类型对形核的影响：
材料科学基础第9章固态相变和热处理
A
Ms
上贝氏体、下贝氏体
200
100
A→M
A→下B M+A'
下B 50~60HRC
60~65HRC
低温区（Ms点以下）： 0 Mf
马氏体组织
-100 0
M
1 10 102 103 104 105 时间/s
20
过冷奥氏体转变产物及性能
珠光体类组织
转变特点：扩散型转变。转变温度越低，珠光体 片越细，依次分为：
• 碳原子原地不动，过饱和地留在 新组成的晶胞中；增大了其正方
度c/a
• 过饱和碳ห้องสมุดไป่ตู้α-Fe 的晶格发生很 大畸变，产生很强的固溶强化
27
② 形成速度很快
•奥氏体冷却到Ms点以下后，无孕育期， 瞬时转变
•随温度下降，过冷奥氏体不断转变为马氏体，是一个 连续冷却的转变过程
③ 转变不彻底 • 总要残留少量奥氏体 • 奥氏体中的碳含量越高，
14
奥氏体晶粒长大及影响因素
奥氏体晶粒大小影响后续组织相的大小，从而影响钢的屈服强 度：бs =б0 + kd-1/2 机制：大晶粒吞并小晶粒并长大，晶界平直化。
奥氏体晶粒大小分级： 放大100倍，2N-1/1吋2。 1～4级：粗晶粒； 5～8级：细晶粒。
•起始晶粒度：刚完成A化 时的晶粒大小，细小均匀
高温区：珠光体类组织。
随转变温度降低，珠光
T/℃ 800
A1
A
体片变细，依次为：
700 过
转变开始
珠光体、索氏体、托氏体 600
冷 A→S A A→T
500
中温区：贝氏体类组织。400
过 A→上B 冷
A→P 转变结束 S
九 固态相变PPT课件
G n G V n 2 /3 n n G D r
σ αβ
β θ
n´为缺陷向晶核提供的原子数，△GD 为晶体缺陷内每个原子自由能的增加值
界面形核示意图
G n G V n 2 /3 n n G D
界面张力平衡时 σαα= 2 σαβcosθ
G [2r2 3 2r3 V G P V ]2 ( 3 co c s3 o)s
磁性转变、有序－无序转变多为二级相变。
2. 按结构变化分类
• 重构型相变
伴随原化合键的破坏，新键的形成，原子重新排 列，所以这类相变要克服较高的能垒，相变潜热很大， 相变进行缓慢，如金属材料中，过饱和固溶体的脱溶 分解、共析转变等。
• 位移型相变
前后不需要破坏化学键或改变其基本结构，相变 时所发生的原子位移很小，且新相和母相之间存在一 定晶体学位向关系，如金属材料中的马氏体相变等。
晶界
共格或半共格界面
晶界形核示意图
（2）位错形核
三种形式：(1)位错线上形核，位错消失，降低形核功。 (2)位错不消失，依附于新相晶界，补偿失配。 (3)溶质原子在位错线上偏聚，促进形核。
若在位错线L上形成一个单位长度的圆柱形晶核，假 定新旧两相为非共格界面，忽略体积变化引起的弹性应变 能，则自由能变和圆柱晶核半径r的关系为
△G与r的关系曲线
△G
4πr2 σ αβ
△G* 0
r*
4πr3(△GV+△GE)/3
r △G
△G在r＝r*时达到极大值，这里 r*＝-2σαβ/(△GV+△GE)
• 临界晶核原子数：对式（9.4）求导，并令其为零，可得
n* 287G V332
（9.5）
• 临界晶核形核功
G*
σ αβ
β θ
n´为缺陷向晶核提供的原子数，△GD 为晶体缺陷内每个原子自由能的增加值
界面形核示意图
G n G V n 2 /3 n n G D
界面张力平衡时 σαα= 2 σαβcosθ
G [2r2 3 2r3 V G P V ]2 ( 3 co c s3 o)s
磁性转变、有序－无序转变多为二级相变。
2. 按结构变化分类
• 重构型相变
伴随原化合键的破坏，新键的形成，原子重新排 列，所以这类相变要克服较高的能垒，相变潜热很大， 相变进行缓慢，如金属材料中，过饱和固溶体的脱溶 分解、共析转变等。
• 位移型相变
前后不需要破坏化学键或改变其基本结构，相变 时所发生的原子位移很小，且新相和母相之间存在一 定晶体学位向关系，如金属材料中的马氏体相变等。
晶界
共格或半共格界面
晶界形核示意图
（2）位错形核
三种形式：(1)位错线上形核，位错消失，降低形核功。 (2)位错不消失，依附于新相晶界，补偿失配。 (3)溶质原子在位错线上偏聚，促进形核。
若在位错线L上形成一个单位长度的圆柱形晶核，假 定新旧两相为非共格界面，忽略体积变化引起的弹性应变 能，则自由能变和圆柱晶核半径r的关系为
△G与r的关系曲线
△G
4πr2 σ αβ
△G* 0
r*
4πr3(△GV+△GE)/3
r △G
△G在r＝r*时达到极大值，这里 r*＝-2σαβ/(△GV+△GE)
• 临界晶核原子数：对式（9.4）求导，并令其为零，可得
n* 287G V332
（9.5）
• 临界晶核形核功
G*
第九章 固态相变(一)
3.晶体缺陷的影响
固态相变时母相中的晶体缺陷对相变有促进作用，这是由 于缺陷处在晶格畸变，该处原子的自由能较高。形核时，原缺 陷能可用于形核，使形核功比均匀形核功降低，故新相易在母 相的晶界、位错、层错、空位等缺陷处形核。此外晶体缺陷对 组元的扩散和新相的生长也有很大影响。实验表明，母相的晶 粒越西，晶内缺陷越多，相变速度也越快。
脱溶分解、共析转变等
连续型相变：若在很大范围内原子发生轻微的重排，相变的 起始状态和最终状态之间存在一系列连续状态，不需形核， 靠连线涨落形成新相，这种相变为连续型相变。
调幅分解
按相变时是否获得符合状态图的平衡组织可将固态相变分 为平衡转变和非平衡转变；
根据相变过程中有无原子的扩散可以将固态相变分为扩散 相变、半扩散相变和非扩散型相变。
变晶核形状和共格性等降低形核阻力，使固态相变得以进行。
当新相和母相为共格界面时，界面能很低，相变阻力主要来
自应变能，为减少应变能，新相晶核应为圆盘状或针状。当
新相和母相为非共格界面时，若比热引起的应变能不大的情
况下，相变阻力主要来自界面能，为减少界面能，新相晶核
应为球形，以降低单位体积的表面积，减少界面能。
n级相变：相变过程中新旧两相自由焓的第（n-1）偏导数相等， 而其n阶偏导数不相等。
2. 按结构变化分类 按发生相变时新相与母相在晶体结构上的差异，可以将相 变分为重构型相变和位移型相变。
重构型相变——伴随化学键的破坏，新键的形成，原子重 新排列，新相和母相在晶体学上没有明确的位向关系。所 需要克服较高的能垒，相变潜热很大，相变进行缓慢。
5. 过渡相
过渡相是指成分和结构，或两者都处于新旧两相之间的 亚稳相。
这种情况通常发生在稳定相的成分与母相相差较远，转 变温度较低，原子扩散慢，稳定相的形核困难。钢中的渗碳 体其实也是铁碳平衡中的一过渡相。
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4
相变热力学:化学自由能降低和界面能、应变能增大
G GVV S V
r* 2 GV
16 3 G* 3(GV )2
相变动力学：形核速度和长大速度共同控制
T 扩散因素
形核功因子
N
5
9.2 过饱和固溶体分解
T1 T2 T3
c1 c0
固溶处理：固溶体凝固时，平衡 转变受到抑制，得到亚稳态的过 饱和固溶体单相组织。
' '' 长大与基体形成半共格。正方结构，层片状 CuAl2，平衡相，正方结构，与基体非共格,块状
(100 ) //(001)
[120 ] //[010 ]
9
时效晶粒粗化：脱溶相总量不变时，大质点长大，小织 点不断消失的现象。总面积减小，能量降低
时效温度升高、固溶度降低，都使时效变化过程数减少
↑，转变时间↓ 含碳量：C%↑→界面多→核心多
→转变快 • 非共析钢：P首先A化，然后
先共析相溶解扩散。分为完 全A化和不完全A化。
14
合金元素
–Cr、M0、W、V、Nb、Ti强碳化物形成元素，↓奥氏体 形成速度
–C0、Ni非碳化物形成元素，↑奥氏形成速度 –Al、Si、Mn对扩散影响不大，对A化速度影响不大
2
相界面：包括共格、半共格、非共格界面
决定了界面能、形核长大和相变后的组织形态
应变能：新相和母相比体积不同，新相形核长 大过程受到母相限制而产生。与界面能一起成为 相变阻力
位相：新相和母相以原子密度大而且匹配较好 的低指数面互相平行，这种晶体学关系可减小二 者界面能
如：A—F：{111}A//{110}F,<110>A//<111>F
第九章 固态相变和热处理
9.1 固态相变特点 9.2 过饱和固溶体分解 9.3 钢的加热转变 9.4 钢的冷却转变
9.5 钢的退火与正火 9.6 钢的淬火 9.7 钢的回火 9.8 表面热处理部发生的组织结构变化 在加热冷却过程中发生 性能随相变而改变 新相和母相之间的自由能差是相变驱动力 存在形核和长大过程 新相和母相均为固体，不同于凝固
时效硬化：时效时硬度增大的现象
时效温度升高
HV
'' '
GP
固溶度降低
10
回归：时效强化后，加热到稍高温度（低于平衡相 或过渡相固溶线），短时保温迅速冷却，时效强化、 硬化效果消失，回到刚固溶处理时的状态 用于恢复塑性、便于冷加工和修复整形 本质：时效强化相重新溶解 更高温度长时保温，则有相应温度过渡相和平衡相 析出，不发生回归
本质粗晶粒钢：加热时，奥氏体晶粒 易于长大，Si、Mn脱氧的钢
本质细晶粒钢：加热时，奥氏体晶粒 随温度升高到某一温度时，才迅速长大， Al脱氧的钢
本质晶粒度：特定温度（930±10℃）
特定保温时间（3～8h）冷却得到的晶 粒度
原始组织 片状，片间距小→相界面多→碳弥散度大→碳原
子扩散距离短→奥氏体形核长大快 >粒状
15
奥氏体晶粒长大及影响因素
奥氏体晶粒大小影响后续组织相的大小，从而影响钢的屈服强 度：бs =б0 + kd-1/2 机制：大晶粒吞并小晶粒并长大，晶界平直化。
奥氏体晶粒大小分级： 放大100倍，2N-1/1吋2。 1～4级：粗晶粒； 5～8级：细晶粒。
新相往往在母相的一定晶面上开始析出，母相
晶面称为惯析面
3
缺陷：对相变有促进作用，优先形核处。 原子扩散：新相和母相成分不同时，必须有原 子扩散，扩散速度控制性和长大 相变阶段规则：先形成一系列能量较低的过渡 相，最后形成稳定相
相变分类： 一级和二级相变：是否有潜热释放和体积变化 扩散型和非扩散型：是否有溶质原子运动和成 分变化
11
9.3 钢的加热转变
钢的过热度
钢加热形成A，fcc结 构，c原子间隙固溶 屈服强度低、塑性好、 易变形，适于锻造和 轧制
0.0218 Fe3C6.67 0.77
12
奥氏体的形成过程：
铁素体 Fe3C
奥氏体
奥氏体形核 奥氏体晶核 残余渗碳体 奥氏体成分
（F/Fe3C相界） 长大
•起始晶粒度：刚完成A化 时的晶粒大小，细小均匀
•实际晶粒度：具体加热保 温条件下的晶粒大小。
16
奥氏体晶粒大小影响因素：
加热工艺：加热温度↑，保温时间↑--奥氏体晶粒 大；加热速度增大，晶粒减小；
钢的合金化成分：
–碳化物形成元素，MxC%↑→晶粒长大↓细化晶粒 –Al→本质细晶钢
–Mn、P、过量的Al→削弱Fe的结合力，加速扩散，促进长大
GP区结构与基体相同且共格，无明显界面，界面能很小。 但存在少量共格应变，基体在垂直GP区方向上产生晶格 畸变，有应变能 Al—Cu：原子尺寸差别大，畸变大， GP区呈薄片状能 量最小 Al—Ag、Zn:原子尺寸差别小，畸变小， GP区呈球形能 量最小
7
GP区尺寸很小，厚度0.4nm，仅一个原子间距，密度 大，1018/cm3,在基体上均匀分布
溶解
均匀化
F/Fe3C相界面处首先形核，形成A/F、A/Fe3C多个界面，长 大过程为界面扩散过程
F首先消失（加热温度越高，消失越快） ，此时A中含碳 量较低，Fe3C逐渐溶解，有一均匀化过程
13
影响奥氏体化的因素
加热温度： T↑→A化↑，(D↑→浓度梯度大） 加热速度：V↑→转变开始温度
20C5nm 100C20nm 150C60nm
机制：形核长大机制 成分起伏使原子偏聚倾向增大 过饱和空位高能量，易富集 空位分布均匀，因此GP区均匀
8
1 GP 100200C2 ' '
{100} '' //{100}
成份接近CuAl2，亚稳过渡相，正方结构，与基体存在 更大应变能,薄片状。
一般固溶得到的过饱和固溶体强 度低、塑性好，便于冷加工。
脱溶分解（时效）：在室温或略高温度保温，固溶体分 解，有新相析出，成为饱和固溶体的过程。
6
以Al-4%Cu合金时效为例
时效时结构变化
0 1 GP 2 '' 3 ' 4
GP区：溶质原子的富集（偏聚）区，Al中Cu原子偏聚 （90%）与基体{100}晶面上，成碟形薄片状
相变热力学:化学自由能降低和界面能、应变能增大
G GVV S V
r* 2 GV
16 3 G* 3(GV )2
相变动力学：形核速度和长大速度共同控制
T 扩散因素
形核功因子
N
5
9.2 过饱和固溶体分解
T1 T2 T3
c1 c0
固溶处理：固溶体凝固时，平衡 转变受到抑制，得到亚稳态的过 饱和固溶体单相组织。
' '' 长大与基体形成半共格。正方结构，层片状 CuAl2，平衡相，正方结构，与基体非共格,块状
(100 ) //(001)
[120 ] //[010 ]
9
时效晶粒粗化：脱溶相总量不变时，大质点长大，小织 点不断消失的现象。总面积减小，能量降低
时效温度升高、固溶度降低，都使时效变化过程数减少
↑，转变时间↓ 含碳量：C%↑→界面多→核心多
→转变快 • 非共析钢：P首先A化，然后
先共析相溶解扩散。分为完 全A化和不完全A化。
14
合金元素
–Cr、M0、W、V、Nb、Ti强碳化物形成元素，↓奥氏体 形成速度
–C0、Ni非碳化物形成元素，↑奥氏形成速度 –Al、Si、Mn对扩散影响不大，对A化速度影响不大
2
相界面：包括共格、半共格、非共格界面
决定了界面能、形核长大和相变后的组织形态
应变能：新相和母相比体积不同，新相形核长 大过程受到母相限制而产生。与界面能一起成为 相变阻力
位相：新相和母相以原子密度大而且匹配较好 的低指数面互相平行，这种晶体学关系可减小二 者界面能
如：A—F：{111}A//{110}F,<110>A//<111>F
第九章 固态相变和热处理
9.1 固态相变特点 9.2 过饱和固溶体分解 9.3 钢的加热转变 9.4 钢的冷却转变
9.5 钢的退火与正火 9.6 钢的淬火 9.7 钢的回火 9.8 表面热处理部发生的组织结构变化 在加热冷却过程中发生 性能随相变而改变 新相和母相之间的自由能差是相变驱动力 存在形核和长大过程 新相和母相均为固体，不同于凝固
时效硬化：时效时硬度增大的现象
时效温度升高
HV
'' '
GP
固溶度降低
10
回归：时效强化后，加热到稍高温度（低于平衡相 或过渡相固溶线），短时保温迅速冷却，时效强化、 硬化效果消失，回到刚固溶处理时的状态 用于恢复塑性、便于冷加工和修复整形 本质：时效强化相重新溶解 更高温度长时保温，则有相应温度过渡相和平衡相 析出，不发生回归
本质粗晶粒钢：加热时，奥氏体晶粒 易于长大，Si、Mn脱氧的钢
本质细晶粒钢：加热时，奥氏体晶粒 随温度升高到某一温度时，才迅速长大， Al脱氧的钢
本质晶粒度：特定温度（930±10℃）
特定保温时间（3～8h）冷却得到的晶 粒度
原始组织 片状，片间距小→相界面多→碳弥散度大→碳原
子扩散距离短→奥氏体形核长大快 >粒状
15
奥氏体晶粒长大及影响因素
奥氏体晶粒大小影响后续组织相的大小，从而影响钢的屈服强 度：бs =б0 + kd-1/2 机制：大晶粒吞并小晶粒并长大，晶界平直化。
奥氏体晶粒大小分级： 放大100倍，2N-1/1吋2。 1～4级：粗晶粒； 5～8级：细晶粒。
新相往往在母相的一定晶面上开始析出，母相
晶面称为惯析面
3
缺陷：对相变有促进作用，优先形核处。 原子扩散：新相和母相成分不同时，必须有原 子扩散，扩散速度控制性和长大 相变阶段规则：先形成一系列能量较低的过渡 相，最后形成稳定相
相变分类： 一级和二级相变：是否有潜热释放和体积变化 扩散型和非扩散型：是否有溶质原子运动和成 分变化
11
9.3 钢的加热转变
钢的过热度
钢加热形成A，fcc结 构，c原子间隙固溶 屈服强度低、塑性好、 易变形，适于锻造和 轧制
0.0218 Fe3C6.67 0.77
12
奥氏体的形成过程：
铁素体 Fe3C
奥氏体
奥氏体形核 奥氏体晶核 残余渗碳体 奥氏体成分
（F/Fe3C相界） 长大
•起始晶粒度：刚完成A化 时的晶粒大小，细小均匀
•实际晶粒度：具体加热保 温条件下的晶粒大小。
16
奥氏体晶粒大小影响因素：
加热工艺：加热温度↑，保温时间↑--奥氏体晶粒 大；加热速度增大，晶粒减小；
钢的合金化成分：
–碳化物形成元素，MxC%↑→晶粒长大↓细化晶粒 –Al→本质细晶钢
–Mn、P、过量的Al→削弱Fe的结合力，加速扩散，促进长大
GP区结构与基体相同且共格，无明显界面，界面能很小。 但存在少量共格应变，基体在垂直GP区方向上产生晶格 畸变，有应变能 Al—Cu：原子尺寸差别大，畸变大， GP区呈薄片状能 量最小 Al—Ag、Zn:原子尺寸差别小，畸变小， GP区呈球形能 量最小
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GP区尺寸很小，厚度0.4nm，仅一个原子间距，密度 大，1018/cm3,在基体上均匀分布
溶解
均匀化
F/Fe3C相界面处首先形核，形成A/F、A/Fe3C多个界面，长 大过程为界面扩散过程
F首先消失（加热温度越高，消失越快） ，此时A中含碳 量较低，Fe3C逐渐溶解，有一均匀化过程
13
影响奥氏体化的因素
加热温度： T↑→A化↑，(D↑→浓度梯度大） 加热速度：V↑→转变开始温度
20C5nm 100C20nm 150C60nm
机制：形核长大机制 成分起伏使原子偏聚倾向增大 过饱和空位高能量，易富集 空位分布均匀，因此GP区均匀
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1 GP 100200C2 ' '
{100} '' //{100}
成份接近CuAl2，亚稳过渡相，正方结构，与基体存在 更大应变能,薄片状。
一般固溶得到的过饱和固溶体强 度低、塑性好，便于冷加工。
脱溶分解（时效）：在室温或略高温度保温，固溶体分 解，有新相析出，成为饱和固溶体的过程。
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以Al-4%Cu合金时效为例
时效时结构变化
0 1 GP 2 '' 3 ' 4
GP区：溶质原子的富集（偏聚）区，Al中Cu原子偏聚 （90%）与基体{100}晶面上，成碟形薄片状