第二章 J金属固态相变基础
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金属固态相变资料.pptx
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3. 按相变方式分类
（1）形核-长大型相变：相变时在很小范围内发生原子 相当激烈的重排，生成新相核心，两相之间产生相界。 相变靠不断的生核和晶核的长大实现。脱溶转变、共析 转变属于此类。 （2）连续型相变：相变时在很大范围内发生原子轻微 的重排，相变的起始状态与最终状态之间存在一系列连 续状态，不需形核，靠连续涨落形成新相。调幅分解属 于此类。
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3.奥氏体的稳定化
概念：马氏体转变中止、停顿后再继续冷却时出 现转变滞后和残余奥氏体量增多的现象。
（1）热稳定化 A体淬火时因缓慢冷却或在MS～Mf之间某温度
停留一段时间后，使过冷奥氏体转变迟滞的现象。
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（2）机械稳定化 在应力—应变作用下可以促进钢中的相变发生，即形变诱发
（3）空位形核
（4）层错形核
新相生成处空位消失，提供能量 空位群可凝结成位错 （在过饱和固溶体的脱溶析出过程中， 空位作用更明显。）
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新相的长大
1.界面过程控制的新相长大 （1）非热激活界面近程控制的新相长大 （2）热激活界面过程控制的新相长大
切
台
变
阶
长
式
大
长
大
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2 扩散控制的新相长大 （1） 界面控制长大 新相生成时无成分变化(有结构、有 序度变化）
S：650～600℃, S0=80～150nm,高倍OM
T: 600～550℃, S0=30～80nm,TEM
组织名称
表示符号
形成温度范围 /℃
硬度
片间距/nm
能分辨片层的 放大倍数
珠光体
P
A1~650
170~200HB 150~450
3. 按相变方式分类
（1）形核-长大型相变：相变时在很小范围内发生原子 相当激烈的重排，生成新相核心，两相之间产生相界。 相变靠不断的生核和晶核的长大实现。脱溶转变、共析 转变属于此类。 （2）连续型相变：相变时在很大范围内发生原子轻微 的重排，相变的起始状态与最终状态之间存在一系列连 续状态，不需形核，靠连续涨落形成新相。调幅分解属 于此类。
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3.奥氏体的稳定化
概念：马氏体转变中止、停顿后再继续冷却时出 现转变滞后和残余奥氏体量增多的现象。
（1）热稳定化 A体淬火时因缓慢冷却或在MS～Mf之间某温度
停留一段时间后，使过冷奥氏体转变迟滞的现象。
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（2）机械稳定化 在应力—应变作用下可以促进钢中的相变发生，即形变诱发
（3）空位形核
（4）层错形核
新相生成处空位消失，提供能量 空位群可凝结成位错 （在过饱和固溶体的脱溶析出过程中， 空位作用更明显。）
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新相的长大
1.界面过程控制的新相长大 （1）非热激活界面近程控制的新相长大 （2）热激活界面过程控制的新相长大
切
台
变
阶
长
式
大
长
大
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2 扩散控制的新相长大 （1） 界面控制长大 新相生成时无成分变化(有结构、有 序度变化）
S：650～600℃, S0=80～150nm,高倍OM
T: 600～550℃, S0=30～80nm,TEM
组织名称
表示符号
形成温度范围 /℃
硬度
片间距/nm
能分辨片层的 放大倍数
珠光体
P
A1~650
170~200HB 150~450
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2 1 T 2 P 2 T 2 P
2
2 1 P 2 T 2 2 P 2 T
2 1 TP 2 2 T P
多形性转变 固溶体由一种晶体结构转变为另一种 结构的过程称为多形性转变。
平衡脱溶转变
单一的α固溶体, 冷至 固溶度曲线MN以下温度时， β相又将逐渐析出，这一 过程称为平衡脱溶沉淀。 其特点是新相的成分 和结构始终与母相的不同； 随着新相的析出，母相的成 分和体积分数将不断变化， 但母相不会消失。 例如：钢在冷却时，二 次渗碳体的析出，即属这种 相变。
一级相变
具有体积和熵的突变； 熵的突变表明在一级相变过程中， 有相变潜热的吸收或释放，从而可 以应用热膨胀仪来测量一级相变的 开始点。 体积的突变说明在相变过程中要发 生体积变化。 材料凝固、熔化、升华、同素异构 转变均属一级相变。 几乎所有伴随晶体结构变化的固态 相变都为一级相变。
S， 0
V 0
非平衡脱溶转变 ： 自t1快冷，在冷却过 程中β来不及析出； 故将得到过饱和固溶 体； 在室温或在低于固溶 度曲线MN的某一温度 下等温时将自α析出 成分与结构均与平衡 沉淀相不同的新相， 称为不平衡脱溶沉淀。
3、按原子的迁移情况分类
扩散型相变
定义：相变过程受控于原子（或离子）的扩散。 特点：（1）相变的速度取决于原子的扩散速度； （2）新相和母相成分不同； （3）体积变化，但宏观形状不变 无扩散型相变 定义：相变过程不存在原子（或离子）的扩散，原子（或 离子）仅做有有规则的迁移使点阵发生改组。 特点：（1）宏观形状变化，试样表面会出现浮凸； （2）新相与母相化学成分相同； （3）新相与母相之间存在一定晶体学位向关系。
2
2 1 P 2 T 2 2 P 2 T
2 1 TP 2 2 T P
多形性转变 固溶体由一种晶体结构转变为另一种 结构的过程称为多形性转变。
平衡脱溶转变
单一的α固溶体, 冷至 固溶度曲线MN以下温度时， β相又将逐渐析出，这一 过程称为平衡脱溶沉淀。 其特点是新相的成分 和结构始终与母相的不同； 随着新相的析出，母相的成 分和体积分数将不断变化， 但母相不会消失。 例如：钢在冷却时，二 次渗碳体的析出，即属这种 相变。
一级相变
具有体积和熵的突变； 熵的突变表明在一级相变过程中， 有相变潜热的吸收或释放，从而可 以应用热膨胀仪来测量一级相变的 开始点。 体积的突变说明在相变过程中要发 生体积变化。 材料凝固、熔化、升华、同素异构 转变均属一级相变。 几乎所有伴随晶体结构变化的固态 相变都为一级相变。
S， 0
V 0
非平衡脱溶转变 ： 自t1快冷，在冷却过 程中β来不及析出； 故将得到过饱和固溶 体； 在室温或在低于固溶 度曲线MN的某一温度 下等温时将自α析出 成分与结构均与平衡 沉淀相不同的新相， 称为不平衡脱溶沉淀。
3、按原子的迁移情况分类
扩散型相变
定义：相变过程受控于原子（或离子）的扩散。 特点：（1）相变的速度取决于原子的扩散速度； （2）新相和母相成分不同； （3）体积变化，但宏观形状不变 无扩散型相变 定义：相变过程不存在原子（或离子）的扩散，原子（或 离子）仅做有有规则的迁移使点阵发生改组。 特点：（1）宏观形状变化，试样表面会出现浮凸； （2）新相与母相化学成分相同； （3）新相与母相之间存在一定晶体学位向关系。
第二章 金属材料的凝固与固态相变
1.合金的使用性能与相图的关系 溶质的溶入量越多，晶格畸变越大，则 合金的强度、硬度越高，电阻越大。
两相组织合金的力学和物理性能与成分 呈直线关系变化。
2 .合金的工艺性能与相图的关系 铸造性能：纯组元和共晶成分的合金的流动 性最好，缩孔集中，铸造性能好。 锻造性能：单相合金的锻造性能好。单相组 织时变形抗力小，变形均匀，因而变形能力 大。双相组织的合金变形能力差些，特别是 组织中存在有较多的化合物相时。
固溶体结晶时成分是变化的，如果冷却较快，原子扩散不能充 分进行，则形成成分不均匀的固溶体。
2 .共晶相图
(1)相图分析 在共晶合金相图中，acb为液相线，adceb为固相线，合金系有 三种相，相图中有三个单相区（L、α 、β ）；三个两相区（L+α 、 L+β 、α +β ）；一条三相(L+α +β )共存线（水平线dce）。 dce为共晶线（ c点为共晶点）。 Lc → α d+ β
2.2.3 铸锭(件)的凝固
把金属熔化注入铸模，冷却后获得一定形状的铸件的工艺叫做 铸造。 1.铸锭（件）结晶组织 最典型的铸造结构，整 个铸锭明显地分为三个各具 特征的晶区。 ⑴细等轴晶区 在铸锭的 表层形成的一层厚度不大、 晶粒很细的区域。
⑵柱状晶区
⑶粗等轴晶区
2.3 铁碳合金 2.3.1 Fe-Fe3C相图
2.3.2 铁碳合金在平衡状态下的相变
根据Fe—Fe3C相图，铁碳合金可分为三类： 1)工业纯铁[wc ≤0.0218%] 2)钢[0.0218%< wc ≤2.11%
3)白口铸铁[2.11%< wc <6.69%]
工业纯铁的室温平衡组织为铁素体（F），呈白色状。由于其强 度低、硬度低、不宜用作结构材料。
两相组织合金的力学和物理性能与成分 呈直线关系变化。
2 .合金的工艺性能与相图的关系 铸造性能：纯组元和共晶成分的合金的流动 性最好，缩孔集中，铸造性能好。 锻造性能：单相合金的锻造性能好。单相组 织时变形抗力小，变形均匀，因而变形能力 大。双相组织的合金变形能力差些，特别是 组织中存在有较多的化合物相时。
固溶体结晶时成分是变化的，如果冷却较快，原子扩散不能充 分进行，则形成成分不均匀的固溶体。
2 .共晶相图
(1)相图分析 在共晶合金相图中，acb为液相线，adceb为固相线，合金系有 三种相，相图中有三个单相区（L、α 、β ）；三个两相区（L+α 、 L+β 、α +β ）；一条三相(L+α +β )共存线（水平线dce）。 dce为共晶线（ c点为共晶点）。 Lc → α d+ β
2.2.3 铸锭(件)的凝固
把金属熔化注入铸模，冷却后获得一定形状的铸件的工艺叫做 铸造。 1.铸锭（件）结晶组织 最典型的铸造结构，整 个铸锭明显地分为三个各具 特征的晶区。 ⑴细等轴晶区 在铸锭的 表层形成的一层厚度不大、 晶粒很细的区域。
⑵柱状晶区
⑶粗等轴晶区
2.3 铁碳合金 2.3.1 Fe-Fe3C相图
2.3.2 铁碳合金在平衡状态下的相变
根据Fe—Fe3C相图，铁碳合金可分为三类： 1)工业纯铁[wc ≤0.0218%] 2)钢[0.0218%< wc ≤2.11%
3)白口铸铁[2.11%< wc <6.69%]
工业纯铁的室温平衡组织为铁素体（F），呈白色状。由于其强 度低、硬度低、不宜用作结构材料。
第二章 固态相变基础理论
r
t
若以共格界面形式，只考虑共格应变能 △GE ＝V△Ge＝3/ 2 π(At)2t（Eδ2）＝C1t3
MSE___材料科学与工程学院
中南大学
金属材料热处理
化学项→ a ，比容项→c ，结构项→0，只需考察共格项→d
故，以共格界面形核长大，则能量呈t3变化。 若以非共格界面形式，只需比较界面能， △GS ＝ Sσ＝（2π(At)2+2π(At) t）σ＝C2t2 故，以非共格界面形核长大，则能量呈t2变化。 界面类型选择：
新相与母相之间存在一定的位向关系，且常在母相一定晶面上形成
相界能量最低，相变阻力最小。初生新相/母相共格⇒新相在母相一定晶面 上形核，并沿一定的取向生长
位向关系: 最(次)密排面; 最(次)密排方向 惯习（析）面: 最(次)密排面 (Generally)
MSE___材料科学与工程学院
中南大学
金属材料热处理
通常，影响相转变量的外因很多，这里只考察温度和时 间。
（1）恒温条件下相转变量随时间的变化关系
J-M方程—— 相变动力学的基本方程 假设： ①均匀形核； ②恒温下形核率
N /(V t ) const. N
R / t const G .
③ 恒温下生长速率 ④相变过程中母相浓度不变
母相
溶质原子扩 散
母相
新相
新相
MSE___材料科学与工程学院
中南大学
金属材料热处理
新相/母相界面共格程度、界面能和应变能三者与新相几何形状有关 通常，表面能大而应变能小⇒新相多呈球状 应变能大而表面能小⇒新相多呈碟片状 表面能和应变能相当⇒新相多呈针棒状
初生新相形状多呈碟片状或针棒状，但也有例外。Al-Cu, Al-Sc
第2章 金属材料的凝固与固态相变
晶核的长大方式通常是树枝状长大，即枝晶长 大。因为晶核的棱角具有较好的散热条件，而 且缺陷多，易于固定转移来的原子，再加上枝 晶结构表面积大，便于从周围液体获得生长所 需的原子。
第9页，共111页。
晶核长大过程 长大方式 ——树枝状生长
第10页，共111页。
2．影响形核和长大的因素 金属的结晶过程是晶核不断形成、长大的过
第23页，共111页。
⑵杠杆定律：在合金的结晶过程中，液、固 两相的相对量是在变化的，在某一温度下液、 固两相的相对量可用杠杆定律来计算。
设一合金的含B量为K，质量为1。在某温度 下液相的相对量为L%，固相的相对量为α%。 已知液相的含B量为XL，固相的含B量为Xα。 根据质量守恒定律得下列方程：
T,C
1500 1400 1300 1200 1100 1000 1083
L
L+
1455
Cu 20
40 60 Ni%
Ni 80 100
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液相线
铜-镍合金匀晶相图
T,C
1500 1400 1300 1200 1100 纯铜 1000 1083
熔点
液相区 L
1455
L+
纯镍 熔点
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X1合金结晶过程分析
L
T,C T,C
1
L
2
L
L+
L
L+
183 c
L+
d
e
{
3
f4
Pb X1
+
g
Sn
+ Ⅱ 冷却曲线 t Ⅱ
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X1合金结晶特点 L
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晶核长大过程 长大方式 ——树枝状生长
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2．影响形核和长大的因素 金属的结晶过程是晶核不断形成、长大的过
第23页，共111页。
⑵杠杆定律：在合金的结晶过程中，液、固 两相的相对量是在变化的，在某一温度下液、 固两相的相对量可用杠杆定律来计算。
设一合金的含B量为K，质量为1。在某温度 下液相的相对量为L%，固相的相对量为α%。 已知液相的含B量为XL，固相的含B量为Xα。 根据质量守恒定律得下列方程：
T,C
1500 1400 1300 1200 1100 1000 1083
L
L+
1455
Cu 20
40 60 Ni%
Ni 80 100
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液相线
铜-镍合金匀晶相图
T,C
1500 1400 1300 1200 1100 纯铜 1000 1083
熔点
液相区 L
1455
L+
纯镍 熔点
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X1合金结晶过程分析
L
T,C T,C
1
L
2
L
L+
L
L+
183 c
L+
d
e
{
3
f4
Pb X1
+
g
Sn
+ Ⅱ 冷却曲线 t Ⅱ
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X1合金结晶特点 L
金属固态相变基础
通过控制有色金属的成分、热处理条件和冷变形程度，可以控制其相变过程，从而获得所需的机械性能和物理性 能。
THANK YOU
相变过程的能量转换与热效应
能量转换
固态相变过程中会发生能量的转换，包括化学能、机械 能、电磁能和热能的转换。这些能量转换对于理解固态 相变机制和开发新的相变材料具有重要意义。
热效应
固态相变通常伴随着明显的热效应，包括吸热和放热。 这些热效应可以用来进行材料加工和制造，也可以用来 开发新的热管理技术和材料。
熵
表示系统无序度的量，系统有序度越高，熵值越小。
固态相变的热力学条件
相变驱动力
固态相变需要满足热力学上的稳定性条件， 即新相的自由能必须低于旧相的自由能。
温度和压力的影响
固态相变通常需要在一定的温度和压力条件 下发生，这些因素会影响相变的驱动力和相
界面的稳定性。
热力学相图
01
02
03
定义
描述不同温度、压力条件 下，物质不同相之间稳定 存在的区域和界限的图。
3
晶体缺陷
晶体缺陷是影响固态相变的另一个重要因素。点 缺陷、线缺陷和面缺陷等不同类型的晶体缺陷可 以促进或阻碍相变过程。
02
金属固态相变的晶体学基础
晶体结构与对称性
晶体结构
金属的晶体结构取决于其原子间的键合 方式，常见的有面心立方、体心立方和 密排六方结构。
VS
对称性
金属晶体的对称性对其物理和化学性质有 重要影响，如电子能带结构、光学和电学 性质等。
钢铁中的相变涉及多种固态相变过程，如马氏体相变 、贝氏体相变等。这些相变过程对钢铁的性能具有重 要影响。
钢铁相变的控制
通过控制钢铁的成分、冷却速度和热处理条件，可以 控制其相变过程，从而获得所需的机械性能和物理性 能。
THANK YOU
相变过程的能量转换与热效应
能量转换
固态相变过程中会发生能量的转换，包括化学能、机械 能、电磁能和热能的转换。这些能量转换对于理解固态 相变机制和开发新的相变材料具有重要意义。
热效应
固态相变通常伴随着明显的热效应，包括吸热和放热。 这些热效应可以用来进行材料加工和制造，也可以用来 开发新的热管理技术和材料。
熵
表示系统无序度的量，系统有序度越高，熵值越小。
固态相变的热力学条件
相变驱动力
固态相变需要满足热力学上的稳定性条件， 即新相的自由能必须低于旧相的自由能。
温度和压力的影响
固态相变通常需要在一定的温度和压力条件 下发生，这些因素会影响相变的驱动力和相
界面的稳定性。
热力学相图
01
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03
定义
描述不同温度、压力条件 下，物质不同相之间稳定 存在的区域和界限的图。
3
晶体缺陷
晶体缺陷是影响固态相变的另一个重要因素。点 缺陷、线缺陷和面缺陷等不同类型的晶体缺陷可 以促进或阻碍相变过程。
02
金属固态相变的晶体学基础
晶体结构与对称性
晶体结构
金属的晶体结构取决于其原子间的键合 方式，常见的有面心立方、体心立方和 密排六方结构。
VS
对称性
金属晶体的对称性对其物理和化学性质有 重要影响，如电子能带结构、光学和电学 性质等。
钢铁中的相变涉及多种固态相变过程，如马氏体相变 、贝氏体相变等。这些相变过程对钢铁的性能具有重 要影响。
钢铁相变的控制
通过控制钢铁的成分、冷却速度和热处理条件，可以 控制其相变过程，从而获得所需的机械性能和物理性 能。
金属固态相变基础课件
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在工程领域中的应用
机械制造
金属固态相变在机械制造中发挥 着重要作用，如模具制造、切削
工具、耐磨件等。
航空航天
在航空航天领域，金属固态相变 对于提高飞行器的轻量化、强度
和耐高温性能具有重要意义。
建筑和土木工程
在建筑和土木工程领域，利用金 属固态相变原理制备的钢筋和高 强度钢可以提高结构的强度和耐
久性。
相变过程中的晶体缺陷
晶体缺陷可以作为相变过程中的形核 位置，影响新相的形核和长大过程。
晶体学对称性与相变关系
对称性破缺
在金属固态相变过程中，晶体对称性可能会发生破缺，导致新相的形成。
对称性破缺与物理性质变化
对称性破缺会导致金属的物理性质发生变化，如磁性、电导率等。
PART 04
金属固态相变的动力学基 础
金属固态相变的热力学基 础
热力学基本概念
01
02
03
热力学第一定律
能量守恒定律，表示系统 能量的变化等于系统与环 境之间交换的热量与功的 和。
热力学第二定律
熵增加原理，表示自发过 程总是向着熵增加的方向 进行，即系统总是向着更 加混乱无序的状态发展。
状态函数
描述系统状态的物理量， 其值只取决于系统的状态， 而与达到该状态所经历的 过程无关。
在扩散型相变中，原子通过热激活或 应力驱动，从一个位置移动到另一个 位置，从而在固态中形成新的相。
无扩散型相变
无扩散型相变是指原子不通过 扩散迁移到新相中的过程。
在无扩散型相变中，原子通过 快速重新排列或重组来形成新 的相，而不需要原子进行长距 离的迁移。
无扩散型相变通常在较低的温 度下发生，并且可以在短时间 内完成，因为原子不需要克服 势垒进行迁移。
固态相变 第二章
⊿ S β→ α= L β→ α /T0 假定：温度相对于T0变化不大，则 ⊿ H β→ α 和 ⊿ S β→ α也将 变化不大。在T0附近，⊿ Gβ→ α 可近似表达为：
⊿ Gβ→ α = ⊿ H β→ α -T ⊿ S β→ α = L β→ α -TL β→ α /T0
=（T0-T） L β→ α /T0
对于非立方结构，并具有显著各向异性的新相，应变能强 烈地决定于新相的形态。对于Ag2Al沉淀在Al基体的计算表明， 应变能在0<β<1或1<β时最低。
3）非共格相界对新相析出应变能的影响
Nabarro提出，增加1cm3孔洞的体积所需的能量决定于孔 的形状。
球形空洞扩大体积所需的能量最大，而片状空洞扩大体积 所需的能量最小。
应变、应力也可简化为：
ε=σ(1- ν)/E
（2-9）
σ = ε E/ (1- ν)
（2-10）
应变能W可进一步表示为：
W= ε 2E/ (1- ν)
（2-11）
2)新相与母相完全共格的应变能
图 2-3 α/β相界面
错配度定义：δ=(a1-a2)/a2
Laszlo设m=1/ν,取ε等于相之间的线形错配度δ，代入式(2-11) 则：
⊿Gα→β= G β- Gα = (H β -TS β ) - (H α -TS α) = ⊿ H α → β -T ⊿ S α → β
T=T0时 G α= Gβ
α相与β相平衡共存。 ⊿ Gβ→ α =0
没有相变驱动力。 2)今后要用到的一个公式推导
注意到，在相变点T0处有： ⊿ Gβ→ α = ⊿ H β→ α –T0 ⊿ S β→ α =0 其中⊿ H β→ α为β→ α 转变的热效应，记为L β→ α 。则有：
⊿ Gβ→ α = ⊿ H β→ α -T ⊿ S β→ α = L β→ α -TL β→ α /T0
=（T0-T） L β→ α /T0
对于非立方结构，并具有显著各向异性的新相，应变能强 烈地决定于新相的形态。对于Ag2Al沉淀在Al基体的计算表明， 应变能在0<β<1或1<β时最低。
3）非共格相界对新相析出应变能的影响
Nabarro提出，增加1cm3孔洞的体积所需的能量决定于孔 的形状。
球形空洞扩大体积所需的能量最大，而片状空洞扩大体积 所需的能量最小。
应变、应力也可简化为：
ε=σ(1- ν)/E
（2-9）
σ = ε E/ (1- ν)
（2-10）
应变能W可进一步表示为：
W= ε 2E/ (1- ν)
（2-11）
2)新相与母相完全共格的应变能
图 2-3 α/β相界面
错配度定义：δ=(a1-a2)/a2
Laszlo设m=1/ν,取ε等于相之间的线形错配度δ，代入式(2-11) 则：
⊿Gα→β= G β- Gα = (H β -TS β ) - (H α -TS α) = ⊿ H α → β -T ⊿ S α → β
T=T0时 G α= Gβ
α相与β相平衡共存。 ⊿ Gβ→ α =0
没有相变驱动力。 2)今后要用到的一个公式推导
注意到，在相变点T0处有： ⊿ Gβ→ α = ⊿ H β→ α –T0 ⊿ S β→ α =0 其中⊿ H β→ α为β→ α 转变的热效应，记为L β→ α 。则有：
第2章 金属材料的凝固与固态相变
• • •
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• 2.1 纯金属的结晶 2.1.1 凝固的基本概念 1.晶体的结晶 金属自液态（晶态或非晶态）经冷却转 变为固态晶体的过程称为金属的结晶过程。 金属由液态转变为固态的结晶过程，实质 上就是原子由不稳定的近程有序状态过渡为稳 定的长程有序状态的过程。 金属从液态过渡为固体晶态的转变称为一 次结晶，而金属从一种固态过渡为另一种固体 的转变称为二次结晶。
1. 过冷度影响 一定体积的液态金属中,若成核速率N越大, 则结晶后的晶粒越多, 晶粒就越细小; 晶体长大速度G越快, 则晶粒越粗。 核速率N: 个/m3· s 单位时间单位体积形成的晶核数,
晶体长大速度G：单位时间晶体长大的长度, m/s
随着过冷度的增加, 成核速 率和长大速度均会增大。但当过 冷度超过一定值后，成核速率和 长大速度都会下降。这是由于液 体金属结晶时成核和长大，均需 原子扩散才能进行。当温度太低 时，原子扩散能力减弱，因而成 核速率和长大速度都降低。 对于液体金属，一般不会得 到如此大的过冷度，通常处于曲 线的左边上升部分。所以, 随着 过冷度的增大，成核速率和长大 速度都增大，但前者的增大更快， 因而比值N/G也增大, 结果使晶 粒细化。
晶体长大速度G：单位时间晶体长大的长度, m/s
随着过冷度的增加, 成核速率和长大速度 均会增大。但当过冷 度超过一定值后，成 核速率和长大速度都 会下降。这是由于液 体金属结晶时成核和 长大，均需原子扩散 才能进行。当温度太 低时，原子扩散能力 减弱，因而成核速率 和长大速度都降低。
2. 变质处理 变质处理就是在液体金属中加入孕育剂或变 质剂，以细化晶粒和改善组织。变质剂的作用 在于增加晶核的数量或者阻碍晶核的长大。例 如，在铝合金液体中加入钛、锆；钢水中加入 钛、钒、铝，铸铁中加入硅铁、硅钙、硅钙钡 合金，都可使晶粒细化。
第02章-金属材料的凝固与固态相变
2.2 合金的凝固
杠杆定律 • 在杠杆定律中，杠杆的支点是合金的成分，杠杆的 端点是所求的两平衡相（或两组织组成物）的成分。 例：求30%Ni合金在1280时相的相对量 T,C L 1455 c 1500 1400 a1 b1 c1 1280 C 1300 L+ 1200 1100 a 1083 1000 Cu
金属的同素异构转变与液态金属的结晶过程相似，称为二 次结晶或重结晶。 同素异构转变属于相变之一—固态相变。 1、铁的同素异构转变 铁在固态冷却过程中有两次晶体结构变化，变化为：
2.1 纯金属的结晶
同素异构转变
纯铁的同素异构转变
质量一定的纯铁，发 生α-Fe→γ-Fe时，其体积 如何变化？ 体积缩小。因为质量 一定，原子个数一定， 而γ -Fe的排列比α -Fe 紧密，占空间小，所以 体积减小。
0.53 0.45 Q 100% 61.5% 0.58 0.45 0.58 0.53 QL 100% 38.5% 0.58 0.45
2.2 合金的凝固
二元匀晶相图 • 两组元在液态和固态均能无限互溶所构成的相图称之为二元 匀晶相图。 • 合金系有Cu-Ni，Cu-Au，Au-Ag，Fe-Ni，W-Mo等
细化铸态金属晶粒的措施 晶粒越小, 则金属的强度、塑性和韧性越好。工程上使晶粒细 化, 是提高金属机械性能的重要途径之一。这种方法称为细 晶强化。 ⑴ 增大过冷度： 随过冷 度增加，N/G值增加，晶粒
变细。
⑵ 变质处理： 又称孕育 处理。即有意向液态金属内 加入非均匀形核物质从而细 化晶粒的方法。所加入的非
固溶体的成分又变回到 合金成分3上来。
液固相线不仅是
相区分界线, 也是结
02第二章__金属固态相变基础(1)
枝晶偏析示意图
固溶体结晶时成分是变化的，冷却时由于原子的扩散 充分进行，形成的是成分均匀的固溶体。如果冷却较 快，原子扩散不能充分进行，则形成成分不均匀的固 溶体。先结晶的树枝晶轴含高熔点组元（Ni）较多， 后结晶的树枝晶枝干含低熔点组元（Cu）较多。结果 造成在一个晶粒之内化学成分的分布不均,这种现象称 为枝晶偏析.
(2)不平衡转变
不平衡转变：固态金属在快速加热和冷却时， 由于平衡相变受到抑制，可能发生某些不平衡 转变而得到在相图上不能反应的不平衡组织。
不平衡转变
Ⅰ
伪共析相变 马氏体相变 贝氏体相变 不平衡脱溶转变(时效)
L T A >> ’ >> + + B
2. 按原子迁移情况分类 （1）扩散型相变 温度足够高、原子活动能力足够强、时间足够长情 况下发生的相变。 特点： 相变过程有原子扩散，相变速率受原子扩散速度控制； 新、旧相成分不同；
把OP的另一结点P的坐标经等比例化简后按X、Y、Z坐标轴 的顺序写在方括号[ ]内，则[uvw]即为OP的晶向指数。
晶面：晶体点阵在任何方向上分解为相互平行的 结点平面称为晶面，即结晶多面体上的平面。 晶面指数：结晶学中经常用（hkl）来表示一组平 行晶面，称为晶面指数。数字hkl是晶面在三个坐 标轴（晶轴）上截距的倒数的互质整数比。
3.按相变方式分类 (1)有核相变 形核----长大方式进行相变。 (2)无核相变
条件：可以以成分起伏或能量起伏为开始，直 接长大形成新相过程。
如：调幅分解以成分起伏为开始，进行上坡扩 散，形成两个成分不同的新相； 马氏体相变以能量起伏为开始，靠共格切变直接长 大形成新相过程。
(最新整理)02金属固态相变基础
㈡ 非平衡相变
伪共析转变 马氏体转变 贝氏体转变 非平衡脱溶转变
2021/7/26
10
⑴ 伪共析转变 非共析成分的奥氏体
被过冷到GS和ES的 延长线以下温度时
同时析出铁素体和渗碳体
转变过程和转变产物 类似于共析转变
2021/7/26
11
⑵ 马氏体相变
高温下的奥氏体
进一步提高 冷却速度
使伪共析相变 来不及进行
31
2 rc GV
WGmax
163 3(GV )2
由此可见，当表面能σ和弹性应变能ε增大时，临界 晶核半径rc增大，形核功W增大。
具有低界面能 和高弹性应变 能的共格新相 晶胚，倾向于 呈盘状或片状
2021/7/26
具有高界面能 和低弹性应变 能的非共格新 相晶胚，倾向
于呈等轴状
32
与液态金属结晶相似，金属固态相变均匀形核时的
均匀核形率核I的非形常核小率。一般非
常小，不太可能成为固态 相变形核的主要形式
固态中存在大量缺陷 → 储存畸变能 → 提供形核
能量 → 能促进形核
非均匀形核为固态相变的主要形核方式
2021/7/26
34
㈡ 非均匀形核
系统自由能变化
均匀形核： G V G Vs V
非均匀形核： G V G V S V G d
金属固态相变
新旧两相的自由能差
新旧两相的自由能差
界面能
2021/7/26
形核的阻力
界面能 ＋
应变能 29
按照经典形核理论，金属固态相变均匀形核时系统 自由能的总变化ΔG为：
G V G Vs V
式中：V —— 新相体积； ΔGV—— 新旧相的单位体积自由能差；
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旧相 新相
特点：界面能小，弹性畸变能大
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1. 相界面特殊（新相和母相间存在不同的界面）
(2)半共格界面 新、旧相之间存在少量位错，除此之外的晶体结构
和点阵常数均能使两相原子之间产生完全匹配。
新、旧相间错配度 δ=|αβ-αα|/αα
第二章 金属固态相变基础
2.1 金属固态相变概述 2.2 金属固态相变热力学 2.3 金属固态相变的形核 2.4 金属固态相变的长大 2.5 金属固态相变动力学
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2.1 金属固态相变概述
相： 体系中具有相同成分、结构和性质的均匀部分 称为相，不同相之间有明显的界面分开。
在旧相的一定晶面上开始形成,这个晶面称为惯习面.
惯习面和位向关系的区别： 惯习面指母相的某一主平面； 位向关系指新相的某些晶面、晶向∥旧相的某些晶 面、晶向
若两相间为（半）共格界面 → 有取向关系
但反过来不成立
若无取向关系→ 必为非共格界面
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小，共格关系 大，半共格关系 很大，非共格关系
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1. 相界面特殊（新相和母相间存在不同的界面） (3)非共格界面 新、旧相界面处原子排列差别很大,两原子之间匹 配关系不再维持,为非共格界面。
特点：界面能大，弹性畸变能小
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特点： 相变过程有原子扩散，相变速率受原子扩散速度控制； 新、旧相成分往往不同； 新、旧相比容不同引起体积变化，但宏观形状不变。
如：同素异构转变、脱溶转变、共析转变、调幅分解、 有序化转变、珠光体转变等
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一、相变分类
化学势一级偏微商相等
等压比热：
C α ≠C β
等温压缩系数： K α ≠ K β
等压膨胀系数：λα≠λβ
化学势二级偏微商不等
因此：无相变潜热和体积变化，而比热、压缩系数、膨胀系 数是变化的。如材料有序化转变、磁性转变、超导转变等。
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思考：同素异构转变，脱溶转变（平衡、非平衡）， 伪共析相变，贝氏体相变，奥氏体转变，调幅分解等 各属于什么相变类型？
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二、金属固态相变主要特点
1.相界面特殊（新相和母相间存在不同的界面） (1)共格界面
新、旧相的晶体结构、点阵常数相同；或有差异但存 在一组特定晶体学平面可使两相原子之间产生完全匹配。
二、金属固态相变主要特点
1. 相界面特殊（不同类型，具有不同界面能和应变能） 2. 新旧相之间存在一定位向关系与惯习面
3. 相变阻力大（弹性应变能作用）
➢
相界面上原子强制匹配引起的弹性应变能
共格＞半共格＞非共格
➢
新、旧相比容差弹性应变能
弹性应变能和界面能共同构成金属发生固态相变的阻力
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2.2金属固态相变热力学
一、相变驱动力
G T0——理论转变温度
γ→α转变，只有在T ＜ T0 时才能够进行，即过冷。
∵Gγ→α = Gα - Gγ ＜0
α
Gγ Gα
Gγ→α <0
γ
Gγ→α >0
T0
T℃
（问题， α → γ相变在何条件下方可进行？） 过热
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3. 按原子迁移情况分类 （1）扩散型相变 （2）非扩散型相变
相变过程中原子不发生扩散，参与转变的所有原子 运动是协调一致的。原子只作有规则的迁移以使晶体点 阵重组，原子迁移范围有限不超过一个原子间距。
如：淬火马氏体相变 特点： ➢ 存在均匀切变引起宏观变形； ➢ 相变无扩散，新、旧相化学成分相同； ➢ 新、旧相之间存在一定晶体学取向关系； ➢ 相变速度快。
•固态相变的形核率远比相似条件下金属结晶的形核率小得多
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2.3 金属固态相变的形核
二、非均匀形核
G V Gv S V Gd
① 晶界形核
缺陷提供的相变驱动力
②位错形核
③空位形核
固态相变中均匀形核几乎不可能，大多为非均匀形核。
二、金属固态相变主要特点
6.母相晶体缺陷的促进作用（提供驱动力） 晶态固体中的空位、位错、晶界等缺陷周
围因点阵畸变而储存一定的畸变能。新相极易 在这些位置非均匀形核。它们对晶核的长大过 程也有一定的影响。
通常，固态相变时，母相中晶体缺陷起促 进作用。新相优先在晶体缺陷处形核。
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一、相变分类
4.按相变方式分类 (1)有核相变 形核----长大方式进行相变。 (2)无核相变 条件：可以以成分起伏或能量起伏为开始，直 接长大形成新相过程。 如：调幅分解以成分起伏为开始，进行上坡扩 散，形成两个成分不同的新相；
Ⅳ
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二、非均匀形核
2.位错形核 位错促进形核。
位错线上形核，位错线消失释放能量，降低形核功。 位错线不消失，成为半共格界面中的位错部分，降低
形核功。 溶质原子在位错上偏聚，满足新相形核的成分起伏。 扩散的短路通道，↘Q，加速形核。
相同成分不同两相
➢ 有序化转变 无序
有序
原子在晶体中相对位置由无序到有序转变，使其电、 磁、物理、机械性能变化。
如：Cu-Zn,Cu-Au ,Mn-Ni ,Fe-Ni ,Ti-Ni合金等。
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一、相变分类
2.按平衡状态图分类 (1)平衡相变
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二、金属固态相变主要特点
5.易产生过渡相（降低形核功）
在有些情况下，固态相变不能直接形成自由能最低 的稳定相，而是经过一系列的中间阶段，先形成一系 列自由能较低的过渡相（又称中间亚稳相），然后在 条件允许时才形成自由能最低的稳定相．相变过程可
说明一级相变有相变潜热和体积变化。 材料凝固、熔化、升华、同素异构转变均为一级相变。 固态相变大部分为一级相变。
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2.1 金属固态相变概述
一、相变分类
1.按热力学分类 (2)二级相变
对新、旧相α和β，有：
μα=μβ Sα＝ Sβ Vα＝Vβ
新相形状与弹性应变能之间关系
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二、金属固态相变主要特点
4.原子迁移率低，多数相变受扩散控制 固态相变中，成分的改变必须通过组元的扩
散才能完成，此时扩散成为相变的控制因素，而 固态金属中原子的扩散系数，即使在熔点附近也 仅为液态的十万分之一，所以固态相变的转变速 率很慢，可以有很大的过冷度。随着温度降低， 过冷度增大，形核率增高，相变驱动力增大，但 同时原子扩散系数降低。这一对矛盾运动的结果， 就有可能使相变后得到的组织变细。
二、相变势垒
要使γ向 α转变能够进行 还必须越过△g的势垒 ——原子间的引力
因此相变条件：
G
γ
Δg
➢ Gγ→α ＜0 ➢ 克服△g的势垒
（能量起伏)
α
Gγ→α
状态Ⅰ
状态Ⅱ
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2.3 金属固态相变的形核
一、均匀形自核由能差
界面能
界面能：非共格>半共格>共格 弹性畸变能：非共格<半共格<共格
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二、金属固态相变主要特点
1. 相界面特殊（不同类型，具有不同界面能和应变能）
2. 新旧相之间存在一定位向关系与惯习面 新、旧相之间存在一定位向关系,并且新相往往
一、相变分类
2.按平衡状态图分类
(1)平衡相变
➢ 同素异构转变和多形性转变
纯金属
固溶体
➢ 平衡脱溶沉淀
Ⅰ L
T +
A
B
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➢ 共析相变 如珠光体转变。由一个固相分解为两个固相的转变。
➢ 调幅分解 α
α1+ α2
高温合金单相固溶体在冷却到某一温度分解为两个结构
r
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2.3 金属固态相变的形核
一、均匀形核
形核自由能变化 G V Gv S V
假设晶核为球形
4 3
r 3
Gv
4r
2
4 3
r 3
令
( G ) =0
r
金属结晶均匀形核
临界晶核半径： r* 2 GV
＞
临界形核功
相变： 随外界条件的变化(温度)，体系中新相取代 旧相的过程。
特点：界面能小，弹性畸变能大
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1. 相界面特殊（新相和母相间存在不同的界面）
(2)半共格界面 新、旧相之间存在少量位错，除此之外的晶体结构
和点阵常数均能使两相原子之间产生完全匹配。
新、旧相间错配度 δ=|αβ-αα|/αα
第二章 金属固态相变基础
2.1 金属固态相变概述 2.2 金属固态相变热力学 2.3 金属固态相变的形核 2.4 金属固态相变的长大 2.5 金属固态相变动力学
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2.1 金属固态相变概述
相： 体系中具有相同成分、结构和性质的均匀部分 称为相，不同相之间有明显的界面分开。
在旧相的一定晶面上开始形成,这个晶面称为惯习面.
惯习面和位向关系的区别： 惯习面指母相的某一主平面； 位向关系指新相的某些晶面、晶向∥旧相的某些晶 面、晶向
若两相间为（半）共格界面 → 有取向关系
但反过来不成立
若无取向关系→ 必为非共格界面
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小，共格关系 大，半共格关系 很大，非共格关系
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1. 相界面特殊（新相和母相间存在不同的界面） (3)非共格界面 新、旧相界面处原子排列差别很大,两原子之间匹 配关系不再维持,为非共格界面。
特点：界面能大，弹性畸变能小
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特点： 相变过程有原子扩散，相变速率受原子扩散速度控制； 新、旧相成分往往不同； 新、旧相比容不同引起体积变化，但宏观形状不变。
如：同素异构转变、脱溶转变、共析转变、调幅分解、 有序化转变、珠光体转变等
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一、相变分类
化学势一级偏微商相等
等压比热：
C α ≠C β
等温压缩系数： K α ≠ K β
等压膨胀系数：λα≠λβ
化学势二级偏微商不等
因此：无相变潜热和体积变化，而比热、压缩系数、膨胀系 数是变化的。如材料有序化转变、磁性转变、超导转变等。
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思考：同素异构转变，脱溶转变（平衡、非平衡）， 伪共析相变，贝氏体相变，奥氏体转变，调幅分解等 各属于什么相变类型？
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二、金属固态相变主要特点
1.相界面特殊（新相和母相间存在不同的界面） (1)共格界面
新、旧相的晶体结构、点阵常数相同；或有差异但存 在一组特定晶体学平面可使两相原子之间产生完全匹配。
二、金属固态相变主要特点
1. 相界面特殊（不同类型，具有不同界面能和应变能） 2. 新旧相之间存在一定位向关系与惯习面
3. 相变阻力大（弹性应变能作用）
➢
相界面上原子强制匹配引起的弹性应变能
共格＞半共格＞非共格
➢
新、旧相比容差弹性应变能
弹性应变能和界面能共同构成金属发生固态相变的阻力
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2.2金属固态相变热力学
一、相变驱动力
G T0——理论转变温度
γ→α转变，只有在T ＜ T0 时才能够进行，即过冷。
∵Gγ→α = Gα - Gγ ＜0
α
Gγ Gα
Gγ→α <0
γ
Gγ→α >0
T0
T℃
（问题， α → γ相变在何条件下方可进行？） 过热
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3. 按原子迁移情况分类 （1）扩散型相变 （2）非扩散型相变
相变过程中原子不发生扩散，参与转变的所有原子 运动是协调一致的。原子只作有规则的迁移以使晶体点 阵重组，原子迁移范围有限不超过一个原子间距。
如：淬火马氏体相变 特点： ➢ 存在均匀切变引起宏观变形； ➢ 相变无扩散，新、旧相化学成分相同； ➢ 新、旧相之间存在一定晶体学取向关系； ➢ 相变速度快。
•固态相变的形核率远比相似条件下金属结晶的形核率小得多
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2.3 金属固态相变的形核
二、非均匀形核
G V Gv S V Gd
① 晶界形核
缺陷提供的相变驱动力
②位错形核
③空位形核
固态相变中均匀形核几乎不可能，大多为非均匀形核。
二、金属固态相变主要特点
6.母相晶体缺陷的促进作用（提供驱动力） 晶态固体中的空位、位错、晶界等缺陷周
围因点阵畸变而储存一定的畸变能。新相极易 在这些位置非均匀形核。它们对晶核的长大过 程也有一定的影响。
通常，固态相变时，母相中晶体缺陷起促 进作用。新相优先在晶体缺陷处形核。
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一、相变分类
4.按相变方式分类 (1)有核相变 形核----长大方式进行相变。 (2)无核相变 条件：可以以成分起伏或能量起伏为开始，直 接长大形成新相过程。 如：调幅分解以成分起伏为开始，进行上坡扩 散，形成两个成分不同的新相；
Ⅳ
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二、非均匀形核
2.位错形核 位错促进形核。
位错线上形核，位错线消失释放能量，降低形核功。 位错线不消失，成为半共格界面中的位错部分，降低
形核功。 溶质原子在位错上偏聚，满足新相形核的成分起伏。 扩散的短路通道，↘Q，加速形核。
相同成分不同两相
➢ 有序化转变 无序
有序
原子在晶体中相对位置由无序到有序转变，使其电、 磁、物理、机械性能变化。
如：Cu-Zn,Cu-Au ,Mn-Ni ,Fe-Ni ,Ti-Ni合金等。
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一、相变分类
2.按平衡状态图分类 (1)平衡相变
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二、金属固态相变主要特点
5.易产生过渡相（降低形核功）
在有些情况下，固态相变不能直接形成自由能最低 的稳定相，而是经过一系列的中间阶段，先形成一系 列自由能较低的过渡相（又称中间亚稳相），然后在 条件允许时才形成自由能最低的稳定相．相变过程可
说明一级相变有相变潜热和体积变化。 材料凝固、熔化、升华、同素异构转变均为一级相变。 固态相变大部分为一级相变。
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2.1 金属固态相变概述
一、相变分类
1.按热力学分类 (2)二级相变
对新、旧相α和β，有：
μα=μβ Sα＝ Sβ Vα＝Vβ
新相形状与弹性应变能之间关系
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二、金属固态相变主要特点
4.原子迁移率低，多数相变受扩散控制 固态相变中，成分的改变必须通过组元的扩
散才能完成，此时扩散成为相变的控制因素，而 固态金属中原子的扩散系数，即使在熔点附近也 仅为液态的十万分之一，所以固态相变的转变速 率很慢，可以有很大的过冷度。随着温度降低， 过冷度增大，形核率增高，相变驱动力增大，但 同时原子扩散系数降低。这一对矛盾运动的结果， 就有可能使相变后得到的组织变细。
二、相变势垒
要使γ向 α转变能够进行 还必须越过△g的势垒 ——原子间的引力
因此相变条件：
G
γ
Δg
➢ Gγ→α ＜0 ➢ 克服△g的势垒
（能量起伏)
α
Gγ→α
状态Ⅰ
状态Ⅱ
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2.3 金属固态相变的形核
一、均匀形自核由能差
界面能
界面能：非共格>半共格>共格 弹性畸变能：非共格<半共格<共格
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二、金属固态相变主要特点
1. 相界面特殊（不同类型，具有不同界面能和应变能）
2. 新旧相之间存在一定位向关系与惯习面 新、旧相之间存在一定位向关系,并且新相往往
一、相变分类
2.按平衡状态图分类
(1)平衡相变
➢ 同素异构转变和多形性转变
纯金属
固溶体
➢ 平衡脱溶沉淀
Ⅰ L
T +
A
B
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➢ 共析相变 如珠光体转变。由一个固相分解为两个固相的转变。
➢ 调幅分解 α
α1+ α2
高温合金单相固溶体在冷却到某一温度分解为两个结构
r
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2.3 金属固态相变的形核
一、均匀形核
形核自由能变化 G V Gv S V
假设晶核为球形
4 3
r 3
Gv
4r
2
4 3
r 3
令
( G ) =0
r
金属结晶均匀形核
临界晶核半径： r* 2 GV
＞
临界形核功
相变： 随外界条件的变化(温度)，体系中新相取代 旧相的过程。