第1章金属固态相变概论

图1.8 马氏体相变的表面倾动示意图
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(2) 界面位错运动
通过半共格界面上的界面位错运动，使 界面作法向迁移，实现新相晶核的长大。
图1.9 半共格界面的可能结构 (a) 平界面 (b) 阶梯界面
长大方式：
平界面
界面位错沿法线方向迁移就必须攀移才 能随界面移动，这在无外力作用或无足够高的温 度下是难以实现的。
与平衡脱溶不同，合金固溶体在高温 下溶入了较多的合金元素，在快冷条件下， 得到过饱和固溶体。 将其在室温或加热到其溶解度曲线以 下的温度进行保温，从过饱和固溶体中析 出一种新相，该相的成分和结构与平衡沉 淀相不同，这一过程称为非平衡脱溶沉淀 （或时效）。
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固 ①结构 同素异构转变、多型性转变、马氏 态 体转变等只有结构上的变化； 相 变 ②成分 调幅分解只有成分上的变化； 类 型 ③有序化程度 有序化转变只有有序化程度
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1. 半共格界面的迁移
(1) 切变长大 (协同长大)
晶核长大通过半 共格界面上母相一侧 的原子有规则地沿某 一方向作小于一个原 子间距迁移的切变方 式完成；晶核长大过 程中晶格原子保持原 有相邻关系不变。
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图1.7 切变长大模型
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特点:
界面在迁移过程中保持为平面。
在抛光试样表面产生倾动。
＊位向差小于10o， 小角度晶界 ； 10o以上， 大角度晶界。
形核所需驱动力(形核功)的大小
形 核 功 依 次 减 小
均匀形核
空位形核 位错形核
晶界非均匀形核
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1.4 固态相变时的晶核长大
1.4.1 新相长大机制
新相晶核的长大，实质上是界面向 母相方向的迁移。 晶核长大机制 固态相变类型 晶核界面结构
晶界、亚晶界、空位、位错等区域 ↓ 能量起伏、结构起伏和成分起伏大 ↓ 原子扩散激活能低，扩散速度快及 相变应力容易被松驰 ↓ 容易形核
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1.2.5 形成过渡相
过渡相也称中间亚稳相，是指成分或结 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。 原因：形成过渡相可减少相变阻力。
半共格界面
图1.5 固态相变界面结构示意图
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（3）非共格界面
当两相界面处的 原子排列差异很大， 即错配度δ很大时， 两相原子之间的匹配 关系便不再维持，这 种界面称为非共格界 面。
非共格界面
图1.6 固态相变界面结构示意图
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相界面类型对界面能及溶质原子吸附作用的影响
界面能--金属固态相变时，相界面上原子排列的 不规则性将导致两相界面能升高，非共格界面能 最高，半共格界面能次之，而共格界面能最低； 相界面对溶质原子的吸附作用--由于溶质原子在 晶格中存在时会引起晶格畸变而产生界面能，但 当溶质原子在界面处分布时，则会使界面应变能 降低。因此，溶质原子总是趋向于在界面处偏聚 而使总的能量降低。
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共格界面
图1.4 固态相变界面结构示意图
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（2）半共格界面
界面上的两相原子部分保持匹配，称为 半共格界面。
错配度
- ＝
当δ增大到一定程度难以维持完全共格 时，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。
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弹性应变能与界面能关系
Hale Waihona Puke Baidu
界面共格时：界面能小 弹性应变能大

界面半共格时：界面能↗ 弹性应变能↘ 界面不共格时：界面能大 弹性应变能为零
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新相形状与界面能、弹性应变能的关系
盘状：弹性应变能低，
界面能高； 球状：弹性应变能高， 界面能低； 针状：弹性应变能与界
面能介于盘状和
钢的热处理(原理和工艺)
一、主要内容
金属固态相变概论 钢的加热转变 钢的冷却转变 钢的IT图和CT图 普通热处理 表面热处理 化学热处理
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钢的热处理工艺
二、课程目标与要求
通过钢的加热和冷却组织转变原理，了解金属与 合金的化学成分、组织性能与加工工艺之间的内 在联系及其变化规律，加深对材料的组织决定性 能的理解。 根据IT图和CT图并结合铁碳相图，确定钢的热处 理工艺； 能运用钢的相变原理分析问题，初步具有合理选 用材料和正确制定热加工工艺的能力，为设计与 制造优质零件打好必要的理论基础。

{111}γ ∥ {110}α´ <110>γ ∥ <111>α´
一般说来，当新相与母相间为共格或半共格 界面时，两相之间必然存在一定的晶体学取 向关系； 若两相间无一定的取向关系，则其界面必定 为非共格界面。
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1.2.3 弹性应变能
比容差应变能
弹性应变能 共格应变能 金属固态相变时，由于新相和母相的比容不同 引起的体积变化受到周围母相的约束而产生弹性应 变和应力，使系统额外增加的能量称为比容差应变 能。 由于两相界面上原子的强制匹配，在界面附近 区域内产生的应变能称为共格应变能。
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的平衡状态图
（4）共析(或逆共析)转变
合金在冷却时由一个固相分解为两个不 同固相的转变，称之为共析转变；反之，在 加热时，发生逆转变，则称为逆共析转变。
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（5）有序化转变
在平衡条件下，固溶体中各组元原子 的相对位置由无序到有序的转变过程。 如在Fe-Al合金系平衡图中，Fe-13.9％～20 ％Al合金从700℃以上的无序α相缓冷下来 时，发生 α→β1（Fe3Al） Fe3Al为有序固溶体，具有体心立方结构。
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（3）晶界形核

小角晶界形核时新相与 母相的晶粒有可能形成 共格或半共格界面，共 格的一侧呈平直界面。
大角晶界两侧的晶粒无 对称关系，晶核不能同 时与两侧晶粒都保持共 格关系，共格一侧呈平 直界面，非共格一侧为 降低界面能呈球冠形。
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图1.6 晶界形核时 一侧为共格界面 的晶核形状
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0.6％～1.4％C
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图1.3 Fe-Fe3C相图左下角
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特点------
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（2）马氏体转变
将奥氏体以较大的冷却速度过冷到低 温区，奥氏体以不发生原子扩散、不引起 成分改变的方式，通过切变由γ点阵改组 为α点阵，这种相变称为马氏体相变。
成分特征--转变产物马氏体的成分与母相 奥氏体的相同。
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（3）贝氏体转变
钢中的奥氏体过冷到珠光体和马氏体转 变温度之间，将发生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）。 其转变产物是α相与碳化物的混合物， 但α相的碳含量以及碳化物的形态和分布均 与珠光体不同，称其为贝氏体。
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（4）非平衡脱溶沉淀
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1.2.2 两相间的晶体学关系 (惯析面与位向关系)
惯析面
固态相变时新相与母相间存在一 定的位向关系，新相在母相特定的晶面 上开始形成，这种晶面称为惯析面。 奥氏体(γ)→马氏体(α´)转变时，马 氏体总是在奥氏体的｛111｝γ晶面上形 成，所以｛111｝γ就是惯析面。
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位向关系 K-S关系
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无析出带。当靠近晶界附近的过饱和空位扩散 到晶界并消失时，在晶界附近形成无析出带， 在无析出带中看不到沉淀相；而远离晶界处由 于保留较多的空位，则沉淀相易于在那里形核 长大。
（2）位错形核
位错形核主要有三情况： 新相在位错线上形核，新相形核处的位错线 消失，释放出来的畸变能使形核功降低。
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晶体缺陷处的形核方式：
（1）空位形核
空位通过影响扩散或利用本身能量提供 形核驱动力而促进形核。 空位群可凝聚成位错而促进形核。
例如，过饱和固溶体的脱溶分解。当固溶体从 高温快速冷却下来，与溶质原子一起被过饱和 地保留在固溶体内的同时，大量的过饱和空位 也被保留下来。它们一方面促进溶质原子扩散 ，同时又作为沉淀相的形核位置而促进非均匀 形核，使沉淀相弥散分布于整个基体中。
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若过冷度小→临界晶核尺寸大→界面能减小而居 于次要作用→两相间倾向于形成非共格界面以降 低弹性应变能，有两种情况：
(1)若两相比容差较大→弹性应变起主导作用→形 成盘(片)状新相以降低弹性应变能 (2)若两相比容差别较小→弹性应变能作用不大→ 形成球状新相以降低界面能
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1.2.4 晶体缺陷的作用
从液相到气相的蒸发过程。
固态相变
固态材料在温度和压力改变时，其内部 组织和结构会发生变化，即发生从一种相 状态到另一种相状态的转变，这种转变叫 固态相变。 相变前的相状态称为旧相或母相； 相变后的相状态称为新相。
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1.1 金属固态相变的主要类型
1.1.1 平衡转变
在缓慢加热或冷却时所发生的能获得符合 平衡状态图的平衡组织的相变。
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新相形核时位错并不消失，新相依附于
半共格界面上的位错部分补偿错配，降 低应变能，使形核功降低。 原子在位错线上偏聚(形成柯气团)，使溶 质含量增高，易于满足新相形成时所需 的成分条件，促进新相晶核形成，使形 核功降低。
在新相与基体成分不同的情况下，溶质
此外，位错线可作为扩散的短路通道， 降低扩散激活能，从而加速形核过程。
的变化； 共析转变、贝氏体转变、脱溶沉淀等 则兼有结构和成分的变化。
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1.2 金属固态相变的特点
1.2.1 相界面
（1）共格界面 若两相晶体结构相同、点阵常数相等， 或者两相晶体结构和点阵常数虽有差异，但 存在一组特定的晶体学平面可使两相原子之 间产生完全匹配。这种界面称为共格界面。
数不断变化，形成的β
相成分及结构均与母相
不同。
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图1.1 具有脱溶沉淀的二元 合金平衡相图
（3）条幅分解
由一种固溶体分解为 结构相同，而成分不同的 两种固溶体的转变。 反应式：α→α1+α2
特点：


成分波动自动调整，分解 产物只有溶质的贫区与富 区，二者之间没有清晰的 相界面。 通过上坡扩散 ， 最终使原 来的均匀固溶体变为一个 不均匀固溶体。 图1.2 具有溶解度间隔
阶梯界面
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第1章 金属固态相变概论
1.1 金属固态相变的主要类型
1.2 金属固态相变的特点
1.3 固态相变时的形核 1.4 固态相变时的晶核长大
1.5 固态相变动力学
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第一章 金属固态相变概论 相变
从广义上讲，构成物质原子（或分子）
的聚合状态（相状态）发生变化的过程均
称为相变。 如：从液相到固相的凝固过程；
（1）同素异构转变和多形性转变
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 构转变。 在固溶体中发生的同素异构转变称为多形 性转变。
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（2）平衡脱溶沉淀
在缓慢冷却条件下， 由过饱和固溶体中析出 新相的过程。 特点：母相α随新相β 的析出其成分及体积分
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1.3 固态相变时的形核
核胚---是母相基体内形成新相所必需的成 分与结构的微小区域； 晶核---若这种核胚的尺寸超过某一临界尺寸， 能稳定存在并自发长大而成为新相晶核。
1.3.1 均匀形核
若晶核在母相基体中无择优地任意均 匀分布，称为均匀形核。
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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 GV S V
当ΔG < 0时，新相形核才有可能。
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1.3.2 非均匀形核
若晶核在母相中某些区域择优、不均 匀分布，称为非均匀形核。 非均匀形核系统自由能的总变化为：
G V GV S V Gd
ΔGd是晶体缺陷消失或减少所降低的能量。
球状之间；
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1.5 新相几何形状对弹性应变能 (相对值)的影响
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界面能和弹性应变能对形核的作用
若过冷度大→临界晶核尺寸小→界面能增大起主导 作用→两相界面易取共格或半共格以降低界面能→
要使弹性应变能降低→倾向于形成盘状(或薄片状)
因此，具有低界面能和高弹性应变能的共格新相 核胚，倾向于盘状或片状。
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1.1.2 非平衡转变
如果加热或冷却速度快，平衡相变将 被抑制，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非平衡或亚稳 态的组织。
（1）伪共析转变
某些成分的钢，当奥氏体以较快的速 度冷却时，奥氏体被过冷到ES线和GS线的 延长线以下时，将同时析出铁素体和渗碳 体,这一过程称为伪共析转变。