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1、材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 固态相变原理全册配套最完整固态相变原理全册配套最完整 精品课件精品课件 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 固态相变理论基础固态相变理论基础 Fundamental of Phase Transformation Theories 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 相变相变 从广义上讲，构成物质的原子（或分子）的聚合状态（相状态） 发生变化的过

2、程均称为相变。 如：从液相到固相的凝固过程 从液相到气相的蒸发过程 固态相变固态相变 金属和陶瓷等固态材料在温度和压力改变时，其内部组织或结 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，这种转变称为 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 1. 1. 固态相变概论固态相变概论 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 新相与母相 相变发生，新相与母相之间必然存在某些差别。这些差别或者表现在: G 晶体结构上（如同素异构转变晶体结构上（如同素异构转变） A 化学成分上（如调幅分解）化学成分上（如

3、调幅分解） A 有序化程度的变化有序化程度的变化 B 表面能上（如粉末烧结） E 应变能上（如形变再结晶） I 界面能上（如晶粒长大） F 兼而有之（如过饱和固溶体脱溶沉淀） 1.1 1.1 固态相变的共性固态相变的共性 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 内因与外因 外因: 满足热力学条件是发生相变的必要条件。根据热力学第二定律， 可得到以下相变进行的能量判据： 1.1 1.1 固态相变的共性固态相变的共性 绝热恒容： 绝热恒压： 恒温恒容： 恒温恒压： , , , , 0 0 0 0 S V S P T V T P d

4、U dH dF dG U：内能 H：焓 F：自由能 G：自由焓 HUpV FUTS GHTS 且满足： 内因: 材料内部的三大起伏 - 能量起伏，结构起伏和成分起伏。 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 固态 相变 分类 按热力学分类 按平衡状态分类 按原子迁移分类 按相变方式分类 一级相变 二级相变 平衡相变 非平衡相变 扩散相变 非扩散型相变 有核相变 无核相变 同素异构转变 平衡脱溶沉淀 共析转变 调幅分解 有序化转变 伪共析相变 马氏体相变 贝氏体相变 非平衡脱溶沉淀 1.1 1.1 固态相变的分类固态相变的分类

5、材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 相变时新旧两相的化学势相等，但化学势的一级偏微商不等的相变称为 一级相变。 P设代表旧相，代表新相，为化学势、T为温度、P为压力，则有 已知： 特点：在一级相变时，熵S 和体积V 将发生不连续变化，即一级相变有相变 潜热和体积改变。材料的凝固、熔化、升华以及同素异构转变等均属于一级 相变。几乎所有伴随晶体结构变化的固态相变都是一级相变。 一级相变一级相变 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 相变时新旧两相的化学势相等

6、，且化学势的一级偏微商也相等，但化学势的二级 偏微商不等的相变称为二级相变。 P 即： 已知： 二级相变二级相变 比热CP 压缩系数K 膨胀系数 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 即在二级相变时，无相变潜热和体积改变，只有比热CP、压缩系数K 和膨胀系数的不连续变化。材料的部分有序化转变、磁性转变以 及超导体转变均属于二级相变。 P 相变时： 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 平衡相变是指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

7、相变。 纯金属在温度和压力改变时，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。 纯铁的同素异构转变纯铁的同素异构转变 平衡相变平衡相变 同素异构转变 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 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平衡脱溶沉淀平衡脱溶沉淀。 具有脱溶沉淀的二元合金平衡状态图 母相不消失，但随着新相析出， 母相的成分和体积分数不断变化， 新相的结构和成分与旧相不同，且 新相的成分一般也有变化。 特点：特点： 平衡脱溶沉淀平衡脱溶沉淀 材料

8、科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 加热时也可发生+转变，称为逆共析相变。 例如：钢中奥氏体（）与珠光体（+Fe3C）的转变 冷却时：+Fe3C 共析相变 加热时：+Fe3C 逆共析型相变 某些合金在高温下具有均匀单相固溶体，但冷却到某一温度范围时可分解成 为与原固溶体结构相同但成分不同的两个微区，如1+2，这种转变称 为调幅分解。 它的特点是在转变初期形成的两个微区之间并无明显界面和成分突变，但是 通过上坡扩散，最终使原来的均匀固溶体变成不均匀固溶体。 逆共析相变 调幅分解 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态

9、 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 若加热或冷却速度很快，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被称为不平衡或亚稳态 的组织，这种转变称为非平衡相变。 以较快速度冷却时，非共析成分的奥氏 体被过冷到图中影线区，将同时析出铁 素体和渗碳体。这种转变过程和转变产 物类似于共析相变，但转变产物中铁素 体量与渗碳体量的比值（或转变产物的 平均成分）不是定值，而是随奥氏体碳 含量变化而变化，故称为伪共析相变。 非平衡相变 伪共析相变 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 若进一步

10、提高冷却速度，使伪共析相变也来不及进行而将奥氏体过冷到更低温 度，则由于在低温下铁原子和碳原子都已不能或不易扩散，故奥氏体只能以不 发生原子扩散、不引起成分改变的方式，通过切变由点阵改组为点阵，这 种转变称为马氏体相变，转变产物称为马氏体（为区别于平衡相变所形成的 相，称其为相），其成分与母相奥氏体相同。 马氏体相变马氏体相变 若b成分合金自T1温度快冷，抑制相的析出，则冷到室温时得到过饱和的 固溶体。若在低于固溶度曲线的某一温度进行等温时由于溶质原子尚具有一定 的扩散能力，则过饱和固溶体将发生分解，逐渐析出新相。但在析出的初期 阶段，新相的成分和结构均与平衡脱溶沉淀相有所不同，这一过程称为非

11、平衡 脱溶沉淀。 非平衡脱溶沉淀非平衡脱溶沉淀 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 相变时，相界面的移动是通过原子近程或远程扩散而进行的相变称为扩散 型相变，也称为“非协同型”转变。 只有当温度足够高，原子活动能力足够强时，才能发生扩散型相变。温度 愈高，原子活动能力愈强，扩散距离也就愈远。 如：同素异构转变、多形性转变、脱溶型相变、共析型相变、调幅分解和 有序化转变等等。 扩散型相变的基本特点: G 相变过程中有原子扩散运动，相变速率受原子扩散速度所控制； A 新相和母相的成分往往不同； B 只有因新相和母相比容不同而引

12、起的体积变化，没有宏观形状改变。 扩散型相变扩散型相变 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 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相 变称为非扩散型相变，也称为“协同型”转变。 非扩散型相变时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过一个原子间距，相邻原子的相对位置保持不变。 非扩散型相变的一般特征 G 存在由于均匀切变引起的宏观形状改变，可在预先制备的抛光试样表 面上出现浮突现象。 A 相变不需要通过扩散，新相和母相的化学成分相同。 B 新相和母相之间存在一定的晶体

13、学位向关系。 E 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。 非扩散型相变非扩散型相变 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 有核相变是通过形核-长大方式进行的。 新相晶核可以在母相中均匀形成，也可以在母相中某些有利部位优先形成。 新相晶核形成后不断长大而使相变过程得以完成。 新相与母相之间有相界面隔开。 大部分的固态相变均属于有核相变。 n 无核相变时没有形核阶段,以固溶体中的成分起伏为开端 n 通过成分起伏形成高浓度区和低浓度区，但两者之间没有明显的界限， 成分由高浓度区连续过渡到低浓度区。 n 依靠上坡

14、扩散使浓度差逐渐增大，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相联系的两个相。 n 如调幅分解即为无核相变。 有核相变有核相变 无核相变无核相变 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 1相界面 2位向关系与惯习面 3弹性应变能 4过渡相的形成 5晶体缺陷的影响 6原子的扩散 1.2 1.2 固态相变的主要特点固态相变的主要特点 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 相界面相界面 共格界面 半共格界面 非共格界面 第一类共格 第二

15、类共格 1.2.1 1.2.1 相界面相界面 共格界面共格界面 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。此时，界 面上原子所占位置恰好是两相点阵的共有 位置，界面上原子为两相所共有，这种界 面称为共格界面。 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 第一类共格和第二类共格 两相之间的共格关系依靠正应变来维持时，称为第一类共格。 两相之间的共格关系以切应变来维持时，称为第二类共格。两者的晶界两侧都 有一定的晶格畸变。 特点：一般来说，共格界

16、面的特点是界 面能较小，但因界面附近有畸变，所以 弹性应变能较大。共格界面必须依靠弹 性畸变来维持，当新相不断长大而使共 格界面的弹性应变能增大到一定程度时， 可能超过母相的屈服极限而产生塑性变 形，使共格关系遭到破坏。 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 当错配度增大到一定程度时，便难以继 续维持完全的共格关系，于是在界面上将 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。此 时，界面上的两相原子变成部分保持匹配， 故称为半共格界面。 错配度: 若以a和a分别表示两相沿平 行于界面的晶向上的原子

17、间距， 在此方向上的两相原子间距之 差以a=|a-a|表示，则错 配度为 半共格（部分共格）界面 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 当两相界面处的原子排列差异很大，即错配度很大时，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。非共格界面结构与大角晶界 相似，由原子不规则排列的很薄的过渡层所构成。 一般认为： 错配度小于0.05时两相可以构成完全 的共格界面 错配度大于0.25时易形成非共格界面 错配度介于0.050.25之间，则易形 成半共格界面 错配度与界面的关系: 非共格界面非共格界面 材料科学与工程学

18、院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 固态相变时，因新相和母相的比容不同可能发生体积变化。但由于受到周围 母相的约束，新相不能自由胀缩，新相与周围母相之间必将产生弹性应变和 应力，使系统额外增加了一项弹性应变能。另外，两相界面上的不匹配也产 生弹性应变能。 P 影响因素: 完整晶体中相变产生的弹性应变能完整晶体中相变产生的弹性应变能 新相和母相的比容差新相和母相的比容差 新相和母相的弹性模量新相和母相的弹性模量 新相的形状新相的形状 1.2.3 弹性应变能 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理

19、与 与 应 应 用 用 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 母相母相 新相新相 过渡相过渡相 共格界面共格界面 半共格界面半共格界面 晶体结构或成分相近晶体结构或成分相近 界面能小、形核功小界面能小、形核

20、功小 自由能低自由能低 自由能最低自由能最低 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 界面能大界面能大 形核功大形核功大 过渡相的形成过渡相的形成 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 晶体缺陷 （如：晶界、亚晶界、 空位、位错等） 能量起伏、结构起伏、成分起伏最大 原子扩散速度快、相变应力容易被松弛 形核容易 P 形核功的大小: 均匀形核最大 空位形核次之 位错形核更次之 晶界非均匀形核最 小 晶体缺陷的影响晶体缺陷的影响 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原

21、 原 理 理 与 与 应 应 用 用 P 自由能G G是系统的一个特征函数，设H为焓、S为熵、T为绝对温度，则有 G = H - TS 任何相的自由能都是温度的函数，通过改变温度是可以获得相变热 力学条件的。 2 2 固态相变的热力学固态相变的热力学 P 在等容变化过程中自由能G对温度T的一阶导数为: 由于S总为正值，所以G总是随T的增加而降低。 自由能G对温度T的二阶导数为: 由于熵S总是随温度T增加而增加，这意味着自由能G-温度T的特性 曲线总是凹面向下。 2.1固态相变的热力学条件固态相变的热力学条件 在热力学当中，自由能自由能指的是在某一个热力学过程中，系统减少的内能中可 以转化为对外

22、作功的部分，它衡量的是：在一个特定的热力学过程中，系统 可对外输出的“有用能量”。 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 P 注： 必须产生一定的过冷度或过热度， 即： 过冷度TT0T1 过热度TT2T0 以获得相变所需的自由能差 （G或G），即满足 相变热力学的能量条件时才能发 生或的相变。 一切系统都有降低自由能以达到稳定状态的自发趋势。如果具备引 起系统自由能降低的条件，系统将自发地从高能状态向低能状态转变， 这种转变称为自发转变。新旧两相的自由能差和新相自由能较低是旧相 自发转变为新相的驱动力。这就是所谓的相变热力学

23、条件。 2.1.1 2.1.1 相变驱动力相变驱动力 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 所谓相变势垒（或能垒）是指相变时改组晶格所必须克服的原子间引力。 势垒的高低可以近似地用激活能Q来表示。 P 获得克服相变势垒的附加能量的方 式： G 是原子热振动的不均匀性，它使个别原子可 能具有很高的热振动能量，足以克服原子间引 力而离开平衡位置，即获得附加能量。 A 是机械应力，例如弹性变形或塑性变形破坏 了晶体原子排列的规律性，在晶体中产生内应 力，可强制某些原子离开平衡位置，从而获得 附加能量。 2.1.2 2.1.2 相变

24、势垒相变势垒 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 激活能激活能 所谓激活能就是使晶体原子离开平衡位置迁移到另一个新的平衡或非 平衡位置所需要的能量。显然，激活能愈大，相变势垒就愈高。势垒的大小可 以用晶体原子的自扩散系数D来表示。 式中，D0为系数（频率因子）；R为气体常数；T为绝对温度；Q 为激活能。 可见，自扩散系数愈大，克服势垒的能力愈强，相变愈容易进行。 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 核胚和晶核核胚和晶核 绝大多数固态相变都是通过形核和长

25、大过程完成的。形核过程往往是 先在母相中某些微小区域内形成新相所必需的成分和结构，称为核胚；若 核胚尺寸超过某一临界值，便能稳定存在并自发长大，成为新相晶核。 若晶核在母相中无择优地任意均匀分布，称为均匀形核。 2.2.1 2.2.1 均匀形核均匀形核 2.2 2.2 固态相变的形核固态相变的形核 均匀形核均匀形核 非均匀形核非均匀形核 形核分类形核分类 晶界形核晶界形核 位错形核位错形核 空位形核空位形核 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 均匀形核时均匀形核时G G 与液态结晶过程相比，固态相变均匀形核的驱动力亦是新旧

26、两相的自由能 差，而形核的阻力除界面能外还增加了一项弹性应变能。固态相变均匀形核时 系统自由能的总变化G为: 球形晶核 若假设新相晶核为球形（半径为r）时，则 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 临界晶核半径临界晶核半径 令 则可得新相的临界晶核半径rc为 临界晶核的形核功临界晶核的形核功W W 形成临界晶核的形核功W为 由上式可知，表面能和弹性应变能增加时， 则临界晶核半径rc增加， 形核功W增加。临界晶核半径和形核功都是自由能差的函数，也随过 冷度（过热度）而变化。过冷度（过热度）增大，临界晶核半径和形 核功都减小，新

27、相形核几率增大，新相晶核数量也增多，即相变容易 发生。因此，只有在一定的温度滞后条件下系统才可能发生相变。与 克服相变势垒所需的附加能量一样，形核功所需的能量也来自两个方 面：一是依靠母相内存在的能量起伏来提供；二是依靠变形等因素引 起的内应力来提供。 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 均匀形核时的形核率均匀形核时的形核率 与液态结晶相似，固态相变均匀形核时的形核率I 可用下式表示 固态原子的扩散激活能Q较大，固态相变的弹性应变能又进一步增大 形核功W。所以，与液态结晶相比，固态相变的均匀形核率要低得多。同 时，固态材料

28、中存在的大量晶体缺陷可提供能量，促进形核。因此，非 均匀形核便成为固态相变的主要形核方式。 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 若晶核在母相中某些区域择优地不均匀分布，则称为非均匀形核。 非均匀形核自由能的总变化 非均匀形核时，系统自由能的总变化为 增加了最后一项Gd，即由于晶体缺陷消失或减少所降低的能量。 2.2.2 2.2.2 非非均匀形核均匀形核 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 晶界形核晶界形核 多晶体中两个相邻晶粒的边界叫做界面；三个晶粒的

29、共同交界是 一条线，叫做晶棱；四个晶粒交于一点，构成一个界隅。 界面、界棱和界隅都不是几何意义上的面、线和点，它们都占有 一定的体积。 (a)界面形核 (b)界棱形核 (c)界隅形核 界面、界棱和界隅都可以提供其所储存的畸变能来促进形核。在界面 形核时，只有一个界面可供晶核吞食；在界棱形核时，可有三个界面供晶 核吞食；在界隅形核时，被晶核吞食的界面有六个。所以，从能量角度来 看，界隅提供的能量最大，界棱次之，界面最小。然而，从三种形核位置 所占的体积分数来看，界面反而居首位，而界隅最小。 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用

30、 晶界非均匀形核率晶界非均匀形核率 全面考虑这两种因素，晶界不同位置非均匀形核率可综合表达为 为了减少晶核表面积，降低界面能，非共格形核时各界面均呈球冠形。 界面、界棱和界隅上的非共格晶核应分别呈双凸透镜片、两端尖的曲面三 棱柱体和球面四面体等形状。 共格和半共格界面一般呈平面。大角晶界形核时，不能同时与晶界两 侧的晶粒都具有一定的晶体学位向关系，新相晶核只能与一侧母相晶粒共 格或半共格，而与另一侧母相晶粒非共格。如下图所示。 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 设为母相，为新相，则晶界形核时系统自由能的总变化可表达为 晶

31、界形核系统自由能变化晶界形核系统自由能变化 式中， S为相表面积； 为相与相的单位界面积的界面能； S为被相吞食掉的相晶界面积； 为相晶界的单位面积界面能。 可将上式整理为 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 令/，由此可导出晶界形核的形核功W为 界面能之间存在下列关系 晶界形核系统自由能变化晶界形核系统自由能变化 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 若晶核为双球冠形，R为曲率半径，则有 当：W0 满足这一条件时 该二次方程式的解为2、4。 由此可知，

32、界面形核时，只要 ，形核便不再需要额外的能量。 晶界形核系统自由能变化晶界形核系统自由能变化 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 界隅形核界隅形核 对于界隅形核，为计算方便可将晶核近似地看成正四面体，正四面体棱边长 度为L，四面体中心O至顶点距离为r。 因AOCABD，所以有 又因又因 所以所以 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 而OAB是六个被吞食界面之一，其面积为 所以被吞食的总面积为 四面体晶核的表面积为 界隅形核界隅形核 材料科学与工程学院材

33、料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 当W0，即 时 即当时，界隅形核无能量障碍。 对于界棱形核，计算结果表明，当时，界棱形核无能量障碍。 上述分析结果表明，界隅形核的能量障碍最小。然而，界隅能否成为优 先形核位置，还要看过冷度和/数值。当过冷度较大时，形核驱动力增 大，形核功减小，无论哪种位置能量障碍都不大，此时，体积分数较大的界 面对形核的贡献必然较大。当/2时，所有位置都没有能量障碍，界面 也就成为对形核贡献最大的位置。 界隅形核界隅形核 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应

34、用 用 位错形核位错形核 位错促进形核，有以下三种形式 第一种形式：第一种形式： 新相在位错线上形核，新相形成处的位错线消失，释放出来的畸变 能使形核功降低，从而促进形核。 第二种形式：第二种形式： 位错线不消失，依附在新相界面上，成为半共格界面中的位错部分， 补偿了错配，因而降低了界面能，故使新相形核功降低。 第三种形式：第三种形式： 在新相与基体成分不同的情况下，由于溶质原子在位错线上偏聚 （形成气团），有利于沉淀相晶核的形成，因此对相变起催化作用。 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 2.32.3固态相变的晶核长大固

35、态相变的晶核长大 新相长大机制 G 半共格界面的迁移 A 非共格界面的迁移 新相长大速度 G 无成分变化的新相长大 A 有成分变化的新相长大 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 新相晶核的长大，实质上是界面向母相方向的迁移。若新相晶核 与母相之间存在一定的晶体学位向关系，则长大时仍保持这种位向 关系。事实上，新相晶核完全地与母相匹配，形成完全共格界面的 情况极少，通常所见的大多是形成半共格和非共格两种界面。 2.3.1 2.3.1 新相长大机制新相长大机制 半共格界面的迁移半共格界面的迁移 非共格界面的迁移非共格界面的迁移

36、 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 半共格界面的迁移半共格界面的迁移 因为半共格界面具有较低的界面能，故在长大过程中界面往往保持为平 面。晶核长大如通过半共格界面上母相一侧原子的切变来完成的，大量原子 有规则地沿某一方向作小于一个原子间距的迁移，并保持原有的相邻关系不 变，如图所示。 切变造成协同型长大切变造成协同型长大 这种晶核长大过程以均匀切变方式 进行的协同型长大，其结果导致抛光试 样表面产生倾动。 马氏体相变的表面倾动示意图马氏体相变的表面倾动示意图 协同协同/位移式长大（无扩散型长大）位移式长大（无扩散型长大）

37、 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 台阶式长大台阶式长大 除上述切变机制外，还可通过半共格界面上的界面位错运动，使界面作法 向迁移，从而实现新相晶核的长大。包含界面位错的半共格界面的可能结构 如图所示。 图 (a)为平界面，界面位错处于同一平面上，其刃型位错的柏氏矢量b平行于 界面。此时，若界面沿法线方向迁移，界面位错必须攀移才能随界面移动，这在 无外力作用或温度不是足够高时难以实现，故其牵制界面迁移，阻碍晶核长大。 但若如图 (b)所示，界面位错分布于阶梯状界面上，相当于其刃型位错的柏氏矢 量b与界面成某一角度。这样，

38、位错的滑移运动就可使台阶跨过界面侧向迁移， 造成界面沿其法线方向推进，从而使新相长大，如下图所示。 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 非共格界面的迁移非共格界面的迁移 在许多情况下，新相晶核与母相之间呈非共格界面，界面处原子排列紊乱，在许多情况下，新相晶核与母相之间呈非共格界面，界面处原子排列紊乱， 形成不规则排列的过渡薄层，其可能结构如图形成不规则排列的过渡薄层，其可能结构如图 (a)所示。所示。 这种界面上原子的移动不是协同的，即这种界面上原子的移动不是协同的，即 无一定先后顺序，相对位移距离不等，无一定先后顺序，相

39、对位移距离不等， 其相邻关系也可能变化。这种界面可在其相邻关系也可能变化。这种界面可在 任何位置接受原子或输出原子，随母相任何位置接受原子或输出原子，随母相 原子不断向新相转移，界面本身便沿其原子不断向新相转移，界面本身便沿其 法向推进，从而使新相逐渐长大。法向推进，从而使新相逐渐长大。 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 但也有人认为，在非共格界面的微观区域中也可能呈现台阶状结构（图 （ b），这种台阶平面是原子排列最密的晶面，台阶高度约相当于一个原 子层，通过原子从母相台阶端部向新相台阶转移，使新相台阶发生侧向移动，

40、从而引起界面垂直方向上的推移，使新相长大。 非共格界面的迁移非共格界面的迁移 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 新相长大速度取决于界面移动速度。对于无扩散型相变，其界面迁移 是通过点阵切变完成的，故其长大激活能为零，因此新相长大速度很高。 而对于扩散型相变，其界面迁移需要借助原子的扩散，故新相长大速度较 低。 扩散型相变中的新相长大的两种情况 1. 新相形成时无成分变化，只有原子的近程扩散； 2. 新相形成时有成分变化，新相长大需要通过溶质原子的长程扩散。 2.3.2 2.3.2 新相长大速度新相长大速度 材料科学与工程

41、学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 无成分变化的新相长大无成分变化的新相长大 由母相转变为新相时，新相与母相成分相同。新相长大可以看成为与 相界面的移动，其实质是两相界面附近原子的短程扩散。当母相中的原子通 过短程扩散越过相界面进入新相时便导致相界面向母相中迁移，使新相逐渐 长大。显然，其长大速率受界面扩散（短程扩散）所控制。 固态相变势垒示意图 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 原子越过相界的频率原子越过相界的频率 以g 表示相中的一个原子越过相界跳到相上所需的

42、激活能，则振动原 子中能够具有这一激活能的概率应为 若原子的振动频率为0，则相中的原子能够越过相界跳到相上的频率 为 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 相中原子的跳越频率相中原子的跳越频率 同理，相中的原子也可以越过相界跳到相上去，但其所需的激活能应 为(g+G)，因此，相中的一个原子能够越过相界跳到相上去的频 率应为 净跳跃频率 原子从相跳到相的净跳跃频率应为。则在单 位时间内相的长大速度为 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 当过冷度很小时， G

43、0。 根据近似计算，ex1+x (当x很小时)，所以： 将式代入，则有 可见，当过冷度很小时，新相长大速度与新相和母相的自由能差成正比。 但实际上两相自由能差是过冷度或温度的函数，故新相长大速度随温度降低 而增大。 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 当过冷度很大时，GkT，根据 由式可知，当过冷度很大时，新相长大速度随温度降低呈指数函数减小。 综上所述，在整个相变温度范围内，新相长大速度与温度的关系如图所示， 出现两头小中间大的趋势，即过冷度与新相长大速度有极大值的关系。 新相长大速度与温度的关系新相长大速度与温度的关系

44、 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 有成分变化的新相长大有成分变化的新相长大 当新相和母相的成分不同时，新相的长大必须通过溶质原子的长程扩散来 实现，故其长大速度受扩散所控制。生成新相时的成分变化有两种情况： 一种是新相中溶质原子的浓度C低于母相中的浓度C 另一种则相反，新相中溶质原子的浓度C高于母相中的浓度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 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 在某一转变温度下，相界面上新相和母相的

45、成分由平衡状态图所确 定，设其分别为C和C。由于C大于或小于母相的原始浓度C，故在界面 附近的母相中存在一定的浓度梯度C-C或C-C。在这个浓度梯度的推动 下，将引起溶质原子在母相内的扩散， 以降低其浓度差，结果便破坏了相界面上的 浓度平衡（C和C）。为了恢复相界面上 的浓度平衡，就必须通过相间扩散， 使新相长大。 以图 (b)为例，假定和的相界面为一平面，设在dt时间内相界面向 相一侧推移dx距离，则新增加的相单位界面面积所占体积内所需的溶质量 为|CC|dx。这部分新增加的溶质量是依靠溶质原子在相中的扩散所提 供的。设溶质原子在相中的扩散系数为D，并假定其不随位置、时间 和浓度而变化，相界

46、面附近相中的浓度梯度为 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 由Fick第一定律可知， 扩散通量为 则 这表明新相的长大速度u与扩散系数D和相界面附近母相中的浓度梯 度成正比，而与两相在相界面上的平衡浓度差|CC|成反比。当温度 下降时，扩散系数D急剧减小，因此，新相长大速度亦随温度下降而降 低。 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 3.1 3.1 固态相变的速率固态相变的速率 相变动力学通常是讨论相变的速率问题，即描述在恒温条件下相变量 与时间的关系。

47、相变动力学取决于新相的形核率和长大速率。 在新相彼此接触之前，新相晶核的长大线速率往往是恒定的，因此新 相晶核半径R与时间t之间近似为直线关系，可用下式表示： 式中，G为新相晶核的长大线速率，可定义为 假设新相晶核为球形，球的体积为 即每一个新相晶核的体积 若能确定新相晶核的数目，就可计算在t时间内新相的转变 量： 3 3 固态相变的动力学固态相变的动力学 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 设I为新相晶核的形核率，V0为试样的总体积，V为已转变的新相体积， （V0V）则为未转变的体积。显然，在dt时间内形成的新相晶核数目

48、n为 在dt时间内已转变的新相体积V为 由于未转变的体积（V0V）是随时间变化的，所以无法直接计算式。 这里， 用试样的总体积V0来取代式中的未转变体积（V0V），则得到在dt 时间内形成的新相公称晶核数目ne为 同样，在dt时间内已转变的新相公称体积Ve为： 3.1 3.1 固态相变的速率固态相变的速率 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 为方便起见，可改用已转变的新相公称体积分数Xe来表述，即 下面将新相公称体积分数Xe与新相实际体积分数X联系起来。 由于在任一dt时间内，不管是实际晶核或是公称晶核，每一个晶核的体 积

49、是相同的，均为： ，因此可以写成 取微分形式得 3.1 3.1 固态相变的速率固态相变的速率 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 令在dt时间内单位体积中形成的新相晶核数目为dp，则有 设新相晶核在整个基体中任意形成，即dp与位置无关，则得 把式结合起来，则得 解此微分方程得 由于在时间为0时X和Xe均为0，故此时的积分常数为0。假设晶核长大线速 率G和形核率I均为常数，而小至可忽略不计，对式积分，得 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 Johnson

50、-Mehl方程 可应用于服从四个约束条件（即任意形核、可应用于服从四个约束条件（即任意形核、I为常数、为常数、G为常数和为常数和很小）的所很小）的所 有相变。有相变。 材料科学与工程学院材料科学与工程学院 固固 态 态 相 相 变 变 原 原 理 理 与 与 应 应 用 用 Avrami经验方程式 应当指出，固态相变时尽管长大速率可以看作常数，但形核率并不是常 数（因为许多固态相变往往是晶界等处优先形核，而不是任意形核，故形 核率是变化的），而应改用如下由Avrami提出的经验方程式 针对不同G和I值（实际是不同温度）而绘出的新相转变体积分数与时间的 关系曲线（相变动力学曲线）如图所示。 转变