1、 金属固态相变原理金属固态相变原理夏鹏成夏鹏成山东科技大学材料科学与工程学院山东科技大学材料科学与工程学院教材及其参考书目教材及其参考书目n教教 材：材：胡光立主编胡光立主编 钢的热处理（原理和工艺）钢的热处理（原理和工艺），西工大出版社，西工大出版社，1996 1996 n参考书：参考书：康煜平主编康煜平主编 金属固态相变及应用金属固态相变及应用，化学工业出版社，化学工业出版社，20072007 徐洲等主编徐洲等主编 金属固态相变原理金属固态相变原理，科学出版社，科学出版社，20042004 崔忠圻主编崔忠圻主编 金属学与热处理金属学与热处理，机械工业出版社，机械工业出版社，19831983
2、 赵连成主编赵连成主编 金属热处理原理金属热处理原理，哈尔滨工业大学出版社，哈尔滨工业大学出版社，19871987 夏立芳主编夏立芳主编 热处理工艺学热处理工艺学，哈尔滨工业大学出版社，哈尔滨工业大学出版社，19961996 刘宗昌主编刘宗昌主编 金属固态相变教程金属固态相变教程，冶金工业出版社，冶金工业出版社，20042004 戚正风主编戚正风主编 金属热处理原理金属热处理原理，机械工业出版社，机械工业出版社，1987 1987 安运铮主编安运铮主编 热处理工艺学热处理工艺学，机械工业出版社，机械工业出版社，19881988 G.G.克劳斯主编克劳斯主编 钢的热处理原理钢的热处理原理，冶金工
3、业出版社，冶金工业出版社，19871987 实验名称与学时安排实验名称与学时安排 序序号号章目名称章目名称学时学时分配分配序序号号章目名称章目名称学时学时分配分配1 1奥氏体组织的观察奥氏体组织的观察2 26 6综合热处理实验综合热处理实验2 22 2P P、B B、M M的组织观察的组织观察2 27 73 3常规热处理工艺常规热处理工艺2 28 84 4末端淬火法末端淬火法2 29 95 5表面渗碳表面渗碳2 2合计合计1212第 一 篇热处理原理Principle of Heat Treatment第一章第一章 金属固态相变概论金属固态相变概论 Generality of Solid-St
4、ate Transformation 固态相变固态相变：金属或陶瓷等固态材料在温度和压：金属或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改变。从一种相状态到另一种相状态的改变。相变前的相状态称为相变前的相状态称为旧相或母相旧相或母相，相变后的相状态称为相变后的相状态称为新相新相。固态相变分类固态相变分类1-1 1-1 金属固态相变的主要类型金属固态相变的主要类型按照转变条件，分为：按照转变条件，分为：平衡转变、非平衡转变平衡转变、非平衡转变一、平衡相变一、平衡相变(equilibrium tran
5、sformation)固态金属固态金属-缓慢加热或冷却缓慢加热或冷却-获得符合相图的平衡组织获得符合相图的平衡组织1.同素异构（同素异构（allotropic）转变）转变 纯金属：温度和压力改变时纯金属：温度和压力改变时-有一种晶体结构转变为另一有一种晶体结构转变为另一种晶体结构的过程种晶体结构的过程-Fe、Ti、Co、Sn2.多形性转变多形性转变 固溶体中一种晶体结构转变为另一种晶体结构的过程固溶体中一种晶体结构转变为另一种晶体结构的过程-FA(3)(3)平衡脱溶转变平衡脱溶转变高温过饱和固溶体高温过饱和固溶体缓慢缓慢冷却冷却过程中析出第二相的过程中析出第二相的过程过程特点：特点：(a)(a
6、)新相的成分和结构始新相的成分和结构始 终与母相的不同；终与母相的不同；(b)(b)母相不会消失。母相不会消失。钢在冷却时，由奥氏体钢在冷却时，由奥氏体析出二次渗碳体的过程析出二次渗碳体的过程 可发生脱溶转变的合金可发生脱溶转变的合金平衡相变平衡相变4.4.共析（共析（eutectoideutectoid）转变）转变一个固相分解为两个不同的固相一个固相分解为两个不同的固相 特点：生成的两个相的成分和结构与原母相不同特点：生成的两个相的成分和结构与原母相不同5 5.调幅（调幅（spinodal)分解分解一种固溶体分解为结构相同，而成分明显不同的微区，一种固溶体分解为结构相同，而成分明显不同的微区
7、，12 特点：转变初期，无明显界面和成分突变，随后通过上坡扩散溶质再分特点：转变初期，无明显界面和成分突变，随后通过上坡扩散溶质再分配，富溶质原子配，富溶质原子 1 1与贫溶质原子与贫溶质原子 2 2。如如Al-ZnAl-Zn、Fe-CrFe-Cr、高碳、高碳M M在在8080 C C回火回火时也发生调幅分解。时也发生调幅分解。6.6.有序化转变有序化转变固溶体中，各组元的相对位置从无序固溶体中，各组元的相对位置从无序有序转变过程。如有序转变过程。如Cu-Zn，Cu-Au，Mn-Ni，Ti-Ni等合金。等合金。平衡相变平衡相变回火温度回火温度 回火时间回火时间 acc/a碳含量碳含量(%)室室
8、 温温 10d2.846 2.8803.02 1.0121.062 0.271.4 1001h2.846 2.8823.02 1.0131.062 0.291.21251h2.846 2.886 1.013 0.291501h2.852 2.886 1.0120.271751h2.8572.8841.0090.212001h2.8592.878 1.0060.14 2251h2.861 2.8741.0040.082501h2.8632.8721.0030.067.7.包析转变：两个固相合并转变为一个固相的转变过程。包析转变：两个固相合并转变为一个固相的转变过程。如。如Fe-B，Mg-Zn，C
9、u-Sn系合金。系合金。平衡相变平衡相变1：+2：+二、非平衡转变二、非平衡转变(non-equilibrium transformation)快速加热或冷却快速加热或冷却-平衡转变受到抑制平衡转变受到抑制-发生某些在相图上不能反映的不平衡发生某些在相图上不能反映的不平衡（亚稳）组织。（亚稳）组织。1.1.伪共析伪共析(pseudo-eutectoid)(pseudo-eutectoid)转变转变 由成分偏离共析成分的过冷固溶体由成分偏离共析成分的过冷固溶体形成的貌似共析体的组织转变。形成的貌似共析体的组织转变。组成相的相对量由组成相的相对量由A A的碳含量而变。的碳含量而变。Fe-C相图的伪
10、共析区相图的伪共析区2.马氏体马氏体(martensite)转变：转变：无扩散的共格切变型相变。无扩散的共格切变型相变。结构：结构：成分与成分与A相同。在相同。在Cu合金，合金，Ti合金及其无机非金属材料中发现了马合金及其无机非金属材料中发现了马氏体转变。氏体转变。3.块状块状(massive)转变转变 冷却速度不够快冷却速度不够快-形成相的形状形成相的形状是不规则的块，与母相的成分相同、是不规则的块，与母相的成分相同、与与母相的界面是非共格的、无扩散相变。母相的界面是非共格的、无扩散相变。在在Fe-C，Cu-Zn，Cu-Ga合金中存在。合金中存在。二、非平衡转变二、非平衡转变(non-equ
11、ilibrium transformation)4.贝氏体贝氏体(bainite)转变转变 有碳原子扩散而铁原子不扩散的不有碳原子扩散而铁原子不扩散的不平衡转变。平衡转变。5.不平衡脱溶沉淀不平衡脱溶沉淀(non-equilibrium pricipitation)在不平衡状态下，过饱和固溶体中在不平衡状态下，过饱和固溶体中析出新相的转变。析出新相的转变。二、非平衡转变二、非平衡转变(non-equilibrium transformation)三、固态相变的其他分类三、固态相变的其他分类相变时原子迁移特征相变时原子迁移特征扩散型相变扩散型相变非扩散型相变非扩散型相变扩散型相变扩散型相变u相变
12、时，相界面的移动是通过原子近程或远程扩散而相变时，相界面的移动是通过原子近程或远程扩散而进行的相变。如同素异构转变、多晶型转变，脱溶型进行的相变。如同素异构转变、多晶型转变，脱溶型相变、共析型相变、调幅分解和有序化转变等等。相变、共析型相变、调幅分解和有序化转变等等。u特点：特点：（1 1）相变过程中有原子扩散运动，相变速率受原子扩散）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；速度所控制；（2 2）新相和母相的成分往往不同；）新相和母相的成分往往不同；（3 3）只有因新相和母相比容不同而引起的体积变化，没）只有因新相和母相比容不同而引起的体积变化，没有宏观形状改变。有宏观形状改变
13、。非扩散型相变非扩散型相变u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，也称为相变称为非扩散型相变，也称为“协同型协同型”转变。非扩散型相变时原子转变。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。不超过一个原子间距，相邻原子的相对位置保持不变。u特点：特点：（1 1）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）存在由于均匀切变引起的
14、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。面上出现浮突现象。（2 2）相变不需要通过扩散，新相和母相的化学成分相同。）相变不需要通过扩散，新相和母相的化学成分相同。（3 3）新相和母相之间存在一定的晶体学位向关系。）新相和母相之间存在一定的晶体学位向关系。（4 4）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。）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。按相变热力学（一级相变、二级相变）按相变热力学（一级相变、二级相变）一级相变：相变时新旧两相的化学势相等，但化学势的一级偏微一级相变：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。设商不等。设代
15、表旧相，代表旧相，代表新相，代表新相，为化学势、为化学势、T T为温度、为温度、P P为压力，则有：为压力，则有：在一级相变时，熵在一级相变时，熵S S和体积和体积V V将发生不连续变化，即一级相变有将发生不连续变化，即一级相变有相变潜热和体积改变。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。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。几乎所有伴随晶体结构变化的固态相变都是一级相变。二级相变二级相变 相变时新旧两相的化学势相等，且化学势的一级偏微商也相等，相变时新旧两相的化学势相等，且化学势的一级偏微商
16、也相等，但化学势的二级偏微商不等的相变称为二级相变。但化学势的二级偏微商不等的相变称为二级相变。相变时，相变时，S SS S；V VV V；C CPPCCPP；K KKK；即在二即在二级相变时，无相变潜热和体积改变，只有比热级相变时，无相变潜热和体积改变，只有比热C CP P、压缩系数、压缩系数K K和膨胀系和膨胀系数数的不连续变化。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。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。按相变方式分类按相变方式分类有核相变：通过形核有核相变：通过形核-长大方式进行的。新相晶核可以在长大方式进行的。新相晶核可以在母相
17、中均匀形成，也可以在母相中某些有利部位优先形成。母相中均匀形成，也可以在母相中某些有利部位优先形成。大部分的固态相变均属于有核相变大部分的固态相变均属于有核相变无核相变：相变时没有形核阶段无核相变：相变时没有形核阶段,以固溶体中的成分起伏以固溶体中的成分起伏为开端，通过成分起伏形成高浓度区和低浓度区，但两者为开端，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。以后依靠上坡扩散使浓度差逐渐增大，最后导致由一区。以后依靠上坡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
18、的以共格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。如调幅分解界面相联系的两个相。如调幅分解小结小结相变过程的实质相变过程的实质：1 1、结构结构：同素异构、多形性、马氏体、块状转变、：同素异构、多形性、马氏体、块状转变、2 2、成分成分：调幅分解：调幅分解3 3、有序化程度有序化程度：有序化转变：有序化转变4 4、结构和成分结构和成分：贝氏体转变、共析、脱溶沉淀：贝氏体转变、共析、脱溶沉淀小结小结同一种材料在不同条件下可发生不同的相变，同一种材料在不同条件下可发生不同的相变，从而获得不同的组织和性能。从而获得不同的组织和性能。共析碳钢共析碳钢 平衡转变平衡转变:珠光
19、体组织，硬度约为珠光体组织，硬度约为HRC23；快速冷却快速冷却:马氏体组织，硬度达马氏体组织，硬度达HRC60以上。以上。小结小结A1-4%CuA1-4%Cu合金合金 平衡组织平衡组织:抗拉强度仅为抗拉强度仅为150MPa；不平衡脱溶沉淀不平衡脱溶沉淀:抗拉强度可达抗拉强度可达350MPa。由此可见，通过改变加热与冷却条件，使之发生某种由此可见，通过改变加热与冷却条件，使之发生某种转变继而获得某种组织，则可在很大程度上改变材料转变继而获得某种组织，则可在很大程度上改变材料的性能。的性能。1-2 1-2 金属固态相变的主要特点金属固态相变的主要特点 大多数固态相变（除调幅分解）都是通过大多数固
20、态相变（除调幅分解）都是通过形核和长大过程完成的。因此，液态结晶理论形核和长大过程完成的。因此，液态结晶理论及其基本概念原则上仍适用于固态相变。但是，及其基本概念原则上仍适用于固态相变。但是，由于相变是在由于相变是在“固态固态”这一特定条件下进行的，这一特定条件下进行的，固态晶体的原子呈有规则排列，并具有许多晶固态晶体的原子呈有规则排列，并具有许多晶体缺陷，因此，固态相变具有许多不同于液态体缺陷，因此，固态相变具有许多不同于液态结晶过程的特点。结晶过程的特点。1-2 1-2 金属固态相变的主要特点金属固态相变的主要特点相变驱动力：新相与母相间的自由能差相变驱动力：新相与母相间的自由能差形核形核
21、+长大长大主要特点：主要特点：（1 1）相界面）相界面（2 2）两相间的晶体学关系（惯习面和取向关系）两相间的晶体学关系（惯习面和取向关系）（3 3）应变能）应变能（4 4）晶体缺陷）晶体缺陷（5 5）形成过渡相）形成过渡相（6 6）原子的迁移率）原子的迁移率一、相界面一、相界面(interphase boundary)(1)(1)共格共格(coherent)(coherent)界面界面 两相在界面上的原子可以一对一两相在界面上的原子可以一对一的相互匹配。的相互匹配。在理想的共格界面条件下（如孪在理想的共格界面条件下（如孪晶界），其弹性应变能和界面能都接晶界），其弹性应变能和界面能都接近于零。
22、近于零。实际上，两相点阵总有一定的差实际上，两相点阵总有一定的差别，或者点阵类型不同，或者点阵参别，或者点阵类型不同，或者点阵参数不同，因此两相界面完全共格时，数不同，因此两相界面完全共格时，相界面附近必将产生弹性应变。相界面附近必将产生弹性应变。第一类共格和第二类共格第一类共格和第二类共格 u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（图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（图a a）。）。u两相之间的共格关系以切应变来维持时，称为第二类共格（图两相之间的共格关系以切应变来维持时，称为第二类共格（图b b）。）。u两者的晶界两侧都有一定的晶格畸变。两者的晶界两侧都有
23、一定的晶格畸变。共格界面的特点共格界面的特点 一般来说，共格界面的特点是一般来说，共格界面的特点是界面能较小界面能较小，但因界面附近有畸变，所以但因界面附近有畸变，所以弹性应变能较大弹性应变能较大。共。共格界面必须依靠弹性畸变来维持，当新相不断长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，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。格关系遭到破坏。错配度错配度 若以若以a a 和和a a 分别表示两相沿平行于界分别表示两相沿平行于界面的晶向上的原子间距，
24、在此方向上的两相原面的晶向上的原子间距，在此方向上的两相原子间距之差以子间距之差以a=|aa=|a-a-a|表示，则表示，则错配度错配度为为:(2)半共格半共格(semi-coherent)界面界面 当错配度当错配度增大到一定程度时，增大到一定程度时，便难以继续维持完全的共格关系，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，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，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，面上的两相原子变成部分保持匹配，故称为半共格（或部分共格）界面。故称为半
25、共格（或部分共格）界面。两相原子在界面上部分地保持两相原子在界面上部分地保持匹配。刃型位错匹配。刃型位错(3)非共格非共格(incoherent)界面界面 当两相界面处的原子排当两相界面处的原子排列差异很大，即错配度列差异很大，即错配度很很大时，两相原子之间的匹配大时，两相原子之间的匹配关系便不再维持，这种界面关系便不再维持，这种界面称为非共格界面。非共格界称为非共格界面。非共格界面结构与大角晶界相似，系面结构与大角晶界相似，系由原子不规则排列的很薄的由原子不规则排列的很薄的过渡层所构成。过渡层所构成。错配度与界面的关系错配度与界面的关系 一般认为：一般认为：(1)(1)错配度小于错配度小于0
26、.050.05时两相可以构成完全的共格界面时两相可以构成完全的共格界面(2)(2)错配度大于错配度大于0.250.25时易形成非共格界面时易形成非共格界面(3)(3)错配度介于错配度介于0.050.050.250.25之间，易形成半共格界面之间，易形成半共格界面一、相界面一、相界面(interphase boundary)二、两相间的晶体学关系二、两相间的晶体学关系新 相 与 母 相 之 间 往 往 存 在 一 定 的 取 向 关 系新 相 与 母 相 之 间 往 往 存 在 一 定 的 取 向 关 系惯习面惯习面（habit planehabit plane）-新相往往是在母相一定新相往往是
27、在母相一定的晶面族上形成的，这些晶面或晶面族称之为惯习面。的晶面族上形成的，这些晶面或晶面族称之为惯习面。例如，钢中发生由奥氏体（例如，钢中发生由奥氏体（）到）到 马氏体（马氏体（aa）的转）的转变时，奥氏体的密排面变时，奥氏体的密排面 111 111 与马氏体的密排面与马氏体的密排面110110相平行；奥氏体的密排方向相平行；奥氏体的密排方向 与马氏与马氏体的密排方向体的密排方向 相平行，这种位向关系称为相平行，这种位向关系称为K-SK-S关系，可记为：关系，可记为：111 111 110 110 取向关系与惯习面的关系？取向关系与惯习面的关系？(000)(020)(200)M23C6(20
28、0)(020)M23C6 镍基高温合金碳化物选区电子衍射镍基高温合金碳化物选区电子衍射M23C6碳化物与基体碳化物与基体 在晶体学上有取向关系，即：在晶体学上有取向关系，即：100M23C6/100 M23C6/三、应变能三、应变能(elastic strain energy)固态相变时，因新相和母相的比容不同可能固态相变时，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弹性应变和应力，使系统额外增加了一项
29、弹性应变能。另外，两相界面上的不匹配也产生弹性应变能。另外，两相界面上的不匹配也产生弹性应变能。变能。n界面原子强制匹配界面原子强制匹配共格应变能：共格应变能：共格共格半共格半共格 非共格（非共格（0 0）依次降低依次降低n比容差应变能比容差应变能 ：新、旧相比容不同：新、旧相比容不同体积发生变化体积发生变化新相新相与旧相之间必将产生弹性应变和应力与旧相之间必将产生弹性应变和应力 与新相几何形状有关与新相几何形状有关n应变能应变能 =比容应变能比容应变能 +共格应变能共格应变能n弹性应变能与界面能一样，对相变起阻碍作用。弹性应变能与界面能一样，对相变起阻碍作用。三、应变能三、应变能(elast
30、ic strain energy)新相形状与相对应变能的关系新相形状与相对应变能的关系 界面共格时：界面能下降，弹性应变能升高；界面共格时：界面能下降，弹性应变能升高；界面不共格时：界面不共格时：盘（片）状新相：界面能升高，弹性应变能下降，盘（片）状新相：界面能升高，弹性应变能下降，球状新相：界面能下降，弹性应变能升高。球状新相：界面能下降，弹性应变能升高。由上述可知，固态相变时的相变阻力应包括由上述可知，固态相变时的相变阻力应包括界面界面能和应变能能和应变能两项。新相和母相的界面类型对界面能和两项。新相和母相的界面类型对界面能和弹性应变能的影响是不同的。当界面共格时，可以降弹性应变能的影响是
31、不同的。当界面共格时，可以降低界面能，但使弹性应变能增大。当界面不共格时，低界面能，但使弹性应变能增大。当界面不共格时，盘（片）状新相的弹性应变能最低，但界面能较高；盘（片）状新相的弹性应变能最低，但界面能较高；而球状新相的界面能最低，但弹性应变能却最大。而球状新相的界面能最低，但弹性应变能却最大。三、应变能三、应变能(elastic strain energy)三、应变能三、应变能(elastic strain energy)（讨论）固态阻力中，应变能与界面能以何者为主？（讨论）固态阻力中，应变能与界面能以何者为主？TT大大新相临界晶核新相临界晶核r rk k单位体积新相的表面积单位体积新相
32、的表面积SS界面能界面能（居主要地位）（居主要地位）两相倾向形成共格或半共格界面两相倾向形成共格或半共格界面界面能界面能（前提：前提：使界面能的降低足以超过由于形成共格或半共格界面所引起的应变能使界面能的降低足以超过由于形成共格或半共格界面所引起的应变能）新相倾向形成盘状；新相倾向形成盘状；TT小小新相临界晶核新相临界晶核r rk k单位体积新相的表面积单位体积新相的表面积SS界面能界面能（居次要地位）（居次要地位）倾向形成非共格界面倾向形成非共格界面应变能（比容差应变能）应变能（比容差应变能）比容差不大比容差不大形成球状形成球状界面能界面能 比容差大比容差大形成针状形成针状兼顾两者兼顾两者四
33、、晶体缺陷四、晶体缺陷(crystal defect)的影响的影响晶体缺陷的存在对固态相变起促进作用？晶体缺陷的存在对固态相变起促进作用？缺陷缺陷-点阵有畸变点阵有畸变-畸变能释放畸变能释放-易于形核易于形核形核功的大小形核功的大小均匀形核最大均匀形核最大空位形核次之空位形核次之位错形核更次之位错形核更次之晶界非均匀形核最小晶界非均匀形核最小过渡相（中间亚稳相）：指成分或结构，或者成分和过渡相（中间亚稳相）：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。结构二者都处于新相与母相之间的一种亚稳状态的相。过渡相介于新相与母相之间过渡相介于新相与母相之间-减小相变阻力的重减
34、小相变阻力的重要途径要途径 例如：马氏体回火时先形成与例如：马氏体回火时先形成与M M基本保持共格的基本保持共格的 碳化碳化物，最后形成更稳定非共格的渗碳体。物，最后形成更稳定非共格的渗碳体。五、形成过渡相五、形成过渡相(transition phase)六、原子的扩散六、原子的扩散 固态中原子的扩散速度远远低于液体原子，固态中原子的扩散速度远远低于液体原子，所以，原子扩散速度对固态相变影响很大。所以，原子扩散速度对固态相变影响很大。1-3 1-3 固态相变时的形核固态相变时的形核 绝大多数固态相变（除调幅分解外）都是绝大多数固态相变（除调幅分解外）都是通过形核与长大过程完成。通过形核与长大过
35、程完成。一、均匀形核（一、均匀形核（homogeneous nucleation）新相的晶核在遍及母相整个体积内完全无规则的形成过程。晶核在新相的晶核在遍及母相整个体积内完全无规则的形成过程。晶核在母相基体中无择优的任意均匀分布。母相基体中无择优的任意均匀分布。固态相变均匀形核时系统自由能的总变化固态相变均匀形核时系统自由能的总变化G G为：为：G=G=GGv vV V+S+S+V-(1-1)V-(1-1)与液态结晶相比：固态相变的阻力增加了一项应变能与液态结晶相比：固态相变的阻力增加了一项应变能。其中其中,GvGv-新旧相间单位体积自由能差新旧相间单位体积自由能差 -单位面积界面能单位面积界
36、面能 -单位体积应变能单位体积应变能 相变驱动力：相变驱动力：V VGvGv ，新旧相间自由能差，新旧相间自由能差 相变阻力：相变阻力：S+S+V V，界面能，界面能 +应变能应变能设形成的新相晶核为球形设形成的新相晶核为球形对于对于 r r 求导：求导：0)(drGd可得临界晶核尺寸：可得临界晶核尺寸：)21(2*VGr形成临界晶核的形核功形成临界晶核的形核功)31()(31623*VGG形核功：晶核长大到形核功：晶核长大到r*所需克服的能垒，或所做的功所需克服的能垒，或所做的功一、均匀形核一、均匀形核单位体积母相中所形成的核心数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单位体积
37、母相中的原子数-原子振动频率原子振动频率G*-形核功形核功Q-原子扩散激活能原子扩散激活能K-波尔兹曼常数波尔兹曼常数T-相变温度相变温度固态相变较难均匀形核，均匀形核率要小得多固态相变较难均匀形核，均匀形核率要小得多)41(expkTQGNN固态相变的形核率固态相变的形核率二、非均匀形核二、非均匀形核(heterogeneous nucleation)在母相内的择优地点上发生的形核过程。在母相内的择优地点上发生的形核过程。如择优在晶体缺陷处形核如择优在晶体缺陷处形核 -固态相变的主要形核手段固态相变的主要形核手段晶体缺陷储存的能量可使形核功降低，促进形核晶体缺陷储存的能量可使形核功降低，促进
38、形核G=-V G=-V Gv+S+V Gv+S+V-G Gd d (1-5)(1-5)其中，其中，-G Gd d-由于晶体缺陷消失所释放的能量由于晶体缺陷消失所释放的能量晶体缺陷：空位、位错、晶界晶体缺陷：空位、位错、晶界晶界形核晶界形核 晶界晶界-界面能界面能-有利晶界形核有利晶界形核-降低形核功降低形核功 为了减少晶核表面积，降低界面能，非共格形核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球面
39、四面体等形状 1 1、晶界形核、晶界形核界面：两个相邻晶粒的边界界面：两个相邻晶粒的边界界棱：三个晶粒共同交界的一条线界棱：三个晶粒共同交界的一条线界隅：四个晶粒交于一点处界隅：四个晶粒交于一点处(a)界面形核界面形核(b)界棱形核界棱形核(c)界隅形核界隅形核晶界面形核时晶核形状晶界面形核时晶核形状三晶粒相交的棱边三晶粒相交的棱边四晶粒相交的隅角四晶粒相交的隅角 共格和半共格界面一般呈平面。大角晶界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定的晶体学位向关系，新相晶核只能与一侧母
40、相晶粒共格或半共格，而与另一侧母相晶粒非相晶粒共格或半共格，而与另一侧母相晶粒非共格。共格。晶界形核晶界形核晶界不同位置形核功比较晶界不同位置形核功比较位错可通过多种形式促进形核：位错可通过多种形式促进形核：位错线消失位错线消失-释放能量释放能量-有利形核有利形核位错不消失，位错不消失，位错依附于新相界面上补偿错配位错依附于新相界面上补偿错配-降低应变能降低应变能溶质原子在位错线上偏聚溶质原子在位错线上偏聚-有利形核的成分起伏有利形核的成分起伏-有利形核有利形核位错线作为扩散的短路通道位错线作为扩散的短路通道-降低扩散激活能降低扩散激活能-加速形核加速形核位错分解位错分解-扩展位错扩展位错-层
41、错部分作为新相的核胚层错部分作为新相的核胚2、位错（、位错（dislocation）形核）形核a/2110 a/6211+a/6121 全位错全位错 肖克来不全位错肖克来不全位错3、空位、空位(vacancy)及空位集团及空位集团(vacancy cluster)加速扩散过程加速扩散过程释放自身能量提供形核驱动力而促进形核释放自身能量提供形核驱动力而促进形核 空位群亦可凝聚成位错而促进形核空位群亦可凝聚成位错而促进形核1-4 1-4 固态相变时的晶核长大固态相变时的晶核长大一、新相长大机理一、新相长大机理实质：界面向母相方向的迁移实质：界面向母相方向的迁移迁移过程：界面附近原子调整位置使晶核得
42、以长迁移过程：界面附近原子调整位置使晶核得以长 大的过程。大的过程。因为半共格界面具有较因为半共格界面具有较低的界面能，故在长大过程低的界面能，故在长大过程中界面往往保持为平面。晶中界面往往保持为平面。晶核长大如通过半共格界面上核长大如通过半共格界面上母相一侧原子的切变来完成母相一侧原子的切变来完成的，的，大量原子有规则地沿某大量原子有规则地沿某一方向作小于一个原子间距一方向作小于一个原子间距的迁移，并保持原有的相邻的迁移，并保持原有的相邻关系不变关系不变（协同型长大或位（协同型长大或位移式长大）。移式长大）。1 1、半共格界面的迁移、半共格界面的迁移1 1）切变长大）切变长大：如马氏体转变：
43、如马氏体转变 协同型长大、位移式长协同型长大、位移式长大、无扩散。这种晶核长大过程以均匀切变方式进行大、无扩散。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。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 1 1、半共格界面的迁移、半共格界面的迁移 除上述切变机制外，还可通过半共格界面上的界面位错除上述切变机制外，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。运动，使界面作法向迁移，从而实现新相晶核的长大。1 1、半共格界面的迁移、半共格界面的迁移 图图(a)为平界面，界面位错
44、处于为平界面，界面位错处于同一平面上，其刃型位错的柏氏矢同一平面上，其刃型位错的柏氏矢量量b平行于界面。此时，若界面沿法平行于界面。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。牵制界面迁移，阻碍晶核长大。但若如图但若如图(b)(b)所示，界面位错分布于阶梯状界面上，相所示，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当于其刃型位错的柏氏矢量b b与界面成某一角度。这样，位与界面成某一角度。这样，位错的滑移运
45、动就可使台阶跨过界面侧向迁移，造成界面沿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。其法线方向推进，从而使新相长大。1 1、半共格界面的迁移、半共格界面的迁移2 2）台阶式长大台阶式长大：界面上的位错沿滑移面滑移：界面上的位错沿滑移面滑移位错随界面移动位错随界面移动1 1、半共格界面的迁移、半共格界面的迁移2 2、非共格界面的迁移、非共格界面的迁移 非共格界面的迁移非共格界面的迁移非协同型长大、扩散型相变非协同型长大、扩散型相变 在许多情况下，新相晶核与母相之间呈非共格界面，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
46、过渡薄层，界面处原子排列紊乱，形成不规则排列的过渡薄层，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，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离不等，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，随母相原子不断向新相转移，界面本身便沿其法向推进，从而使新原子，随母相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。相逐渐长大。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（图 (b(b），这种台
47、阶平面是原子排列最密的晶面，台阶高度约相当于），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，从而引起界面垂直方向上的推移，使新相长大。侧向移动，从而引起界面垂直方向上的推移，使新相长大。2 2、非共格界面的迁移、非共格界面的迁移二、新相长大的速度二、新相长大的速度 新相长大速度取决于界面移动速度。对于无扩散型相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，故其长大激活能变，其界面迁移是通过点阵切变完成的，故其长大激活
48、能为零，因此新相长大速度很高。而对于扩散型相变，其界为零，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。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扩散型相变中的新相长大的两种情况 1.1.新相形成时无成分变化，只有原子的近程扩散；新相形成时无成分变化，只有原子的近程扩散；2.2.新相形成时有成分变化，新相长大需要通过溶质原子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。的长程扩散。1 1、无成分变化的新相长大、无成分变化的新相长大 无成分变化的新相长大无成分变化的新相长大无需传质过程无需传质过程 协同型
49、长大速度快，长大取决于原子调整位置的速度。协同型长大速度快，长大取决于原子调整位置的速度。由母相由母相转变为新相转变为新相时，新相与母相成分相同。新时，新相与母相成分相同。新相长大可以看成为相长大可以看成为与与相界面的移动，其实质是两相界相界面的移动，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）所逐渐长大。显然，其长大速率受界面扩散（短程扩散）所控制。控制。激活能示意图激活能示意
50、图1 1、无成分变化的新相长大、无成分变化的新相长大 原子在原子在母相母相和和新相新相间往返的频率分别为间往返的频率分别为:激活能激活能新旧相自由能差波尔兹曼常数原子振动频率，VVVGQQGkkTGQfkTQf)71(exp)61(exp设单原子层厚度为设单原子层厚度为，则界面迁移速率为，则界面迁移速率为：)81(exp1exp)(kTGkTQffVVn过冷度过冷度较小时，较小时，GV 0)91(exp1expkTQkTGVkTGkTGVVV随温度降低，两相的自由能差增大，新相长大速率增加。随温度降低，两相的自由能差增大，新相长大速率增加。)81(exp1exp)(kTGkTQffVVn过冷度
