第8章材料中的相变
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原理第8章贝氏体转变
实验结论与讨论
实验结论
通过对比实验结果和理论分析，得出 贝氏体转变的规律和特点，以及其对 材料性能的影响。
实验讨论
探讨实验中存在的误差和不足之处， 提出改进措施和建议，为进一步研究 贝氏体转变提供参考和借鉴。
05 贝氏体转变的应用前景
新材料开发
高强度材料
利用贝氏体转变过程中材料的强化机制，开发高强度、高韧性、 高耐磨性的新材料。
贝氏体呈现薄膜状或针状形态。
温度对贝氏体性能的影响
03
随着温度的升高，贝氏体的强度和韧性有所下降，但塑性和韧
性有所提高。
应力的影响
01
应力诱导贝氏体转变
在应力作用下，材料内部的位错密度增加，促进了贝氏体转变的进行。
02
应力对贝氏体组织形态的影响
在应力作用下，贝氏体的形态变得更加细小、均匀，有利于提高材料的
贝氏体转变（第八章）
目录
• 贝氏体转变概述 • 贝氏体转变的机理 • 贝氏体转变的影响因素 • 贝氏体转变的实验研究 • 贝氏体转变的应用前景 • 总结与展望
01 贝氏体转变概述
贝氏体的定义
贝氏体是钢在奥氏体化后，在特定的 温度范围内（通常是低于马氏体转变 温度）进行等温或连续冷却转变时形 成的一种相变产物。
合金元素对贝氏体性能的影响
合金元素可以通过改变贝氏体的微观结构和相组成来影响其性能，如提高强度、韧性和耐 腐蚀性等。
04 贝氏体转变的实验研究
实验方法与设备
实验材料
选择具有代表性的钢铁材料作为 实验材料，如碳钢、合金钢等。
实验设备
包括加热炉、显微镜、硬度计、热 分析仪等。
实验方法
采用不同的加热和冷却速率对实验 材料进行加热和冷却处理，观察并 记录贝氏体转变过程中的组织变化 和性能变化。
材料科学基础第8章固态相变
促进扩散 （3）空位形核 新相生成处空位消失，提供能量 空位群可凝结成位错 （过饱和固溶体的脱溶析出过程中， 空位作用更明显。）
第二节 固态相变的形核与长大
二 非均匀形核（能量条件） 2 非均匀形核的能力变化 △ G＝-V△Gv+S+ V-△GD △GD－晶体缺陷导致系统降低的能量。
第三节 固态相变的晶核长大
三 常见固态相变类型 相变名称
同素异构转变 多型性转变 脱溶转变 共析转变 包析转变 马氏体转变 贝氏体转变 调幅分解 有序化转变
相变特征
同一种元素通过形核与长大发生晶体结构的变化 合金中晶体结构的变化 过饱和固溶体脱溶分解出亚稳定或稳定的第二相 一个固相转变为两个结构不同的固相 两个不同结构的固相转变为一个新的固相，组织中一般 有某相残余 新旧相之间成分不变、切变进行、有严格位向关系、有 浮凸效应 兼具马氏体和扩散转变的特点，借助铁的切变和碳的扩 散进行 非形核转变，固溶体分解成结构相同但成分不同的两相 合金元素原子从无规则排列到有规则排列，担结构不变。
3.惯习现象
* 新相沿特定的晶向在母相特定晶面上形成。
惯习方向 （母相） 惯习面
原因：沿应变能最小的方向和界面能最低的界 面发展。
4 母相晶体缺陷促进相变
缺陷类型
点… 线… 晶格畸变、自由能高，促进形核及相变。 面…
5 易出现过渡相
* 固态相变阻力大，直接转变困难 协调性中间产物（过渡相） ＋Fe3C +(3Fe+C) 例 M +Fe3C
第二节 固态相变的形核与长大
三 晶核的长大
（3）相变动力学 f第三节 过饱和固溶体的分解
一 脱溶（时效）转变
1 概念：脱溶转变 2 脱溶转变过程 相的名称－形貌－尺寸－结构－点阵常数－共格关系 －强化作用 3 脱溶动力学
第二节 固态相变的形核与长大
二 非均匀形核（能量条件） 2 非均匀形核的能力变化 △ G＝-V△Gv+S+ V-△GD △GD－晶体缺陷导致系统降低的能量。
第三节 固态相变的晶核长大
三 常见固态相变类型 相变名称
同素异构转变 多型性转变 脱溶转变 共析转变 包析转变 马氏体转变 贝氏体转变 调幅分解 有序化转变
相变特征
同一种元素通过形核与长大发生晶体结构的变化 合金中晶体结构的变化 过饱和固溶体脱溶分解出亚稳定或稳定的第二相 一个固相转变为两个结构不同的固相 两个不同结构的固相转变为一个新的固相，组织中一般 有某相残余 新旧相之间成分不变、切变进行、有严格位向关系、有 浮凸效应 兼具马氏体和扩散转变的特点，借助铁的切变和碳的扩 散进行 非形核转变，固溶体分解成结构相同但成分不同的两相 合金元素原子从无规则排列到有规则排列，担结构不变。
3.惯习现象
* 新相沿特定的晶向在母相特定晶面上形成。
惯习方向 （母相） 惯习面
原因：沿应变能最小的方向和界面能最低的界 面发展。
4 母相晶体缺陷促进相变
缺陷类型
点… 线… 晶格畸变、自由能高，促进形核及相变。 面…
5 易出现过渡相
* 固态相变阻力大，直接转变困难 协调性中间产物（过渡相） ＋Fe3C +(3Fe+C) 例 M +Fe3C
第二节 固态相变的形核与长大
三 晶核的长大
（3）相变动力学 f第三节 过饱和固溶体的分解
一 脱溶（时效）转变
1 概念：脱溶转变 2 脱溶转变过程 相的名称－形貌－尺寸－结构－点阵常数－共格关系 －强化作用 3 脱溶动力学
第8章-材料中的相变
C、在亚稳区内虽然不能自发产生新相，但是当有外 来杂质存在时，或在外界能量影响下，也有可能 在亚稳区内形成新相，此时使亚稳区缩小。
§8.1.4 相变的条件
（1）相变过程的温度条件
（重要）
由物理化学中热力学知识可推知：
G
H TH
H T0 T
HT
T0
T0
T0
若相变过程为放热过程（结晶） ΔH＜0，则 ΔT＞0时，才能自发进行，即体系必须“过冷”。
) exp( Ga ) kT
（2）当ΔT很大时， VGV>>kT
U
f
0
exp
Ga kT
fD
乌尔曼的实验结果：
在熔点时生长速率 为零。
高温阶段：主要由 液相变成晶相的速率控 制，增大过冷度，对过 程有利，故生长速率增 加；
低温阶段:过程主要 由相界面扩散所控制， 低温对扩散不利，故生 长速率减慢。
若相变过程为吸热过程（熔融），即ΔH＞ 0，则ΔT＜0时，才能自发进行，即体系必须 “过热”。
相变驱动力表示为过冷 度（过热度）的函数，相变 平衡理论温度与系统实际温 度之差即为相变过程的推动 力。
（2） 相变过程的压力和浓度条件
在恒温、可逆非体积功为零时：dG=Vdp
对理想气体而言 G RT ln p0 p
r3
GE' .............(8.11)
γLs－液、固界面能（假定无方向性）；
ΔGV、ΔG’E－单位体积自由焓和应变能的变化。
（1）均态成核
a. 热力学条件
模型：假定在恒温恒压下，从过冷液体形成新相 呈球形，半径为r，不考虑应变能时，自由 焓的变化为：
Gr
4 3
r3
§8.1.4 相变的条件
（1）相变过程的温度条件
（重要）
由物理化学中热力学知识可推知：
G
H TH
H T0 T
HT
T0
T0
T0
若相变过程为放热过程（结晶） ΔH＜0，则 ΔT＞0时，才能自发进行，即体系必须“过冷”。
) exp( Ga ) kT
（2）当ΔT很大时， VGV>>kT
U
f
0
exp
Ga kT
fD
乌尔曼的实验结果：
在熔点时生长速率 为零。
高温阶段：主要由 液相变成晶相的速率控 制，增大过冷度，对过 程有利，故生长速率增 加；
低温阶段:过程主要 由相界面扩散所控制， 低温对扩散不利，故生 长速率减慢。
若相变过程为吸热过程（熔融），即ΔH＞ 0，则ΔT＜0时，才能自发进行，即体系必须 “过热”。
相变驱动力表示为过冷 度（过热度）的函数，相变 平衡理论温度与系统实际温 度之差即为相变过程的推动 力。
（2） 相变过程的压力和浓度条件
在恒温、可逆非体积功为零时：dG=Vdp
对理想气体而言 G RT ln p0 p
r3
GE' .............(8.11)
γLs－液、固界面能（假定无方向性）；
ΔGV、ΔG’E－单位体积自由焓和应变能的变化。
（1）均态成核
a. 热力学条件
模型：假定在恒温恒压下，从过冷液体形成新相 呈球形，半径为r，不考虑应变能时，自由 焓的变化为：
Gr
4 3
r3
8相变过程
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
马氏体转变特点：
1）相变前后存在习 性平面和晶面定向 关系。
2）快速。可达声速
3）无扩散
4）无特定温度：
四、按成核特点分类（略）
温度段。
均质转变：发生在单一均质中。
非均质转变：有相界面存在。
五、按成分、结构的变化分（略）
u
B
HT RT02
u T ,即说明在高温阶段，T ，u 。
b. 当T<<T0，则G>>RT,此时 u B
此时，生长速率达极大值，一般约在10-5cm/s范围。
上图是GeO2晶体生长速率和过冷度的关系。
可见生长速度随过冷度的增加先增大后减小，具有峰值。这是由于 高温段主要有液相变成晶相的速率控制，增大过冷度对该过程有利； 在低温段由扩散控制，低温对扩散不利，所以生长速度减慢。
重构式转变
位移式转变
§8－2 成核与生长的机理
一、析晶相变过程的热力学
相变过程的不平衡状态及亚稳区
Tg
A BX
C
O
L
D
E
Z
V
s
P/
P
说明：阴影区为亚稳区
结论 a、亚稳区具有不平衡状态。 b、在亚稳区要产生新相必须
过冷。 c、当加入杂质，可在亚稳区
形成新相，此时亚稳区 缩小。
原因：当发生相变时，是以微小液滴或晶粒出现，由于颗粒很小， 因此其饱和蒸汽压和溶解度>>平面态蒸汽压和溶解度，在相平衡温 度下，这些微粒还未达到饱和而重新蒸发和溶解。
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 亚稳分相 (Spinodal分相)
马氏体转变特点：
1）相变前后存在习 性平面和晶面定向 关系。
2）快速。可达声速
3）无扩散
4）无特定温度：
四、按成核特点分类（略）
温度段。
均质转变：发生在单一均质中。
非均质转变：有相界面存在。
五、按成分、结构的变化分（略）
u
B
HT RT02
u T ,即说明在高温阶段，T ，u 。
b. 当T<<T0，则G>>RT,此时 u B
此时，生长速率达极大值，一般约在10-5cm/s范围。
上图是GeO2晶体生长速率和过冷度的关系。
可见生长速度随过冷度的增加先增大后减小，具有峰值。这是由于 高温段主要有液相变成晶相的速率控制，增大过冷度对该过程有利； 在低温段由扩散控制，低温对扩散不利，所以生长速度减慢。
重构式转变
位移式转变
§8－2 成核与生长的机理
一、析晶相变过程的热力学
相变过程的不平衡状态及亚稳区
Tg
A BX
C
O
L
D
E
Z
V
s
P/
P
说明：阴影区为亚稳区
结论 a、亚稳区具有不平衡状态。 b、在亚稳区要产生新相必须
过冷。 c、当加入杂质，可在亚稳区
形成新相，此时亚稳区 缩小。
原因：当发生相变时，是以微小液滴或晶粒出现，由于颗粒很小， 因此其饱和蒸汽压和溶解度>>平面态蒸汽压和溶解度，在相平衡温 度下，这些微粒还未达到饱和而重新蒸发和溶解。
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 亚稳分相 (Spinodal分相)
材料科学基础-固态相变
f(τ)=1-exp(-KIu3τ4/4)
固态相变
非均匀形核的形核率及受扩散控制的长 大速率随时间而变化，此类相变的动力 学用Avrami方程描述：f(τ)=1exp(-Bτn)固态相变
2. 等温转变动力学图
100%
T2
T3
转
变
体
积 50%
分
数
0
温 度
固态相变
T1>T2>T3 T1
时间 T1 T2 T3 时间
扩散型相变, 非扩散型相变 扩散型相变
脱溶沉淀、调幅分解、共析转变等
非扩散型相变
原子（或离子）仅作有规则的迁移使点阵 发生改组。 马氏体转变
固态相变不一定都属于单纯的扩散型
或非扩散型。 见表8－1
固态相变
3. 按相变方式分类 有核相变和无核相变 无核相变
通过扩散偏聚的方式进行的相变，为无核相变。 调幅分解
C曲线的鼻子温度
固态相变
r △G
△G在r＝r*时达到极大值，这里 r*＝－2γαβ/(△GV+△GE)
固态相变
形成临界晶核必须
△G
首先克服形核势垒
4πr2γαβ
△G*， △G*称为临
界晶核的形核功
△G*= 16
3
3
GV GE 2
γαβ、 △GE减小，均
可降低△G*，有利
于新相形核。
△G* 0
r*
4πr3(△GV+△GE)/3
T
2G Tp
2G Tp
固态相变
由于
2G T 2
p
S T
p
cp T
2G p 2
T
V
2G Tp
V
固态相变
非均匀形核的形核率及受扩散控制的长 大速率随时间而变化，此类相变的动力 学用Avrami方程描述：f(τ)=1exp(-Bτn)固态相变
2. 等温转变动力学图
100%
T2
T3
转
变
体
积 50%
分
数
0
温 度
固态相变
T1>T2>T3 T1
时间 T1 T2 T3 时间
扩散型相变, 非扩散型相变 扩散型相变
脱溶沉淀、调幅分解、共析转变等
非扩散型相变
原子（或离子）仅作有规则的迁移使点阵 发生改组。 马氏体转变
固态相变不一定都属于单纯的扩散型
或非扩散型。 见表8－1
固态相变
3. 按相变方式分类 有核相变和无核相变 无核相变
通过扩散偏聚的方式进行的相变，为无核相变。 调幅分解
C曲线的鼻子温度
固态相变
r △G
△G在r＝r*时达到极大值，这里 r*＝－2γαβ/(△GV+△GE)
固态相变
形成临界晶核必须
△G
首先克服形核势垒
4πr2γαβ
△G*， △G*称为临
界晶核的形核功
△G*= 16
3
3
GV GE 2
γαβ、 △GE减小，均
可降低△G*，有利
于新相形核。
△G* 0
r*
4πr3(△GV+△GE)/3
T
2G Tp
2G Tp
固态相变
由于
2G T 2
p
S T
p
cp T
2G p 2
T
V
2G Tp
V
材料科学基础-第8章-三元相图
B
L
α C A B L1 S1 L+α L+α n L o L2
7
m
α S2
C
A
第五章 材料的变形与再结晶 L
4、变温截面（垂直截面）图 变温截面（垂直截面） （1）通过成分三角形顶点的截面
α
★ 位于该截面上的所有合金含另外两 顶点组元量之比w 相同。 顶点组元量之比wA/wC相同。 ★ 此图可反映合金在不同温度时所存 在相的种类； 在相的种类；
α
β
γ
L+α L+α+β、α+β+γ 一个四相平衡区：L+α 一个四相平衡区：L+α+β+γ
19
20
2、投影图
E1 A B
o
E E3 E2
C
合金o冷却过程中的相变： 合金o冷却过程中的相变：
L+α L+(α )+α→L+(α )+(α )+α L→ L+α→ L+(α+β)+α→L+(α+β+γ)+(α+β)+α→ )+(α )+α (α+β+γ)+(α+β)+α
A C L L+α α
α B
9
第五章 材料的变形与再结晶
5、投影图
L
α A B
C
10
第五章 材料的变形与再结晶
第二节 固态互不溶解的三元共晶相图
1、相图分析 每个侧面为组元固态下互不溶的二 元共晶相图。 三个共晶点。 元共晶相图。E1、E2、E3三个共晶点。 三个液相面： ★ 三个液相面： tAE1EE3tA、 tBE1EE2tB、 tCE2EE3tC。 三元四相共晶点E ★ 三元四相共晶点E：L→A+B+C ★ 重要的线： 重要的线： 三元三相共晶线E 三元三相共晶线E1E：L→A+B 三元三相共晶线E 三元三相共晶线E2E：L→B+C 三元三相共晶线E 三元三相共晶线E3E：L→A+C
L
α C A B L1 S1 L+α L+α n L o L2
7
m
α S2
C
A
第五章 材料的变形与再结晶 L
4、变温截面（垂直截面）图 变温截面（垂直截面） （1）通过成分三角形顶点的截面
α
★ 位于该截面上的所有合金含另外两 顶点组元量之比w 相同。 顶点组元量之比wA/wC相同。 ★ 此图可反映合金在不同温度时所存 在相的种类； 在相的种类；
α
β
γ
L+α L+α+β、α+β+γ 一个四相平衡区：L+α 一个四相平衡区：L+α+β+γ
19
20
2、投影图
E1 A B
o
E E3 E2
C
合金o冷却过程中的相变： 合金o冷却过程中的相变：
L+α L+(α )+α→L+(α )+(α )+α L→ L+α→ L+(α+β)+α→L+(α+β+γ)+(α+β)+α→ )+(α )+α (α+β+γ)+(α+β)+α
A C L L+α α
α B
9
第五章 材料的变形与再结晶
5、投影图
L
α A B
C
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第五章 材料的变形与再结晶
第二节 固态互不溶解的三元共晶相图
1、相图分析 每个侧面为组元固态下互不溶的二 元共晶相图。 三个共晶点。 元共晶相图。E1、E2、E3三个共晶点。 三个液相面： ★ 三个液相面： tAE1EE3tA、 tBE1EE2tB、 tCE2EE3tC。 三元四相共晶点E ★ 三元四相共晶点E：L→A+B+C ★ 重要的线： 重要的线： 三元三相共晶线E 三元三相共晶线E1E：L→A+B 三元三相共晶线E 三元三相共晶线E2E：L→B+C 三元三相共晶线E 三元三相共晶线E3E：L→A+C
材料科学基础固态相变PPT课件
第四章
固态相变
《材料科学基础》第八章
固态相变 1
第四章第一节
固态相变总论
《材料科学基础》第八章 第一节
固态相变 2
固态相变的定义：
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统称为固态相变。
一、固态相变的特点
大多数固态相变是通过形核和长大完成的， 驱动力同样是新相和母相的自由焓之差。 阻力: 界面能和应变能
V
所以 Sα≠Sβ, Vα≠Vβ
一级相变有体积和熵的突变， △V≠0，△S≠0
固态相变
7
二级相变：
若相变时，Gα＝Gβ，μαi=μβi ，并且自由焓的 一阶偏导数也相等，但自由焓的二阶偏导数 不相等，称为二级相变。
G T
p
G T
p
G p
T
G p
T
固态相变
8
2TG2
p
2G T2
固态相变
19
3. 晶核长大控制因素
对于冷却过程中发生的相变，当相变 温度较高时原子扩散速率较快，但过 冷度和相变驱动力较小，晶核长大速 率的控制因素是相变驱动力；相变温 度较低时，过冷度和相变驱动力较大， 原子的扩散速率将成为晶核长大的控 制因素。
固态相变
20
<1>受界面过程控制的晶核长大 过冷度较小时，新相长大速率u与驱动力 △G成正比；过冷度较大时，长大速率随温 度下降而单调下降。
γαβ
θ β
rθ
△G=V△GV+Aαβγαβ +V△GE -Aααγαα
固态相变
界面形核示意图
16
推导出：
r* =-2γαβ/(△GV+△GE)
△G*非=△G*均 f( θ)
固态相变
《材料科学基础》第八章
固态相变 1
第四章第一节
固态相变总论
《材料科学基础》第八章 第一节
固态相变 2
固态相变的定义：
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统称为固态相变。
一、固态相变的特点
大多数固态相变是通过形核和长大完成的， 驱动力同样是新相和母相的自由焓之差。 阻力: 界面能和应变能
V
所以 Sα≠Sβ, Vα≠Vβ
一级相变有体积和熵的突变， △V≠0，△S≠0
固态相变
7
二级相变：
若相变时，Gα＝Gβ，μαi=μβi ，并且自由焓的 一阶偏导数也相等，但自由焓的二阶偏导数 不相等，称为二级相变。
G T
p
G T
p
G p
T
G p
T
固态相变
8
2TG2
p
2G T2
固态相变
19
3. 晶核长大控制因素
对于冷却过程中发生的相变，当相变 温度较高时原子扩散速率较快，但过 冷度和相变驱动力较小，晶核长大速 率的控制因素是相变驱动力；相变温 度较低时，过冷度和相变驱动力较大， 原子的扩散速率将成为晶核长大的控 制因素。
固态相变
20
<1>受界面过程控制的晶核长大 过冷度较小时，新相长大速率u与驱动力 △G成正比；过冷度较大时，长大速率随温 度下降而单调下降。
γαβ
θ β
rθ
△G=V△GV+Aαβγαβ +V△GE -Aααγαα
固态相变
界面形核示意图
16
推导出：
r* =-2γαβ/(△GV+△GE)
△G*非=△G*均 f( θ)
第8章相变
临界晶核半径 rK ：新相可以长大而不消失的最小晶核半径。
r < rK ，为核胚：不能稳定成长的新相区域 rK越小，新相越易形成。 r > rK ，为晶核：可以稳定成长的新相区域
相应于临界半径 rK 时，系统中单位体积自由能变化为：
GK
32 3
n 3
GV2
n 3
16 GV2
不等的相变。
1 2
1
T
P
2
T
P
T P S
1 PT 2 PT PT V
特征：相变时有相变潜热和体积的突变。 即： S1 S2,V1 V2
例如：晶体的熔化、升华，液体的凝固、气化， 气体的凝聚，晶体中大多数晶型转变等。
因此，I与T的关系是曲线P和D的综合结果，在T低时，D因子 抑制了I的增长；T高时，P因子抑制了I的增长。只有在合适 的T下， P与D因子的综合结果使I有最大值。
2、非均匀成核 —— 异相成核
非均匀成核时，形成晶核所引起的界面自由能变化为：
GS LS ALS r 2 SM LM
对溶液：可用浓度c代替压力P，则（8-5）式可写成：
G = RTlnc0/c
(8-6)
若是电解质溶液，还要考虑电离度，即一摩尔能离解出个
离子
G＝RTlnc0/c
c0―饱和溶液浓度；c―过饱和溶液浓度。
(8-7)
相变自发进行，须G＜0，则c>c0
即：过饱和浓度为相变过程的推动力。
综上所述，相变过程的推动力为：过冷度、过饱和蒸汽压差、 过饱和浓度，即相变时系统温度、压力和浓度与相平衡时温 度、压力和浓度之差值。
主要应用于钢铁及合金的增强增韧。
【材料科学基础】必考知识点第八章
【材料科学基础】必考知识点第⼋章2020届材料科学基础期末必考知识点总结第⼋章回复与再结晶第⼀节冷变形⾦属在加热时的组织与性能变化⼀回复与再结晶回复：冷变形⾦属在低温加热时，其显微组织⽆可见变化，但其物理、⼒学性能却部分恢复到冷变形以前的过程。
再结晶：冷变形⾦属被加热到适当温度时，在变形组织内部新的⽆畸变的等轴晶粒逐渐取代变形晶粒，⽽使形变强化效应完全消除的过程。
⼆显微组织变化（⽰意图）回复阶段：显微组织仍为纤维状，⽆可见变化；再结晶阶段：变形晶粒通过形核长⼤，逐渐转变为新的⽆畸变的等轴晶粒。
晶粒长⼤阶段：晶界移动、晶粒粗化，达到相对稳定的形状和尺⼨。
三性能变化1 ⼒学性能（⽰意图）回复阶段：强度、硬度略有下降，塑性略有提⾼。
再结晶阶段：强度、硬度明显下降，塑性明显提⾼。
晶粒长⼤阶段：强度、硬度继续下降，塑性继续提⾼，粗化严重时下降。
2 物理性能密度：在回复阶段变化不⼤，在再结晶阶段急剧升⾼；电阻：电阻在回复阶段可明显下降。
四储存能变化（⽰意图）1 储存能：存在于冷变形⾦属内部的⼀⼩部分（～10％）变形功。
弹性应变能（3～12％）2 存在形式位错（80～90％）点缺陷是回复与再结晶的驱动⼒3储存能的释放：原⼦活动能⼒提⾼，迁移⾄平衡位置，储存能得以释放。
五内应⼒变化回复阶段：⼤部分或全部消除第⼀类内应⼒，部分消除第⼆、三类内应⼒；再结晶阶段：内应⼒可完全消除。
第⼆节回复⼀回复动⼒学（⽰意图）1 加⼯硬化残留率与退⽕温度和时间的关系ln(x0/x)=c0t exp(-Q/RT)x0 –原始加⼯硬化残留率；x－退⽕时加⼯硬化残留率；c0－⽐例常数；t－加热时间；T－加热温度。
2 动⼒学曲线特点（1）没有孕育期；（2）开始变化快，随后变慢；（3）长时间处理后，性能趋于⼀平衡值。
⼆回复机理移⾄晶界、位错处1 低温回复：点缺陷运动空位＋间隙原⼦缺陷密度降低（0.1~0.2Tm）空位聚集（空位群、对）异号位错相遇⽽抵销2 中温回复：位错滑移位错缠结重新排列位错密度降低（0.2~0.3Tm）亚晶粒长⼤3 ⾼温回复：位错攀移（＋滑移）位错垂直排列（亚晶界）多边化（亚（0.3~0.5Tm）晶粒）弹性畸变能降低。
材料科学基础课件第八章 相变
3 3
球缺的表面积是： 与固体接触面的半径是：
ALX 2R (1 cos )
2
r R sin
将上式代入求d（ΔGk）/dR中，得出不均匀成核的临界半径
3 2 LX * R GV
同样将它处理后，得出
3 16 LX (2 cos )(1 cos ) 2 * Gk Gk f ( ) 2 3(GV ) 4
二、析晶相变过程的动力学 1、晶核形成过程动力学
晶核形成：均匀成核
非均匀成核：较常见。 (1). 均匀成核－－组成一定，熔 体均匀一相，在T0温度下析晶， 发生在整个熔体内部，析出物质 组成与熔体一致。 成核速率 IV ＝ .n i .nK
原子与晶核碰撞频率 临界晶核数 临界晶核
临界晶核周围原子数
3) 马 氏 体 转 变 速 度 很 快 ， 有 时 速 度 高 达 声 速 。 4)马氏体相变过程也包括成核和长大。由于相变时长大的速 率一般很大,因此整个动力学决定于成核过程，成核功也就 成为相变所必需的驱动力。也就是说，冷却时需过冷至一定 温度使具有足够的成核驱动力时，才开始相变。 四、按成核特点分类 均质转变：发生在单一均质中。
界面层的厚度
线性生长速率
u Q n 0 exp(
q G )[1 exp( )] RT RT
G HT / T0
0 exp( q / RT ) B n
HT G )] B [1 exp( )] T0 RT RT
线性生长速率 u B .[1 exp(
普遍类型：一般合金有序－无序转变、铁磁性－顺磁性转变、超 导态转变等。
T0
二级相变实例 特例 混合型相变： 特点： 同时具有一级相变 和二级相变的特征
球缺的表面积是： 与固体接触面的半径是：
ALX 2R (1 cos )
2
r R sin
将上式代入求d（ΔGk）/dR中，得出不均匀成核的临界半径
3 2 LX * R GV
同样将它处理后，得出
3 16 LX (2 cos )(1 cos ) 2 * Gk Gk f ( ) 2 3(GV ) 4
二、析晶相变过程的动力学 1、晶核形成过程动力学
晶核形成：均匀成核
非均匀成核：较常见。 (1). 均匀成核－－组成一定，熔 体均匀一相，在T0温度下析晶， 发生在整个熔体内部，析出物质 组成与熔体一致。 成核速率 IV ＝ .n i .nK
原子与晶核碰撞频率 临界晶核数 临界晶核
临界晶核周围原子数
3) 马 氏 体 转 变 速 度 很 快 ， 有 时 速 度 高 达 声 速 。 4)马氏体相变过程也包括成核和长大。由于相变时长大的速 率一般很大,因此整个动力学决定于成核过程，成核功也就 成为相变所必需的驱动力。也就是说，冷却时需过冷至一定 温度使具有足够的成核驱动力时，才开始相变。 四、按成核特点分类 均质转变：发生在单一均质中。
界面层的厚度
线性生长速率
u Q n 0 exp(
q G )[1 exp( )] RT RT
G HT / T0
0 exp( q / RT ) B n
HT G )] B [1 exp( )] T0 RT RT
线性生长速率 u B .[1 exp(
普遍类型：一般合金有序－无序转变、铁磁性－顺磁性转变、超 导态转变等。
T0
二级相变实例 特例 混合型相变： 特点： 同时具有一级相变 和二级相变的特征