金属固态相变的基本规律汇总.
第九章 金属固态相变
3. 晶界促进形核 具有高能量的大晶界可以释放界面能为形核提供相变 驱动力，以降低形核功。 驱动力，以降低形核功。 三、晶核长大 1. 长大机制 新相晶核的长大，实质是相界面向旧相迁移的过程。 新相晶核的长大，实质是相界面向旧相迁移的过程。 新旧相成分不同时： 新旧相成分不同时：晶核的长大依赖于溶质原子在旧 相中的长程扩散。 相中的长程扩散。
五、母相晶体缺陷促进相变 在母相晶体中的缺陷处，晶格畸变、自由能高， 在母相晶体中的缺陷处，晶格畸变、自由能高，促进形 核及相变。 核及相变。 六、易出现过渡相 固态相变阻力大， 直接转变困难， 固态相变阻力大 ， 直接转变困难 ， 往往先形成协调性 中间产物（过渡相） 中间产物（过渡相）。 母相→较不稳定的过渡相→较稳定的过渡相→ 母相→较不稳定的过渡相→较稳定的过渡相→稳定相
二、新相与母相界面上原子排列的匹配性 固态相变时， 固态相变时，新相与母相界面上原子排列越保持一定 的匹配性，越有利于相变阻力的降低。 的匹配性，越有利于相变阻力的降低。 固态相变产生的相界面根据两相原子在晶体学上匹配 程度不同可分为三种类型， 共格界面，半共格界面和 程度不同可分为三种类型，即共格界面，半共格界面和非 共格界面，如图9-1所示 所示。 共格界面，如图 所示。
3. 非共格界面 当界面处的原子排列差异很大， 原子匹配关系不能继 当界面处的原子排列差异很大 ， 续维持，形成非共格界面。 续维持，形成非共格界面。 一般认为， 小于 小于0.05时完全共格； δ大于 时完全共格； 大于 大于0.25时形成 一般认为，δ小于 时完全共格 时形成 非共格界面； 介于 介于0.05和 0.25之间时，形成半共格界面， 之间时， 非共格界面；δ介于 和 之间时 形成半共格界面， 它们的能量是不同的。 它们的能量是不同的。
固态相变 知识点总结
固态相变By Dong大魔王固态相变：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，即发生从一种状态到另一种状态的改变，这种转变称为固态相变。
按热力学分类：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熵不等的相变称为一级相变;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熵也相等，但化学势的二级偏微熵不相等的相变称为二级相变。
按平衡状态图分类：①平衡相变指在缓慢加热或冷却过程中所发生的能获得的符合平衡状态相图的平衡组织的相变。
主要有同素异构转变、多形性转变、平衡脱溶沉淀、共析相变、调幅分解、有序化转变。
②非平衡相变:伪共析相变、马氏体相变、贝氏体相变、非平衡脱溶相变按原子迁移情况分类：①扩散型相变：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。
基本特点是：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；新相和母相得成分往往不同；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。
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的运动是协调一致的相变称为非扩散型相变。
一般特征是：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；相变不需要通过扩散，新相和母相的化学成分相同；新相和母相之间存在一定的晶体学位向关系；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。
试述金属固态相变的主要特征①相界面：金属固态相变时，新相和母相的界面分为两种。
②位相关系：两相界面为共格或半共格时新相和母相之间必然有一定位相关系，两项之间没有位相关系则为非共格界面。
③惯习面：新相往往在母相一定晶面上形成，这个晶面称为惯习面。
④应变能：圆盘型粒子所导致的应变能最小，其次是针状，球状最大。
固态相变阻力包括界面能和应变能。
⑤晶体缺陷的影响：新相往往在缺陷处优先成核。
原子的扩散：收扩散控制的固态相变可以产生很大程度的过冷。
金属固态相变整理
一、名词解释1.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相变。
2.扩散：相邻原子相对移动距离超过一个原子间距，相邻原子的相对位置发生改变。
3.均匀形核：晶核在母相中无择优地任意均匀分布4.非均匀形核：晶核在母相中某些区域择优地不均匀分布5.惯习面：新相往往在母相一定的晶面上开始形成，这个晶面为惯习面6.共格界面：界面上的原子所占据的位置恰好是两相点阵共有的位置时，两相在界面上的原子可以一对一的相互匹配。
7.球化退火：使片状渗碳体球状化，获得球状p的热处理工艺。
8.派敦处理：使高碳钢获得细珠光体（索氏体）组织，再经过深度冷拔而获得高强度钢丝。
9.魏氏组织：工业上将具有片（针）状铁素体或渗碳体加珠光体的组织（消除：细化晶粒的正火、退火以及锻造）10.伪共析转变：过冷奥氏体将全部转变为珠光体型组织，但合金的成分并非共析成分，并且其中铁素体和渗碳体的相对含量也与共析成分珠光体不同，随奥氏体的碳含量变化而变化。
11.切变共格界面：Ms的形成是以切变方式进行的，且Ms和r之间的界面上的原子是共有的。
这种界面。
12.冷处理：若Ms点在室温以上，Mf点在室温以下，则淬火到室温时将保留相当残余r。
若继续冷却至室温以下，则残余r转变为M。
13.相变诱发塑性：金属及合金在相变过程中塑性增加，往往在低于母相屈服强度时即可发生塑性变形。
14.二次淬火：回火加热、保温过程中不发生分解，冷却时残余奥氏体转变为马氏体的现象。
15.回火抗力（抗回火性）：合金元素这种阻碍α相中碳含量降低和碳化物颗粒长大而使钢件保持高硬度、高强度的性质。
16.二次硬化：当马氏体中含有足够量的碳化物形成元素时，在500℃以上回火时将会析出细小的特殊碳化物，导致因回火温度升高，θ-碳化物粗化而软化的钢再度硬化。
17.回火脆性：随回火温度升高，冲击韧性反而下降的现象。
18.脱溶（沉淀）：从过饱和固溶体中析出第二相（沉淀相）或形成溶质原子聚集区以及亚稳定过渡相的过程，是一种扩散型相变。
金属固态相变
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(1) 奥氏体晶核形成：首先在与Fe3C相界形核。 (2) 奥氏体晶核长大： 晶核通过碳原子的扩散向 和 Fe3C方向长大。 (3) 残余Fe3C溶解: 铁素体的成分、结构更接近于奥氏 体，因而先消失。残余的Fe3C随保温时间延长继续溶 解直至消失。
第1节 固态相变的特点
相变有其共同规律：如
1、热力学---驱动力---能量差---能量降 低是自发过程。
2、过程：形核、长大
固态相变有其自身规律：母相为固态--引出各种特点：外观形状确定，基本不 变；切变强度较大；扩散较难。
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一、相变阻力大：
1、新生界面---导致界面能升高---
(a)940淬火+220回火（板条M回+A‘少）(b)(c)(d)940淬火+820、780、750淬火（板条M+条状F+A’少） (e)940淬火+780淬火+220回火（板条M回+条状F+A‘少）(f)780淬火+220回火（板条M回+块状F）
20CrMnTi钢不同热处理工艺的显微组织
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三、新相晶核与母相间存在一定的 晶体学位向关系
四、新相常在母相一定的晶面上形 成：惯习面、惯习晶向---惯习现象
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五、母相晶体缺陷对相变起促进作用： 位错、空位、晶界、亚晶界、孪晶---等 处自由能高，不稳定，相变驱动力较大 。
六、易出现过渡相：亚（介）稳定相。 原因：固态相变阻力大，扩散难---在母 相和新相间起协调、妥协的作用（结果 ）。不是非此即彼。社会、人类相似。
1 金属固态相变基础
非稳定相：若不存在这种能垒，则体系处 于非稳定态，这种状态是不稳定的，它一 定会转变为平衡态或亚稳态。
相变：在均匀一相或几个混合相内，出现
具有不同成分或不同结构（包括原子、离 子或电子的位臵或位向）或不同组织形态 或不同性质的相，称为相变。 固态相变：固态材料在温度和压力改变时 发生的相变。
1.1.2 金属固态相变的主要分类 1、按热力学分类:一级相变和二级相变
举例：
马氏体总是在奥氏体{111} 晶面上形成， 则{111}A为惯习面. 密排面{110} 与奥氏体密排面{111}A相平行 密排方向<111>与奥氏体密排方向<110>A相平行 则取向关系为：{110}||{111}A；<111>||<110>A
取向关系与相界面的关系：
当新相与母相间为共格或半共格界面时， 两相间必然存在一定的晶体学取向关系； 若两相间无一定取向关系，则其界面必 定为非共格界面； 但有时两相间虽然存在一定的晶体学取 向关系，也未必都具有共格或半共格界面， 生长时共格或半共格界面破坏。
五、晶体缺陷的作用
与液态金属不同，固态金属存在各种晶体 缺陷，如空位、位错、晶界等。在缺陷周围有 点阵畸变，储存畸变能，在固态相变时，释放 出来作为相变的驱动力，对固态相变起促进作 用。 具体作用： (1) 新相往往在缺陷处形核，提高形核率。 (2) 促进扩散过程，促进晶核生长。
六、 原子的扩散
(三) 非共格界面： 两相在界面上由于错配度大，无匹配关系。 特点：界面能高，应变能低。
二、两相间的晶体学关系（位向关系 与惯习面）
固态相变时新相与母相往往存在一定的晶体学关系。 惯习面：新相往往在母相一定的晶面族上形成，这种 晶面称为惯习面。 特征：(1) 惯习面上新相和母相的原子排列很相近， 能较好地匹配，有助于减少两相间界面能。 (2) 惯习面往往为新相主平面所平行的母相晶 面。 位向关系：新相、母相某些低指数晶面和晶向的对应 平行关系。
金属固态相变的三种基本变化
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金属固态相变整理
一、名词解释1.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相变。
2.扩散：相邻原子相对移动距离超过一个原子间距，相邻原子的相对位置发生改变。
3.均匀形核：晶核在母相中无择优地任意均匀分布4.非均匀形核：晶核在母相中某些区域择优地不均匀分布5.惯习面：新相往往在母相一定的晶面上开始形成，这个晶面为惯习面6.共格界面：界面上的原子所占据的位置恰好是两相点阵共有的位置时，两相在界面上的原子可以一对一的相互匹配。
7.球化退火：使片状渗碳体球状化，获得球状p的热处理工艺。
8.派敦处理：使高碳钢获得细珠光体（索氏体）组织，再经过深度冷拔而获得高强度钢丝。
9.魏氏组织：工业上将具有片（针）状铁素体或渗碳体加珠光体的组织（消除：细化晶粒的正火、退火以及锻造）10.伪共析转变：过冷奥氏体将全部转变为珠光体型组织，但合金的成分并非共析成分，并且其中铁素体和渗碳体的相对含量也与共析成分珠光体不同，随奥氏体的碳含量变化而变化。
11.切变共格界面：Ms的形成是以切变方式进行的，且Ms和r之间的界面上的原子是共有的。
这种界面。
12.冷处理：若Ms点在室温以上，Mf点在室温以下，则淬火到室温时将保留相当残余r。
若继续冷却至室温以下，则残余r转变为M。
13.相变诱发塑性：金属及合金在相变过程中塑性增加，往往在低于母相屈服强度时即可发生塑性变形。
14.二次淬火：回火加热、保温过程中不发生分解，冷却时残余奥氏体转变为马氏体的现象。
15.回火抗力（抗回火性）：合金元素这种阻碍α相中碳含量降低和碳化物颗粒长大而使钢件保持高硬度、高强度的性质。
16.二次硬化：当马氏体中含有足够量的碳化物形成元素时，在500℃以上回火时将会析出细小的特殊碳化物，导致因回火温度升高，θ-碳化物粗化而软化的钢再度硬化。
17.回火脆性：随回火温度升高，冲击韧性反而下降的现象。
18.脱溶（沉淀）：从过饱和固溶体中析出第二相（沉淀相）或形成溶质原子聚集区以及亚稳定过渡相的过程，是一种扩散型相变。
第一章金属固态相变的基本规律
超细晶粒碳素钢金相组织
1.1金属固态相变的分类
固态相变：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 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旧相或母相， 相变后的相状态称为新相。 什么是“相”？ 合金微观结构中的一个组成部分，这一部分表现 出均匀一致的成分和性能，并且与系统的其它部分 具有物理上的明显差别和界面。
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
(3)非共格(incoherent )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 面结构与大角晶界相似，系 由原子不规则排列的很薄的 过渡层所构成。
错配度与界面的关系
一般认为： (1)错配度小于0.05时两相可以构成完全的共格界面 (2)错配度大于0.25时易形成非共格界面 (3)错配度介于0.05～0.25之间，易形成半共格界面
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α代表旧相，β代表新相，μ 为化学势、T为温度、P为压力，则有：
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。
小结
相变过程的实质：
1、结构：同素异构、多形性、马氏体、块状转变、
2、成分：调幅分解
3、有序化程度：有序化转变
4、结构和成分：贝氏体转变、共析、脱溶沉淀
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珠光体晶核形成长大
珠光体端向长大
钢中粒状珠光体形成
特定条件过冷奥氏体的分解 片状珠光体的低温退火 高温回火
共析碳素钢的TTT图
退火用TTT图
连续冷却转变动力学
影响共析分解的内在机制
奥氏体固溶量的影响 奥氏体状态的影响 合金元素的影响 1. 对珠光体长大速度的影响； 2. 对珠光体分解时碳化物长大的影响； 系统整合的作用
马氏体相变的分类
按相变驱动力分类； 按马氏体相变动力学特征分类； 变温马氏体相变 等温马氏体相变 热弹性马氏体相变
马氏体相变热力学
钢的马氏体点Ms
马氏体的组织形态及物理本质
马氏体的物理本质 低碳体心立方马氏体 （小于0.2%C）组织形 态
A
图5.8是试验钢在900℃变形60％淬火得到的两种马氏体的形貌。从图中可以看出， 试验钢在淬火条件下的马氏体有板条马氏体和回火马氏体。其中的回火马氏体是 由于实验钢的碳含量低，Ms点比较高，因而在淬火过程中会有自回火现象的发 生，析出ε－碳化物。ε－碳化物非常细小，呈片状，主要沿马氏体{111}M面上析 出，尺寸在几十个纳米左右。由于ε－碳化物的惯习面是{111}M，因此在同一个 视域内能看到两个或者三个方向的ε－碳化物。
新相的长大规律
成分不变的协同型转变；成分不变的非协同型转变长大
成分改变的非协同型转变长大
成分改变的非协同型转变长大
应用举例－钢中奥氏体晶粒长大
相变动力学
形核率 Johnson-Mehl方程 Avrami方程 动力学曲线和等温转变图
2 钢中奥氏体
奥氏体组织、晶胞、晶格参数
奥氏体形成机理
驱动力，加热和冷却时的临界点
奥氏体晶核形核地点
奥氏体晶核的长大
奥氏体晶核在珠光体中的长大
奥氏体等温形成动力学
共析碳素钢奥氏体等温形成动力学
亚共析钢的等温TTA曲线
Hale Waihona Puke 连续加热的TTA奥氏体形核率和长大速度
影响奥氏体形成速度的因素
加热温度的影响 钢中碳含量和原始组织的影响 合金元素的影响
连续加热时奥氏体的形成特征
奥氏体晶粒长大机理
硬相微粒对奥氏体晶界的钉轧
影响奥氏体晶粒长大的因素
加热温度和保温时间的影响 化学成分的影响
针状奥氏体的形成
球形奥氏体的形成
影响非平衡组织加热转变因素
粗大奥氏体晶粒的遗传性和防止
3 珠光体共析分解
组织形态
各类珠光体的电镜照片
珠光体分解机理
合金元素的影响
马氏体相变
马氏体相变的基本特征：切变共格和表面浮凸
现象；无扩散性；位向关系和惯习面；亚结构
马氏体相变的判据和定义
不变平面应变的晶格改组； 无需扩散； 相变伴生极高密度的晶体缺陷：孪晶、位 错、位错、层错等亚结构
定义：原子经无需扩散切变位移的不变平面应变的 晶格改组过程，得到具有严格晶体学关系和惯习面 的，形成相中伴生极高密度位错、层错或精细孪晶 等晶体缺陷的整合组织。
合金马氏体的回火
Fe-M-C马氏体脱溶时的平衡相
Fe-M-C马氏体脱溶贯序
平衡相为θ-Fe3C的Fe-M-C马氏体脱溶； 平衡相为复杂合金碳化物的脱溶； （1）常见的以W、Mo为主要合金元素的马 氏体以M6C和M6C＋ M23C6为平衡相 （2）以M7C3、M23C6为平衡相的Fe-Cr-C 平衡相为MC的Fe-M-C马氏体脱溶 Fe-M-C马氏体脱溶的时间贯序
贝氏体转变
贝氏体相变理论研究进展和学术论争 贝氏体相变的基本特征的共识 贝氏体的定义：钢中过冷奥氏体的中温转 变产物，它以贝氏体铁素体为基体，同时 可能存在θ-渗碳体或ε-碳化物、残留奥氏体 等相构成的整合组织。贝氏体铁素体的形 貌多呈条片状，内部有规则排列的亚单元 和高密度位错。 切变-扩散整合机制
下贝氏体与马氏体的联系与区别
G
不同冷速下光学显微组织
变形40%，冷却速度：A) 0.1℃/s B) 0.2℃/s C) 0.5℃/s D) 1℃/s E) 5℃/sF) 10℃/s G) 20℃/s
A B C
D
E
F
H
不同冷速下光学显微组织
无变形，冷却速度：H) 0.1℃/s I) 0.2℃/s J) 0.5℃/s K) 1℃/s L) 5℃/s M) 10℃/s N) 20℃/s
B
B
图5.8 试验钢在淬火条件下的马氏体组织 A）板条马氏体 B）回火马氏体
马氏体的组织形态
体心正方马氏体（大于0.2%-1.9%C）
马氏体的组织形态
组织形态由板条状过渡到片状、凸透镜状
Fe-M系合金马氏体
Fe-Ni、Fe-Ni-C合金马氏体
Fe-M合金马氏体
Fe-Cr-Ni，Fe-Mn合金马氏体
非平衡转变
伪共析转变
马氏体相变 贝氏体相变
不平衡脱溶沉淀
块状转变
扩散型相变
界面控制扩散型相变
体扩散控制扩散型相变
无扩散型相变
马氏体相变
按热力学分类
相变驱动力
相变阻力－界面能
相变阻力－界面能
相变阻力－界面能
均匀形核
几点结论
非均匀形核
晶界形核：A 界面形核；B 晶棱形核；C界 隅形核 位错形核
研究生课程：金属成型过程的组织性能控制
金属固态相变的基本规律
主讲：许云波
金属固态相变的分类
相变按平衡状态分类：平衡转变；非 平衡转变； 按原子迁移特征分类：扩散型；无扩 散型； 按热力学分类：一级相变；二级相变
平衡转变
纯金属的同素异构转变 多形性转变 共析转变 包析转变 平衡脱溶 调幅分解 有序化转变
上贝氏体形貌－无碳贝氏体
上贝氏体形貌－粒状贝氏体
上贝氏体形貌－经典上贝氏体
下贝氏体形貌－经典下贝氏体
工业用钢中的贝氏体组织
贝氏体组织中的精细亚结构
粒状组织和魏氏组织
贝氏体相变动力学
贝氏体转变TTT图与珠光体的比较
贝氏体相变的过渡性
中温转变是过冷奥氏体转变中间过渡环节 上贝氏体转变和珠光体分解的联系与区别
I J K
L
M
N
马氏体的回火转变
回火的原因：I,II,III 回火的概念： 回火转变：马氏体分解；残留奥氏体的转 变；碳化物的析出、转化、聚集长大；α相 的回复、再结晶；内应力消除等 马氏体的回火产物及其概念
碳原子的偏聚
弘津气团：
柯垂尔气团：位错线上碳原子偏聚。
θ-Fe3C的过渡相