三-金属固态相变热力学和动力学教程文件
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金属固态相变课程教学大纲(1)
金属固态相变课程教学大纲课程名称：金属固态相变英文名称：solid transformation of metal课程编号：x3010741学时数：64其中实验（实训）学时数： 12 课外学时数：学分数：4.0适用专业：材料科学与工程（卓越工程师）一、课程的性质和任务本课程研究金属材料的成分、工艺、组织和性能之间的关系及影响组织、性能的主要因素。
课程对固态相变、热处理工艺、典型金属材料进行了分析研究，根据材料的性能要求，研究如何设计成分和工艺而获得相应的组织和性能并控制材料的质量。
通过本课程的学习了解材料内在基本规律，包括成分、组织、工艺与性能的关系，以及获得一定组织的途径。
从材料的性能要求出发，研究如何在成份、组织及工艺上满足材料的性能要求；学习工程中常用的典型材料及热处理工艺；学习应用基本规律解决材料实际问题及质量控制的思路和方法。
二、课程教学内容的基本要求、重点和难点（一）固态相变原理1、固态相变概论及奥氏体形成教学内容：（1）相变的一般过程：形核及长大；（2）奥氏体的组织、结构和性能，（3）奥氏体的形成机理，（4）奥氏体形成动力学，（5）奥氏体晶粒长大及其控制。
基本要求：掌握奥氏体形成的临界温度、热力学条件、动力学特点和形成机理，奥氏体的组织、结构和性能，奥氏体晶粒度的概念。
了解连续加热时奥氏体的形成特点，非平衡组织加热时奥氏体的形成。
重点和难点：重点：奥氏体形成热力学条件和形成机理，奥氏体晶粒度和影响因素。
难点：奥氏体的形成机理。
2、钢的过冷奥氏体转变及产物教学内容：（1）过冷奥氏体等温转变动力学曲线，（2）过冷奥氏体的转变，（3）珠光体，（4）马氏体，（5）贝氏体，（6）过冷奥氏体的连续冷却转变曲线，（7）影响 C 曲线的因素基本要求:掌握过冷奥氏体等温转变动力学曲线、连续冷却转变动力学曲线的含义和影响C曲线的因素。
掌握过冷奥氏体转变产物及各组织形态、结构、形成机理及性能。
了解过冷奥氏体转变动力学曲线的制做方法。
金属凝固热力学与动力学课件
界面动力学
金属凝固过程中，固-液界面处的原子迁移对凝固形态和 组织形成具有关键作用。了解界面动力学的机制有助于理 解金属凝固的动力学特性。
金属凝固的动力学过程
形核过程
金属凝固过程中，形核是重要的 步骤之一。了解形核的动力学特 性有助于预测和控制金属的组织
和性能。
生长过程
金属凝固过程中，固相的生长是重 要的过程之一。了解生长的动力学 特性有助于理解金属的组织和性能 。
模型优化凝固工艺。
02
金属凝固动力学
金属凝固的动力学基础
金属凝固的微观机制
金属凝固过程中，原子从液态向固态的转变涉及到微观结 构的变化。了解这一机制有助于理解金属凝固的动力学过 程。
扩散与传输过程
金属凝固过程中，原子通过扩散和传输过程在液态和固态 之间迁移。这些过程对金属凝固的动力学特性产生重要影 响。
气孔和夹杂物
金属凝固过程中，气体和夹杂 物的卷入导致铸件内部形成气
孔和夹杂物。
金属凝固的缺陷形成机理
体积收缩
金属凝固过程中，液态金属转变为固 态时体积收缩，导致铸件内部产生孔 洞和疏松。
热应力
由于金属凝固过程中温度变化引起的 热应力，可能导致铸件开裂。
溶质再分配
金属凝固过程中，溶质元素在固液相 中的再分配导致铸件成分不均匀。
金属凝固的微观结构模型
01
结晶模型
ห้องสมุดไป่ตู้结晶模型用于描述金属在凝固过程中晶体的生长过程和晶体结构的形成
。结晶模型对于理解金属的微观结构和性能具有重要意义。
02
相变模型
相变模型用于描述金属在凝固过程中发生的相变过程，包括相变的条件
、相变的动力学和相变的结构变化。
03
金属凝固过程中，固-液界面处的原子迁移对凝固形态和 组织形成具有关键作用。了解界面动力学的机制有助于理 解金属凝固的动力学特性。
金属凝固的动力学过程
形核过程
金属凝固过程中，形核是重要的 步骤之一。了解形核的动力学特 性有助于预测和控制金属的组织
和性能。
生长过程
金属凝固过程中，固相的生长是重 要的过程之一。了解生长的动力学 特性有助于理解金属的组织和性能 。
模型优化凝固工艺。
02
金属凝固动力学
金属凝固的动力学基础
金属凝固的微观机制
金属凝固过程中，原子从液态向固态的转变涉及到微观结 构的变化。了解这一机制有助于理解金属凝固的动力学过 程。
扩散与传输过程
金属凝固过程中，原子通过扩散和传输过程在液态和固态 之间迁移。这些过程对金属凝固的动力学特性产生重要影 响。
气孔和夹杂物
金属凝固过程中，气体和夹杂 物的卷入导致铸件内部形成气
孔和夹杂物。
金属凝固的缺陷形成机理
体积收缩
金属凝固过程中，液态金属转变为固 态时体积收缩，导致铸件内部产生孔 洞和疏松。
热应力
由于金属凝固过程中温度变化引起的 热应力，可能导致铸件开裂。
溶质再分配
金属凝固过程中，溶质元素在固液相 中的再分配导致铸件成分不均匀。
金属凝固的微观结构模型
01
结晶模型
ห้องสมุดไป่ตู้结晶模型用于描述金属在凝固过程中晶体的生长过程和晶体结构的形成
。结晶模型对于理解金属的微观结构和性能具有重要意义。
02
相变模型
相变模型用于描述金属在凝固过程中发生的相变过程，包括相变的条件
、相变的动力学和相变的结构变化。
03
固态相变热力学原理pptx
固态相变热效应的定义
根据热效应的性质，固态相变热效应可分为可逆热效应和不可逆热效应。
固态相变热效应的分类
固态相变过程的熵变
固态相变过程中，系统的熵会发生改变。根据热力学第二定律，固态相变过程的熵变大于零。
固态相变过程的自由能变化
在固态相变过程中，系统的自由能也会发生改变。自由能的变化可以用来判断固态相变的方向和程度。
基于动力学参数的速率表达式
相变速率与界面能和体积能成反比，与扩散系数成正比。
固态相变速率的表达式
动力学模型的实验验证和应用
通过实验测量固态相变速率，验证动力学模型的准确性。
利用动力学模型预测不同条件下的固态相变行为，如材料热处理和合金时效过程中相变序列和相组成的变化。
通过调整材料成分和制备工艺，控制固态相变过程，实现材料性能的优化。
03
热力学第一定律
在固态相变过程中，若系统外界的热量流入和内部热量耗散达到平衡，则系统内各相的热力学性质（如内能、焓等）将保持不变。
热力学第二定律
在固态相变过程中，系统熵的增加是大于零的，即固态相变过程总是朝着熵增加的方向进行。
固态相变热力学平衡判据
固态相变过程的热效应
固态相变过程中，系统吸收或释放的热量。
研究现状
随着科学技术的发展，固态相变的研究也呈现了新的发展趋势。一方面，研究者们不断开发新的实验方法和测试技术，以便更好地研究固态相变过程中的物理和化学现象。另一方面，计算机模拟技术的进步也为固态相变的研究提供了更为有效的手段，使得研究者们可以通过对微观结构和性能的预测和模拟，更好地理解固态相变的原理和机制。
计算材料热力学性质的模型和算法
05
03
平衡态模拟
通过模拟粒子的长时间运动，可以达到平衡态，进而计算材料的热力学性质。
根据热效应的性质，固态相变热效应可分为可逆热效应和不可逆热效应。
固态相变热效应的分类
固态相变过程的熵变
固态相变过程中，系统的熵会发生改变。根据热力学第二定律，固态相变过程的熵变大于零。
固态相变过程的自由能变化
在固态相变过程中，系统的自由能也会发生改变。自由能的变化可以用来判断固态相变的方向和程度。
基于动力学参数的速率表达式
相变速率与界面能和体积能成反比，与扩散系数成正比。
固态相变速率的表达式
动力学模型的实验验证和应用
通过实验测量固态相变速率，验证动力学模型的准确性。
利用动力学模型预测不同条件下的固态相变行为，如材料热处理和合金时效过程中相变序列和相组成的变化。
通过调整材料成分和制备工艺，控制固态相变过程，实现材料性能的优化。
03
热力学第一定律
在固态相变过程中，若系统外界的热量流入和内部热量耗散达到平衡，则系统内各相的热力学性质（如内能、焓等）将保持不变。
热力学第二定律
在固态相变过程中，系统熵的增加是大于零的，即固态相变过程总是朝着熵增加的方向进行。
固态相变热力学平衡判据
固态相变过程的热效应
固态相变过程中，系统吸收或释放的热量。
研究现状
随着科学技术的发展，固态相变的研究也呈现了新的发展趋势。一方面，研究者们不断开发新的实验方法和测试技术，以便更好地研究固态相变过程中的物理和化学现象。另一方面，计算机模拟技术的进步也为固态相变的研究提供了更为有效的手段，使得研究者们可以通过对微观结构和性能的预测和模拟，更好地理解固态相变的原理和机制。
计算材料热力学性质的模型和算法
05
03
平衡态模拟
通过模拟粒子的长时间运动，可以达到平衡态，进而计算材料的热力学性质。
第三章金属凝固热力学与动力学
Page 5
凝固热力学
此时固-液体积自由能之差（以∆GV 表示）为相变驱动力，使系统由液体 向固体转变因为G=H -ST，所以：
即
当系统的温度T 与平衡凝固点Tm 相差不大时， Δ H≈ -Δ Hm（此处， Δ H 指凝固潜热，Δ Hm 为熔化潜热），相应地， Δ S≈- Δ Sm= -Δ Hm /Tm， 代入上式得：
Page 7
这表明，固相的表面曲率（k>0 时）引起物质熔点的降低。就是说
，由于曲率的影响物质的实际熔点比平衡熔点Tm（r =∞时）要低。曲 率越大（晶粒半径r越小），物质熔点温度越低。
2、压力对物质熔点的影响
绝大多数物质，由于固态时的密度高于液态的密度，换言之，液态
的体积大于固态的体积。因此，当系统的外界压力升高时，物质熔点必
Page 9
（二） K0 的热力学意义 推导可得（见教材）：
分别为液、固两相的标准化学位， 及
为活度系数。
只有纯物质在熔点温度时两者才相等。
在二元二相系统中， 不可能相等，
所以K0≠1。K0的值不仅与温度和压力相关，同时既取决于溶剂，也 取决于溶质的种类。因为第三组元会影响溶质的活度系数f ，所以
要有一定过冷度。
临界晶核的表面积为：
这意味着形核功Δ G*的大小为临界晶核表面能的三分之一, 它是均
质形核所必须克服的能量障碍。形核功由熔体中的“能量起伏”提供。 因此，过冷熔体中形成的晶核是“结构起伏”及“能量起伏”的共同产 物。
材 料 科 学 与 工 程 学 院 College of Materials Science & Engineering
材 料 科 学 与 工 程 学 院 College of Materials Science & Engineering
2.金属固态相变
（一） 共析钢过冷A的等温转变(zhuǎnbiàn)曲线(C曲线)
过冷奥氏体的等温转
变图是表示奥氏体急速 冷却到临界点A1 以下
在各不同温度下的保温
过程中转变(zhuǎnbiàn)量与 转变 时 (zhuǎnbiàn)
间的关系曲线.又称C 曲线、S 曲线或TTT曲 线。
(Time-Temperature-Transformation diagram)
在电镜下，亚结构主要是
孪晶，又称孪晶马氏体。
电镜下
光镜下 电镜下
第三十五页，共九十六页。
高硬度是马氏体性能的主要特点(tèdiǎn)。 马氏体的硬度主要取决于其含碳量。 含碳量增加，其硬度增加。
当含碳量大于0.6%时，其硬度(yìngdù)趋于平缓。 合金元素对马氏体硬度的影响不大。 马氏体强化的主要原因是过饱和碳引起的固溶强化。
分类方法很多，P174之表9-1（解析之） 1、扩散型相变：形核、长大---依靠原子长距
离扩散完成---即相界面的扩散、移动来完成： 扩散是控制因素。 相界面：非共格，无严格(yángé)的晶体学对应 关系
例：钢的共析相变
第六页，共九十六页。
2、半扩散(kuòsàn)相变：介于前二者之 间的过渡型相变。
的转变量获得的。
第二十五页，共九十六页。
1）共析钢的CCT曲线 共析钢的CCT曲线没
有贝氏体转变(zhuǎnbiàn)区， 在珠
光体转变区之下多了一 条转变中止线。
当连续冷却曲线碰到
转变中止线时，珠光体 转变中止，余下的奥氏
体一直保持到Ms以下转 变为马氏体。
Vk’ Vk 共析钢的CCT曲线
第二十六页，共九十六页。
例：钢的贝氏体转变：A--B(B=F+Fe3C)
第三章金属凝固热力学与动力学
I Δ T *≈ 0 .2 T m
ΔT 均质形核的形核率
与过冷度的关系
第17页，共39页。
第三节 非均质形核
合金液体中存在的大量高熔点微小杂质，可作为非均质形核的 基底。晶核依附于夹杂物的界面上形成。这不需要形成类似于球 体的晶核，只需在界面上形成一定体积的球缺便可成核。非均质
形核过冷度ΔT比均质形核临界过冷度ΔT*小得多时就大量成核。
第2页，共39页。
第一节 凝固热力学 第二节 均质形核 第三节 非均质形核 第四节 晶体长大
第3页，共39页。
第一节 凝固热力学
一、 液-固相变驱动力 二. 曲率、压力对物质熔点的影响
三、 溶质平衡分配系数（K0）
第4页，共39页。
一、 液-固相变驱动力
• 从热力学推导系统由液体向固体转变的相变驱动力ΔG 由于液相自由能G 随温度上升而下降的斜率大于固相G的斜率
• 非均质形核(Hetergeneous nucleation) ：依靠外来质
点或型壁界面提供的衬底进行生核过程，亦称“异质形核”。
第11页，共39页。
一、形核功及临界半径
二、形核率
第12页，共39页。
一、形核功及临界半径
• 晶核形成时，系统自由能变化由两部分组 成，即作为相变驱动力的液-固体积自由能 之差（负）和阻碍相变的液-固界面能 （正）：
V sT m p H m
上式表明：
u 固相表面曲率k>0，引起熔点降低。
曲率越大（晶粒半径r越小），物质熔点温度越低。
u当系统的外界压力升高时，物质熔点必然随着升高。当系统的压力高于 一个大气压时，则物质熔点将会比其在正常大气压下的熔点要高。通常， 压力改变时，熔点温度的改变很小，约为10-2 oC/大气压。
三-金属固态相变热力学和动力学
2、随过冷度（过热度）增大，临界晶核半 径和形核功都减小，新相形核几率增大，新 相晶核数量也增多，即相变容易发生。
3、只有在一定的温度滞后条件下系统才可 能发生相变。
4、形核功所需的能量来自两个方面：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。
4、均匀形核时的形核率
2、晶核形状
假设形成的新相晶核为球形：
ΔG
4 3
πr 3 ΔGV
4πr 2σ
4 3
πr3ε
对于 r 求导：
d (G) 0 dr
r* 2 GV
G*
Hale Waihona Puke 16 3 3(GV )2
临界晶核尺寸
临界晶核的 形核功
r* 2 GV
G*
16 3 3(GV
)2
1、当表面能σ和弹性应变能ε增大时，临界晶 核半径rc增大，形核功W 增高。
2、有成分变化的新相长大
实质是两相界面两侧溶质原 子的长程扩散，受扩散速度所 限制。
随着温度的下降，溶质在母 相中的扩散系数急剧减小，故 新相的长大速率降低。
1.3 固态相变动力学
研究新相形成量(体积分数)与时间、温度关系的学科 称为相变动力学。
与再结晶过程类似，形核—长大过程。 对于扩散型固态相变，一定过冷度下的恒温转变动力 学方程为：
切变机制
阶梯界面：
面间位错分布在阶梯界面
上，位错的滑移运动使阶梯跨
过界面侧向迁移，而使界面朝
其法线方向发展，从而使新相
长大。
α
β
台阶式长大
2、非共格界面的迁移
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。
3、只有在一定的温度滞后条件下系统才可 能发生相变。
4、形核功所需的能量来自两个方面：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。
4、均匀形核时的形核率
2、晶核形状
假设形成的新相晶核为球形：
ΔG
4 3
πr 3 ΔGV
4πr 2σ
4 3
πr3ε
对于 r 求导：
d (G) 0 dr
r* 2 GV
G*
Hale Waihona Puke 16 3 3(GV )2
临界晶核尺寸
临界晶核的 形核功
r* 2 GV
G*
16 3 3(GV
)2
1、当表面能σ和弹性应变能ε增大时，临界晶 核半径rc增大，形核功W 增高。
2、有成分变化的新相长大
实质是两相界面两侧溶质原 子的长程扩散，受扩散速度所 限制。
随着温度的下降，溶质在母 相中的扩散系数急剧减小，故 新相的长大速率降低。
1.3 固态相变动力学
研究新相形成量(体积分数)与时间、温度关系的学科 称为相变动力学。
与再结晶过程类似，形核—长大过程。 对于扩散型固态相变，一定过冷度下的恒温转变动力 学方程为：
切变机制
阶梯界面：
面间位错分布在阶梯界面
上，位错的滑移运动使阶梯跨
过界面侧向迁移，而使界面朝
其法线方向发展，从而使新相
长大。
α
β
台阶式长大
2、非共格界面的迁移
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。
第一章__金属固态相变基础
T A + B
一、相变分类
3. 按原子迁移情况分类 （1）扩散型相变 温度足够高、原子活动能力足够强、时间足够长 情况下发生的相变。 特点： 相变过程有原子扩散，相变速率受原子扩散速度控制；
新、旧相成分不同； 新、旧相比容不同引起体积变化，但宏观形状不变。 如：同素异构转变、脱溶转变、共析转变、调幅分解、 有序化转变、珠光体转变等
化学势一级偏微商相等
化学势二级偏微商不等
因此：无相变潜热和体积变化，而比热、压缩系数、膨胀系 数是变化的。如材料有序化转变、磁性转变、超导转变等。
一、相变分类
2.按平衡状态图分类
(1)平衡相变
同素异构转变和多形性转变 纯金属 固溶体
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。
冷却时：γ→α+Fe3C 共析相变 加热时：α+Fe3C→γ 逆共析型相变
调幅分解
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α→α1+α2，这 种转变称为调幅分解。
调幅分解的特点
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。
1.1 金属固态相变概述
一、相变分类
1.按热力学分类 (1)一级相变 对新、旧相α和β，有： μα=μβ Sα≠ Sβ Vα≠Vβ 说明一级相变有相变潜热和体积变化。 材料凝固、熔化、升华、同素异构转变均为一级相变。 固态相变大部分为一级相变。
1.1 金属固态相变概述
一、相变分类
3. 按原子迁移情况分类 （1）扩散型相变 温度足够高、原子活动能力足够强、时间足够长 情况下发生的相变。 特点： 相变过程有原子扩散，相变速率受原子扩散速度控制；
新、旧相成分不同； 新、旧相比容不同引起体积变化，但宏观形状不变。 如：同素异构转变、脱溶转变、共析转变、调幅分解、 有序化转变、珠光体转变等
化学势一级偏微商相等
化学势二级偏微商不等
因此：无相变潜热和体积变化，而比热、压缩系数、膨胀系 数是变化的。如材料有序化转变、磁性转变、超导转变等。
一、相变分类
2.按平衡状态图分类
(1)平衡相变
同素异构转变和多形性转变 纯金属 固溶体
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。
冷却时：γ→α+Fe3C 共析相变 加热时：α+Fe3C→γ 逆共析型相变
调幅分解
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α→α1+α2，这 种转变称为调幅分解。
调幅分解的特点
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。
1.1 金属固态相变概述
一、相变分类
1.按热力学分类 (1)一级相变 对新、旧相α和β，有： μα=μβ Sα≠ Sβ Vα≠Vβ 说明一级相变有相变潜热和体积变化。 材料凝固、熔化、升华、同素异构转变均为一级相变。 固态相变大部分为一级相变。
1.1 金属固态相变概述
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切变机制
阶梯界面：
面间位错分布在阶梯界面
上，位错的滑移运动使阶梯跨
过界面侧向迁移，而使界面朝
其法线方向发展，从而使新相
长大。
α
β
台阶式长大
2、非共格界面的迁移
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。
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。
(a)界面形核 (b)界棱形核(c)界隅形核
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。
晶界形核时，新相与母相的一个晶粒形成共格或半共 格界面，以减小形核功。共格一侧因与母相有一定的位向 关系，界面呈平直态，由于大角度晶界两侧晶粒通常没有 对称关系，故晶核不太可能同时与两侧晶粒共格，而是一 侧共格一侧非共格。
三-金属固态相变热力学和动力 学
2）相变势垒
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。
获得附加能量的方式： 一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。
二是机械应力，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。
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。
1、无成分变化的新相长大 母相和新相成分相同，新相长大是相界面的移动，实质 是两相界面附近原子的短程扩散——受相变温度影响。
2、具有低界面能和高弹性应变能的共格新相 核胚，倾向于呈盘状或片状；
3、而具有高界面能和低弹性应变能的非共格 新相核胚，则易成等轴状。
4、但若新相核胚界面能的异向性很大（对母 相晶面敏感）时，后者也可呈片状或针状。
3、温度与临界形核半径及形核功
r* 2 GV
G* 3(1G6V 3)2
1、临界晶核半径和形核功都是自由能差的 函数，因此，它们也将随过冷度（过热度） 而变化。
N • N ex pG k T Q
N ---- 单位体积母相中的原子数 ν---- 原子振动频率 ∆G* ---- 形核功 Q ---- 原子扩散激活能 K-----波尔兹曼常数 T------相变温度
(14)
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。
1.2.1 固态相变时的形核 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。 均匀形核：晶核在母相中无择优地任意均匀分布。 非均匀形核：晶核在母相中某些区域择优地不均匀分布。
晶界形核
非均匀形核 层错形核
位错形核
一、均匀形核
1、形核过程系统自由能的变化 自由能差
应变能
界面能
∆Gv ---- 新旧相间单位体积自由能差 σ ---- 单位面积界面能 ε ---- 单位体积应变能 相变驱动力： V ∆Gv ，新旧相间自由能差 相变阻力： S σ+ εV ，界面能 + 应变能
晶粒1
晶核形状
晶界
晶粒2
2、位错形核
位错可通过三种形式促进形核： ①位错线消失----释放能量----有利形核 ②位错不消失，位错依附于新相界面上补偿错配---降低应
变能 ③溶质原子在位错线上偏聚----有利形核的成分起伏----有
利形核
3、空位形核
① 空位通过促进溶质原子扩散或利用本身能量提供 形核驱动力而促进形核；
2、随过冷度（过热度）增大，临界晶核半 径和形核功都减小，新相形核几率增大，新 相晶核数量也增多，即相变容易发生。
3、只有在一定的温度滞后条件下系统才可 能发生相变。
4、形核功所需的能量来自两个方面：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。
4、均匀形核时的形核率
二、非均匀形核
母相中存在的各种晶体缺陷均可作为形核位置，晶体 缺陷所储存的能量可使形核功降低，形核容易。
当新相核胚在母相晶体缺陷处形成时，系统自由能的 总变化为：
∆G = -V∆Gv + Sσ+ εV -∆Gd
其中-∆Gd ，由于晶体缺陷消失所释放的能量，包括 空位、位错、晶界等。
交界的一条线 界隅：四个晶粒交于一点处
2、晶核形状
假设形成的新相晶核为球形：
Δ G 3 4π3Δ r VG 4π2σ r3 4π3εr
对于 r 求导：
d(G) 0 dr
r* 2 GV
G* 3(1G6V 3)2
临界晶核尺寸
临界晶核的 形核功
r* 2 GV
G* 3(1G6V 3)2
1、当表面能σ和弹性应变能ε增大时，临界晶 核半径rc增大，形核功W 增高。
② 空位团可凝聚成位错而促进形核；
1.2.3 金属固态相变的晶核长大
一、新相长大机制 (1) 半共格界面的迁移 (2) 非共格界面的迁移
界面向母相方向的迁移
二、 新相长大速度 (1) 无成分变化的新相长大 (2) 有成分变化的新相长大
相界面的迁移速度
一、新相长大机制
1、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。 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（协 同型长大或位移式长大）。
过渡薄层
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，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，从 而引起界面垂直方向上的推移， 使新相长大。
台阶状界面
二、新相长大的速度
新相长大速度取决于界面移动速度。 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。 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。