金属固态相变原理.(DOC)
1 第2篇 热处理原理及工艺 第7章 钢的热处理 教学目标： 搞清奥氏体、珠光体、贝氏体、马氏体等基本概念； 掌握共析分解、马氏体相变、贝氏体相变基本知识; 掌握相变产物的形貌和物理本质。
第8章 金属固态相变原理 §8 钢的热处理 一、热处理的作用 机床、汽车、摩托车、火车、矿山、石油、化工、航空、航天等各行各业用的大量零部件需要通过热处理工艺改善其性能。 拒初步统计，在机床制造中，约60%70%的零件要经过热处理；在汽车、拖拉机制造中，需要热处理的零件多达70%80%，而工模具及滚动轴承，则要100%进行热处理。 总之，凡重要的零件都必须进行适当的热处理才能投入使用。 热处理的定义：将固态金属或合金在一定介质中加热、保温和冷却，以改变材料整体或表面组织，从而获得所需组织和性能的工艺过程。 热处理三大要素：加热、保温和冷却 通过以上三个环节，材料的内部组织发生了变化，因而性能也发生变化。 2
例如：碳素工具钢T8在市场购回的是球化退火的材料其硬度仅为20HRC，作为工具需经淬火并低温回火使硬度提高到60～63HRC，这是因为内部组织由淬火之前的粒状珠光体转变为淬火+低温回火的回火马氏体。 同一种材料，热处理工艺不一样其性能差别很大，导致性能差别如此大的原因是不同的热处理后内部组织截然不同。 表 8-1 45号钢经不同热处理后的性能(试样直径15mm)
热处理工艺的选择要根据材料的成分来确定。材料内部组织的变化依赖于材料热处理和其他热加工工艺，材料性能的变化又取决于材料的内部组织变化。 所以，材料成分－加工工艺－组织结构－材料性能这四者相互依成的关系贯穿在材料制备的全过程之中。 我们的任务就是要了解和掌握其中的规律性。
二、热处理的基本要素 如上所述，热处理工艺中有三大基本要素：加热、保温、冷却。这三大基本要素决定了材料热处理后的组织和性能。 1、加热 按加热温度的高低，加热分为两种：一种是在临界点A1以下加热，此时一般不发生相变；另一种是在A1以上加热，目的是为了获得均匀的奥氏体组织，这一过程称为奥氏体化。 3
2、保温 保温是热处理的中间工序，其目的是既要保证工件“烧透”，又要防止工件脱碳、氧化等。 保温时间和介质的选择与工件的尺寸和材质有直接的关系。一般工件越大，导热性越差，保温时间就越长。 3、冷却 冷却是热处理的最终工序，也是热处理过程中最重要的工序。钢在不同冷却速度下可以转变为不同的组织形态。
图 8-1 热处理工艺曲线示意图 三、热处理的分类 1、根据加热、冷却方式的不同及组织、性能变化特点的不同，热处理可分为下列几类： 普通热处理：退火、正火、淬火和回火。即所谓热处理的“四把火”。 表面热处理：感应加热表面淬火、火焰加热表面淬火、电接触加热表面淬火、激光表面淬火和涂覆、渗碳、氮化和碳氮共渗等。 其它热处理：可控气氛热处理、真空热处理和形变热处理等。 2、按照热处理在零件生产过程中的工序和作用不同, 热处理工艺还可分为： 4
预备热处理：零件加工过程中的一道中间工序(也称为中间热处理)，其目的是改善锻、铸毛坯件组织、消除应力,为后续的机加工或进一步的热处理作组织上的准备。 最终热处理：零件加工的最终工序。其目的是使经过成型工艺达到形状和尺寸要求的零件，通过热处理使零件具备最终的使用性能。 是预备还是最终热处理在材料的生产过程中是相对的。
四、钢的临界转变温度 根据铁碳相图，共析钢缓慢加热到超过A1温度时，全部转变为奥氏体；亚共析钢和过共析钢必须加热到A3 和Acm以上才能获得单相奥氏体。 在实际热处理加热条件下，加热速度不可能是缓慢的,因此,相变是在不平衡条件下进行的；其次，再考虑到过冷或过热现象的存在，相变点与相图中的相变温度有一些差异。具体如下： 加热时相变温度偏向高温，冷却时偏向低温，这种现象称为滞后 ( 热滞或冷滞 )。 在热处理工艺实施过程中，加热或冷却速度越快，则滞后现象越严重。 通常把加热时的实际临界温度标以右下标字母 “c”表示，如 Ac1、
Ac3、Accm ； 而把冷却时的实际临界温度标以右下标字母 “r” 表示，如 Ar1、
Ar3、Arcm 等。 5
§8.1 钢在加热时的转变 一般而言，钢的热处理多数需要先加热得到奥氏体(奥氏体化、A化)，然后以不同速度冷却，使奥氏体转变为不同的组织，使钢具有不同性能。 加热时形成的奥氏体的质量(成分均匀性及晶粒大小等)，对冷却转变后的组织、性能有极大的影响(组织遗传)。 因此，掌握热处理规律，首先要研究钢在加热时的变化—即奥氏体化过程。
§8.1.1 奥氏体的形成过程 一、共析钢奥氏体的形成 共析碳钢加热前为珠光体组织，一般为铁素体与渗碳体交替排列的层片状组织，加热过程中珠光体转变为奥氏体过程可分为四步进行：奥氏体形核、晶核的长大、未溶碳化物 (Fe3C) 溶解、奥氏体成分均匀化。
临界温度： 平衡时： A1、 A3、Acm 加热时： Ac1、 Ac3、Accm 冷却时： Ar1、Ar3、Arcm
图 8-2 加热和冷却速度对钢的临界温度的影响 6
①奥氏体晶核的形成 由Fe-Fe3C相图知，在 P 转变为 A 过程中，原 F 的bcc晶格改组为 A 的fcc晶格，原渗碳体的复杂斜方晶格转变为fcc晶格。 所以,奥氏体的形成过程就是晶格的改组和Fe、C原子的扩散过程。常将这一过程和奥氏体冷却过程的转变称为“相变重结晶”。 基于能量与成分条件，奥氏体晶核在珠光体中的铁素体与渗碳体两相交界处产生，两相交界面越多，奥氏体晶核越多。
②奥氏体晶核的长大 奥氏体晶核形成后，它的一侧与渗碳体相接，另一侧与铁素体相接。随着铁素体的转变（铁素体区域的缩小），以及渗碳体的溶解（渗碳体区域缩小），奥氏体不断向其两侧的原铁素体区域及渗碳体区域扩展长大，直至铁素体和渗碳体完全消失，奥氏体彼此相遇，形成一个个的奥氏体晶粒。 奥氏体形成时碳浓度分布情况——
图 8-3 奥氏体形成时碳浓度分布示意图 7
③剩余渗碳体的溶解 由于铁素体转变为奥氏体速度远高于渗碳体的溶解速度，在铁素体完全转变之后尚有不少未溶解的“剩余渗碳体”存在，还需一定时间保温，让渗碳体全部溶解并转变为奥氏体。
④奥氏体成分的均匀化 即使渗碳体全部溶解，奥氏体内的成分仍不均匀,在原铁素体区域形成的奥氏体含碳量偏低，在原渗碳体区域形成的奥氏体含碳量偏高，还需保温足够时间，让碳原子充分扩散，奥氏体成分才可能趋于均匀。 下图表示共析钢奥氏体形成的四个基本阶段：奥氏体晶核的形成；奥氏体晶核的长大；剩余渗碳体的溶解；奥氏体成分的均匀化。
图 8-4 奥氏体形成的四个基本阶段 上述分析表明，珠光体转变为奥氏体并使奥氏体成分均匀必须有两个充要条件：一是温度条件，要在Ac1以上加热；二是时间条件，要求在Ac1以上温度保持足够时间。 在一定加热速度条件下，超过Ac1的温度越高，奥氏体的形成与成分均匀化需要的时间愈短；在一定的温度（高于Ac1）条件下，保温时间越长，奥氏体成分越均匀。 8
二、非共析钢奥氏体的形成 亚共析钢与过共析钢加热转变为A过程与共析钢转变过程是一样的，即在Ac1温度以上加热无论亚共析钢或是过共析钢中的P均要转变为A。不同的是亚共析钢的先析出F的转变与过共析钢的 Fe3CⅡ 的溶解。 先析出F的完全转变要在Ac3以上，Fe3CⅡ的完全溶解要在温度Accm以上。即亚共析钢加热后组织全为奥氏体需在Ac3以上、过共析钢要在Accm以上,即表象点必须处在A的单相区。
图 8-5 非共析钢奥氏体的形成 §8.1.1 奥氏体的形成过程 如果亚共析钢仅在Ac1～Ac3温度之间加热，无论加热时间多长，组织中仍为铁素体与奥氏体共存； 对过共析钢在Ac1～Accm温度之间加热，组织中应为二次渗碳体与奥氏体共存； 在这种情况下，经加热保温在随后冷却过程中，组织转变也仅是奥氏体向其它组织的转变，其中的铁素体或二次渗碳体在冷却过程中不会发生转变。 9
总结奥氏体化过程：即 Fe、C 原子扩散和晶格改组的过程--- 共析钢：加热到Ac1 以上时，P→A。 共析钢A化过程：形核、长大、Fe3C完全溶解、C的均匀。 亚(过)析钢的A化：P→A后,先共析F或Fe3CⅡ溶解。
图 8-6 共析钢的奥氏体形成过程示意图 §8.1.2 影响奥氏体转变速度的因素 奥氏体的形成是通过形核与长大过程进行的，整个过程受原子扩散所控制，因此，凡是影响扩散、形核与长大的一切因素，都会影响奥氏体的转变速度。 一、加热温度和保温时间 加热温度越高，原子扩散速度越大，奥氏体化越快；保温时间越长，奥氏体化所需加热温度相对可以降低。详见下图——
图 8-7 共析钢的奥氏体化曲线(原始状态：875℃退火) A形成过程中孕育期的概念： 由于形成奥氏体需要原子的扩散，而扩散需要一定的时间，故P在保温一段时间后才开始形成A晶核，这段时间称为“孕育期”。
第4章 材料的固态相变及热处理
变为另一个成分和晶格类型的新相，在转变过程中要发生晶
格改组和碳原子的重新分布，这一变化均需要通过原子的扩
散来完成，所以奥氏体的形成是属于扩散型转变。奥氏体的
形成一般可分为如图4－3所示的四个阶段。
第4章 材料的固态相变及热处理
图4－3 (a)A形核；（b)A长大；(c)残余渗碳体溶解；(d)均匀化
A1 、A3、Acm点高，分别用Ac1、Ac3、Accm表示。同样，在 冷却时奥氏体分解的实际温度要比A1 、A3、Acm点低，分别 用A1 、A3、Acm表示，如图4－2所示。一般热处理手册中的 数值都是在30～50℃/h的加热（或冷却）速度下所测得的结 果，以供参考使用。
第4章 材料的固态相变及热处理
第4章 材料的固态相变及热处理
第4章 材料的固态相变及热处理
4.1 固态相变概述 4.2 钢的热处理原理 4.3 钢的热处理工艺
第4章 材料的固态相变及热处理
4.1 固态相变概述
相变是一种非常普遍的现象，如物质三态的相互转化、 固态物质内部结构的转变等都属于相变的范畴。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称为固 态相变。固态相变的规律是金属材料热处理的基础。通过热 处理，可以改善材料的性能，强化材料，充分发挥材料的潜 力。如马氏体相变使钢淬火强化；过饱和固溶体分解使合金 时效强化等。因此，研究固态相变具有重要的实际意义。
（4）合金元素。钢中的合金元素不改变奥氏体形成的 基本过程，但显著影响奥氏体的形成速度。如钴、镍等增大 碳在奥氏体中的扩散速度，因而加快奥氏体化过程；铬、钼、 钒等对碳的亲和力较大，能与碳形成较难溶解的碳化物，显 著降低碳的扩散能力，所以减慢奥氏体化过程；硅、铝、锰 等对碳的扩散速度影响不大，不影响奥氏体化过程。因为合 金元素可以改变钢的临界点，并影响碳的扩散速度，它自身 也在扩散和重新分布，且合金元素的扩散速度比碳慢得多， 所以在热处理时，合金钢的热处理加热温度一般都高些，保 温时间要长些。
5 第四章 金属的凝固与固态相变
晶核形成： 自发形核（均匀形核）； 非自发形核（非均匀形核）。 晶核长大： 平面状长大； 树枝状长大。
9
4.1纯金属的结晶
形核与长大：
10
4.1纯金属的结晶
树枝状长大
11
4.1纯金属的结晶
影响形核和长大的因素：
过冷度 难熔杂质
12
4.1纯金属的结晶
晶粒度：单位体积或单位面积上的晶粒 数目/晶粒尺寸。晶粒 平衡结晶过程：
ＬＬ＋
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1.匀晶相图
杠杆定律：结晶过程中的成分变化和两 相相对量的变化。 两相区中Q/QＬ＝ab/bc
26
1.匀晶相图
原因：固相中原子扩散速 度慢，跟不上结晶速度
晶内偏析（属于微观偏析）
枝晶偏析
消除办法：高温扩散退火
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2.共晶相图
亚共晶合金
44
2.共晶相图
亚共晶合金L L+ (M+N )+ M L
L+
(M+N )+ M 冷却 曲线
45
2.共晶相图
亚共晶合金L L+ (M+N )+ M
( M+ N )
46
2.共晶相图
亚共晶合金L L+ (M+N )+ M 过共晶合金L L+ (M+N )+ N
液相线与固相线之间为 两相区，液相与固相平 衡共存
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4.2.1二元合金相图与凝固（结晶）
相图的分类： 匀晶相图 共晶相图 包晶相图 其它相图
金属凝固理论原理及应用
金属凝固理论原理及应用金属凝固理论是指研究金属在固态凝固过程中的组织形态和相变行为的科学原理。
金属凝固理论的研究可以帮助我们了解金属的凝固机理以及改变金属的性质和应用。
以下将从原理和应用两个方面进行详细阐述。
一、金属凝固理论的原理：1. 凝固过程中的相变行为：在金属凝固过程中，会发生相变行为，从液相变为固相。
主要包括凝固核形成、晶体长大及晶粒形核和生长等过程。
凝固核形成是指凝固过程中由于界面能降低而导致固相形成的过程。
晶体长大是指固相晶体的体积逐渐增大。
晶粒形核和生长是指液相金属晶粒在凝固过程中通过固相组织的转变形成新的晶粒。
2. 凝固速率的影响因素：凝固速率是凝固过程中晶体生长速度的量度。
影响凝固速率的因素包括金属的熔点、凝固液体的过冷度、核活化能、晶体生长速度以及固相晶粒形核密度等。
通过调节这些因素，可以改变金属凝固的速率和组织形态，从而影响金属的性质和应用。
3. 相图和凝固曲线的研究：金属凝固过程中，可以通过相图和凝固曲线来了解金属凝固过程中的相变行为和组织形态演化。
相图可以显示凝固温度、成分和组织形态之间的关系，而凝固曲线可以用来研究凝固速率和金属的晶体生长速度。
二、金属凝固理论的应用：1. 金属材料制备：金属凝固理论可以帮助我们了解金属材料制备过程中的相变行为和组织演化规律。
在铸造和凝固过程中，通过调节凝固速率和组织形态，可以获得不同性能和应用要求的金属材料。
例如，通过改变凝固速率可以获得细晶粒或均匀晶粒分布的材料，从而提高材料的强度和韧性。
2. 改善金属材料性能：金属凝固理论的研究可以帮助我们改善金属材料的性能。
例如，通过合适的添加剂和凝固工艺，可以改善金属材料的耐磨性、耐腐蚀性、高温稳定性等性能。
同时，金属凝固理论也可以指导材料加工过程中的热处理和冷处理，从而进一步提高金属材料的性能。
3. 金属合金设计：金属凝固理论是金属合金设计的重要基础。
通过研究金属合金的凝固机制和相图，可以合理地选择合金元素和调整合金成分，以达到特定的性能和应用要求。
1第一章 固态相变概论
30
ii.非共格晶界形核
31
令： 2 cos
则G*hetero
=
16 3
（3 1
S S
）3
（Gv-）2
界隅形核达到零形核功的最小，最容易形核
32
各类晶界非均匀形核的形核率
I n ( )3i exp( Q ) exp( AiG *homo )
35
小结： 晶体缺陷形核的难易：
最难:均匀形核——空位——位错——层错—— 晶界/相界——自由表面：最易
36
1.2.3 金属固态相变的晶核长大 1.新相长大的机制 相长大过程是界面不断向母相迁移的过程。 涉及或不涉及原子的扩散
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（1）共格/半共格界面的迁移机制
非扩散型（协同）长大机制 非热激活过程 对温度不敏感
即固态相变需要大过冷
ii.固态相变的临界晶核尺寸、临界形核功
新相的比表面能σ和单位体积的弹性应变能ε显著 影响临界晶核。 σ 、ε增大将增加形核困难
25
(2) 均匀形核率
I=n exp( Q ) exp( G *)
kT
kT
n : 单位体积中母相的原子数
: 原子振动频率
Q:原子扩散激活能
α
可以证明，临界晶核半径：
β
r* 2 Go
*
V hetero *
V homo
f ()
2 3cos cos3
2
其中： cos 2
0 f ( ) 1
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非均匀形核更容易进行
大角度晶界是形核的重要位置 新相晶核与母相的界面可以是共格的或非共格的。 i.一侧共格的界面晶核
第1章 金属固态相变基础
41
d. 调幅分解 ：由一种高温固 溶体，冷至某一温度范围， 分解为两种与原固溶体结 构相同，而成分不同的微 区的转变称为调幅分解 α→ α1 + α2 特点 ： (a) 新形成的微区之间无明 显的界面和成分的突变； (b) 通过上坡扩散，最终使 均匀固溶体变为不均匀固 溶体。
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e. 有序化转变： 固溶体中，各组元的相对位置
部（固溶体）原子的扩散，使铸锭（或铸件）晶
内化学成分均匀，组织达到或接近平衡状态，改 善复相合金中第二相的形状和分布，提高合金塑 性，改善加工性能和最终使用性能。
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b. 基于回复、再结晶的退火 金属冷变形后组织处于亚稳状态，内能高、
强度硬度增加、组织发生变化，有时还出现织
构。若加热到一定温度，会发生回复、再结晶， 变形织构也会发生变化，从而在一定程度上消 除了由冷变形造成的亚稳定状态，使金属材料 获得所需组织、结构和性能。这种热处理还包
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在实际应用中，无论哪一种具体的热处理工艺过程都 可归诸于上述某种热处理类型，或上述几种热处理类型 的结合。但必须指出，实际应用的热处理工艺多种多样， 而且迄今为止，我国尚无统一的热处理分类标准，在生 产中有些热处理也不一定按上述类别的名称命名。 各种形式的热处理在生产中不总是单独分开的，往往 在一次热处理过程中，同一种金属材料内部就发生了多 种形式热处理的复杂过程，即在金属材料内部进行着多 种固态转变，因此，在遇到实际问题时，必须从具体情 况出发，进行全面、综合分析。
16
基本热处理的主要类型
a. 均匀化退火（扩散退火） ① 退火 b. 基于回复、再结晶的退火 c. ② 淬火 ③ 时效或回火 基于固态相变退火
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淬火
退火 温 度 时效/回火
【固态相变原理】扩散型相变——合金的脱溶沉淀与时效
为什么回归过程十分迅速？ 原因是淬火铝合金中存在大量空位 。G.P.区的形成受空位扩散所控制 ，大量的空位集中于脱溶区及其附 近，故溶质原子的扩散加速，因而 回归过程迅速。
为什么重新时效速度慢？ 回归处理温度比淬火温度低得多 ，快冷至室温后保留的过剩空位少 得多，因而扩散减慢，时效速度显 著下降。
1）内应变强化 析出相的点阵结构及点阵参数与
基体不同，其周围将产生不均匀畸 变区，即形成不均匀应力场。位错 周围也存在应力场。应力场与位错 交互作用。内应变强化随析出相的 增多而增强。
2）切过析出相颗粒强化 位于位错滑移面上的软相，位错
线可以切过析出相颗粒而强行通过 ，如图所示。
位错线切过析出相示意图
1 脱溶过程和脱溶物的结构 合金经固溶处理并淬火获得亚稳过饱和 固溶体，若在足够高的温度下进行时效 ，最终将沉淀析出平衡脱溶相。但在平 衡相出现之前，根据合金成分不同会出 现若干个亚稳脱溶相或称为过渡相。
A1-4%Cu合金室温平衡组织为α 固溶体和θ相（CuAl2）。该合金经 固溶处理并淬火冷却获得过饱和α 后，加热到130℃进行时效，其脱 溶顺序为：G.P.区→θ″相→θ′相→θ 相，即平衡相（θ）出现之前，有 三个过渡脱溶物相继出现。
其它缺陷如位错、层错、晶界及 亚晶界等也是脱溶相的非均匀形核 的优先部位 。
（2）合金熔点与成分的影响 时效温度相同，合金熔点越低，脱
溶速度就越快。这是因为熔点越低 ，原子间结合力就越弱，原子活动 性就越强。Al合金在200℃以下；马 氏体时效钢在500℃左右。
一般来说，随溶质浓度（固溶体 过饱和度）增加，脱溶过程加快。 溶质原子与溶剂原子性能差别越大 ，脱溶速度就越快。
(100)θ′∥(100)α；[001]θ′∥[001]α
固态相变1-2
1869年，安德鲁斯发现（气-液相变）临界点和临界现象 1873年，范德瓦尔斯(Van der Waals )提出了范德瓦尔斯(非理 想气体)方程 a ( p 2 )( v b ) R T v 1876和1878年，Gibbs分两部分发表了“论复相物质的平衡” Gibbs主要贡献： 引入Gibbs函数和化学势
上述三种变化可以单独出现，也可以两种或三种变化兼而有之。
§2.1 相及相变
图2.1 水的P‐T图
图2.2 铁的P‐T图
§2.1 相及相变
相变的 分析表征技术
§1.3 相变研究发展简况
1900年，荷兰Roozeboom根据相率修订了Austen1899年发 表的Fe-C相图。
图1.8a Roozeboom 修订的Fe‐C相图，1900年
图1.8b 目前接受的Fe‐C相图
为纪念Austen在固溶体和Fe‐C相图的贡献，1900年命名固溶体为奥氏体。
7大晶系和14个布拉维点阵
图1.1 相变及能量变化
图1.2 7大晶系和14个布拉维点阵
第一章 绪论 §1.1 相变研究的意义
固态相变是金属材料热处理的基础。利用相变可改善材料 的显微组织，提高材料的性能，充分发挥材料的潜力。
图1.1 材料研究的四要素
第一章 绪论 §1.1 相变研究的意义
第四章 § 4.1 § 4.2 第五章 第六章 第七章 第八章
珠光体共析转变 珠光体共析转变 相间沉淀 马氏体相变 贝氏体相变 其它相变 近代相变理论简介(自学)
第三章 脱溶沉淀和Spinodal分解
脱溶沉淀 时效硬化合金中的脱溶沉淀 胞状脱溶 Spinodal分解
主要内容
材料相变过程涉及热力学、动力学和晶体学
固态相变原理
内能U：描述系统内部能量的总和； 焓H： H＝U＋pV；系统内能与外界对系统所作的功之和； 熵S：dS dQ可逆系统在可逆过程中所吸收的热量与系统温度之比；
dT
赫姆赫兹自由能F ：F＝U－TS； 吉布斯自由能G： G = H − TS ；讨论相变问题时，G起着热力
0；
(1) 若相变过程放热（如凝聚、结晶），则H 0，要使G 0，
必须T 0，即T0 T，发生相变的条件是过冷；
(2) 若相变过程吸热（如蒸发、熔融），则H 0，要使G 0，
必须T 0，即T0 T，发生相变的条件是过热；
2、均匀成核过程： A、成核-生长相变理论： ①首先系统通过能量或浓度的局域大幅度涨落形成新相的胚芽； ②然后源于母相的组成原子不断扩散至新相表面而使新相的胚
2
T Tc ，所以S
2B
S0
2
2B
T
Tc ；
当T Tc时，S S0，满足熵在相变点Tc连续的条件；
(2) 比热容在的Tc处的变化：
c p
T
S
T
S0
2Tc
2B
具有有限跃迁值；
§3 固态相变动力学 §3.1 新相胚核形成过程
1、相变热力学驱动力：
A、“过冷”、“过热”的亚稳状态： ①从平衡态热力学观点看，当外界条件的变化使系统达到相变
③无公度相存在于TI和TL的温度之间：无公度相在温度降至某 一温度TI时出现，随温度继续降低并达到锁定温度TL时，材 料的晶格平移性又重新出现而进入另一公度相，新相晶胞尺 寸时高温相晶胞边长的整数倍；
B、液晶相变：
①液晶的结构具有介于液体与固体之间的中间相特征；其力学 性质于普通液体类似，具有流动性；其光学性质与晶体类似， 呈各向异性；
固态相变_(考试必备)
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相态的转变，这种转变称之为固态相变。
固态相变的阻力有哪些：金属固态相变时的相变阻力应包括界面能和弹性应变能两项。
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，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。
为什么固态相变中出现过渡相?晶体缺陷对固态相变形核有什么影响？1.当稳定的新相与母相的晶体结构差异较大时，母相往往不直接转变为自由能最低的稳定新相，而是先形成晶体结构或成分与母相比较接近，自由能比母相稍低些的亚稳定的过渡相。
此时，过渡相往往具有界面能较低的共格界面或半共格界面，以降低形核功，使形核容易进行。
2.晶体缺陷是能量起伏、结构起伏和成分起伏最大的区域，在这些区域形核时，原子扩散激活能低，扩散速度快，相变应力容易被松弛。
在固态相变中，从能量的观点来看，均匀形核的形核功最大，空位形核次之，位错形核更次之，晶界非均匀形核的形核功最小。
为什么新相形成的时候，常常呈薄片状或针状？如果新相呈球状，新相与母相之间是否存在位相关系？①金属固态相变时，因新相与母相恶比容不同，可能发生体积变化，但由于受到周围母相的约束，新相不能自由膨胀产生弹性应变能。
而片状或针状的弹性应变能最小，所以新相形成时常常呈片状或针状 ②存在位相关系。
许多情况下，金属固态相变时，新相与母相之间往往存在一定的位相关系，且新相呈球状时与母相的弹性应变能最大，是由新、母相的比容不同或两相界面共格或半共格关系造成的，所以必然存在一定的位相关系。
TTT 曲线的建立：将不同温度下的等温转变开始时间和终了时间以及某些特定的转变量所对应的时间绘制在温度—时间半对数坐标系中，并将不同温度下的转变开始点和转变终了点以及转变50%点分别连接成曲线，则可得到过冷奥氏体等温转变图，即TTT 曲线。
第九章 固态相变(一)
3.晶体缺陷的影响
固态相变时母相中的晶体缺陷对相变有促进作用，这是由 于缺陷处在晶格畸变，该处原子的自由能较高。形核时，原缺 陷能可用于形核，使形核功比均匀形核功降低，故新相易在母 相的晶界、位错、层错、空位等缺陷处形核。此外晶体缺陷对 组元的扩散和新相的生长也有很大影响。实验表明，母相的晶 粒越西，晶内缺陷越多，相变速度也越快。
脱溶分解、共析转变等
连续型相变：若在很大范围内原子发生轻微的重排，相变的 起始状态和最终状态之间存在一系列连续状态，不需形核， 靠连线涨落形成新相，这种相变为连续型相变。
调幅分解
按相变时是否获得符合状态图的平衡组织可将固态相变分 为平衡转变和非平衡转变；
根据相变过程中有无原子的扩散可以将固态相变分为扩散 相变、半扩散相变和非扩散型相变。
变晶核形状和共格性等降低形核阻力，使固态相变得以进行。
当新相和母相为共格界面时，界面能很低，相变阻力主要来
自应变能，为减少应变能，新相晶核应为圆盘状或针状。当
新相和母相为非共格界面时，若比热引起的应变能不大的情
况下，相变阻力主要来自界面能，为减少界面能，新相晶核
应为球形，以降低单位体积的表面积，减少界面能。
n级相变：相变过程中新旧两相自由焓的第（n-1）偏导数相等， 而其n阶偏导数不相等。
2. 按结构变化分类 按发生相变时新相与母相在晶体结构上的差异，可以将相 变分为重构型相变和位移型相变。
重构型相变——伴随化学键的破坏，新键的形成，原子重 新排列，新相和母相在晶体学上没有明确的位向关系。所 需要克服较高的能垒，相变潜热很大，相变进行缓慢。
5. 过渡相
过渡相是指成分和结构，或两者都处于新旧两相之间的 亚稳相。
这种情况通常发生在稳定相的成分与母相相差较远，转 变温度较低，原子扩散慢，稳定相的形核困难。钢中的渗碳 体其实也是铁碳平衡中的一过渡相。