第一章金属固态相变的基本规律

x x0
• 长大速率与原子的扩散系 数、新相 / 母相界面上母 相一侧的浓度梯度成正比， 而与新相与母相间的浓度 差成反比。 • 温度下降，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。
晶界控制型长大
界面迁移速率
Q GV v exp( )[1 exp( )] kT kT
若两相邻晶体在相界面处的晶面间距相差较大则在相界面上不可能做到完全的一对应于是在界面上将产生一些位错以降低界面的弹性应变能这时界面上两相原子部分地保持匹配这样的界面称为半共格界面或部分共格界面
第一章
金属固态相变概论
第一节 固态相变的主要类型 一、 平衡转变 1. 同素异晶转变 纯金属在一定的温度和压力下，由一种结 构转变为另一种结构的现象称为同素异晶 转变。 若在固溶体中发生这种结构的转变，则称 为多形性转变。 F A
马氏体与奥氏体的晶体学关系： {011}α’ // {111}γ <111> α’ // <011> γ
3.第二相的形状 与应变能的关系
比容差应变能-----新相形成时体积变化受到母相约束而产生的弹性应变能 比重 比容
完全共格相界的应变能
• 当沉淀相的切变模量 μ 较小时，球状沉淀相的应 变能最大，柱状次之，片状最小，若只考虑应变 能，则新相倾向于呈片状析出； • 当沉淀相的切变模量 μ 较大时，片状沉淀相的应 变能最大，柱状次之，球状最小，若只考虑应变 能，则新相倾向于呈球状析出。
1.等温相变动力学
• Johnson-Mehl方程
3 3 N ln(1 f ) (4 / 3)G (t ) d t
3 4 f 1 exp( G Nt )
3
0

• GP区的尺寸很小，在光学显微镜下分辨不到， 在电镜下观察到的GP区形貌如图所示。 • GP区的尺寸与合金的成分、时效温度和时效持 续的时间有关，在室温下时效，铝铜合金的GP 区直径约为5nm，100℃时约为20nm，而在 150℃时效时约为60nm；厚度只有一个原子间 距大小，约为O.4nm。 • 从图中还可以看出， GP区的分布均匀，密度 很大，约为1*1018个/cm3。
Al—Cu合金的淬火时效
• 对Al—Cu4％合金，当加热到550℃时，所有的铜 原子都溶入α固溶体中，然后快速冷却下来，得 到过饱和的α固溶体。
•在室温下长时放置(叫自 然时效)或者在130-150℃ 加热保温一段时间(叫人 工时效)，则会发生相变 (脱溶析出亚稳相)，能使 铝合金达到最大的强化。
过饱和固溶体分解的动力学分析
• 铝铜合金过饱和固溶体等温脱溶分解动力学曲线 (C曲线)。
• 图中仅给出了某一阶段脱溶开始曲线 • 由图可以看出，无论GP区、过渡相或平衡相，都 要经过一定的孕育期后才能形成。GP区所需的孕 育期最短，说明GP区的生核是非常快的。
由图还可以看出： 1)当时效温度T<T3时，很快即有GP区和少量θ''析出, 随着时间的延长，GP区溶解，析出θ''相及θ'相。 2)当T3<T<T2，先析出θ''相少量θ' ，随着时间延长， θ''相溶解，θ'相析出。 3)当T2<T<T1时，先析出θ'相少量θ ，随着时间延长， θ'相转变为θ相。 4)当T1<T<T0时，只有θ相析出。 由此可以看出： 时效温度高，脱溶过程的阶段少； 固溶体过饱和度小，脱溶过程的阶段也少（？）

金属固态相变原理
金属固态相变原理是指金属在一定条件下从一种晶体结构转变为另一种晶体结构的现象。

金属固态相变是金属材料性质变化的根本原因，对于金属材料的微结构和力学性能具有重要影响。

金属固态相变通常发生在固态下的高温和高压条件下。

当金属的温度或压力发生变化，原子间的相互作用力也会发生变化，从而引起晶体结构的转变。

金属固态相变的过程中，原子重新排列形成新的晶体结构，相应地，金属材料的物理性质和力学性能也会发生改变。

金属固态相变的原理是基于金属的晶体结构和原子间的排列方式。

金属材料的晶体结构可以分为多种不同的形态，包括体心立方结构、面心立方结构、六方最密堆积结构等。

不同的晶体结构具有不同的密堆积方式和原子排列方式，决定了金属材料的力学性能和物理性质。

金属固态相变的原理还涉及到金属的晶格畸变和原子扩散。

晶格畸变是指金属晶体结构在相变过程中的形变和畸变现象，它可以影响金属材料的晶体结构稳定性和力学性能。

原子扩散是指金属内部原子的迁移和重新排列的过程，是金属固态相变发生的基础。

总之，金属固态相变原理是基于金属材料的晶体结构和原子间的相互作用力，通过改变材料的温度、压力和其他外界条件，使金属发生晶体结构的转变，进而影响金属材料的物理性质和
力学性能。

这一原理对于金属材料的研究和应用具有重要的意义。

界面弹性应变能降低。在这种界面上两相原子变为部分地保持匹
配，故称为半（或部分）共格界面。
（b）伸缩型半共格
来不及析出，待冷到室温时
便得到一过饱和固溶体a´。
如在室温或低于MN线的温度
下，溶质原于尚具有一定扩
散能力，则在上述温度停留
α
期间过饱和固溶体便会自发地发生分解，从中逐渐析出
γ
新相。 ——不平衡脱熔沉淀或时效
综上所述，尽管金属固态相变的类型很多，但就相变过程 的实质来说，其变化不外乎以下三个方面：
（三）共析转变 合金在冷却时由一个固相同时分解为两个不同的固相的转变
称为共析转变。如钢中的共析转变 γ → a + Fe3C
（四）调幅(增幅)转变 某些合金在高温下为均匀的单一固溶体，待冷却至某一温度范围 时，将分解成为两种与原固溶体的结构相同，而成分明显不同的 微区的转变称为调幅（或增幅）分解。反应式：γ → a + β
（一）共格界面 当界面上的原子所占位置恰好是两相点阵的共有位置 时，两相在界面上的原子可以一对一地相互匹配，这种 界面叫做共格界面。
（二）半共格界共格面晶面上弹性应变能的大小取决于相邻
两相界面上原子间距的相对差值δ,该相对
界面上弹性应变能的大小取决差于值即两为相错界配面度。上b原ram子fi间tt通距过的试相验得对出差，
值，即错配度
δ
= aβ − aα aβ
在非均质形核时，δ<6%的形核最有效，
。显然δ，=6δ-12愈%大的形，核弹中性等应有变效，能δ便≥愈12大%。的形
核无效。而且取向的三组晶向之间的夹角
当δ增大到一定程度时，便难以不继应该续为维钝持角完。全共格，这样就会在
界而上产生一些刃型位措，以补偿原子间距差别过大的影响，使

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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。
19
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
31
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。
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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

动力 阻力 当温度低于转变温度， △gv为负值。 只有|V △gv |> Aσ ＋εV △ G<０
形核可能
• 临届晶胚尺寸：r*=2 σ/ (△gv—ε) 形核功： △ G*=16π σ 3/3 (△gv—ε)2 2.非均匀形核 △ G=V △gv+Aσ ＋εV —△gd
动力 阻力
3.晶体缺陷对形核的作用： １）空位
第一章 金属固态相变特征
basic features of metallic solid-state phase transformation
§1 固态相变的特点
• 驱动力：新相与母相的自由能差 • 阻力:界面能和应变能 • 基本过程：成核（nucleation） • 长大(growing)
一、相界面（phase interface ）
四、应变能
• 1.盘状最小，其次是针状，球形最大。 • ２.主导作用：具体分析。
五、晶体缺陷的影响
• 缺陷的促进作用。
• 思考：晶体中常见的缺陷有哪些？
六、原子的扩散 七、过渡相的形成
§２ 固态相变的形核
• 成核主要在母相的晶界、层错、位错等 晶体缺陷处形成。是非均匀形核。 一、均匀形核 １.形核功： △ G=V △gv+Aσ ＋εV
• 1.弹性应变能:随错配度变化 • 2.错配度:δ= Δa/a
δ<0.05 δ=0.05-0.25 δ >0.25
完全共格 半共格 非共格
一、相界面（phase interface ）
金属界面结构示意图---非共格界面
金属界面结构示意图---半共格界面
半共格界面
金属界面结构示意图---共格界面
• 二、新相长大速度：界、新相形成的转变速度与过冷度的关 系

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如果相平衡时，两相自由能对温度和压强的一阶偏导数相等， 但二阶偏导数不相等，称为二级相变。
⎛ ∂G ⎞ ⎛ ∂G1 ⎞ ⎜ ⎟ =⎜ 2 ⎟ ⎝ ∂T ⎠ P ⎝ ∂T ⎠ P
⎛ ∂G1 ⎞ ⎛ ∂G 2 ⎞ = ⎟ ⎜ ⎟ ⎜ ∂ ∂ P P ⎠T ⎝ ⎠T ⎝
⎞ ⎟ ⎟ ⎠T
⎛ ∂ 2 G2 ⎛ ∂ 2 G1 ⎞ ⎜ 2 ⎜ ⎟ ≠⎜ ⎜ ∂T 2 ⎟ ⎠ P ⎝ ∂T ⎝
性能
工艺
结构
相变
成分
掌握固态相变规律，采取措施，控制固态相变过程以获得预 期的组织和结构，从而获得预期的性能，最大限度地发挥现 有金属材料的潜力，并可以根据性能要求开发新型材料。
常用措施
热处理 －加热：温度、速度，保温时间 －冷却：速度 固态相变亦称热处理原理（工艺） 原理：解决有哪些相变，相变条件，机理及特征 工艺：解决如何实现这些相变从而达到预期的性能
1.2.1 相变驱动力
固态相变的驱动力来源于新相与母相的体积自由能的差ΔGV， 如图所示。在高温下母相能量低，新相能量高，母相为稳定相。 随温度的降低，母相自由能升高的速度比新相快。达到某一个 临界温度Tc，母相与新相之间自由能相等，称为相平衡温度。 低于Tc温度，母相与新相自由能之间的关系发生了变化，母相 能量高，新相能量低，新相为稳定相，所以要发生母相到新相 的转变。
位向关系：
新旧相某些低指数晶面（晶向)相互平行。 K-S关系： 如钢中发生奥氏体（γ）向马氏体（α）的转变时，奥 氏体的密排面｛111｝γ 与马氏体的密排面｛110｝α 平行，马氏体的密排向﹤111﹥α 与奥氏体的密排方 向﹤110﹥ γ平行。 记为：｛110｝α ||｛111｝γ，﹤111﹥ α ||﹤110﹥ γ

位错可以通过多种形式促进形核： （1）新相在位错线上形核，可借形核处位错消失时所释放出来的能量作 为相变驱动力，以降低形核功； （2）新相形核时位错并不消失，而是依附于新相界面上构成半共格界面 上的位错部分，以补偿错配，从而降低应变能，使形核功降低； （3）溶质原子在位错线上偏聚，使溶质含量增高，便于满足新相形成时 所需的成分条件，使新相晶核易于形成。 （4）位错线可作为扩散的短路通道，降低扩散激活能，加速形核过程； （5）位错可以分解形成由两个分位错与其间的层错组成的扩散位错，使 其层错部分作为新相的核胚而有利于形核。
两种观点
母相不断地以非协同方式向新相中转移，界面便沿其法向推进，从而 使新相逐渐长大；
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 母相台阶端部想新相台阶上转移，便使新相台阶发生侧向移动，从而 引起界面推进，使新相长大。
✓目前，还没有一个能够精确反映 各类固态相变速度与温度之间关 系式的数学表达式。在实际工作 中，通常采用一些物理方法测出 在不同温度下从转变开始到转变 不同量，以至转变终了时所需的 时间，做出“温度—时间—转变量 ”曲线，即等温转变曲线（TTT曲 线）。
新相几何形状对比容差应变能的影响
1、共格界面
界面上的原子同时位于两相的结点上，即两相界 面上的原子排列匹配，界面上的原子为两相所共 有。
只有对称孪晶界才是理想的 共格界面。
两相点阵总是有一定差别， 或者是点阵结构不同，或者 点阵参数不同，因此两相界 面要完全共格，在界面附近 就必须产生弹性应变。
弹性应变能的大小取决于两相界面上原子间距的相对差值 ，即错配度：
3、晶界
大角晶界具有高的界面能，在晶界形核时可使界面能释放出来作为相 变驱动力，以降低形核功。因此，晶界是固态相变时形核的重要基地 。

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：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：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。

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：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：①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；②新相和母相得成分往往不同；③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。

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：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面上出现浮突现象；②相变不需要通过扩散，新相和母相的化学成分相同；③新相和母相之间存在一定的晶体学位向关系；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。

共格界面：若两相晶体结构相同、点阵常数相等、或者两相晶体结构和点阵常数虽有差异，单存在一组特定的晶体学平面使两相原子之间产生完全匹配。

此时，界面上原子所占位置恰好是两相点阵的共有位置，界面上原子为两相所共有，这种界面称为共格界面。

当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；而以切应变来维持时，成为第二类共格。

半共格界面：半共格界面的特点：在界面上除了位错核心部分以外，其他地方几乎完全匹配。

在位错核心部分的结构是严重扭曲的，并且点阵面是不连续的。

第四节 固态相变动力学
3、过冷奥氏体连续冷却转变图
TTT 曲线可以直接用来指导等温热处理工艺的制订。但是实际热处理常常 是在连续冷却条件下进行的，此时过冷奥氏体的转变规律与TTT曲线差别很大。 连续冷却时，过冷奥氏体是在一个温度范围内进行转变的，几种转变往往相互 重叠，得到不均匀的混合组织。过冷奥氏体的连续冷却转变图－CCT曲线
第四节 固态相变动力学
第四节 固态相变动力学
将上图 a中的实验数据改绘成时间（Time）-温度（Temperature）-转变量 （Transformation）的关系曲线，则如上图 b 所示，得到一般常用的“等温转 变曲线”，亦称“TTT 曲线”或称等温转变图、TTT 图） 由于该图中的曲线常 呈“C”字 形，所以又称为“C 曲线”。这是扩散型相变典型的等温转变曲线。 由曲线可清楚地看出： ① 某相过冷到临界点以下某一温度保温时，相变何时开始？何时转变量达 50％？何时转变终止？ ② 相变速率最初是随温度下降而逐渐增大，达到一最大值后又逐渐减小。
第四节 固态相变动力学
第二种类型C曲线 第三种类型C曲线
第四节 固态相变动力学
第四种类型：只有贝氏体转变的 C曲线。 在含 Mn、Cr、Ni、W、Mo量高的低碳钢中， 扩散型的珠光体转变受到极大 阻碍，因而只出现贝氏体转变的 C曲线 。 第五种类型：只有珠光体转变的 C曲线。常出现于中碳高铬钢中。 第六种类型：在 MS点以上整个温度区间内不出现 C曲线。这类钢通常为奥氏体 钢，高温下稳定的奥氏体组织能全部过冷至室温。
第四节 固态相变动力学
合金元素对过冷奥氏体等温转变图的影响
第四节 固态相变动力学
（3）原始组织、加热温度和保温时间的影响 工业用钢在相同加热条件下，原始组织越细小，所得到的奥氏体成分越均 匀，冷却时新相形核及长大过程中所需的扩散时间越长，TTT曲线因此右移，并 且 Ms点下降。当原始组织相同时，提高奥氏体化温度、延长奥氏体化时间，将 促使碳化物溶解、奥氏体成分均匀和奥氏体晶粒长大，导致 TTT曲线右移。 （4）奥氏体塑性变形的影响 奥氏体的塑性变形会显著影响珠光体转变动力学。一般来说，形变量越大， 珠光体转变孕育期就越短，即加速珠光体转变。 形变加速珠光体转变的原因可分为三种情况： ① 相变前形变奥氏体处于 完全再结晶状态时，其原因是再结晶细化了奥氏体晶粒；②相变前形变奥氏体 处于加工硬化状态时，其原因是形变促进了晶界与晶内（如滑移带、孪晶）形 核；③相变前形变奥氏体中析出大量细小的形变诱发碳化物时，其原因是形变 诱发碳化物促进了珠光体的晶内形核。

七、过渡相的形成
固态相变过程初期，新相尺寸较小，界面能较大，往往先形成与母相共格、界面能 较低的过渡相。过渡相是亚稳相，自由能高于平衡相，所以转变后期会发展为平衡相。
第1章 金属固态相变特征
1.2 固态相变的形核
一、均匀形核 形核时体系自由能变化(△G )为： △G = V· v + Sζ + εV △g 其中：△G为体系自由能变化； V为新相体积； △gv为新相和母相 单位体积自由能差（为负值）； S为新相表面积；ζ 为单位面 积界面能； ε为单位体积应变能。 假设晶核为球形，半径为r，所以△G是r的函数。形核初期，随r 的增大， △G先增大，达到极大值后开始下降。只有依靠外界能量使 晶核长大到△G达到极大值时，晶核才能继续长大。这时的晶核半径 为临界核胚半径r*。 r* = (-2ζ) / (△gv +ε) 临界形核功(△G* )为： △G* = (16πζ 3) / 3(△gv + ε)2
第1章 金属固态相变特征
1.1 固态相变的特点
二、位向关系
HREM image of the SiC-Al interface in the SiCw/Al composite
Atom matching model of the SiCAl interface in the SiCw/Al composite
第1章 金属固态相变特征
1.3 固态相变的晶核长大
一、晶核长大机制 3 扩散型相变与非扩散型相变 扩散型相变与非扩散型相变的特点
扩散型相变 外形变化 成分变化 位向关系 长大速度 无外形变化 新相与母相成分不同，有成 分变化 新相与母相之间的晶体学位 向关系可有可无 长大速度取决于原子扩散速 度 非扩散型相变 外形有变化，产生表面浮凸 新相与母相成分相同，无成分 变化 新相与母相之间有一定的晶体 学位向关系

第四章马氏体相变
4.4马氏体相变动力学
a
4.4.1降温 瞬时形核、 瞬时长大
b
4.4.2等温 形核、瞬
时长大
c
4.4.3自触 发形核、 瞬时长大
d
4.4.4表面 马氏体相
变
第四章马氏 体相变
4.5钢中马氏体的晶体结 构
a
4.5.1马氏体点阵常 数和碳含量的关系
4.5.2马氏体的点 阵结构及其畸变
5.1贝氏体相变的基本特征和组织 形态
1
5.1.1贝氏体相变的基本特征
2
5.1.2钢中贝氏体的组织形态
第五章贝氏体相变
5.2贝氏体相变机制
01
5.2.1恩金 贝氏体相变
假说
02
5.2.2柯俊 贝氏体相变
假说
03
5.2.3贝氏 体的形成过
程
第五章贝氏体相变
5.3贝氏体相变动力学及其影响因素
0 1 5.3.1贝氏体等温相变动力学 0 2 5.3.2贝氏体相变时碳的扩散 0 3 5.3.3影响贝氏体相变动力学的因素
1.3.1金属固态相变的速率 1.3.2钢中过冷奥氏体转变动 力学
one
02
第二章钢中奥氏体的形成
第二章钢 中奥氏体 的形成
2.1奥氏体的组织特征 2.2奥氏体的形成机制 2.3奥氏体形成动力学 2.4奥氏体晶粒长大及其控制
第二章钢中奥氏体的形成
2.1奥氏体的组织特征
2.1.1奥氏体形成的 温度范围
2.1.2奥氏体的组织 和结构
2.1.3奥氏体的性能
第二章钢中奥氏体的形成
2.2奥氏体的形成机制
2.2.1奥氏 体形核
1
2.2.2奥氏 体晶核长大

金属固态相变知识点总结一、金属固态相变概述金属的固态相变是指金属在固态下由于温度、压力等外部条件的变化而发生的结构变化。

金属的固态相变具有一定的规律性，可以通过实验和理论研究来预测和解释金属相变过程中的行为。

金属固态相变对于金属材料的性能和应用具有重要的影响，因此对金属固态相变进行深入的研究具有重要的意义。

二、金属固态相变类型1. 多种金属的固态相变类型金属的固态相变包括晶格变化、相变温度、相变形式等不同的类型，主要有以下几种类型：(1) α-β型固溶体相变α-β型固溶体相变是金属合金中比较常见的相变类型，指的是在金属合金中存在两种不同的固溶体相，分别为α相和β相。

这种相变类型在许多重要的金属合金中都有出现，如Fe-C合金、Ni-Cr合金等。

(2) 费氏体相变费氏体相变是一种典型的金属固态相变类型，指的是金属在一定温度下发生由奥氏体相向费氏体相转变的过程。

这种相变类型在一些铁素体不锈钢中尤为常见。

(3) 莫尔铂相变莫尔铂相变是一种金属固态相变类型，指的是金属在相变过程中由六方最密堆积（HCP）结构向立方最密堆积（FCC）结构的转变。

这种相变类型在一些贵金属合金中具有重要作用。

2. 典型金属的固态相变不同的金属在固态下的相变类型也有所不同，下面以常见的几种金属为例进行介绍：(1) 铁素体不锈钢的固态相变铁素体不锈钢是一种重要的金属材料，其固态相变主要包括奥氏体到费氏体的相变，以及费氏体到马氏体的相变。

这些相变在不锈钢的应用性能中具有重要的影响。

(2) 铝合金的固态相变铝合金是一种广泛应用的金属材料，其固态相变主要包括固溶体相变和析出相变。

这些相变对于铝合金的强度和耐腐蚀性能具有重要的影响。

(3) 镍基高温合金的固态相变镍基高温合金是一种用途广泛的高温合金，其固态相变主要包括γ'-γ''转变、析出相变等。

这些相变对于高温合金的高温强度和高温抗氧化性能具有重要的影响。

三、金属固态相变的影响因素金属的固态相变受到多种因素的影响，主要包括温度、压力、合金元素、晶体结构等因素。

金属固态相变原理金属固态相变是指金属在温度、压力等条件下发生晶体结构和性质的变化。

金属固态相变原理是金属材料学中的重要内容，对于理解金属材料的性能和应用具有重要意义。

首先，我们来看一下金属固态相变的分类。

金属固态相变可以分为两类，一类是在固态下发生的晶体结构的变化，另一类是在固态下发生的晶体结构和相的变化。

晶体结构的变化包括晶格参数、晶胞体积和晶体形态的变化，而晶体结构和相的变化则包括晶体结构和晶体相的变化。

其次，金属固态相变的原理在于金属原子在不同温度、压力等条件下的排列方式发生变化。

金属原子在晶体中的排列方式决定了金属的性能和行为。

当金属原子的排列方式发生变化时，金属的性能和行为也会发生相应的变化。

因此，了解金属固态相变的原理对于控制金属材料的性能具有重要意义。

金属固态相变的原理还涉及到热力学和动力学的知识。

热力学是研究热平衡状态和热平衡过程的科学，而动力学是研究物体运动规律的科学。

金属固态相变的原理可以通过热力学和动力学的知识来解释和理解。

热力学可以揭示金属固态相变的原因和条件，而动力学可以揭示金属固态相变的过程和速率。

金属固态相变的原理对于金属材料的加工、热处理和应用具有重要意义。

通过控制金属固态相变的条件和过程，可以改变金属材料的结构和性能，从而实现对金属材料的调控和优化。

金属固态相变的原理也为金属材料的设计和制备提供了重要的理论基础。

总之，金属固态相变原理是金属材料学中的重要内容，对于理解金属材料的性能和应用具有重要意义。

通过深入研究金属固态相变的原理，可以更好地掌握金属材料的性能调控和应用技术，从而推动金属材料领域的发展和进步。