§1－4 固态相变时的形核 1．均匀形核 与液态金属结晶相比，固态相变阻力项增加了一项应变能按经典形核理论，系统自由焓变化为 ΔgvV为体积自由焓差即相变驱动力；σS和EV项为相变阻力可导出固态相变时的临界形核功为 由于存在应变能，将使临界形核功增大固态相变均匀形核时的形核率可以用下式表示式中 N－形核率，n－单位体积母相中的原子数，ν－原子振动频 率，Q－原子扩散激活能，K－Boltzmann常数，T－相变温度 （K） 由于固态下Q值较大，且固态相变形核功也较高，与凝固过程相比，固态相变均匀形核率非常小2．非均匀形核 金属固态相变主要非均匀形核，形核位置往往在母相中的某些晶体缺陷处，其系统自由焓总变化为 与式（1－1）相比，多了一项－ΔGd，晶体缺陷能该项的存在将导致临界形核功的明显降低，从而大大促进形核率提高1）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→相变驱动力，以降低形核功。
晶界可分为界面、界棱、界隅作为形核的优先位置以界隅、界棱、界面排列但在过冷度较大时，形核已无能量障碍，因为晶界面积最大，提供的形核位置最多，所以晶界对形核的贡献最大2）位错 新相在位错线上形核 ①可由位错线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新相形核时位错不消失，而依附于新相界面上构成半共格界面上的位错部分，以补偿错配度，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，从而加速形核过程； ⑤位错可分解形成有两个分位错与其间的层错组成扩展位错，使其层错部分作为新相的核胚而有利于形核3）空位 可通过加速扩散或释放自身能量提供形核驱动力促进形核§1－5 固态相变时的晶核长大 新相晶核的长大实质是新相界面向母相方向的迁移依固态相变类型和晶核界面结构的不同，其长大机理也不同 1、新相长大过程 传质过程：有成分变化的新相长大需满足成分条件——溶质原子的扩散 界面过程：界面附近原子调整位置。
协同性：界面原子有规律调整，相邻关系不变； 非协同性：界面原子无规律调整，相邻关系关系变化 有成分变化——溶质原子扩散； 成分不变——没有溶质原子扩散1）半共格界面的迁移 平界面：位错柏氏矢量b平行于界面，若界面沿法线方向迁移，界面位错必须攀移→界面移动—难以实现的 台阶界面：界面位错分布于各个台阶界面上，位错的滑移运动使台阶发生侧向迁移→界面沿其法向推进—台阶式长大2）非共格界面的迁移 晶核与母相间呈非共格界面时：界面上的原子排列紊乱——无规则的过渡薄层 原子移动的步调不协同，相对位移距离不等，其相邻关系也可能发生变化，随着母相原子不断地向新相中转移，界面便沿其法线向前推进，从而使新相不断长大——非协同型长大 在非共格界面的微观区域中呈现台阶结构时： 台阶平面是原子排列最密的界面，台阶高度相当于一个原子层，通过原子从母相台阶端部向新相台阶上转移，便使新相台阶发生侧向移动，引起界面推进——新相长大 非共格界面的迁移是通过界面扩散进行的——扩散型相变2.新相的长大速度 新相的长大速度决定于界面迁移速度 无扩散型相变，如马氏体转变，由于相界面迁移是通过点阵切变完成的，不需要原子扩散，具有很高的长大速度。
对于扩散型相变，由于界面迁移需借助于原子的短程扩散或长程扩散，故新相的长大速度相对较低对于扩散型相变来说，又分为新相长大时无成分变化和有成分变化两类1）无成分变化的新相长大 设新相为α,母相为β,两相成分相同原子振动频率为ν，ΔGV为两相自由焓差，Q为β相中一个原子越过相界进入到α相所需的激活能，T为相变温度当母相中的原子通过短程扩散越过相界面进入新相中时，导致相界面向母相中迁移——新相逐渐长大长大速度受界面短程扩散所控制β相中振动原子中具有激活能Q的原子概率为 时,则β相中原子能够越界跳向α相的频率为 即在单位时间内将有原子从β相跳到α相同理，α相中的原子也可能跳到β相,,,,,若单层原子厚度为δ，则界面的迁移速度v应为 当过冷度较小时，△GV很小，大大小于KT，此时 在这种情况下，长大速度与驱动力呈正比，新相的长大速度随温度的降低而增大 当过冷度很大时， △GV＞ ＞ KT， 可以忽略不计，此时 即当过冷度很大时，新相增大速度随温度降低呈指数函数减小。
由以上分析可知，无成分变化的新相长大速度随温度降低呈现先增后减规律2）有成分变化的新相长大 当新相与母相的成分不同时，新相的长大——溶质原子的长程扩散来实现：长大速度受扩散所控制 生成新相时的成分有两种情况： 设相界面上处于平衡的新相和母相的成分分别是Cβ 和Cα界面的平衡浓度分别是Cβ 和Cα由于Cα＜C0，故在界面附近的母相α中存在一定的浓度梯度在这一浓度梯度的推动下，将引起溶质原子在母相内扩散，以降低浓度差,结果便破坏了相界上的浓度平衡为了恢复平衡→相界面推移——新相长大 新相的长大速度将由溶质原子的扩散速度所控制设在dt时间内相界面向α相一侧推移dx距离，则新增的β相单位面积界面所需的溶质量为 （Cβ-Cα)dx——这部分溶质是依靠溶质原子在α相中的扩散提供的设溶质原子在α相中的扩散系数为D，并假定其不随位置、时间和浓度而变化又界面附近α相中的浓度梯度为 由Fick第一定律知：扩散通量为D dt，则有 （Cβ-Cα)dx=D dt则新相的长大速度为 这表明新相的长大速度与D和界面附近母相中的 成正比，而与两相在界面上的平衡浓度之差成反比。
在这种情况下新相的长大速度随温度的降低而单调的降低§1－6 固态相变动力学 固态相变的形核率和晶核长大速度都是转变温度的函数，而固态相变的速度又是形核率和晶核长大速度的函数，因此相变的速度必然与温度（或过冷度）密切相关目前还没有一个能精确反映各类固态相变速度与温度之间关系的数学表达式对于扩散型相变，若形核率和长大速度都随时间而变，在一定过冷度下的等温转变动力学可用Johnson-Mehl方程或Avrami方程来描述，但与实际转变动力学都有一定差距 在实际应用中，等温转变曲线－TTT（Temperature-Time-Transformation）图描述Johnson–Mehl–Avrami–Kolmogorov (JMAK) model,It is assumed that nuclei are formed at a rate I and that grains grow into the deformed material at a linear rate. If the grains are spherical, their volume varies as the cube of their diameter, and the fraction of recrystallized material rises rapidly with time.However, the new grains will eventually impinge on each other and the rate ofrecrystallization will then decrease, tending to zero as xr approaches 1.,References 1、刘宗昌等. 金属固体相变教程. 冶金工业出版社,2003 2、谷臣清. 材料工程基础. 机械工业出版社,2004 3、周美玲等. 材料工程基础. 北京工业大学出版社,2002 4、胡光立等. 钢的热处理. 西北工业大学出版社,1993 5、万谷志郎. 钢铁冶炼. 冶金工业出版社,2000 7、黄希祜. 钢铁冶金原理. 冶金工业出版社,2002 8、黄培云. 粉末冶金原理.冶金工业出版社,2004 9、James P.Schaffer等 工程材料科学与设计,机械工业出版社,2003 10、金属学报，钢铁，钢铁研究学报，金属热处理，材料热处理学报，粉末冶金技术等,,第二章 加热转变§2－1 奥氏体的结构、组织与性能 1．A的结构奥氏体是碳溶于γ－Fe所形成的固溶体（图2-1）。
在合金钢中，除碳原子外，溶于γ－Fe中的还有合金元素原子碳位于γ－Fe八面体中心：面心立方点阵晶胞的中心和棱边的中点，使奥氏体正八面体发生等称膨胀，溶入奥氏体中的碳愈多，奥氏体的点阵参数愈大（图2-2）碳在奥氏体中的分布是不均匀的，具有统计性,即存在浓度起伏碳在奥氏体中的最大固溶度为2.11％.,A的组织平衡组织加热刚结束获得的比较细小的颗粒状奥氏体，晶粒边界呈不规则弧形，经过一段时间保温后，晶粒边界将平直化，呈等轴多边形有时奥氏体晶粒内还可能存在孪晶，孪晶面为{111}γ（图2-3）非平衡组织以适当速度加热后先形成针状奥氏体3.A的性能力学性能：强度低、硬度低，塑性高， 热强度↑，故奥氏体钢可作为高温用钢化学性能：单相组织—耐蚀性↑物理性能：线膨胀系数高，奥氏体钢也可被用来制作要求热膨胀灵敏的仪表元件、 导热性差 比容小、顺磁性 顺磁性，故奥氏体钢又可作为无磁性钢1、奥氏体形成的热力学条件, 以共析钢为例 P→A的转变的驱动力为α相、渗碳体相和γ相三相的自由焓差 转变温度与临界点A1之差——过热度。
过热度↑→驱动力↑，转变速度↑即随过热度↑，P向A转变的热力学和动力学条件的充分性增加，对于这种扩散型转变——转变速度增加→单调性 过热度与加热速度有关，加热↑→过热度↑工程上规定以0.125℃/min加热测得的临界点用AC1、AC3表示同理冷却时所发生的转变,因冷却速度的加快而发生滞后现象，规定以0.125℃/min速度冷却发生转变的温度为Ar1、Ar3 2－2 奥氏体的形成,2.奥氏体核的形成 1）形核位置 共析组织: F和渗碳体交界处 （text book p40, next slide） 亚共析钢平衡组织: F和渗碳体交界处、P团界、先共析F和P团的交界处 球状组织和调质组织: F交界处及球状渗碳体和F交界处 即A核优先在晶界或两相交界处形成，与渗碳体形态无关A在F和渗碳体两相界面处形核原因,3.奥氏体核的长大 当稳定的A晶核形成以后，长大过程开始球化体：A的长大首先将包围渗碳体,把渗碳体和F隔开,然后通过/界面向铁素体一侧推移,以及/Fe3C界面向渗碳体一侧推移,使铁素体和渗碳体逐渐消失来实现长大过程共析钢片状珠光体：对于片状P来说，A核的长大是通过渗碳体的溶解、碳原子在A中的扩散以及A两侧的界面向F及渗碳体推移来进行的。