第六章 扩散与固态相变 第一节 扩散 概述 菲克定律 代位扩散 扩散中的热力学 扩散的微观机制 影响扩散系数的因素 反应扩散

概述 扩散现象：大家已经在气体和液体中知道，例如在房间的某处打开一瓶香水，慢慢在其他地方可以闻到香味，在清水中滴入一滴墨水，在静止的状态下可以看到他慢慢的扩散。 扩散：由构成物质的微粒(离子、原子、分子)的热运动而产生的物质迁移现象称为扩散。扩散的宏观表现是物质的定向输送。

说明 在固体材料中也存在扩散，并且它是固体中物质传输的唯一方式。因为固体不能象气体或液体那样通过流动来进行物质传输。即使在纯金属中也同样发生扩散，用参入放射性同位素可以证明。扩散在材料的生产和使用中的物理过程有密切关系，例如：凝固、偏析、均匀化退火、冷变形后的回复和再结晶、固态相变、化学热处理、烧结、氧化、蠕变等等。

1-1 菲克定律 菲克第一定律 菲克第二定律 扩散方程的误差函数解 扩散方程的误差函数解应用举例

菲克第一定律 菲克(A.Fick)在1855年总结出的，数学表达式为： J为单位时间通过垂直于扩散方向的单位面积的扩散物质的通量，单位是 为溶质原子的浓度梯度； 负号表示物质总是从浓度高处向浓度低的方向迁移；比例常数D称为扩散系数，单位为

菲克第二定律 引言 菲克第一定律适用于稳态扩散，即在扩散的过程中各处的浓度不因为扩散过程的发生而随时间的变化而改变，也就是 dc/dt = 0。当物质分布浓度随时间变化时，由于不同时间在不同位置的浓度不相同，浓度是时间和位置的函数C(x,t)，扩散发生时不同位置的浓度梯度也不一样，扩散物质的通量也不一样。在某一dt的时间段，扩散通量是位置和时间的函数j(x,t)。

菲克第二定律 引出 如图所示设为单位面积A上取dx的单元体，体积为Adx，在dt的时间内通过截面1流入的物质量为 而通过截面2流出的物质量 菲克第二定律 引出 如图所示设为单位面积A上取dx的单元体，体积为Adx，在dt的时间内通过截面1流入的物质量为 而通过截面2流出的物质量 在dt时间内，单元体中的积有量为：

菲克第二定律 微分方程 在dt时间内单元体的浓度变化量 则需要的溶质量为

菲克第二定律 微分方程标准型 在一维状态下非稳态扩散的微分方程，即为菲克第二定律的数学表达式，又称为扩散第二方程。若扩散系数D为常数，方程可写成： 三维情况，设在不同的方向扩散系数为相等的常数，则扩散第二方程为：

半无限长棒中的扩散模型 实际意义：低碳钢的渗碳处理，材料的原始含碳量为C0，热处理时外界条件保证其表面的碳含量始终维持在CP(碳势)，经过一段时间后，求材料的表面附近碳含量的情况。

扩散方程的误差函数解

扩散方程的误差函数解

扩散方程的误差函数解

半无限长棒扩散方程的误差函数解 解为： 定义函数： 高斯误差函数 一维半无限长棒中扩散方程误差函数解：

高斯误差函数

无限长棒中的扩散模型 实际意义：将溶质含量不同的两种材料焊接在一起，因为浓度不同，在焊接处扩散进行后，溶质浓度随时间的会发生相应的变化。

无限长棒扩散方程的误差函数解 解为： 利用高斯误差函数 一维无限长棒中扩散方程误差函数解：

扩散方程的误差函数解应用例一 例一：有一20钢齿轮气体渗碳，炉温为927℃，炉气氛使工件表面含碳量维持在0.9％C,这时碳在铁中的扩散系数为D＝1.28x10－11m2s-1,试计算为使距表面0.5mm处含碳量达到0.4%C所需要的时间? 解：可以用半无限长棒的扩散来解 ：

扩散方程的误差函数解应用例二 例二：上例中处理条件不变，把碳含量达到0.4％C处到表面的距离作为渗层深度，推出渗层深度与处理时间之间的关系，层深达到1.0mm则需多少时间? 解：因为处理条件不变 在温度相同时，扩散系数也相同，因此渗层深度与 处理时间之间的关系： 因为x2/x1= 2，所以t2/t1= 4，这时的时间为 34268s = 9.52hr

1-2 代位扩散 基本现象 柯肯达尔(Kirkendall)效应 代位扩散的方程（达肯Darken方程）

代位扩散基本现象 如果将一块钢和一块纯铁焊接在一起，由于两种材料的碳含量不相同，碳原子将从钢中向纯铁中不断扩散，碳是溶解在铁晶格的间隙中形成的间隙固溶体，这种迁移不会引起原来钢或纯铁基体中晶格数量和位置的变化，这属于一种间隙扩散类型。 如果将一块铜和一块锌焊接在一起，这两种材料的成分不同，铜要向锌中扩散，铜进入锌的晶格存在于晶格节点，形成的是置换固溶体，锌也要向铜中扩散，也存在于铜晶格节点，形成的是置换固溶体。这种扩散方式称为代位扩散。

代位扩散基本现象 这种扩散与间隙扩散不相同的是，一方面一种原子进入另一种原子的晶格要另一种原子扩散运动离开才能达到节点位置； 另一方面，在晶体中两种原子的大小、性质不相同，扩散迁移的速度也不一样，一种原子离开的个数与另一种原子进入的个数不相等时就会形成新的晶格(或部分晶格消失)，因此代位扩散过程中会引起某种材料晶格数量的变化。

柯肯达尔(Kirkendall)效应 为了证实在代位扩散过程中存在晶格数量的变化，Kirkendall在1947做过如下实验，在Cu－30%Zn的合金两边焊上纯铜，并在焊缝处加入一些细的Mo丝作标记，如图所示。 先测定标记之间的距离，放置在785℃下保温(为加快扩散速度)。经过一天(24hr)后再测量，发现标记之间的距离缩短了0.0015cm；经过56天后，标记之间的距离缩短了0.0124cm。 在含有浓度梯度的置换固溶体中，埋入一个惰性标记，由于两组元扩散能力不相等，经过扩散后会引起标记的移动。这个现象以后就成为柯肯达尔(Kirkendall)效应。

代位扩散的方程（Darken方程） 描述置换固溶体中的扩散方程由Darken提出。 标记移动的速度 式中的Ｄ1、Ｄ2为组元的自扩散系数（自扩散系 数又称禀性扩散系数 N1、N2为组元的摩尔浓度(原子百分比)

代位扩散的方程（Darken方程） 扩散方程：

1-3 扩散中的热力学 菲克定律的局限性 驱动扩散的真实动力是自由能 扩散系数与化学位的关系

菲克定律的局限性 分析菲克定律，结论是扩散中物质的流动是从浓度高处流向浓度低处，如果浓度梯度消失(dC/dx=0)，各处的浓度相等，就不应该再出现物质的传输，在一般的情况下可以解释许多现象。在固体材料中，还有些现象与此相矛盾，物质的迁移(扩散)会出现从低浓度向高浓度处聚集，例如过饱和固溶体的脱溶，从中析出第二相，此外固体电解质中的带电离子在电场或磁场的作用下，发生的扩散迁移也不一定是从高浓度处流向低浓度处，这种反向的扩散称为“上坡扩散”。 为了解释上坡扩散的现象，正确分析扩散规律，必需用热力学来讨论扩散过程的实质，因为扩散的自发进行方向也必然是系统吉布斯自由能下降。

驱动扩散的真实动力是自由能 称为扩散的驱动力，负号表示推动物质流向化学位较低处 化学位的定义，某溶质i的化学位为 平衡条件是各处的化学位相等。如果存在一化学位梯度，表明物质迁移 dx 距离，系统的能量将变化了。好象有一作用力推动它移动一样，设这个力为 F，所作的功为 Fdx 作为化学位的变化 。 称为扩散的驱动力，负号表示推动物质流向化学位较低处 代替 Fick 第一定律的真实法则为：

扩散系数与化学位的关系 菲克定律的表达式是正确的，用它分析可以把问题简化。 应用那种模式要具体分析。 如果某组元的浓度提高反而可降低化学位(降低其吉布斯自由能)，则组元会进行上坡扩散。组元的集中降低吉布斯自由能的原因和原子之间的键结合能来决定。所以在分析扩散过程时，应该从化学位来分析，不能单从浓度梯度来分析。 当然在很多情况下，当 菲克定律的表达式是正确的，用它分析可以把问题简化。 应用那种模式要具体分析。

1-4 扩散的微观机制 原子热运动和扩散系数的关系 间隙扩散机制 空位扩散机制

原子热运动和扩散系数的关系 图示出晶体中两个相邻的晶面1、2，面间距为α，截面的大小为单位面积。假定在1、2面上的溶质原子数(面密度)分别为 n1和 n2.。每个原子的跃迁频率Γ是相同的，跃迁方向是随机的，从晶面1到晶面2(或者相反)的几率都是P。如果n1 > n2，在单位时间从晶面1到晶面2的净流量为

原子热运动和扩散系数的关系 从微观分析表明，扩散系数与扩散方向相邻晶面的面间距α、原子的跃迁频率Γ、跃迁几率P的关系。下面对不同的机制进行具体分析。

间隙扩散机制 扩散机制：溶质原子存在晶格的间隙中，如Fe中的C、N、H等元素，扩散过程是间隙原子从所处在的间隙，挤过晶格原子的空隙，到达相邻的另一个间隙。 溶质原子从一个间隙到另一个间隙的过程，在间隙中的平衡位置的能量为G1，从晶格原子中挤过去，最高能量达到G2，存在能垒ΔG=G2-G1，根据统计物理分析可知，超出平均能量ΔG的原子几率为

间隙扩散机制（2） 在面心立方(fcc)中延[100]方向间隙扩散： 其中A为常数，Z相邻的间隙数，ν振动频率。

间隙扩散中的几率P

间隙扩散机制（3） D0为与晶格结构和扩散方向有关的常数，ΔG为一个原子的扩散激活能，工程中也常用Q表示1mol的激活能。 扩散系数为 ： D0为与晶格结构和扩散方向有关的常数，ΔG为一个原子的扩散激活能，工程中也常用Q表示1mol的激活能。 扩散系数与温度之间的关系

空位扩散机制 扩散机制：在置换固溶体中，由于晶格中存在空位，空位周围的原子(包括溶剂和溶质原子)由热运动可能进入空位，即原子利用空位最后达到迁移，当存在浓度梯度(化学位梯度)时，溶质原子 就会发生定向的扩散迁移，这是置换原子扩散的主要方式。 扩散进行有两个要求条件，一是有空位存在，二是空位周围的原子从原来的平衡位置进入空位也要一定的激活能。

空位扩散机制（2） 晶体中空位的浓度 ： 扩散系数为 ： 扩散系数与温度之间的关系 统称为置换扩散的激活能

1-5 影响扩散系数的因素 温度 扩散过程引起的物质流量除了与浓度梯度(和化学位梯度)有关外，另一个重要的因素就是扩散系数。 1-5 影响扩散系数的因素 扩散过程引起的物质流量除了与浓度梯度(和化学位梯度)有关外，另一个重要的因素就是扩散系数。 温度 无论是间隙机制，还是空位机制，都遵循热激活规律，温度提高，能超过能垒的几率越大，同时晶体的平衡空位浓度也越高，这些都是提高扩散系数的原因。扩散系数与温度T 成指数关系，在以下因素中这个影响最为明显。

影响扩散系数的因素 材料的成分 原子之间的结合键力越强，通常对应材料的熔点也越高，激活能较大，扩散系数较小。材料的成分不同，即组成材料的元素和比例不同，不同原子之间结合键能不一样，成分的变化也影响不同类型结合键的相对数量，所以材料的成分变化带来的影响有： 1．结合键能不同，影响到激活能不同而影响扩散系数； 2．结合键能的不同，一种元素的数量(成分比例)可能改变自己或其他元素的化学位，从而影响扩散的速度，甚至方向。 3．代位扩散(置换原子)通量决定于互扩散系数，互扩散系数本身就是各组元成分的函数。

影响扩散系数的因素 晶体结构 1．原子排列越紧密，晶体结构的致密度越高，激活能较大，扩散系数较小。 2．晶体结构的对称性差的材料中，不同方向上扩散系数的差别也大，常见金属材料的晶体结构较简单，各方向的差别大多都不明显。

影响扩散系数的因素 晶体缺陷 1．点缺陷：主要影响扩散的空位浓度 。 2．线缺陷：线缺陷主要形式是位错，位错线附近的溶质原子的浓度高于平均值；原子在位错中沿位错线的管道扩散比晶体中的扩散快。 3．面缺陷：本身所处于较高的能力状态，相应扩散激活能也就较低

影响扩散系数的因素 影响程度：温度－成分－结构－其它 其他因素 1．弹性应力场 可以加速尺寸大的原子向拉应力大处扩散，同样加速尺寸小的原子向压应力大处扩散，这种扩散可以松弛应力，但也能把原来的弹性应变部分的转化为不可恢复的永久变形(塑性变形)，这种在应力作用下的扩散过程也是材料以蠕变方式发生塑性变形的基本机制。 2．其他任何对粒子运动的力也都可能影响扩散，如电磁场对代电粒子的扩散。 影响程度：温度－成分－结构－其它

1-6 反应扩散 反应扩散的概念 反应扩散的实例 反应扩散的主要特征

反应扩散的概念 反应扩散 在扩散中由于成分的变化，通过化学反应而伴随着新相的形成(或称有相变发生)的扩散过程称为“反应扩散”，也称为“相变扩散”。 许多相变的过程是有成分的变化，或由扩散过程来控制的。了解反应扩散的规律对了解由成分的变化来控制的相变有十分重要的意义。

反应扩散的实例 渗碳过程 利用我们大家熟悉的Fe－C相图，将纯铁置于850℃渗碳，气氛能使表明达到的最高溶解的碳量为CS，因为再高将形成碳化物。表面为CS的固溶体为γ相，从表面向内，碳的含量逐渐减少，直到碳含量为C2处；心部为纯铁在850℃下依然为α相，从心部向外，碳的含量逐渐提高，表面达到C1处。从相图可知它们到达互相平衡，这里形成两相的分界面，碳的含量就出现了一突变。

反应扩散的实例 渗碳过程

反应扩散的实例 随时间的加长，在γ相存在碳的浓度梯度，碳不断向内扩散，在α－γ相界面碳多余进入到α相，平衡破坏，部分的α得到碳转变生成γ相，因此在相界面两边的成分依然为C2和C1不变，而是相界面向内迁移，即γ相在不断生长。可见在二元合金的在一定温下进行扩散过程中，不会出现两相区。当然二元合金的恒温扩散过程中为什么不会出现两相区可以用相律来证明，但证明过程不要求大家掌握，只要知道这个结论。值得指出的是这表现在恒温扩散过程时，处理结束后冷却下来，材料会遵照相图的规律发生相关的变化，所以并不代表到室温时不存在两相区，但这个成分的突变会保留下来。

反应扩散的实例 渗氮过程

反应扩散的主要特征 1．在一定的温度下，扩散过程进行中，成分从高到低逐渐变化，但二元合金中不会形成两相混合区。 2．在单相区， 为常数，扩散过程进行，需存在浓度梯度，物质从高处流向低处。 3．在一定的温度下，随着时间的增加，发生反应扩散时，转折点的浓度不发生变化，而是新相的深度不断增加。 4．单独依靠扩散从固体中析出另一新相， 新相的层深和时间的关系为： 而生长速度则为：

二元合金扩散不形成两相混合区 原因说法一 原因说法二 1．在一定的温度下相律： f = c - p 3 ．C = 2 p < 2 即存在相数 p = 1 原因说法二 扩散能够不断向内进行，是因为材料内存在连续分布的化学位梯度，如果出现两相平衡，则此区域内的化学位梯度为０，扩散就不能进行，这将与事实相矛盾。

扩散小结 介绍了总结有关扩散问题的菲克第一、第二定律。 菲克第二定律的误差函数解法及其应用，由相应的边界条件和初始条件来计算。 讨论了扩散的微观机制和扩散的真实驱动力，解释材料中的“上坡扩散”现象。 分析了影响扩散系数的各种因素，这是控制扩散过程的主要方法依据。 反应扩散的概念、特征及与相变速度之间的关系。

第二节 固态相变概论 概述 按热力学分类 按原子运动的方式分类 新相形成时的能量变化 新相形成过程 固态相变的特点

概述 固态相变：固态物质内部的组织结构的变化称为固态相变。 相是成分相同、结构相同、有界面同其他部分分隔的物质均匀组成部分，相变是从已存的相中生成新的相。之所以为新相，生成部分与原有部分存在着或成分不同、或相结构不同、或有序度不同、或兼而有之，并且和原来部分有界面分隔。原来的部分称为母相或反应相，在转变过程中数量减少，生成部分称为新相或生成相，在转变过程中数量增加。 在热处理过程中，材料处于固态下，但内部都有不同的固态相变发生，先分析固态相变基本规律。

按热力学分类 由热力学知，系统总是相着吉布斯自由能降低的方向自发转变。两个存在的相处于互相平衡状态，不发生转变，二者的吉布斯自由能相等。这时构成材料的组元在两个相中的化学位相等,即μ1＝μ2，否则组元会从一个相中向另一相转移，即有相变发生。 临界点：在一定的温度和压力下，两相处于平衡，这个平衡时对应的温度和压力称为他们的临界点，固态转变中，压力影响较小，一般临界点大多指在一个大气压下平衡是对应的温度。 两相处于临界点时:

按热力学分类 一级相变：在临界点处，如果： 当T或P发生变化 (偏离临界点),平衡就被破坏，体系的熵S和体积V会改变，向吉布斯自由能低的方向发展，就有一相减少而另一相增加，这时发生的相变称为一级相变。 所以一级相变过程会伴随潜热的释放(或吸收)和体积改变的发生。过去相图中介绍的合金凝固过程是一级相变，热处理中发生的固态相变也主要是一级相变。

按热力学分类 二级相变： 在临界点处，

按热力学分类 二级相变：在临界点处，这时两相的化学位、熵S和体积V相同，但等压热容量CP、等温压缩系数k、等压热膨胀系数α可能不相同。 当T或P发生变化(偏离临界点)，平衡也被破坏，向吉布斯自由能低的方向发展，这时发生的相变称为二级相变。所以二级相变过程中无潜热和体积的改变，一般两相的成分也相同(成分的变化一般会改变其熵)。常见的二级相变有磁性转变、有序－无序转变、超导转变等，大多伴随材料某种物理性能的变化。

按原子运动的方式分类 扩散型（非协同型）：原子从母相以扩散方式向新相迁移。原子可以改变相邻关系；转变的速度由原子扩散迁移速度控制，在固态中进行较慢；转变过程大多伴随成分的改变(新旧相成分不相同)；转变产物无固定的形状，决定于界面能，为减少界面面积，有可能是为球面。脱溶、共析、增幅分解属于这种类型。 协同型（非扩散型）：在相变过程中没有原子的扩散运动，相变前后没有成分的变化，原子以切变的方式，即相对周围原子发生有规律的少量的偏移，基本维持原来的相邻关系，而发生晶体结构的改变，这就是协同型相变。转变的结果是新旧相成分相同，为减少原子偏移的距离，新相的取向与母相原来的取相有一定的延续关系；转变中新旧相的界面有共格关系，转变要求较大的驱动力来补偿共格应变能；转变速度快，但大多不能进行到底。以下要介绍的马氏体相变就是属于协同型相变。 混合型：介于二者之间的，具有扩散型和协同型的综合特征的中间过渡型转变称为混合型，如热处理中的贝氏体转变。

新相形成时的能量变化 1、体积自由能下降：当温度偏离临界点后，新旧两相的体积吉布斯自由能不相等。当新相的自由能低于母相的自由能时，新相形成是吉布斯自由能下降的自发过程，临界点温度和实际温度的差为过冷度(加热转变时为过热度)，这时的体积自由能差ΔGV为转变提供的动力，转变方向为ΔGV＜0。 2、新旧相之间的界面能：两个相的成分或结构不相同，二者之间存在相界面分隔，界面处的原子在很小的区间内的平衡位置为从一个相到另一相的过渡状态，这样能量较低，但还是高于在各自相区内部平衡态，高出部分组成了它们的界面能。

新相形成时的能量变化 依相界面结构方式不同，①两相的取向之间没有相依的关系的界面称为非共格界面，各处的界面能大致差不多，类似大角度晶界，原子排列过渡较困难，界面能较高。②如果一相的某一晶面上的原子排列和另一相的某晶面的原子排列完全相同，两相以这个晶面来过渡分界，界面能将非常低，这是两相之间存在固定的取向关系，这就是完全共格界面。③如果一相的某一晶面上的原子排列和另一相的某晶面的原子排列不能达到完全相同，但相近，这样形成的界面在小区域内可以利用少量得到弹性变形来维持共格关系，适当利用位错的半原子面来进行补偿，达到能量较低，这就是半共格界面，在半共格界面中的界面能主要是为维持共格的弹性应变能。当二者相差较小，位错的半原子面较少，共格的程度较高，界面的能量较低；随着二者相差加大，位错的半原子面需要较多(距离密集)，共格的程度下降，界面的能量随之提高。共格程度可以用共格度(反之也用错配度)来表示，共格度太小(或错配度过大)，就失去了共格的意义，就是非共格界面。

新相形成时的能量变化 3、新相形成时的体积应变能：由于成分或结构的差别，新旧两相的比容不同，即比体积也不同，因此在新相形成和长大时必然要发生体积的变化。又因为母相是固体，不象液体那样可以因流动来容纳这个变化，受母相的约束，新相和母相都将产生弹性应变，例如相变时体积要是膨胀，则新相就承受压应力而压缩变形，母相承受拉应力而发生拉伸变形，弹性应变将带来弹性应变能的增加。 决定弹性应变能的大小一方面是新旧两相的比容差越大，材料的弹性模量越大，体积应变能越大；另一方面与新相的几何形状有关，设新相为椭球形，半径比为c/a，在同样的体积下，体积应变能和c/a的关系如图所示。

新相形成时的能量变化 4、晶体缺陷的作用：如果新相在母相的晶体结构缺陷处形成，原来的晶体缺陷消失，那部分能量的释放可以补充其消耗。随便指出，新旧相成分有变化时，母相的缺陷集中处对异类原子偏聚对形核还有另一方面的作用。 总能量变化 在一定过冷度(过热度)下，第一项为负数，是转变的驱动力；第二项是增加的界面能，第二项是增加的体积应变能，都是转变的阻力；第四相为晶体缺陷消失释放的能量，在数值上为负数。在有些资料为区分动力和阻力，将式中第一、四相前加上负号，这样，计算时其变化量不是用物理化学中定义的后一状态减前一状态，在应用时要注意理解物理意义。

新相形成过程－－形核 位置：在形核过程中，为了增加形核的动力，往往首先在母相的晶体缺陷较集中的位置，如母相中原晶界、相界、位错集中的地方，这些位置的能量较高，这时可利用的能量(动力)除体积自由能外，还可以利用缺陷的能量。 形状：为最大限度的降低阻力，当单位面积的相界面能较大，而体积应变能较小时，最大限度的减小表面积，核心往往为球形；当单位面积的相界面能不大，而体积应变能较大时，核心以盘状(薄片状)来减小体积应变能，而大片的面积部分与母相形成共格或半共格以降低表面能；二者相当时为针状或其它形状。当新相核心在晶界处形成时，母相原两晶粒的取向不同，可能一边为共格，另一边为非共格的部分球面。

新相形成过程－－长大 新相的生长： 非共格界面的生长主要是以扩散方式，原子从母相迁移到新相，按新相的结构排列，界面向母相中发展。 共格界面的前进是以原子切变方式进行，切变量的增加将提高共格应变能，同时大范围内难保证晶体取向的一致性，对维持大面积的共格带来困难，共格界面的生长会受到一定的限制，生长到一定大小时，共格会被破坏，发展成为非共格界面。

固态相变的特点 综合上述，固态相变中由于母相为固体，原晶体有固定的排列和取向，并不能随意改变其形状，转变过程和产物有如下共同特点： 相变阻力大。新相形成除增加界面能外，由于存在体积变化造成应变能，相变阻力比液体凝固大，转变要求较大驱动力，相变发生在较大的过冷度下。 新相与母相之间存在一定的晶体学位向关系。一方面新旧之间以原子排列相互接近的晶面为界面，单位面积的能量可降低；另一方面当以切变方式转变时，按这种特定关系原子的切变量较小，易于实现。为保持这种关系，转变往往在母相的一定晶面上开始形成，这个晶面称为惯习面。所以新相的组织对母相有一定的遗传性。

固态相变的特点 母相的晶体缺陷对相变起促进作用。缺陷处形核可得到附加能量补充，同时缺陷的存在可加快扩散过程，有利于新相晶体的生长。 扩散过程对相变的影响较大。固体中原子扩散速度有限，反应速度，特别是伴随成分改变的相变过程，扩散成为控制因素；在温度较低时，大的相变驱动力可能改变转变类型，如从扩散型改变为协同型。钢的冷却转变就是一例。 易出现过渡相，有些反应不能进行到底，过渡相可以长期保留。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。

第三节 总结与回顾 材料的成分、加工工艺对组织、性能的影响 材料成分与组织、力学性能的关系 材料的成分与加工性能的关系 加工工艺对组织的影响 材料的组织与力学性能的关系

材料成分与组织、力学性能的关系 相图表示了材料的成分、温度与最终平衡相之间的关系。成分的变化决定了材料中组成相及其相对数量。组织取决于材料的组成相，不同的相对应的组织自然不相同，决定材料组织的还有这些组织相的数量、形状、大小和分布。 构成材料中的组成相的类型有： 以纯元素为基的固溶体，大多出现在金属材料中。金属基的固溶体有好的塑性。 化合物，包括正常价化合物、电子化合物、尺寸因素化合物和拓扑密堆相，它们的性能有较大的差异，但大多为熔点高、硬度高、塑性低的脆性相。 以化合物为基的固溶体，溶质为构成化合物的元素之一的表现为化合物在一定范围内成分可以变化范围，也有在化合物中溶入第三组元的其它元素。对力学性能可以引起少量变化，但对物理或其它性能可以带来较大的影响，特别是后者。

材料的成分与加工性能的关系 单相固溶体合金，有利于塑性成形 有好的塑性，适应冷热压力加工，可以进行塑性变形来成形，即具有良好的锻压性能。 单相固溶体合金，有利于塑性成形 有好的塑性，适应冷热压力加工，可以进行塑性变形来成形，即具有良好的锻压性能。 共晶成分合金有利于铸造 ①相对而言，共晶点附近合金的熔点较低，便于熔化； ②共晶合金的凝固温度范围小，表现为流动性好，充型性也好，成分的偏析小，可以铸造复杂、精细的零件。固溶体在一温度范围内凝固，液固混合物会阻碍流通，且有成分的偏析。 ③共晶合金流动性好，凝固的缩孔集中，可以置于冒口处而除去，并且热裂的倾向性小。固溶体凝固在一温度范围内，特别是树枝晶凝固，在材料内部会造成大量细小的疏松孔。 ④共晶体由两个以上组成相，互相强化。特别在冷却速度较大，共晶体细化，界面多，若其中一相为较硬，强化效果更明显。

加工工艺对组织的影响 铸造 将材料熔化为液体，注入型腔凝固，得到零件毛坯的工艺过程。 晶粒尺寸大小 凝固理论中对晶粒尺寸的影响专门讨论过。 铸造 将材料熔化为液体，注入型腔凝固，得到零件毛坯的工艺过程。 晶粒尺寸大小 凝固理论中对晶粒尺寸的影响专门讨论过。 偏析 成分的不均匀性，①枝晶偏析(晶内)偏析，由固溶体凝固时溶质的重新分布引起，可以用均匀化退火来消除。②区域偏析，大范围内缓慢冷却时固溶体的溶质分配可引起，此外大铸件中先凝固的固体因比容不同造成沉浮而形成比重偏析，区域偏析不能用均匀化退火来消除。③晶界偏析，晶界是后凝固，排放到液体中的杂质最后凝固在晶界而造成，此外，杂质原子与晶体缺陷的相互作用也是造成晶界上杂质集中的原因之一。 共晶体形态 铸造多用共晶合金，组织为共晶体，不同工艺除改变共晶体的尺寸外，可以改变相界面的结合力，来改变共晶体的形状，如灰铸铁和球墨铸铁。

加工工艺对组织的影响 锻压 压力加工除剪切断外，有冷塑性变形加工和热加工成形。 锻压 压力加工除剪切断外，有冷塑性变形加工和热加工成形。 冷塑性变形 晶粒外形被拉长(或压扁)，晶界模糊，内部缺陷增加。多相合金会出现带状组织或纤维组织。此外回出现加工硬化，产生内应力，甚至会出现织构。 热加工 焊合缺陷和疏松，使成分均匀和加大材料的致密。锻造后的冷却对晶粒尺寸也有明显得影响。 再结晶退火 冷塑性变形后的再结晶退火，晶粒的重新形成过程，随工艺的不同对晶粒尺寸有很大的影响。

加工工艺对组织的影响 热处理 通过加热、保温、冷却得方法，改变材料的组织，从而达到改善材料性能的工艺方法称为热处理。在热处理过程中不改变零件的形状，不改变材料的成分或在小范围内改变零件表面的成分。 无相变过程：均匀化退火――加热温度较高，消除晶内偏析 去应力退火――加热温度较低，消除材料的内应力 再结晶退火－－冷塑性变形后的再结晶退火，晶粒的重新形成过程，随工艺的不同对晶粒尺寸有很大的影响。 有相变过程：平衡组织――按固态相变的方式有同素异晶转变、脱溶、共析、包析等不同类型的转变，转变结构是完全得到或部分得到平衡组织，可以用相图来具体分析。 快速冷却――在快速冷却时，随冷却速度不同，可能得到的是亚稳态组织，有时得到的是非平衡组织。

加工工艺对组织的影响 焊接 用熔体把材料连接在一起的工艺过程。焊接过程比较复杂，需要用相关的知识进行综合应用，结合具体条件具体分析。 焊接 用熔体把材料连接在一起的工艺过程。焊接过程比较复杂，需要用相关的知识进行综合应用，结合具体条件具体分析。 熔化区 熔化区的冷却为凝固过程，溶体的成分决定于母材和焊料，冷却过程与零件的材料、尺寸、工艺都有一定的关系。 热影响区 热影响区的加热温度和冷却速度与焊接工艺有关，可能发生有相变或无相变得固态转变，母材若为冷变形材料，还可能有再结晶等。

材料的组织与力学性能的关系 应用材料首先要达到必需的强度(硬度)，同时也要考虑相应的塑性。以下总结以下提高材料强度若干途径所应用的原理。提高材料的强度本质上是增加材料发生塑性变形的阻力。 固溶强化 ：溶质原子进入溶剂的晶格中，无论是处在晶格的间隙，还是处在晶格节点的异类原子，都会造成一定的晶格畸变。利用溶质原子造成的晶格畸变，提高强度和硬度。对金属材料基体为纯金属，由于固溶体保留溶剂的晶格，溶质原子引起的畸变范围是有限的，所以固溶体保留了较好的塑性，但强化的程度也是有限的。

材料的组织与力学性能的关系 晶界强化 1、常温下，金属材料的塑性变形以滑移作为主要方式，位错的滑移运动是不能穿过晶界，即晶界对滑移起阻碍作用，可以提高材料的强度。晶粒愈细，晶界愈多，材料的强度愈高，同时细小晶粒有利多晶体变形之间的协调，材料的塑性、韧性都会得到提高。表示屈服强度与晶粒尺寸关系的 hell－path公式： 2、晶界对塑性变形的另一贡献是晶界在外力作用下，可以发生粘滞性流动。少量流动有助于晶粒间变形的协调，能较大程度流动可以构成塑性变形的另一方式，且这种流变不会产生加工硬化。

材料的组织与力学性能的关系 3、晶界对温度的反应 随着温度的提高，原子活动能力增强，材料的强度下降，塑性有所提高，并且温度对晶界流变的作用更为明显。为了提高材料的强度，在较低温度下，流动困难，塑变以晶内滑移为主，细化晶粒有助于提高材料的强度；在较高温度下，晶界流动成为塑变的主要方式，提高材料的强度应粗化晶粒。

材料的组织与力学性能的关系 加工硬化 1、完全无位错存在时，在外力作用下，没有可以发生运动的位错，材料表现极高的强度。但制造这种材料非常困难，目前只能在很小尺寸的晶体中实现(晶须),用于研究型的复合材料中。 2、在存在位错的晶体材料中,随位错密度的提高，位错运动受交割作用影响加大，材料的强度得到提高。经过冷变形的金属材料,发生了加工硬化，强度可以在相当范围内得到提高，常用的冷轧钢板、冷拔钢丝就是一例。值得注意的是用加工硬化提高强度的材料只能在较低温度下使用，否则因高温发生了再结晶，加工硬化的强化效果将全部消失。 滑移是塑性变形的主要方式，材料中位错密度对材料的强度的影响

材料的组织与力学性能的关系 第二相硬质点强化 第二相硬质点是指那些在韧性材料中存在的不易发生塑性变形的化合物，它们一般几乎不能发生塑性变形，在大的应力下将脆性断裂。在外力作用下，运动位错遇到第二相硬质点时的运动方式有两种，切割或绕过，都会增加运动阻力，可以提高材料的强度。

材料的组织与力学性能的关系 第二相硬质点强化 如果第二相硬质点的总量(如体积份数f)一定，单个质点的尺寸愈小，数量多，排列密集；反之单个质点的尺寸愈大，数量少，排列稀疏。对位错来说，小质点容易切割，稀疏分布时容易绕过。所以质点对强度的作用表现为尺寸太小或尺寸过大都会降低其效果，在特定的合适范围才有最大的强化效果。 此外，对于不是弥散分布的二相构成的材料，在多相合金应用中不同相具有不同性能的特点，采用的原则是分别发挥各相的作用，例如在轴承合金中利用软相来保证与轴的良好接触面，其中大块的硬相来提高其耐磨性。

材料的组织与力学性能的关系 热处理强化 利用热处理，得到材料的力学性能更有利的组织形态。包括： 细化晶粒，可以用再结晶退火，淬火回火等方法。 改善第二相的分布，如脱溶、时效改变第二质点分布，珠光体的球化处理方法等。 得到强度高的亚稳态组织或非平衡组织，如过共析钢正火来消除二次渗碳体网，淬火回火得到马氏体、贝氏体等高强度、高硬度的状态。 详细内容将在热处理中会进一步介绍。

本章小结 固溶体自由能的计算原则，简单条件下自由能与成分之间的关系和相平衡原理。 自由能～成分曲线与相图的对应关系。 介绍固态相变的类型、过程和特点。 对应绪论，总结材料的成分、加工工艺对组织、性能之间的关系。