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第十章第十章 材料热力学材料热力学与固态相变基础与固态相变基础 合金自由能的计算合金自由能的计算 自由能随成分变化规律自由能随成分变化规律 相平衡原理相平衡原理 相图与吉布斯自由能曲线相图与吉布斯自由能曲线 固态相变概论固态相变概论 总结与回顾材料的成分、加总结与回顾材料的成分、加工工艺对组织、性能的影响工工艺对组织、性能的影响 第十章 材料热力学与固态相变基础 合金自由能的计算 1引言引言平衡状态平衡状态：系统吉布斯自由能处于最低所对应的状态。系统吉布斯自由能处于最低所对应的状态。相图相图：表述物质的成分、环境条件与平衡状态下存在相之间关表述物质的成分、环境条件与平衡状态下存在相之间关系的图形。系的图形。相图的测定方法相图的测定方法：一般用物理方法来进行，利用不同组成相一般用物理方法来进行，利用不同组成相所具有的不同物理性能特征参数或性能变化时的表现出物理两所具有的不同物理性能特征参数或性能变化时的表现出物理两地变化特征来进行测定工作。例如常用的热分析法、热膨胀系地变化特征来进行测定工作。例如常用的热分析法、热膨胀系数数/比容变化、磁性法等等。比容变化、磁性法等等。计算法预测相图计算法预测相图：由材料的成分判断可能组成的相结构，计由材料的成分判断可能组成的相结构，计算在某一温度下的自由能，找出合适组成相或他们之间的组合，算在某一温度下的自由能，找出合适组成相或他们之间的组合，达到能量最低的状态达到能量最低的状态(平衡态平衡态)，从而确定相图的结构。随着热，从而确定相图的结构。随着热力学数据的积累，计算机能力提高和普及，这种设想现在逐步力学数据的积累，计算机能力提高和普及，这种设想现在逐步可以实现。可以实现。引言平衡状态：系统吉布斯自由能处于最低所对应的状态。2第一节第一节 固溶体固溶体自由能的计算自由能的计算 纯组元自由能与温度的关系纯组元自由能与温度的关系 两相混合自由能的计算两相混合自由能的计算 固溶体的自由能与成分温度的关系固溶体的自由能与成分温度的关系 混合过程中混合过程中S S的变化的变化 混合过程中混合过程中H H的变化的变化 第一节 固溶体自由能的计算 纯组元自由能与温度的关系 3纯组元自由能与温度的关系纯组元自由能与温度的关系 其中其中H H0 0和和S S0 0为标准状准状态下下(25,(25,一个大气一个大气压)的的值，可以可以查相关的相关的热力学力学资料得到。料得到。纯组元自由能与温度的关系 其中H0和S0为标准状态下(254两相混合自由能的计算两相混合自由能的计算 设同同样有有A A、B B两两组元元组成的两相成的两相和和，的成分的成分(原子百分比原子百分比)为x x1 1，的成分的成分(原子百分比原子百分比)为x x2 2，和和两相所占地比两相所占地比例分例分别为N N1 1和和N N2 2(原子百分比原子百分比),),显然然N N1 1N N2 21 1。在在G GX X的的图形中，形中，G1G1、G G、G2G2三点在一直三点在一直线上，并服从杠杆定律。上，并服从杠杆定律。两相混合自由能的计算 设同样有A、B两组元组成的两相和5固溶体自由能与成分温度的关系固溶体自由能与成分温度的关系 在温度在温度T T下，下，寻找找G Gx x之之间的关系。的关系。设N NA A和和N NB B为固溶体固溶体中中A A、B B的原子数的原子数 ，X XA A和和X XB B为两两组元的摩元的摩尔尔浓度，即度，即 在温度在温度T T下，下，G G0 0为混合前的自混合前的自由能，由能，GGm m为混合混合过程中自由程中自由能能变化。化。G G0 0A A的的值由由纯组元公式元公式计算出。算出。先计算先计算混合混合过程中程中H H、S S的的变化化量量，可以计算，可以计算GGm m变化。化。固溶体自由能与成分温度的关系 在温度T下，寻找Gx之间的关6混合混合过程中程中S S的的变化化 熵表征表征为系系统的混乱程度，固的混乱程度，固态下系下系统的的熵构成：构成：主要是混合主要是混合熵(配置配置熵)，决定于原子可能排列的方式；，决定于原子可能排列的方式；其次其次还有振有振动熵，决定于温度和缺陷。，决定于温度和缺陷。每摩每摩尔尔物物质有原子，在二元系有原子，在二元系统中，中，A A、B B各自的各自的原子数原子数为N NA A、N NB B，即，即N NA AN NB BN N，材料的成分和，材料的成分和浓度度为：X XA AN NA A/N/N、X XB BN NB B/N(X/N(XA AN N1)1)。混合混合时熵的的变化：化：配置配置熵定义定义：K K波耳波耳兹曼常数曼常数 W W可能构成的排列方式可能构成的排列方式 混合过程中S的变化 熵表征为系统的混乱程度，固态下系7混合混合过程中程中S S的的变化化 混合过程中S的变化 8混合混合过程中程中H H的的变化化 利用溶液的准化学模型：利用溶液的准化学模型：设A A、B B组元尺寸相接元尺寸相接近，排列无序；近，排列无序；混合混合过程中体程中体积基本不基本不变，即，即VV0 0；原子只与最近原子只与最近邻的原子之的原子之间存在相互作用，即只存在相互作用，即只计算最近算最近邻原子之原子之间的的结合能。合能。设两最近两最近邻原子之原子之间的的结合能分合能分别为u uAAAA、u uBBBB、u uABAB，固溶体和，固溶体和组元的配位数均元的配位数均为Z Z。由于。由于H=u+PVH=u+PV，混合过程中H的变化 利用溶液的准化学模型：设A、B9混合混合过程中程中H H的的变化化 混合过程中H的变化 10固溶体自由能与成分温度的关系固溶体自由能与成分温度的关系 注意注意这个表达式的推个表达式的推导用的假用的假设，即使用条件，即使用条件，这是一最是一最简单的情况，其它情况下的情况，其它情况下应根据使用根据使用环境来加境来加以修正。以修正。结论：结论：固溶体自由能与成分温度的关系 注意这个表达式的推导用的11第二节第二节 自由能随成分变化规律自由能随成分变化规律 数学表达关系分析数学表达关系分析 当当HHM M=0=0时的状态的状态 当当HHM M000时的状态的状态 第二节 自由能随成分变化规律 数学表达关系分析 12数学表达关系分析数学表达关系分析数学表达关系分析13自由能随成分变化规律自由能随成分变化规律 当当HHM M=0=0时：这时为理想溶液模型，即理想溶液模型，即 G(x)G(x)为下垂下垂线，即曲，即曲线的凹向朝上。的凹向朝上。自由能随成分变化规律 当HM=0时：G(x)为下垂线，即曲14自由能随成分变化规律自由能随成分变化规律 HHM M00时 ：这时异异类原子的原子的结合力大合力大于同于同类原子之原子之间的的结合力。合力。表表现为在溶解在溶解时会放出会放出热量。量。G(x)G(x)为下垂下垂线，曲，曲线的凹向朝上。由于的凹向朝上。由于HHM M和和TSTSM M的同的同时作用，曲作用，曲线下垂更大。下垂更大。自由能随成分变化规律 HM00时自由能随成分变化规律自由能随成分变化规律 溶解溶解时会吸收会吸收热量，由于量，由于HHM M和和TSTSM M表表现为相反的相反的作用，曲作用，曲线的形状与二者的大小相关。的形状与二者的大小相关。混合所提高的内能全部由混合所提高的内能全部由热温温熵来来补充，充，GGm m00，G(x)G(x)依然依然为下垂曲下垂曲线，仅仅下垂的程度小一下垂的程度小一点。点。下页HM0时自由能随成分变化规律 溶解时会吸收热量，由于16HHM M00时自由能随成分变化规律自由能随成分变化规律 构成的曲构成的曲线有三个极有三个极值点和两个拐点，在靠近坐点和两个拐点，在靠近坐标轴(x(x接近接近0 0或或1)1)处为上凹曲上凹曲线，有两个极小有两个极小值，而中部位凹，而中部位凹向朝下的上凸曲向朝下的上凸曲线，会有一，会有一极大极大值。在在这种情况下，存在两个必然的种情况下，存在两个必然的规律：其一是任何律：其一是任何组元，元，少量的溶解其它少量的溶解其它组元都会使其吉布斯自由能下降，元都会使其吉布斯自由能下降，绝对的不能的不能溶解其它元素是不存在的，得到溶解其它元素是不存在的，得到绝对的的纯净物物资是不可能的，是不可能的，即即“金无赤足金无赤足”。其。其二二是当出是当出现上凸上凸时，吉布斯自由能会提高，吉布斯自由能会提高，自自发的的趋势是形成两相混合物可以降低体系的自由能，两是形成两相混合物可以降低体系的自由能，两组元元表表现为有限溶解。有限溶解。HM0时自由能随成分变化规律 构成的曲线有三个极值17HHM M00时自由能随成分变化规律自由能随成分变化规律 溶解溶解时会吸收会吸收热量，由于量，由于HHM M和和TSTSM M表表现为相反的相反的作用，曲作用，曲线的形状与二者的大小相关。的形状与二者的大小相关。若若T T0 0时，两，两组元的混合全部表元的混合全部表现为提高自由能，提高自由能，由于由于绝对0 0度是不可能的，所以度是不可能的，所以这种情况不可能出种情况不可能出现。HM0时自由能随成分变化规律 溶解时会吸收热量，由于18第三节第三节 相平衡原理相平衡原理 相平衡原理相平衡原理 化学位的图解求法化学位的图解求法 单相平衡单相平衡 两相平衡公切线法则两相平衡公切线法则 体系的自由能最低；体系的自由能最低；每一每一组元在平衡各相中的化学位相等。元在平衡各相中的化学位相等。相平衡原理相平衡原理第三节 相平衡原理 相平衡原理 体系的自由能最低；相平衡19化学位的图解求法化学位的图解求法 在某固定的温度下，由在某固定的温度下，由ABAB两两组元构成的某一相元构成的某一相，其自由能与成分之，其自由能与成分之间的关系如的关系如图所示，当其成分所示，当其成分为X XB B时，求，求这时A A、B B组元在元在该相中的化学位？相中的化学位？由成分由成分x xB B在在G(x)G(x)曲曲线上的位置上的位置M M，过M M作曲作曲线G(x)G(x)的切的切线交坐交坐标两端两端P P、Q Q点，截距即点，截距即为这时A A、B B组元的化学位。元的化学位。若已知若已知G(x)G(x)与与成分成分x xB B的关的关系如图所示。系如图所示。化学位的图解求法 在某固定的温度下，由AB两组元构成的20化学位的图解法证明化学位的图解法证明化学位的图解法证明21单相平衡单相平衡 2 2、当曲线为、当曲线为“上凹上凹”时，应为均匀成分时，应为均匀成分x xB B的自由能最低。如果的自由能最低。如果某一处出现高出某一处出现高出x xB B的成分时，因为物质不灭，必然存在另一处为的成分时，因为物质不灭，必然存在另一处为低于低于x xB B的成分，这时系统的自由能将高于均匀成分时的自由能，的成分，这时系统的自由能将高于均匀成分时的自由能，系统未达到平衡，在动力学条件满足时，趋于形成单一均匀成系统未达到平衡，在动力学条件满足时，趋于形成单一均匀成分。例如枝晶偏析较平衡态的能量高，均匀化退火加热时通过分。例如枝晶偏析较平衡态的能量高，均匀化退火加热时通过扩散达到成分均匀的过程是自发的。扩散达到成分均匀的过程是自发的。稳定的单相为在某一温度稳定的单相为在某一温度下，该相的自由能最低，并且下，该相的自由能最低，并且在该成分点出的在该成分点出的G(x)xG(x)x曲线为曲线为“上凹上凹”。1 1、在温度、在温度T T下，下，ABAB组元可能形成组元可能形成、两种相，两种相，为了降低系了降低系统的自由能，的自由能，显然将以然将以单一的一的存在比存在比相或相或两相混合两相混合时的自由能低一些。的自由能低一些。单相平衡 2、当曲线为“上凹”时，应为均匀成分xB的自由能最22两相平衡公切线法则两相平衡公切线法则 a a点点为组元元A A在在和和的化学位，的化学位，b b点点为组元元B B在在和和的化学位的化学位,显然二者相等，所以然二者相等，所以P P点的点的相成分相成分为x x1 1；Q Q点的点的相成分相成分为x x2 2；它它们是平衡相。两相的数量是平衡相。两相的数量满足杠杆定律，以足杠杆定律，以这两相混合的自两相混合的自由能在由能在M M点。点。这时的自由能最低，它的自由能最低，它们才是才是这个温度下的平衡相。个温度下的平衡相。在在二二元元的的情情况况，温温度度T T一一定定时时,若若ABAB组组元元可可能能形形成成、两两种种相相，其其自自由由能能与与成成分分的的关关系系曲曲线如如图所所示示,合合金金成成分分为X X时时:以以单一的一的相存在相存在,自由能在自由能在1 1点点；以以单一的一的相存在相存在,自由能在自由能在2 2点；点；作作G G、G G的公切的公切线，切点分，切点分别为P P、Q Q，延，延长交坐交坐标轴为a a、b b。两相平衡公切线法则 a点为组元A在和的化学位，b点为组23两相平衡公切线法则两相平衡公切线法则 成，近两相的数量因合金的成分不同而异。成，近两相的数量因合金的成分不同而异。对应在对应在PQPQ之外，无法由之外，无法由P P点的点的相和相和Q Q点的点的相混合而成，相混合而成，以自由能以自由能较低的低的单相存在，相存在，P P点的左点的左边为合金成分的合金成分的单一一相，相，Q Q点的右点的右边为合金成分的合金成分的单一一相。相。注注意意平平衡衡相相是是以以共共切切点点的的成成分分来来分分配配，如如果果连接接两两曲曲线的的最最低低点点，以以这样的的成成分分的的两两相相混混合合，尽尽管管每每一一相相的的自自由由能能比比切切点点低低，但但数数量量按按杠杠杆杆定定律律分分配配后后的的混混合合自自由由能能在在3 3点点，依依然然高高于于M M点点，所所以以平平衡衡相相是是以以公公切切线对应的的切切点点作作为确定点。确定点。在在PQPQ之之间间，所所有有成成分分的的合合金金都都由由P P点的点的相和相和Q Q点的点的相混合而相混合而两相平衡公切线法则 成，近两相的数量因合金的成分不同而异。24多相平衡公切线法则多相平衡公切线法则 结论结论：二元合金两相平衡的条件是能够作出这两相自由二元合金两相平衡的条件是能够作出这两相自由能曲线的工切线。公切线在两条曲线上的切点的成分能曲线的工切线。公切线在两条曲线上的切点的成分坐标值便是这两个相在给定温度下的平衡成分。坐标值便是这两个相在给定温度下的平衡成分。推论推论：三个溶体平衡共存：三个溶体平衡共存的条件是在给定的温度下，的条件是在给定的温度下，公切线能同时切过三条自公切线能同时切过三条自由能曲线。或曰这三个溶由能曲线。或曰这三个溶体的自由能曲线有公切线。体的自由能曲线有公切线。这三个切点的成分坐标值这三个切点的成分坐标值便是这三个相在给定温度便是这三个相在给定温度下的平衡成分。下的平衡成分。多相平衡公切线法则 结论：二元合金两相平衡的条件是能够作出25第四节第四节 相图与吉布斯相图与吉布斯自由能曲线自由能曲线 二元匀晶相图二元匀晶相图 二元共晶相图二元共晶相图 二元包晶相图二元包晶相图 增幅分解增幅分解 第四节 相图与吉布斯自由能曲线 二元匀晶相图 26二元匀晶相图二元匀晶相图 二元匀晶相图 27二元匀晶相图二元匀晶相图二元匀晶相图28二元共晶相图二元共晶相图 二元共晶相图 29二元共晶相图二元共晶相图二元共晶相图30二元包晶相图二元包晶相图 二元包晶相图 31二元包晶相图二元包晶相图二元包晶相图32增幅分解增幅分解(Spinodel)(Spinodel)在无限溶解固溶体中，如果溶解时为吸热过程，当温度较在无限溶解固溶体中，如果溶解时为吸热过程，当温度较低时，自由能曲线中部有上凸低时，自由能曲线中部有上凸(凹向朝下凹向朝下)部分出现，这时单一部分出现，这时单一的固溶体的自由能不是最低，可以分解为结构相同而成分不同的固溶体的自由能不是最低，可以分解为结构相同而成分不同两个相混合物。相图如图所示，其中实线为不同温度下公切线两个相混合物。相图如图所示，其中实线为不同温度下公切线的切点轨迹，而虚线是曲线上拐点变化的轨迹。的切点轨迹，而虚线是曲线上拐点变化的轨迹。增增幅幅分分解解是是单单相相固固溶溶体体分分解解为为两两相相混混合合物物的的一一种种特特殊殊方方式式，其特殊之点是在这一分解过程中不需要信相的形核。其特殊之点是在这一分解过程中不需要信相的形核。增幅分解(Spinodel)在无限溶解固溶体中，如33增幅分解增幅分解(Spinodel)(Spinodel)在实线和虚线之间的区域。成分为在实线和虚线之间的区域。成分为CNCN的合金有分解的热力的合金有分解的热力学动力，但形核时成分的偏离会造成能量的提高，只有达到一学动力，但形核时成分的偏离会造成能量的提高，只有达到一定数量定数量(大小大小)后其自由能才会降低，表明形核时要求一定的临后其自由能才会降低，表明形核时要求一定的临界尺寸，开始能量的聚集来源于那目光了起伏。这种状态和固界尺寸，开始能量的聚集来源于那目光了起伏。这种状态和固溶体中第二相形成相同。溶体中第二相形成相同。增幅区外的分解：增幅区外的分解：增幅分解(Spinodel)在实线和虚线之间的区域34增幅分解增幅分解(Spinodel)(Spinodel)成分在虚线范围内时，由于自由能曲线为成分在虚线范围内时，由于自由能曲线为上凸上凸(凹向朝下凹向朝下)，任何细小的成分的偏离都会使自由能下降，偏离加大自由能，任何细小的成分的偏离都会使自由能下降，偏离加大自由能降低愈多，可见这时成分的偏离是自发的，不需要外界提供或降低愈多，可见这时成分的偏离是自发的，不需要外界提供或自身的聚集。自身的聚集。增幅区内的分解增幅区内的分解增幅分解(Spinodel)成分在虚线范围内时，由35增幅分解增幅分解(Spinodel)(Spinodel)成分在虚线范围内时，由于自由能曲线为成分在虚线范围内时，由于自由能曲线为上凸上凸(凹向朝下凹向朝下)，任何细小的成分的偏离都会使自由能下降，偏离加大自由能，任何细小的成分的偏离都会使自由能下降，偏离加大自由能降低愈多，可见这时成分的偏离是自发的，不需要外界提供或降低愈多，可见这时成分的偏离是自发的，不需要外界提供或自身的聚集，自发地加大偏离的幅度，所以把这种分解称为增自身的聚集，自发地加大偏离的幅度，所以把这种分解称为增幅分解。分解的过程和所得组织如图所示，增幅分解的组织呈幅分解。分解的过程和所得组织如图所示，增幅分解的组织呈布纹状，非常细小，只能的高倍的电子显微镜下才能观察得到。布纹状，非常细小，只能的高倍的电子显微镜下才能观察得到。增幅区内的分解增幅区内的分解 增幅分解(Spinodel)成分在虚线范围内时，由36增幅分解增幅分解(Spinodel)(Spinodel)分解过程自发地加大成分偏离的幅度，所以称为增幅分解。分解过程自发地加大成分偏离的幅度，所以称为增幅分解。这种分解的过程和所得组织如图所示，增幅分解的组织呈布纹这种分解的过程和所得组织如图所示，增幅分解的组织呈布纹状，非常细小，只能的高倍的电子显微镜下才能观察得到。状，非常细小，只能的高倍的电子显微镜下才能观察得到。增幅分解组织增幅分解组织 增幅分解(Spinodel)分解过程自发地加大成分37第五节第五节 固态相变概论固态相变概论 概述概述 按热力学分类按热力学分类 按原子运动的方式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时的能量变化 新相形成过程新相形成过程 固态相变的特点固态相变的特点 第五节 固态相变概论 概述 38概述概述 固态相变：固态物质内部的组织结构的变化称为固态相变：固态物质内部的组织结构的变化称为固态相变。固态相变。相是成分相同、结构相同、有界面同其他部分分相是成分相同、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。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。不同的固态相变发生，先分析固态相变基本规律。概述 固态相变：固态物质内部的组织结构的变化称为固态39按热力学分类按热力学分类 由由热力学知，系力学知，系统总是相着吉布斯自由能降低的是相着吉布斯自由能降低的方向自方向自发转变。两个存在的相。两个存在的相处于互相平衡状于互相平衡状态，不，不发生生转变，二者的吉布斯自由能相等。，二者的吉布斯自由能相等。这时构成材料构成材料的的组元在两个相中的化学位相等元在两个相中的化学位相等,即即1 12 2，否，否则组元会从一个相中向另一相元会从一个相中向另一相转移，即有相移，即有相变发生。生。临界点：在一定的温度和压力下，两相处于平衡，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。大气压下平衡是对应的温度。两相处于临界点时两相处于临界点时:按热力学分类 由热力学知，系统总是相着吉布斯自由能降40按热力学分类按热力学分类 一级相变一级相变：在临界点处，如果：在临界点处，如果：当当T或或P发生变化发生变化 (偏离临偏离临界点界点),平衡就被破坏，体系的平衡就被破坏，体系的熵熵S和体积和体积V会改变，向吉布斯会改变，向吉布斯自由能低的方向发展，就有一自由能低的方向发展，就有一相减少而另一相增加，这时发相减少而另一相增加，这时发生的相变称为一级相变。生的相变称为一级相变。所以一级相变过程会伴随所以一级相变过程会伴随潜热的释放潜热的释放(或吸收或吸收)和体积改和体积改变的发生。过去相图中介绍的变的发生。过去相图中介绍的合金凝固过程是一级相变，热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处理中发生的固态相变也主要是一级相变。是一级相变。按热力学分类 一级相变：在临界点处，如果：当T或P41按热力学分类按热力学分类 二级相变二级相变：在临界点处，在临界点处，按热力学分类 二级相变：42按热力学分类按热力学分类 二级相变二级相变：在临界点处，这时两相的化学位、熵：在临界点处，这时两相的化学位、熵S和体积和体积V相相同，但等压热容量同，但等压热容量CP、等温压缩系数、等温压缩系数k、等压热膨胀系数、等压热膨胀系数可可能不相同。能不相同。当当T或或P发生变化发生变化(偏离偏离临界点临界点)，平衡也被破坏，平衡也被破坏，向吉布斯自由能低的方向发向吉布斯自由能低的方向发展，这时发生的相变称为二展，这时发生的相变称为二级相变。所以二级相变过程级相变。所以二级相变过程中无潜热和体积的改变，一中无潜热和体积的改变，一般两相的成分也相同般两相的成分也相同(成分成分的变化一般会改变其熵的变化一般会改变其熵)。常见的二级相变有磁性转变、常见的二级相变有磁性转变、有序无序转变、超导转变有序无序转变、超导转变等，大多伴随材料某种物理等，大多伴随材料某种物理性能的变化。性能的变化。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43按原子运动的方式分类按原子运动的方式分类 扩散型扩散型（非协同型）：原子从母相以扩散方式向新相迁移。原子（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；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。可能是为球面。脱溶、共析、增幅分解属于这种类型。协同型协同型（非扩散型）：在相变过程中没有原子的扩散运动，相变（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，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。下要介绍的马氏体相变就是属于协同型相变。混合型混合型：介于二者之间的，具有扩散型和协同型的综合特征的中：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。间过渡型转变称为混合型，如热处理中的贝氏体转变。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44新相形成时的能量变化新相形成时的能量变化 1 1、体积自由能下降、体积自由能下降：当温度偏离临界点后，新旧两相：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过程，临界点温度和实际温度的差为过冷度(加热转变加热转变时为过热度时为过热度)，这时的体积自由能差，这时的体积自由能差GV为转变提供的为转变提供的动力，转变方向为动力，转变方向为GV0。2 2、新旧相之间的界面能、新旧相之间的界面能：两个相的成分或结构不相：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，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，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。高出部分组成了它们的界面能。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45新相形成时的能量变化新相形成时的能量变化 依相界面结构方式不同，依相界面结构方式不同，两相的取向之间没有相依的关系的界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，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。原子排列过渡较困难，界面能较高。如果一相的某一晶面上的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。关系，这就是完全共格界面。如果一相的某一晶面上的原子排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需要较多(距离密集距离密集)，共格的程度下降，界面的能量随之提高。，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共格程度可以用共格度(反之也用错配度反之也用错配度)来表示，共格度太小来表示，共格度太小(或错配度过大或错配度过大)，就失去了共格的意义，就是非共格界面。，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 依相界面结构方式不同，两相的取向之间46新相形成时的能量变化新相形成时的能量变化3 3、新相形成时的体积应变能、新相形成时的体积应变能：由于：由于成分或结构的差别，新旧两相的比容成分或结构的差别，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。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，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，弹性应变将带应力而发生拉伸变形，弹性应变将带来弹性应变能的增加。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，半径比为状有关，设新相为椭球形，半径比为c/ac/a，在同样的体积下，体积，在同样的体积下，体积应变能和应变能和c/ac/a的关系如图所示。的关系如图所示。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47新相形成时的能量变化新相形成时的能量变化 4 4、晶体缺陷的作用、晶体缺陷的作用：如果新相在母相的晶体结构缺陷：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。的作用。在一定过冷度在一定过冷度(过热度过热度)下，第一项为负数，是转变的驱动下，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。一状态减前一状态，在应用时要注意理解物理意义。总能量变化总能量变化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48新相形成过程形核新相形成过程形核 位置位置：在形核过程中，为了增加形核的动力，往往首：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、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，这时可利用的能量可利用的能量(动力动力)除体积自由能外，还可以利用缺除体积自由能外，还可以利用缺陷的能量。陷的能量。形状形状：为最大限度的降低阻力，当单位面积的相界面：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，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，核心以盘状而体积应变能较大时，核心以盘状(薄片状薄片状)来减小体来减小体积应变能，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，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。可能一边为共格，另一边为非共格的部分球面。新相形成过程形核 位置：在形核过程中，为了增加形核的动力49新相形成过程长大新相形成过程长大 新相的生长新相的生长：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，界面向母相中发相迁移到新相，按新相的结构排列，界面向母相中发展。展。共格界面的前进是以原子切变方式进行，切变量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，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。共格会被破坏，发展成为非共格界面。新相形成过程长大 新相的生长：50固态相变的特点固态相变的特点 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：物有如下共同特点：1.1.相变阻力大相变阻力大。新相形成除增加界面能外，由于存在体积变。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。动力，相变发生在较大的过冷度下。2.2.新相与母相之间存在一定的晶体学位向关系新相与母相之间存在一定的晶体学位向关系。一方面新旧。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。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。所以新相的组织对母相有一定的遗传性。固态相变的特点 综合上述，固态相变中由于母相为51固态相变的特点固态相变的特点 3.3.母相的晶体缺陷对相变起促进作用母相的晶体缺陷对相变起促进作用。缺陷处形核可得到附。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。相晶体的生长。4.4.扩散过程对相变的影响较大扩散过程对相变的影响较大。固体中原子扩散速度有限，。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。型，如从扩散型改变为协同型。钢的冷却转变就是一例。5.5.易出现过渡相，有些反应不能进行到底，过渡相可以长期易出现过渡相，有些反应不能进行到底，过渡相可以长期保留保留。这种情况通常发生在稳定相的成分与母相相差较远，。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。渗碳体其实也是铁碳平衡中的一过渡相。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52总结与回顾总结与回顾 材料的成分、加工工艺对组织、性材料的成分、加工工艺对组织、性能的影响能的影响 材料成分与组织、力学性能的关系材料成分与组织、力学性能的关系 材料的成分与加工性能的关系材料的成分与加工性能的关系 加工工艺对组织的影响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的组织与力学性能的关系 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53材料成分与组织、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。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。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构成材料中的组成相的类型有：1.1.以以纯元素元素为基的基的固溶体，大多出现在金属材料中。金属基的固溶体，大多出现在金属材料中。金属基的固溶体有好的塑性。固溶体有好的塑性。2.2.化合物，包括正常价化合物、化合物，包括正常价化合物、电子化合物、尺寸因素化合物子化合物、尺寸因素化合物和拓扑密堆相，它和拓扑密堆相，它们的性能有的性能有较大的差异，但大多大的差异，但大多为熔点高、熔点高、硬度高、塑性低的脆性相。硬度高、塑性低的脆性相。3.3.以化合物以化合物为基的固溶体，溶基的固溶体，溶质为构成化合物的元素之一的表构成化合物的元素之一的表现为化合物在一定范化合物在一定范围内成分可以内成分可以变化范化范围，也有在化合物，也有在化合物中溶入第三中溶入第三组元的其它元素。元的其它元素。对力学性能可以引起少量力学性能可以引起少量变化，化，但但对物理或其它性能可以物理或其它性能可以带来来较大的影响，特大的影响，特别是后者。是后者。材料成分与组织、力学性能的关系 相图表示了材料的成分54材料的成分与加工性能的关系材料的成分与加工性能的关系 单相固溶体合金，有利于塑性成形单相固溶体合金，有利于塑性成形 有好的塑性，适应冷热压有好的塑性，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。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共晶成分合金有利于铸造相相对而言，共晶点附近合金的熔点而言，共晶点附近合金的熔点较低，便于熔化；低，便于熔化；共晶合金的凝固温度范共晶合金的凝固温度范围小，表小，表现为流流动性好，充型性也好，性好，充型性也好，成分的偏析小，可以成分的偏析小，可以铸造复造复杂、精、精细的零件。固溶体在一温的零件。固溶体在一温度范度范围内凝固，液固混合物会阻碍流通，且有成分的偏析。内凝固，液固混合物会阻碍流通，且有成分的偏析。共晶合金流共晶合金流动性好，凝固的性好，凝固的缩孔集中，可以置于冒口孔集中，可以置于冒口处而除而除去，并且去，并且热裂的裂的倾向性小。固溶体凝固在一温度范向性小。固溶体凝固在一温度范围内，特内，特别是是树枝晶凝固，在材料内部会造成大量枝晶凝固，在材料内部会造成大量细小的疏松孔。小的疏松孔。共晶体由两个以上共晶体由两个以上组成相成相，互相互相强强化。特化。特别在冷却速度在冷却速度较大大，共晶体共晶体细化，界面多，若其中一相化，界面多，若其中一相为较硬，硬，强强化效果更明化效果更明显。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 55加工工艺对组织的影响加工工艺对组织的影响 铸造铸造 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。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。晶粒尺寸大小晶粒尺寸大小 凝固理凝固理论中中对晶粒尺寸的影响晶粒尺寸的影响专门讨论过。偏析偏析 成分的不均匀性，成分的不均匀性，枝晶偏析枝晶偏析(晶内晶内)偏析，由固溶体凝偏析，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。固时溶质的重新分布引起，可以用均匀化退火来消除。区区域偏析，大范域偏析，大范围内内缓慢冷却慢冷却时固溶体的溶固溶体的溶质分配可引起，此分配可引起，此外大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，区域偏析不能用析，区域偏析不能用均匀化退火来消除。均匀化退火来消除。晶界偏析，晶界晶界偏析，晶界是后凝固，排放到液体中的是后凝固，排放到液体中的杂质最后凝固在晶界而造成，此最后凝固在晶界而造成，此外，外，杂质原子与晶体缺陷的相互作用也是造成晶界上原子与晶体缺陷的相互作用也是造成晶界上杂质集集中的原因之一。中的原因之一。共晶体形态共晶体形态 铸造多用共晶合金，造多用共晶合金，组织为共晶体，不同工共晶体，不同工艺除除改改变共晶体的尺寸外，可以改共晶体的尺寸外，可以改变相界面的相界面的结合力，来改合力，来改变共共晶体的形状，如灰晶体的形状，如灰铸铁和球墨和球墨铸铁。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56加工工艺对组织的影响加工工艺对组织的影响 锻压锻压 压力加工除剪切断外，有冷塑性变形加工和热加工成形。压力加工除剪切断外，有冷塑性变形加工和热加工成形。冷塑性变形冷塑性变形 晶粒外形被拉长晶粒外形被拉长(或压扁或压扁)，晶界模糊，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，甚至会出织。此外回出现加工硬化，产生内应力，甚至会出现织构。现织构。热加工热加工 焊合缺陷和疏松，使成分均匀和加大材料的焊合缺陷和疏松，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。致密。锻造后的冷却对晶粒尺寸也有明显得影响。再结晶退火再结晶退火 冷塑性变形后的再结晶退火，晶粒的重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新形成过程，随工艺的不同对晶粒尺寸有很大的影响。响。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57加工工艺对组织的影响加工工艺对组织的影响 热处理热处理 通过加热、保温、冷却得方法，改变材料的组织，从通过加热、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。表面的成分。无相变过程：无相变过程：均匀化退火均匀化退火加热温度较高，消除晶内偏析加热温度较高，消除晶内偏析 去应力退火去应力退火加热温度较低，消除材料的内应力加热温度较低，消除材料的内应力 再结晶退火再结晶退火冷塑性变形后的再结晶退火，晶粒的重新形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。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：有相变过程：平衡组织平衡组织按固态相变的方式有同素异晶转变、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。或部分得到平衡组织，可以用相图来具体分析。快速冷却快速冷却在快速冷却时，随冷却速度不同，可能得到的在快速冷却时，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。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 热处理 通过加热、保温、冷却得方法，58加工工艺对组织的影响加工工艺对组织的影响 焊接焊接 用熔体把材料连接在一起的工艺过程。焊接过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。具体条件具体分析。熔化区熔化区 熔化区的冷却为凝固过程，溶体的成分决定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。艺都有一定的关系。热影响区热影响区 热影响区的加热温度和冷却速度与焊接工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。材若为冷变形材料，还可能有再结晶等。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59材料的组织与力学性能的关系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应用材料首先要达到必需的强度(硬度硬度)，同时也，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。料发生塑性变形的阻力。固溶强化固溶强化 ：溶质原子进入溶剂的晶格中，无论是处：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，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。也是有限的。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60材料的组织与力学性能的关系材料的组织与力学性能的关系 2 2、晶界对塑性变形的另一贡献是晶界在外力作用下，、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，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。且这种流变不会产生加工硬化。晶界强化晶界强化 1、常温下，金属材料的塑性变形以滑移作为主要方、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示屈服强度与晶粒尺寸关系的 hellpath公式：公式：材料的组织与力学性能的关系 2、晶界对塑性变形的另一贡献是晶61材料的组织与力学性能的关系材料的组织与力学性能的关系 随着温度的提高，原随着温度的提高，原子活动能力增强，材料的子活动能力增强，
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