第十章 材料热力学
与固态相变基础
? 合金自由能的计算
? 自由能随成分变化规律
? 相平衡原理
? 相图与吉布斯自由能曲线
? 固态相变概论
? 总结与回顾－－材料的成分、加
工工艺对组织、性能的影响
引言
平衡状态, 系统吉布斯自由能处于最低所对应的状态。
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
系的图形。
相图的测定方法, 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
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 /比容变化、磁性法等等。
计算法预测相图, 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，
达到能量最低的状态 (平衡态 )，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
可以实现。
第一节 固溶体 自由能的计算
? 纯组元自由能与温度的关系
? 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
? 混合过程中 S的变化
? 混合过程中 H的变化
纯组元自由能与温度的关系
其中 H0和 S0为标准状态下 (25℃,一个大气压 )的值，
可以查相关的热力学资料得到。
两相混合自由能的计算
设同样有 A,B两组元组成的两相 α 和 β,
α 的成分 (原子百分比 )为 x1,β 的成分
(原子百分比 )为 x2,α 和 β 两相所占地比
例分别为 N1和 N2(原子百分比 ),显然 N1＋ N2
＝ 1。
在 G－ X的图形中,G1,G,G2三点在一直线上，并服从杠杆定律。
固溶体自由能与成分温度的关系
在温度 T下，寻找 G－ x之间的关系。设 NA和 NB为固溶体
中 A,B的原子数, XA和 XB为两组元的摩尔浓度，即
在温度 T下,G0为混合前的自
由能,Δ Gm为混合过程中自由
能变化。
G0A的值由纯组元公式计算出。
先计算 混合过程中 H,S的变化
量,可以计算 Δ Gm变化。
混合过程中 S的变化
熵表征为系统的混乱程度，固态下系统的熵构成：
主要是混合熵 (配置熵 )，决定于原子可能排列的方式；
其次还有振动熵，决定于温度和缺陷。
每摩尔物质有原子，在二元系统中,A,B各自的
原子数为 NA,NB，即 NA＋ NB＝ N，材料的成分和浓度为：
XA＝ NA/N,XB＝ NB/N (XA＋ N＝ 1)。
混合时熵的变化,
配置熵 定义,
K－波耳兹曼常数 W－可能构成的排列方式
混合过程中 S的变化
混合过程中 H的变化
利用溶液的准化学模型：①设 A,B组元尺寸相接
近，排列无序；②混合过程中体积基本不变，即 Δ V＝
0；③原子只与最近邻的原子之间存在相互作用，即只
计算最近邻原子之间的结合能。
设两最近邻原子之间的结合能分别为 uAA,uBB,uAB，
固溶体和组元的配位数均为 Z。由于 H=u+PV,
混合过程中 H的变化
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假设，即使用条件，这
是一最简单的情况，其它情况下应根据使用环境来加
以修正。
结论,
第二节 自由能随成分变化规律
? 数学表达关系分析
? 当 Δ HM=0时 的状态
? 当 Δ HM<0时 的状态
? 当 Δ HM>0时 的状态
数学表达关系分析
自由能随成分变化规律
当 Δ HM=0时,
这时为理想溶液模型，即
G(x)为下垂线，即曲线的凹向朝上。
自由能随成分变化规律
Δ HM<0时,
这时异类原子的结合力大
于同类原子之间的结合力。
表现为在溶解时会放出热
量。
G(x)为下垂线，曲线的凹向朝上。由于 Δ HM和 TΔ SM
的同时作用，曲线下垂更大。
Δ HM>0时 自由能随成分变化规律
溶解时会吸收热量，由于 Δ HM和 TΔ SM表现为相反的
作用，曲线的形状与二者的大小相关。
混合所提高的内能全部由热温熵来补充，
Δ Gm≤0, G(x)依然为下垂曲线，仅仅下垂的程度小一
点。
下页
Δ HM>0时 自由能随成分变化规律
构成的曲线有三个极值
点和两个拐点，在靠近坐标
轴 (x接近 0或 1)处为上凹曲线，
有两个极小值，而中部位凹
向朝下的上凸曲线，会有一
极大值。
在这种情况下，存在两个必然的规律：其一是任何组元，
少量的溶解其它组元都会使其吉布斯自由能下降，绝对的不能
溶解其它元素是不存在的，得到绝对的纯净物资是不可能的，
即, 金无赤足, 。其 二 是当出现上凸时，吉布斯自由能会提高，
自发的趋势是形成两相混合物可以降低体系的自由能，两组元
表现为有限溶解。
Δ HM>0时 自由能随成分变化规律
溶解时会吸收热量，由于 Δ HM和 TΔ SM表现为相反的
作用，曲线的形状与二者的大小相关。
若 T＝ 0时，两组元的混合全部表现为提高自由能，
由于绝对 0度是不可能的，所以这种情况不可能出现。
第三节 相平衡原理
? 相平衡原理
? 化学位的图解求法
? 单相平衡
? 两相平衡－公切线法则
体系的自由能最低；
每一组元在平衡各相中的化学位相等。
相平衡原理
化学位的图解求法
在某固定的温度下，由 AB两组元构成的某一相 α,
其自由能与成分之间的关系如图所示，当其成分为 XB
时，求这时 A,B组元在该相中的化学位？
由成分 xB在 G(x)曲线上的位置 M，过 M作曲线 G(x)的切
线交坐标两端 P,Q点，截距即为这时 A,B组元的化学
位。
若已知 G(x)与 成分 xB的关
系如图所示。
化学位的图解法证明
单相平衡
2、当曲线为, 上凹, 时，应为均匀成分 xB的自由能最低。如果
某一处出现高出 xB的成分时，因为物质不灭，必然存在另一处
为低于 xB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。
稳定的单相为在某一温度
下，该相的自由能最低，并且
在该成分点出的 G(x)~x曲线为
,上凹, 。
1、在温度 T下,AB组元可能形成 α,
β 两种相，为了降低系统的自由能，
显然将以单一的 α 存在比 β 相或 α
＋ β 两相混合时的自由能低一些。
两相平衡－公切线法则
a点为组元 A在 α 和 β 的化学位,b点为组元 B在 α 和 β 的化学位,
显然二者相等，所以 P点的 α 相成分为 x1； Q点的 β 相成分为 x2；
它们是平衡相。两相的数量满足杠杆定律，以这两相混合的自
由能在 M点。这时的自由能最低，它们才是这个温度下的平衡相。
在二元的情况, 温度 T一定
时,若 AB组元可能形成 α,
β 两种相, 其自由能与成分
的关系曲线如图所示,合金
成分为 X时,
以单一的 α 相存在,自由能在 1点 ；
以单一的 β 相存在,自由能在 2点；
作 Gα, Gβ 的公切线，切点分别
为 P,Q，延长交坐标轴为 a,b。
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。
对应在 PQ之外，无法由 P点的 α 相和 Q点的 β 相混合而成，
以自由能较低的单相存在,P点的左边为合金成分的单一 α 相，
Q点的右边为合金成分的单一 β 相。
注意平衡相是以共切点的成分
来分配, 如果连接两曲线的最低
点, 以这样的成分的两相混合,
尽管每一相的自由能比切点低,
但数量按杠杆定律分配后的混合
自由能在 3点, 依然高于 M点, 所
以平衡相是以公切线对应的切点
作为确定点 。
在 PQ之间, 所有成分的合金都
由 P点的 α 相和 Q点的 β 相混合而
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
分坐标值便是这两个相在给定温度下的平衡成分。
推论,三个溶体平衡共存
的条件是在给定的温度下，
公切线能同时切过三条自
由能曲线。或曰这三个溶
体的自由能曲线有公切线。
这三个切点的成分坐标值
便是这三个相在给定温度
下的平衡成分。
第四节 相图与吉布斯
自由能曲线
? 二元匀晶相图
? 二元共晶相图
? 二元包晶相图
? 增幅分解
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 (Spinodel)
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 (凹向朝下 )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
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。
增幅分解是单相固溶体分解为两相混合物的一种特殊方式,
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)
在实线和虚线之间的区域。成分为 CN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
定数量 (大小 )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
溶体中第二相形成相同。
增幅区外的分解,
增幅分解 (Spinodel)
成分在虚线范围内时，由于自由能曲线为 上凸 (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。
增幅区内的分解
增幅分解 (Spinodel)
成分在虚线范围内时，由于自由能曲线为 上凸 (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。
增幅区内的分解
增幅分解 (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。
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。
增幅分解组织
第五节 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 μ 1＝ μ 2，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 Δ GV为转变提供的
动力，转变方向为 Δ GV＜ 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。
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。
总能量变化
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,
1,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。
2,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
3,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。
4,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。
5,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。
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,
1,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。
2,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。
3,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。
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。
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。
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。
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
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。
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,
材料的组织与力学性能的关系
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。
3、晶界对温度的反应
材料的组织与力学性能的关系
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
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。
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,
1,细化晶粒，可以用再结晶退火，淬火回火等方法。
2,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。
3,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
1,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。
2,自由能～成分曲线与相图的对应关系。
3,介绍固态相变的类型、过程和特点。
4,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。
与固态相变基础
? 合金自由能的计算
? 自由能随成分变化规律
? 相平衡原理
? 相图与吉布斯自由能曲线
? 固态相变概论
? 总结与回顾－－材料的成分、加
工工艺对组织、性能的影响
引言
平衡状态, 系统吉布斯自由能处于最低所对应的状态。
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
系的图形。
相图的测定方法, 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
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 /比容变化、磁性法等等。
计算法预测相图, 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，
达到能量最低的状态 (平衡态 )，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
可以实现。
第一节 固溶体 自由能的计算
? 纯组元自由能与温度的关系
? 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
? 混合过程中 S的变化
? 混合过程中 H的变化
纯组元自由能与温度的关系
其中 H0和 S0为标准状态下 (25℃,一个大气压 )的值，
可以查相关的热力学资料得到。
两相混合自由能的计算
设同样有 A,B两组元组成的两相 α 和 β,
α 的成分 (原子百分比 )为 x1,β 的成分
(原子百分比 )为 x2,α 和 β 两相所占地比
例分别为 N1和 N2(原子百分比 ),显然 N1＋ N2
＝ 1。
在 G－ X的图形中,G1,G,G2三点在一直线上，并服从杠杆定律。
固溶体自由能与成分温度的关系
在温度 T下，寻找 G－ x之间的关系。设 NA和 NB为固溶体
中 A,B的原子数, XA和 XB为两组元的摩尔浓度，即
在温度 T下,G0为混合前的自
由能,Δ Gm为混合过程中自由
能变化。
G0A的值由纯组元公式计算出。
先计算 混合过程中 H,S的变化
量,可以计算 Δ Gm变化。
混合过程中 S的变化
熵表征为系统的混乱程度，固态下系统的熵构成：
主要是混合熵 (配置熵 )，决定于原子可能排列的方式；
其次还有振动熵，决定于温度和缺陷。
每摩尔物质有原子，在二元系统中,A,B各自的
原子数为 NA,NB，即 NA＋ NB＝ N，材料的成分和浓度为：
XA＝ NA/N,XB＝ NB/N (XA＋ N＝ 1)。
混合时熵的变化,
配置熵 定义,
K－波耳兹曼常数 W－可能构成的排列方式
混合过程中 S的变化
混合过程中 H的变化
利用溶液的准化学模型：①设 A,B组元尺寸相接
近，排列无序；②混合过程中体积基本不变，即 Δ V＝
0；③原子只与最近邻的原子之间存在相互作用，即只
计算最近邻原子之间的结合能。
设两最近邻原子之间的结合能分别为 uAA,uBB,uAB，
固溶体和组元的配位数均为 Z。由于 H=u+PV,
混合过程中 H的变化
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假设，即使用条件，这
是一最简单的情况，其它情况下应根据使用环境来加
以修正。
结论,
第二节 自由能随成分变化规律
? 数学表达关系分析
? 当 Δ HM=0时 的状态
? 当 Δ HM<0时 的状态
? 当 Δ HM>0时 的状态
数学表达关系分析
自由能随成分变化规律
当 Δ HM=0时,
这时为理想溶液模型，即
G(x)为下垂线，即曲线的凹向朝上。
自由能随成分变化规律
Δ HM<0时,
这时异类原子的结合力大
于同类原子之间的结合力。
表现为在溶解时会放出热
量。
G(x)为下垂线，曲线的凹向朝上。由于 Δ HM和 TΔ SM
的同时作用，曲线下垂更大。
Δ HM>0时 自由能随成分变化规律
溶解时会吸收热量，由于 Δ HM和 TΔ SM表现为相反的
作用，曲线的形状与二者的大小相关。
混合所提高的内能全部由热温熵来补充，
Δ Gm≤0, G(x)依然为下垂曲线，仅仅下垂的程度小一
点。
下页
Δ HM>0时 自由能随成分变化规律
构成的曲线有三个极值
点和两个拐点，在靠近坐标
轴 (x接近 0或 1)处为上凹曲线，
有两个极小值，而中部位凹
向朝下的上凸曲线，会有一
极大值。
在这种情况下，存在两个必然的规律：其一是任何组元，
少量的溶解其它组元都会使其吉布斯自由能下降，绝对的不能
溶解其它元素是不存在的，得到绝对的纯净物资是不可能的，
即, 金无赤足, 。其 二 是当出现上凸时，吉布斯自由能会提高，
自发的趋势是形成两相混合物可以降低体系的自由能，两组元
表现为有限溶解。
Δ HM>0时 自由能随成分变化规律
溶解时会吸收热量，由于 Δ HM和 TΔ SM表现为相反的
作用，曲线的形状与二者的大小相关。
若 T＝ 0时，两组元的混合全部表现为提高自由能，
由于绝对 0度是不可能的，所以这种情况不可能出现。
第三节 相平衡原理
? 相平衡原理
? 化学位的图解求法
? 单相平衡
? 两相平衡－公切线法则
体系的自由能最低；
每一组元在平衡各相中的化学位相等。
相平衡原理
化学位的图解求法
在某固定的温度下，由 AB两组元构成的某一相 α,
其自由能与成分之间的关系如图所示，当其成分为 XB
时，求这时 A,B组元在该相中的化学位？
由成分 xB在 G(x)曲线上的位置 M，过 M作曲线 G(x)的切
线交坐标两端 P,Q点，截距即为这时 A,B组元的化学
位。
若已知 G(x)与 成分 xB的关
系如图所示。
化学位的图解法证明
单相平衡
2、当曲线为, 上凹, 时，应为均匀成分 xB的自由能最低。如果
某一处出现高出 xB的成分时，因为物质不灭，必然存在另一处
为低于 xB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。
稳定的单相为在某一温度
下，该相的自由能最低，并且
在该成分点出的 G(x)~x曲线为
,上凹, 。
1、在温度 T下,AB组元可能形成 α,
β 两种相，为了降低系统的自由能，
显然将以单一的 α 存在比 β 相或 α
＋ β 两相混合时的自由能低一些。
两相平衡－公切线法则
a点为组元 A在 α 和 β 的化学位,b点为组元 B在 α 和 β 的化学位,
显然二者相等，所以 P点的 α 相成分为 x1； Q点的 β 相成分为 x2；
它们是平衡相。两相的数量满足杠杆定律，以这两相混合的自
由能在 M点。这时的自由能最低，它们才是这个温度下的平衡相。
在二元的情况, 温度 T一定
时,若 AB组元可能形成 α,
β 两种相, 其自由能与成分
的关系曲线如图所示,合金
成分为 X时,
以单一的 α 相存在,自由能在 1点 ；
以单一的 β 相存在,自由能在 2点；
作 Gα, Gβ 的公切线，切点分别
为 P,Q，延长交坐标轴为 a,b。
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。
对应在 PQ之外，无法由 P点的 α 相和 Q点的 β 相混合而成，
以自由能较低的单相存在,P点的左边为合金成分的单一 α 相，
Q点的右边为合金成分的单一 β 相。
注意平衡相是以共切点的成分
来分配, 如果连接两曲线的最低
点, 以这样的成分的两相混合,
尽管每一相的自由能比切点低,
但数量按杠杆定律分配后的混合
自由能在 3点, 依然高于 M点, 所
以平衡相是以公切线对应的切点
作为确定点 。
在 PQ之间, 所有成分的合金都
由 P点的 α 相和 Q点的 β 相混合而
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
分坐标值便是这两个相在给定温度下的平衡成分。
推论,三个溶体平衡共存
的条件是在给定的温度下，
公切线能同时切过三条自
由能曲线。或曰这三个溶
体的自由能曲线有公切线。
这三个切点的成分坐标值
便是这三个相在给定温度
下的平衡成分。
第四节 相图与吉布斯
自由能曲线
? 二元匀晶相图
? 二元共晶相图
? 二元包晶相图
? 增幅分解
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 (Spinodel)
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 (凹向朝下 )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
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。
增幅分解是单相固溶体分解为两相混合物的一种特殊方式,
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)
在实线和虚线之间的区域。成分为 CN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
定数量 (大小 )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
溶体中第二相形成相同。
增幅区外的分解,
增幅分解 (Spinodel)
成分在虚线范围内时，由于自由能曲线为 上凸 (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。
增幅区内的分解
增幅分解 (Spinodel)
成分在虚线范围内时，由于自由能曲线为 上凸 (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。
增幅区内的分解
增幅分解 (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。
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。
增幅分解组织
第五节 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 μ 1＝ μ 2，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 Δ GV为转变提供的
动力，转变方向为 Δ GV＜ 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。
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。
总能量变化
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,
1,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。
2,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
3,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。
4,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。
5,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。
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,
1,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。
2,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。
3,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。
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。
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。
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。
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
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。
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,
材料的组织与力学性能的关系
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。
3、晶界对温度的反应
材料的组织与力学性能的关系
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
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。
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,
1,细化晶粒，可以用再结晶退火，淬火回火等方法。
2,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。
3,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
1,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。
2,自由能～成分曲线与相图的对应关系。
3,介绍固态相变的类型、过程和特点。
4,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。
