扩散与相变
杨斌杰 s2******* 材硕1308班
冶金过程液液反应动力学模型
杨斌杰，黄继华
北京科技大学
前言
冶金过程液/液相反应是指两个互不相溶的液相之间的反应。这类反应对冶
金过程十分重要。例如，电炉炼钢过程，从炉内形成钢渣熔体开始，直至出钢为止，液/液反应贯穿于整个熔化、氧化和还原过程中。熔化期和氧化期中钢液中C、Si、Mn、P及某些合金元素的氧化，就包含有渣中氧化铁和钢中这些元素之
间的反应。还原期的脱硫也是渣钢之间的反应。
液/液反应机理的共同特点：反应物来自两个不同的液相;然后在共同的相界面上发生界面化学反应;最后生成物再以扩散的方式从相界面传递到不同的液相中。
寻求液液反应的动力学规律，较多地应用双膜理论。
液/液反应的限制性环节一般分为两类。一类以扩散为限制性环节；另一类是以界面化学反应为限制性环节。大量事实说明，在液/液反应中，尤其是高温
冶金液/液反应中，大部分限制性环节处于扩散范围，只有一小部分反应属于界
面化学反应类型。
双膜理论即时把握了冶金过程液夜反应的相关关键规律,结合传质扩散的相
关知识建立模型,根据实际情况优化模型,从而解决实际复杂的问题的。
1模型的建立
首先我们需要对液液反应的物理化学过程进行分析，寻找个步骤的模型计算，然后针对液液两相界面反应此类物理化学过程，我们需要结合一些传质学上的计算理论或相关的模型和我们的化学反应步骤的相关公式机型建模
1.1物理化学过程分析
金属液/熔渣反应机理的分析如下，应用双膜理论分析金属液/熔渣反应速率。金属液/熔渣反应主要以下列两种反应进行：
[A] + (B z+) = (A z+) + [B]
[A] + (B z-) = (A z-) + [B]
[A]、[B] ——金属液中以原子状态存在的组元A、B；
(A z+)、(A z-)、(B z+)、(B z-) ——熔渣中以正(负)离子状态存在的组元A、B。
图1 组元A 在熔渣、金属液两相中浓度分布示意图
整个反应包括如下5个反应步骤:
（1）组元[A] 由金属液内穿过金属液一侧边界层向金属液/熔渣界面迁移；
（2）组元(B z+)由渣相内穿过渣相一侧边界层向熔渣/金属液界面的迁移；
（3）在界面上发生化学反应；
（4）反应产物(A z+)*由熔渣/金属液界面穿过渣相边界层向渣相内迁移；
（5）反应产物[B]* 由金属液/熔渣界面穿过金属液边界层向金属液内部迁移。
1.2模型推倒过程
由菲克第一定律得到在金属液边界层的物质流密度:
J [A]=D [A]
(c[A]?c [A]?)δ[A]=D [A]δ[A](c[A]?c [A]?)=k [A](c [A]-c [A]?)
J [A] ????传质通量, mol/(m 2.s);
c [A]????金属溶液中A 元素的摩尔浓度，mol/m 3;
c [A]?????两相界面上A 元素的摩尔浓度，mol/m 3; δ[A]????金属液体相的边界层厚度，m;
D [A] ????金属液边界层扩散系数，m 2/s;
k [A] ????金属液边界层传质系数，m/s, k [A]=D[A]
δ[A]. 同理，在渣相边界层的物质流密度:
J (Az+)=D （Az+）c (Az+)??c(Az+)δ（Az+）=D （Az+）δ（Az+）
（c (Az+)?-c (Az+)）=k (Az+)(c (Az+)?-c (Az+))
J (Az+)????传质通量, mol/(m 2.s);
c (Az+)???熔渣中A z+元素的摩尔浓度，mol/m 3;
c (Az+)?????两相界面上A z+元素的摩尔浓度，mol/m 3;
δ（Az+）????熔渣液体相的边界层厚度，m;
扩散与相变练习题
1.对于A-B二元置换式固溶体。讨论自扩散系数、本征扩散系数（化学扩散系数）和互扩散系数的物理意义及其相互关系。（18分） 2.在缓慢冷却过程中刚中产生了所谓的带状组织（α与珠光体交替分布），为了消除这种带状组织需要进行扩散退火。已知厚度为25mm的钢板在900℃经2天扩散处理可以消除这种带状组织。 问：如果把这种钢板轧制成5mm厚，并在1200℃下进行扩散处理需要多长时间？（D=D0exp(-286000/8.314T)）（18分） 3.硅表面涂覆一层硼，在1100℃保温250秒，测得距离硅表面0.2μm处硼的浓度为8×103mol/m3。 求：（1）硅表面单位面积硼的涂覆量； （2）距离硅表面0.2μm处硼的最大浓度。D B（1100℃）=4.0×10-12m2/s (20分) 4.18Cr-8Ni不锈钢加热到700℃保温10分钟，表面层发生了脱铬现象。当铬含量小于11%时，不锈钢将丧失不锈性。假定脱铬过程中不锈钢表面铬含量为零。（1）计算丧失不锈性的表层厚度。 （2）在10分钟后排除了脱铬故障，不锈钢与环境之间再也没有铬的交换。在700℃继续保温，问至少需要保温多长时间才能消除前10分钟脱铬的有害作用（D Cr= 3.5exp(-286000/8.314T)）cm2/s）？ 【提示】：如有必要，可以进行合理的近似处理。（24分） 5.一共析碳素钢在A1温度于湿氢中进行脱碳处理，在钢的表面会形成一铁素体层。该铁素体层将以一定速度长厚。长厚速度由通过铁素体层的碳的扩散所控制。（1）建立一个合理的模型。导出铁素体厚度与时间的关系； （2）该铁素体层长到1mm厚需要多长时间？（在A1温度DαC=109cm2/s）
扩散与相变
杨斌杰 s2******* 材硕1308班 冶金过程液液反应动力学模型 杨斌杰，黄继华 北京科技大学 前言 冶金过程液/液相反应是指两个互不相溶的液相之间的反应。这类反应对冶 金过程十分重要。例如，电炉炼钢过程，从炉内形成钢渣熔体开始，直至出钢为止，液/液反应贯穿于整个熔化、氧化和还原过程中。熔化期和氧化期中钢液中C、Si、Mn、P及某些合金元素的氧化，就包含有渣中氧化铁和钢中这些元素之 间的反应。还原期的脱硫也是渣钢之间的反应。 液/液反应机理的共同特点：反应物来自两个不同的液相;然后在共同的相界面上发生界面化学反应;最后生成物再以扩散的方式从相界面传递到不同的液相中。 寻求液液反应的动力学规律，较多地应用双膜理论。 液/液反应的限制性环节一般分为两类。一类以扩散为限制性环节；另一类是以界面化学反应为限制性环节。大量事实说明，在液/液反应中，尤其是高温 冶金液/液反应中，大部分限制性环节处于扩散范围，只有一小部分反应属于界 面化学反应类型。 双膜理论即时把握了冶金过程液夜反应的相关关键规律,结合传质扩散的相 关知识建立模型,根据实际情况优化模型,从而解决实际复杂的问题的。 1模型的建立 首先我们需要对液液反应的物理化学过程进行分析，寻找个步骤的模型计算，然后针对液液两相界面反应此类物理化学过程，我们需要结合一些传质学上的计算理论或相关的模型和我们的化学反应步骤的相关公式机型建模 1.1物理化学过程分析 金属液/熔渣反应机理的分析如下，应用双膜理论分析金属液/熔渣反应速率。金属液/熔渣反应主要以下列两种反应进行： [A] + (B z+) = (A z+) + [B] [A] + (B z-) = (A z-) + [B] [A]、[B] ——金属液中以原子状态存在的组元A、B； (A z+)、(A z-)、(B z+)、(B z-) ——熔渣中以正(负)离子状态存在的组元A、B。
扩散与相变word版本
扩散与相变
铸锭均匀化的扩散机理 1 基础理论 众所周知，所有金属和合金凝固时都存在枝晶偏析，必须通过均匀化处理消除或减少晶内化学成分、组织的不均匀性和在铸锭快速冷却时所产生的内应力，改善铸锭的热塑性。均匀化处理能改善合金的塑性，提高合金元素在基体中的固溶度，提高合金的强度。均匀化过程越彻底，时效后合金的强度越高。 在工业生产中，液态合金经浇铸后(铸锭或铸件)，冷却较快，一般是几分钟，最多是几小时就已凝固完毕，不可能达到平衡凝固。由于非平衡凝固扩散进行不充分，铸锭或铸件的成分、组织、性能存在不均匀性。主要体现在以下几个方面： 铸锭存在成分偏析，如不消除会影响产品的性能的均匀性和降低耐蚀性。 铸锭中的低熔点组织在热加工过程中熔化，不利于加工。 (3)铸锭中存在较大的残余应力，在加工过程中可能导致铸锭开裂。 (4)铸锭中的硬脆相在加工过程中碎化，形成裂纹，降低合金的塑性。 鉴于以上问题，就需要对铸锭进行均匀化处理，以改善铸造合金的工艺性能，为后续冷、热加工和热处理创造条件，并且改善铸件的最终使用性能。均匀化是一个在高温下进行的过程，需要一定时间才能完成，其微观机理是合金中一种或多种溶质原子在高温下在化学位梯度的作用下发生扩散，使合金的成分、组织不均匀性得以消除或者减少。这是典型的扩散问题。 2 一个实际铸锭的枝晶偏析问题及其均匀化
固溶体合金在非平衡结晶时，由于先后从液体中凝固出来的固相成分不同，加之冷却速度快，固相中均匀扩散来不及进行，结果使得晶粒内部化学成分不均匀。往往会出现不同程度的枝晶偏析，从而损害合金的性能。 由于不平衡结晶，得到的固相晶粒内部先结晶区高熔点组元含量高，后结晶区低熔点组元含量高，这种在一个晶粒内部化学成分不均匀的现象就是晶内偏析。由于固溶体晶体通常是树枝状，枝干和枝间的化学成分不同，因此又称为枝晶偏析。如图Ni-Cu合金铸态组织，先凝固的晶体中心含Ni量高，后凝固的晶体部分含Cu量高，如图1所示。图1(a)为铸态 Ni-Cu合金经抛光侵蚀后，由于不同成分的侵蚀程度不同，而显示出枝晶形状，其先凝固的树枝状骨架(白色)含Ni量较高，后凝固的枝与枝之间(黑色)含Cu量较高；图1(b)为两个枝臂间的电子探针显微分析照片，证明了枝臂中心含Ni高，枝与枝枝间含Cu高。 如果合金中存在严重的枝晶偏析，会导致合金的塑性显著下降，难于压力加工，为消除枝晶偏析，可以将铸态合金加热至略低于固相线温度进行长时间的均匀化退火，使异类原子互相充分扩散均匀。由图2(a)可见，铸态Ni-Cu合金经均匀化退火后的晶粒组织是均匀的，电子探针扫描图像[图2(b)]也证明经过均匀化退火后晶粒内部的成分是均匀。 图1 Ni-Cu合金的枝晶偏析 (a)铸造组织(枝晶偏析)；(b)相邻两枝臂间的电子探针扫描图象
固态相变
1. 固态相变与液固相变在形核、长大规律和组织等方面的主要区别。 答：固态相变形核要求有一个临界过冷度△Tc，只有当过冷度△T>△Tc时才满足相变热力学条件。这是固态相变形核与液-固相变的根本区别。相同：形核和长大规律相同，驱动力相同都存在相变阻力都是系统自组织的过程。异处：不同点：（1）液－固相变驱动力为自由焓之差△G 相变，阻力为新相的表面能△G表，基本能连关系为：△G = △G 相变+△G表，而固态相变多了一项畸变能△G畸，基本能连关系为：△G = △G 相变+△G界面+△G畸（2）固态相变比液－固相变困难，需要较大的过冷度。固态相变阻力增加了应变能等，即固态相变中形核困难. 3.固态相变时为什么常常首先形成亚稳过渡相。佳美试卷P31P33 （1）能量方面，所需要驱动力，平衡相大于过渡相，过渡相的界面能和应变能要低，形成有利于降低相变阻力。（2）成分和结构方面。过渡相在成分和结构更接近母相，两相易于形成共格或半共格界面，减少界面能，降低形核功，形核容易进行。 4.如何理解脱溶颗粒在粗化过程中的“小粒子溶解”和“大粒子长大”现象。 （1）粗化过程驱动力是界面能的降低当沉淀相越小，其中每个原子分到的界面能越多，化学势越高，与它处于平母相中的溶质原子浓度越高即c（r2）>c(r1)。由此可见，在大粒子r1和小粒子r2之间体中存在浓度梯度，因此必然有一个扩散流，在浓度梯度的作用下，大粒子通过吸收基体中的溶质而不断长大，小粒子要不断溶解收缩，放出溶质原子来维持这个扩散流。所以出现了大粒子长大、小粒子溶解的现象 （2） 粗化过程中，小粒子溶解，大粒子长大，粒子总数减小，r增加。小粒子溶解更快。温度T升高，扩散系数D增大，使dr/dt增大。所以当温度升高，大粒子长大更快，小粒子溶解更快。 5.如何理解调幅分解在热力学上无能垒，但在实际转变过程中有阻力。 (1)应变能，溶质溶剂原子尺寸不同 (2)梯度能，原子化学键结合 (3)相间点阵畸变 6.调幅分解与形核长大型脱溶转变的主要区别。见佳美试卷P14 P34 7.如何从热力学角度理解马氏体相变的无扩散性。
扩散与相变
铸锭均匀化的扩散机理 1 基础理论 众所周知，所有金属和合金凝固时都存在枝晶偏析，必须通过均匀化处理消除或减少晶内化学成分、组织的不均匀性和在铸锭快速冷却时所产生的内应力，改善铸锭的热塑性。均匀化处理能改善合金的塑性，提高合金元素在基体中的固溶度，提高合金的强度。均匀化过程越彻底，时效后合金的强度越高。 在工业生产中，液态合金经浇铸后(铸锭或铸件)，冷却较快，一般是几分钟，最多是几小时就已凝固完毕，不可能达到平衡凝固。由于非平衡凝固扩散进行不充分，铸锭或铸件的成分、组织、性能存在不均匀性。主要体现在以下几个方面： 铸锭存在成分偏析，如不消除会影响产品的性能的均匀性和降低耐蚀性。 铸锭中的低熔点组织在热加工过程中熔化，不利于加工。 (3)铸锭中存在较大的残余应力，在加工过程中可能导致铸锭开裂。 (4)铸锭中的硬脆相在加工过程中碎化，形成裂纹，降低合金的塑性。 鉴于以上问题，就需要对铸锭进行均匀化处理，以改善铸造合金的工艺性能，为后续冷、热加工和热处理创造条件，并且改善铸件的最终使用性能。均匀化是一个在高温下进行的过程，需要一定时间才能完成，其微观机理是合金中一种或多种溶质原子在高温下在化学位梯度的作用下发生扩散，使合金的成分、组织不均匀性得以消除或者减少。这是典型的扩散问题。 2 一个实际铸锭的枝晶偏析问题及其均匀化 固溶体合金在非平衡结晶时，由于先后从液体中凝固出来的固相成分不同，加之冷却速度快，固相中均匀扩散来不及进行，结果使得晶粒内部化学成分不均匀。往往会出现不同程度的枝晶偏析，从而损害合金的性能。 由于不平衡结晶，得到的固相晶粒内部先结晶区高熔点组元含量高，后结晶区低熔点组元含量高，这种在一个晶粒内部化学成分不均匀的现象就是晶内偏析。由于固溶体晶体通常是树枝状，枝干和枝间的化学成分不同，因此又称为枝晶偏析。如图Ni-Cu合金铸态组织，先凝固的晶体中心含Ni量高，后凝固的晶体部分含Cu量高，如图1所示。图1(a)为铸态Ni-Cu合金经抛光侵蚀后，由于不同成分的侵蚀程度不同，而显示出枝晶形状，其先凝固的树枝状骨架(白色)含Ni量较高，后凝固的枝与枝之间(黑色)含Cu量较高；图1(b)为两个枝臂间的电子探针显微分析照片，证明了枝臂中心含Ni高，枝与枝枝间含Cu高。 如果合金中存在严重的枝晶偏析，会导致合金的塑性显著下降，难于压力加工，为消除枝晶偏析，可以将铸态合金加热至略低于固相线温度进行长时间的均匀化退火，使异类原子互相充分扩散均匀。由图2(a)可见，铸态Ni-Cu合金经均匀化退火后的晶粒组织是均匀的，电子探针扫描图像[图2(b)]也证明经过均匀化退火后晶粒内部的成分是均匀。
北科大材料扩散与相变扩散复习题(word文档良心出品)0001
材料的扩散与相变考试参考解答 名词解释 扩散激活能：在扩散过程中，原子从原始平衡位置跳动迁移到新的平衡位置，所必须越过的能垒值或称 所必须增加的最低能量。 空位扩散：和空位相邻的原子比较容易进入空位位置而使其原来占据的位置变为空位，如此不断就可以 实现原子迁移。 化学扩散：由于浓度梯度所引起的扩散。 扩散通量：单位时间内通过垂直于 X 轴的单位平面的原子数量，单位为 mol/cm 2s, 1/cm 2s, g/cm 2s 非均匀形核：新相优先在母相中存在的异质处形核，即依附于液相中的杂质或外表面形核。 反应扩散：由扩散造成的浓度分布以及由合金系统决定的不同相所对应的固溶度势必在扩散过程中产生 中间相，这种通过扩散而形成新相的现象称为反应扩散。 惯析面：马氏体总是在母相的特定的晶面上析出，伴随着马氏体相变的切变，一般与此晶面平行，此晶 面为基体与马氏体相所共有，称为惯析面。 TTT 图：过冷奥氏体等温转变动力学图，又称 C 曲线。 溶质原子贫化区： 由于空位的存在，促使溶质原子向晶界迁移的偏聚，辐射或加热时产生大量空位在冷 却时向晶界迁移并消失，同时拖着溶质原子运动，溶质原子富集在晶界。偏聚范围大，在晶界上形成一 定宽度偏聚带，达几微米，偏聚带两侧有溶质原子贫化区。 解答题：（27分） 1?在一维稳态扩散情况下，试推导出扩散物质的浓度与坐标的分布函数。 2?将一根Fe-0.4%C-4%Si 合金棒与一根 Fe-0.4%C 合金棒焊接在一起，经 什么现象？并说明产生这种现象的原因。见上交材基 3?公式D - - 2P-的物理意义是什么？简述在间隙扩散与空位扩散机制中 D 表示单位梯度下的通量，即为扩散系数，单位为 cm 2 /s 或m 2 /s 稳态扩散: 2 :C :C ；2c 0, D 厂 0 :t t .x 从而: 卫=const .x =A,积分可得C(x) =Ax+B 设： 得： r c(x,t)=c 1 C(x.t)=C 3 (X=0) (x 二 L) B = C 1, A = C 2 —C r — C( X )—C r _x L 1015 CX10天扩散退火会产生 D 表达式的区别？
扩散与相变
扩散与相变课程教学大纲 一、课程说明 （一）课程名称、所属专业、课程性质、学分； 课程名称：扩散与相变 所属专业：材料物理、材料化学 课程性质：必修 学分：3.0 （二）课程简介、目标与任务； 课程简介：扩散与相变是材料物理专业本科生专业课，也是该专业主干课程之一。 目标与任务：掌握材料科的制备和处理过程中相变的基础知识，包括多元系热力学，相平衡，相界，相变的分类，扩散的基本理论，以及熔化、凝固和玻璃转变等重要相变和转变的基本特征和基本理论。为进一步学习金属材料学、材料的力学性能等后继课程奠定必要的理论基础。同时也为学生今后从事材料科学研究、材料设计和生产奠定必要的理论基础。 （三）先修课程要求，与先修课与后续相关课程之间的逻辑关系和内容衔接； 先修课程：材料科学导论、X射线衍射与电子显微学 后继课程：材料力学性能、金属材料学、功能材料 与先修课与后续相关课程之间的逻辑关系和内容衔接：在掌握了材料科学的基础知识之后，通过本课程的学习，理解所谓材料的结构并非是指晶体结构，而是指相的种类、数量、形态和分布，即材料的微观组织，理解相平衡、相界面、相变的基本理论，掌握材料制备和处理过程中材料结构演变的基本原理和基本规律，以便在后继课程中能够顺利的接受和理解材料的制备与处理对材料结构和性能的改变。 （四）教材与主要参考书。 教材：自编讲义 主要参考书：
1. 潘金生，仝健民，田民波编，《材料科学基础》清华大学出版社1998年； 2. D.A. Porter, K.E. Easterling, M.Y. Sherif著，陈冷，余永宁译《金属和合金中的相变》，高等教育出版社，2011年。 二、课程内容与安排 第一章引言：材料学的研究领域与研究方法 第一节材料学与人类的知识 第二节材料 第三节材料的分类 第四节材料的获得 第五节材料科学：超越原子层次的科学 第六节物理学处理问题的方法 第七节德拜温度之上 第八节原子层次之上I——晶体缺陷 第九节原子层次之上II——合金化、相 第十节原子层次之上III——组织 第十一节原子层次之上IV——控制凝固过程对材料组织的改变 第十二节原子层次之上V——变形对材料组织的改变 第十三节原子层次之上VI——热处理对材料组织的改变 第十四节原子层次之上VII——材料结构对性能的影响 第十五节本课程的主要内容 第二章相平衡 第一节热力学及单质的相平衡 第二节合金的热力学 第三节相平衡 第四节二元相图 第五节不同类型合金的凝固过程以及相图名称的由来 第六节 Gibbs相律 第七节 Fe-C相图 第八节氧化物相图 第九节三元相图 第十节相图的来源 第三章相界 第一节相界面的定义与分类
合金中扩散与相变习题(相变部分)关于
合金中的扩散与相变习题（相变部分） 1. 名词解释 形核驱动力、相变驱动力，调幅分解、惯析面、连续脱溶、不连续脱溶、热弹性马氏体。 2（1）如果不考虑畸变能，第二相粒子在晶内析出是何形态？在晶界析出呢？（2）如果不 考虑界面能，析出物为何种形态？是否会在晶界优先析出呢？ 3 已知α、β、γ、δ相的自由能-成分曲线如图所示， 从热力学角度判断浓度为C 0的γ相及δ相应析出的相， 并说明理由，同时指出在所示温度下的平衡相（稳定相） 及其浓度。 4 指出固溶体调幅分解与形核分解两之间的的主要区别。 5 假设将0.4%C 的铁碳合金从高温的单相γ状态淬到 750℃时，从过冷γ中析出了一个很小的α晶核.试回答: (1) 在Fe-Fe 3C 相图下方,作出α、γ、Fe 3C 在750℃的自由能-成分曲线。 (2) 用作图法求出最先析出晶核的成分，并说明之。 6 沉淀相θ‘’呈圆盘状，厚度为2.0 nm ，其失配度δ约为10%。已知弹性模量E=7×1010Pa ，共格界面因失配而造成的一个原子应变能为22 3δεVE V =（V 为一个原子所占体积）。今假设共格破坏后的非共格界面能为0.5J/m 2，求共格破坏时θ‘’圆盘的直径。 7 假定在Al （面心立方，原子间距d=0.3 nm ）基固溶体中，空位的平衡浓度（N n ）在550℃时为2×10-4，而在130℃时可以忽略不计： （1）如果所有空位都构成G .P 区的核心，求单位体积中的核心数目； （2）计算这些核心的平均距离。 8 Al-2at.%Cu 合金进行时效硬化，先从520℃淬至27℃，3小时后，在此温度形成平均间距为1.5×10-6cm 的G .P.区。已知27℃铜在铝中的扩散系数D=2.3×10-25cm 2/s ，假定过程为扩散控制，试估计该合金的空位形成能（假设淬火过程中无空位衰减）。 9 假设在固态相变过程中新相形核率N 及长大速率G 均为常数，则经t 时间后所形成新相的体积分数x 可用Johnson-Mehl 方程得到，即 )3exp(143t NG x π --= 已知形核率N=1000/cm 3.s ，G=3×10-5cm/s ，试计算： （1）发生相变速度最快的时间；过程中的最大相变速度； （2）获得50%转变量所需的时间。 10 下式表示含n 个原子的晶胚形成时的自由能变化： σε32 )(an G bn G B +-?-=? 式中，B G ?为形成单位体积晶胚时的自由能变化；σ为界面能；a 、b 为系数，其数值由晶胚的形状决定。试求晶胚形状为球状时的a 、b 值（以每个原子所占体积表示）。假定B G ?、A B α β γ δ C 0 G
材料科学基础知识总结
第十一章固态相变与材料处理 第一节固态相变总论 一．固态相变的特点与分类 固态相变时至少存在以下变化之一：晶体结构的变化；化学成分的变化；有序度的变化，如合金的有序化转变，即点阵中原子的配位发生变化 相变的驱动力是新相和母相间的自由能之差驱动力靠过冷度来获得 阻力: 新相晶核形成时引起的界面能和体积应变能，固态相变也符合最小自由能原理。1）固态相变的特点 1.固态相变阻力大 2.原子迁移率低 3.非均匀形核 4.新相有特定形状 5.相界面结构关系 6.存在一定的位向关系和惯习面 2）固态相变的分类 1. 按热力学分类 一级相变：有体积变化，有相变潜热（放热或吸热），大多数相变属于一级相变； 二级相变：二级相变时仅有材料的压缩系数、比热容、热膨胀系数变化。如磁性转变、有序转化。 2. 按动力学分类：依据原子运动特征分 扩散型相变：相变时有原子长距离扩散（超过原子间距），导致成分变化，大多数相变属于扩散型； 无扩散型相变：没有原子扩散，相变前后没有成分变化；（如马氏体相变） 3. 按相变方式分类： 形核-长大型相变：新相与母相间有界面，大多数相变为此类； 无核相变：新旧相之间无明显界面，如调幅分解。 二. 相变的热力学 1）相变时自由能的变化 假设在均匀母相α中形成一个半径为r的球形新相β，则系统总自由能变化量为：ΔG ΔG= Gβ-Gα Gα代表原始相（即母相）的Gibbs自由能 Gβ代表生成相（即新相）的Gibbs自由能 固态相变时形成半径为r的球形晶胚所引起系统自由能的变化（ΔG）为： △G=-(4π/3)r3(△GV+△GE)+4πr2γαβ ΔGν----形成单位体积晶核时的自由能变化,常为负值； ΔGE----形成单位体积晶核时所产生的应变能； γ----晶核与基体之间交界面的单位面积界面能 化学自由能使系统的总自由能降低，是相变的驱动力；而界面能和应变能是相变的阻力。相变发生的条件是系统的总自由能的下降，即△G<0 2）相变时临界形核条件
材料固态相变与扩散微合金非调质钢
微合金非调质钢 因为微合金非调质钢的铁素体-珠光体的抗拉强度最大达到lOOMPa,更高强度的零件需要开发新型非调质钢。 为了解决铁素体-珠光体型微合金非调质钢韧性低的问题，可以采用降低钢中碳含量，来增加组织中铁素体体积百分数，消除网状铁素体，减少组织中珠光体的体积百分数，提高珠光体片的退化程度、细化珠光体片。如德国THYSSEN钢公司在49MnVS3的基础上开发了38MnVS5、42MnVS6、27SiMnVS7等微合金非调质钢。20世纪80年代后期，日本新日铁采用晶内铁素体技术，开发了碳含量为0.30%的高韧性微合金非调质钢。 为了提高强度和韧性，采用贝氏体的组织是一个有效的技术方法。在中碳钢的基础上降低碳含量，添加扩大贝氏体转变区域的元素, 添加微合金元素细化晶粒，控制冷却速率，得到低碳贝氏体组织。贝氏体型非调质钢的强度可以达到1200MPa,缺口冲击韧性也有所改善。 另一个提高微合金非调质钢强度和韧性的方法是在钢中获得马氏体组织。获得马氏体型非调质钢的方法有两个；利用加工余热直接淬火后再回火的中碳钢、利用加工余热控制直接淬火过程产生马氏体自回火的低碳钢。马氏体型非调质钢的抗拉强度可以达到1400MP/ 缺口冲击韧性与调质钢相当。 为了提高微合金非调质钢的韧性，人们可以采用降低碳含量和增加硅含量的方法。碳含量的降低将导致钢的强度降低，通过采用增加钢中
镭含量的方法来弥补强度的降低。德国THYSSEX钢公司在开发出49MnVS3之后，相继开发出了较低碳含量的44MnSiVS6. 38MnSiVS5、 27MnSiVS6等微合金非调质钢。 珠光体-铁素型微合金非调质钢的抗拉强度水平一般在 600-900MPa 范围内。为了进一步提高强度和韧性，开发了空冷贝氏体型非调质钢。日本三菱钢公司开发了化学成分为0.25%C-1.5% Mn-O. 35%Cr-0. 15 % V的贝氏体型非调质钢，其抗拉强度达到900MPa,用于锻造前轴梁。与珠光体一铁素体型微合金非调质钢相比, 贝氏体型非调质钢强度高，低温韧性好。美国内陆钢公司开发的 0. 38%C-0. 3%Si-1.5%Mn-0. 2%Mo-0. 15%V 贝氏体钢型，其棒材最大直径可达64mm,韧性很好。 为了克服空冷钢性能低的缺点，人们将锻件直接淬火来省略再加热淬火，从而降低零件的生产制造成木。由于直接淬火后钢中的组织是马氏体，而且部分或完全省略了调质处理，所以将其称为马氏体型非调质钢。根据淬火后是否对淬火马氏体采用再加热回火处理，可以将马氏体型非调质钢分为直接淬火回火马氏体钢和自回火马氏体钢。直接淬火回火马氏体钢大都采用原有的中碳调质钢或略加改进的中碳调质钢，只是在直接淬火后将锻件再加热进行马氏体回火处理。而自回火马氏体钢却是添加一定量合金元素的低碳钢，控制较高的马氏体转变开始温度，使马氏体的自回火过程得以充分进行。 马氏体型非调质钢包括热加工后直接淬火再回火和直接淬火自回火两种类型。前者一般采用原来化学成分的淬火回火钢，添加适量微合金元素改善韧性。与相应的淬火回火钢相比，英国的DQT41（90kg 载重