c=a园球（粒状）
c>>a园棒（针状）
新相形态和界面取决于：
（1）相变驱动力ΔG（ΔT）
（2）
与液态金属凝固同比，相变阻力增大
界面能取决于界面匹配程度（球<针<盘）和面积（非共格<半共格<共格）；应变能主要取决于比容差，盘<针<球。
（共格应变能相对比容应变能很小。
）
界面能、应变能对新相形态的影响：
（界面能和应变能最低）两者兼顾
ΔT大临界晶核小→界面能为主→共格或半共格→盘状（降低应变能）
ΔT小临界晶核大→应变能为主→非共格
举例：
（1）钢中马氏体回火，先形成与马氏体基体保持共格ε碳物，随着回火温度的升高或回火时间延长，ε碳化物转变为与基体呈非共格的渗碳体。
（2）铝合金的时效强化。
§1.4固态相变的形核
绝大多数固态相变（除调幅分解）都是通过形核与长大过程完成的，形核过程往往先在母相基体的某些微小区域内形成新相所必须的成分与结构称为核胚；若这种核胚尺寸超过某一临界尺寸，便能稳定存在，并自发长大，即成为新相晶核。
若晶核在母相基体中无择优地任意均匀分布，称为均匀形核；若晶核在母相基体中某些区域择优地不均匀分布，则称为非均匀形核。
在固态相变中均匀形核的可能性很小。
一、均匀形核
按经典形核理论、系统自由能总变化：
（与液态金属结晶相比，相变阻力增加一相变应变能）
ΔG=－ΔgVV+σS+EV=－ΔGV+ΔGS+ΔGF
ΔgV单位体积新相与母相自由能差
σ单位面积界面能
E单位体积应变能
V体积
S面积
当低于平衡转变温度时，|ΔgVV|>σS+EVΔG<0自发过程
临界形核功ΔG*=
由于应变能存在，临界形核功增大
固态相变均匀形核率：
（与金属凝固过程相似）
N单位体积每相中的原子数
原子振动频率
Q原子扩散激活动
KBoltzmann数
T相变温度
固态下，Q值较大，ΔG*也较高，与凝固过程相比，固态相变均匀形核率要小得多。
二、非均匀形核
在母相的晶体缺陷处形核，金属固态相变主要依赖于非均匀形核。
其系统自由能总变化为：
ΔG=－ΔgVV+σS+EV－ΔGd
与均匀形核相比，多出一项－ΔGd，表示非均匀形核时，由于晶体缺陷消失而释放出的能量，－ΔgVV－ΔGd为相变的驱动力，使临界形核降低，促进形核。
各种晶体缺陷对形核的作用：
（一）空位：
通过加速扩散过程或释放自身能量一提供形核驱动力，促进形核。
举例：
A1－Cu，过饱合α固溶体，不平衡沉淀脱溶，在晶界附近没有沉淀相，形成无析出区，晶界附近空位进入晶界而淹没，远离晶界处保留很多空位。
（二）位错
1．位错线上形核，可借形核处位错线消失所释放能力作为相变驱动力，降低形核功。
2．新相形核时，位错并不消失，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，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（柯氏气氛），使溶质含量增高，便于满足新相形成时作需的成分条件，使新相晶核易于形成。
4．位错线或作为扩散和短路通道，降低扩散激活动，加速形核。
5．位错可分解形成由两个半位错与其间的层错组成的扩展位错，使其层借部分作为新相核胚有能形核部位。
由于晶粒内分布有大量位错，很容易把晶粒内的位错形核误认为均匀形核。
（三）晶界
大角度晶界具有高的界面能，在晶界形核时，可使界面能释放出来作为相变驱动力，以降低形核功。
晶界是固态相变主要形核位置。
晶界的分类：
界面：
多晶体中两个相邻晶粒的边界。
界棱：
多晶体中三个相邻晶粒的共同交界是一条直线。
界隅（YU）：
多晶体中四个相邻晶粒的共同交于一点。
界面、界棱、界隅都不是几何的面、线、点，均具有一定体积。
晶界模供能量
体积分数
增大
但在过冷度较大时，形核驱动力大，能量障碍小，界面成为对形核贡献最大的位置。
在晶界形核时，新相与每相的某一晶核有可能形成共格或半共格界面，以降低界面能，减少形核功。
这时共格一侧往往呈平直界面，新相与每相具有一定取向关系；而与界面另一晶格界面为非共格（由于大角度晶界两侧晶耗通常无位间关系）；为了降低界面能、串共格一侧往往呈球冠型，往往是晶体长大的一侧。
§1.5晶核的长大
一、固态相变时晶核的长大过程
晶核的长大伴随有两个过程：
传质过程（满足成分）和界面过程（满足结构）
传质过程：
在新旧相成分不同时，原子必须在旧相内扩散，使相界面附近的成分达到新相的要求，晶核才能长大。
共析转变、脱溶沉淀、贝氏体转变，新旧相成分不同，必须伴随传质过程。
同素异构转变，块状转变，马氏体转变，新旧相成分相同，不需要传质过程。
界面过程：
界面附近原子调整位置，从旧相结构点阵转变成新相结构点阵，使晶核长大。
（可看作原子的短距离自扩散）
界面过程有两种形式：
非协同型长大：
非共格界面，界面上原子移动没有先后顺序，相对位移距离不等，相邻关系发生变化，即原子运动步调是非协同性的（包括长距离扩散—成分不同和短距离扩散—成分同）。
在非共格界面处，为原子排列紊乱、无规则的过渡薄层，这种界面迁移是通过界面扩散进行的，不管新、旧相成分是不否相同，都称为扩散型相变。
协同型长大：
共格界面或半共格界面，界面旁边旧相中原子通过有规律的运动，来调整它们的相对位置，结构改变后，原子原来的相邻关系保持不变。
有两种方式：
均匀切变方式：
大量原子沿某一方向作小于一个原子间距的迁移，并保持各原子间原有相邻关系的不变。
——如马氏体相变
台阶长大方式：
通过半共格界面上位错运动，使界面作法向迁移，实现晶核长大。
综上，固态相变按晶核生长可分为以下四类
控制因素
成分不变协同型转变晶核长大快——马氏体相变
成分不变非协同型转变界面过程金属同素异构转变
成分改变协同型转变传质过程
成分改变非协同型转变
§1.6固态相变动力学（转变速度）
固态相变动力学，即转变速度取决于形核率和晶核的长大速度，而固态相变的形核率和晶核长大速度都是转变温度的函数。
因此，固态相变的动力学主要受温度（或过冷度）的影响。
目前尚未有一个精确反映各类固态相变速度与温度之间关系数学表达式。
在实际工作中，采用各种物理方法测出不同温度下从转变开始到转变不同量，以至转变终了时所需的时间，做出温度——时间——转变量曲线，称为等温转变曲线、TTT曲线或IT曲线（Isothermaltransforination）
扩散型相变的典型等温转变曲线C曲线
转变开始前需要一段孕育期。
当温度过低，扩散型相变可能波抑制，而转化为无扩散转变。
课后作业：
1．下列相变哪些是一级相变、二级相变、扩散相变、无扩散相变、有核相变、无核相变：
同素异构转变、伪共析转变、马氏体转变、多形性转变、块状转变、平衡脱溶沉淀、贝氏体转变、共析转变、有序化转变、包析转变、调幅分解、不平衡脱溶沉淀。
2．什么是平衡相变和不平衡相变，举例？
3．固固相变和固液相变的异同？
4．简述平衡脱溶沉淀和不平衡脱溶沉淀的异同？
5．简述固态相变影响形成新相的形状的各个因素？
6．分析两相的界面与它们之间的位向的关系？
7．简述固态相变晶核长大过程和方式？
8．简述惯习面和位向关系及其差别？
第二章钢中奥氏体的形成（钢的加热转变）
金属的强韧化是通过热处理（加热、保温和冷却）来获得所需的组织，达到所需的性能。
钢的热处理种类很多，除淬炎后的回火，消除应力退火等少数热处理外，均需加热到钢的临界点以上，使钢部分或全部转变为奥氏体，然后再以适当的冷却速度冷却，使奥氏体转变为所需的组织。
加热转变：
钢通过加热，使加热前的组织转变为奥氏体的过程。
为什么要了解加热转变：
由加热转变所得到奥氏体的组织状态，包括奥氏体的晶粒大小、形状、空间取向、亚结构、成分及其均匀等均直接影响随后冷却过程中发生的转变及转变所得的产物与性能。
因此，了解加热转变，即奥氏体的形成过程是十分重要的。
一般情况下，奥氏体是一种高温组织，并不是常温下使用的最终组织，研究奥氏体的形成，不是为了使用奥氏体，主要是研究奥氏体形成对随后组织的影响。
有二个例外，直接利用奥氏体的组织和性能：
一是利用高温下奥氏体滑移系多，变形容易，在奥氏体状态下进行压力加工；二是通过加入足够量扩大γ区MnNiCo使奥氏体稳定到低温，即奥氏体钢lCr18Ni9Ti，作为最终组织，具有高的耐蚀性和耐热性（无相变，M钢、F钢奥氏体相变软化）。
§2.1奥氏体的结构、组织与性能
一．奥氏体的结构
奥氏体是固溶有碳、合金元素的具有面心立方结构的铁的固溶体，r－Fe。
aus'tenite[':
stnatit]
碳，原子半径小，为间隙固溶。
合金元素为置挽固溶。
固溶碳的分布（是一个很重要因素）：
1．碳原子位于γ－Fe八面体中心。
即面心立方点阵晶胞中心或棱边的中点。
2．碳在γ－Fe最大溶解度2.11%，理论最大固溶度20%（重量），即不是每个八面体中心都容纳一个碳原子。
这是因为γ－Fe八面体中心空隙半径仅0.52
，小于碳原子的半径0.77
，碳原子的溶入使八面体发生膨胀，而使周围八面体中心空隙减小，因此不是所有的八面体都能容纳入一个碳原子。
3．碳原子在奥氏体中分布是不均匀的，存在着浓度起伏。
例如，0.85%C奥氏体中可能存在大量比平均浓度高八倍的微区，相当于渗碳体的碳含量。
4．碳原子溶入使γ－Fe点阵发生畸变，点阵参数增大。
溶入的碳愈多，点阵参数愈大（通过x－ray测点阵常数，算出含碳量）
二、奥氏体的组织
一般为颗粒状，加热转变刚结束得到细小的颗粒状奥氏体，晶粒边界呈不规则弧状；经高温保温一般时间后，奥氏体晶粒粗化，晶粒边界通过平直化变直，呈等轴多边形；在有的奥氏体晶粒中存在{111}孪晶。
特殊情况奥氏体呈针状，非平衡态含碳较低的钢以适当进度加热到α+γ区可得到针状奥氏体。
三、奥氏体的性能
1．较低的硬度和屈服极限（碳的溶入也不能有效地提高硬度和强度）
2．塑性好（滑移系多）
以上两点适用于在A下进行压力加工。
3．比容小（最密排点阵结构）
奥氏体比容是各种组织中最小的：
0.8%C钢（m3/kg）
4．热强性好（Fe原子自扩散激活能大，扩散系数小）→可作高温用钢。
5．导热性差，除Fe3C外，钢的各种组织中奥氏体导热性最差
碳钢中
（W/m·k）
利用奥氏体线膨胀系数大制作热敏元件
7．顺磁性F，M为铁磁性，可采用磁性法研究相变。
§2.2奥氏体的形成
这里讨论由平衡组织向奥氏体的转变。
平衡态组织指通过缓慢冷却获得的P，以及先共析F+P或先共析Fe3C+P。
加热时，首先P→A，然后才是先共析F或Fe3C→A。
由珠光体向奥氏体转变的驱动力是自由焓差，转变是通过扩散进行的，转变过程分为四个阶段：
奥氏体形核、奥氏体长大、渗碳体溶解、奥氏体成分均匀化。
一、奥氏体形成的热力学条件
如图P，A自由焓均随温度升高而降低，但斜率不同，相变于A1点（727℃），由相图当T>727℃，ΔGA<ΔGPP→A，驱动力为珠光体与奥氏体的自由焓差ΔGV。
可见，P→A转变条件是将D加热区临界点A1以上。
而且转变温度与临界点A1之差称为过热度。
过热度ΔT愈大驱动力愈大，转变速度愈快。
相变的滞后：
平衡条件下，当加热速度极慢，有充分时间转变，只要ΔT>0，转变即可进行。
但实际上热处理加热，加热或冷却速度较快，相变是在不平衡条件下进行，使相变在偏离相图上的临界温度，才能发生转变的现象叫相变滞后；加热时偏向高温，冷却时偏向低温。
习惯上，将一定加热速度或冷却速度（0.125℃/min）下实际测得的临界点：
二、奥氏体的形核
从结构、成分、能量三方面考虑，确定形核位置。
1．结构：
α体心立方γ面心立方Fe3C复杂的正交点阵
从结构的相似性γ形成应通过F上形核，并改组，即
α体心立方→γ面正立方
但目前机制不清楚
2．成分：
铁素体F碳含量极低0.02%渗碳体碳含量极高6.67%
奥氏体碳含量介于两者之间，略高于A1时，0.77%，随转变温度升高，奥氏体溶碳范围扩大，使奥氏体晶粒更宜形成。
奥氏体核只能在F和Fe3C交界面上，通过碳原子扩散，造成铁素体碳浓度起伏，使局部地区铁素体碳含量达到奥氏体形成所需碳含量。
奥氏体核形成后可以依靠渗碳体的溶解所提供碳原子，保证奥氏体的不断长大。
3．能量：
界面可能提供形核所需的额外能量，奥氏体核最易在F和Fe3C交界处形成。
通过以上分析和实验观察，得到如下结论：
（1）对于片状P：
奥氏体优先在珠光体团界面上形核；同时也可在α/Fe3C层界面上形核。
（2）对于粒状P：
奥氏体优先在与晶界相连α/Fe3C界面上形核，而在晶内α/Fe3C界面上形核是次要的。
三、奥氏体核的长大
奥氏体核的长大是通过渗碳体的溶解、碳原子在奥氏体中扩散，以及奥氏体两侧界面向铁素体及渗碳体的推移来进行的。
奥氏体内碳的分布不均匀，与铁素体交界处
，而与渗碳体交界处碳为
，由于
>
，故在奥氏体内碳原子将向铁素体一侧扩散，扩散的结果破坏了界面碳的平衡，为了恢复平衡，低碳F将转变为A而使碳含量降为
，高碳Fe3C也将溶入奥氏体，而使碳增加为
，亦即，奥氏体分别向铁素体与渗碳体推移，不断长大。
可见，奥氏体晶核长大过程受碳在奥氏体中的扩散所控制。
四、渗碳体的溶解
在P→A转变过程中，P中F全部消失时，渗碳体还未完全溶解，即铁素体消失时，奥氏体的平均含量低于共析成分。
转变温度愈高，低的愈多，随着时间延长，与渗碳体接壤处奥氏体中碳继续
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