固态相变思考题

说明固态相变的驱动力和
阻力？
在固态相变中，由于新旧相比容差和晶体位向的差异，这些差异产生在一个新旧相有机结合的弹性的固体介质中，在核胚及周围区域内产生弹性应力场，该应力场包含的能量就是相变的新阻力—畸变自由焓△G畸。

则有：
△G = △G 相变+△G界面+△G畸
晶体缺陷对固态相变有何影响？
晶核在晶体缺陷处形核时，缺陷能将贡献给形核功，因此，晶体通过自组织功能在晶体缺陷处优先性核。

晶体缺陷对形核的催化
作用体现在：
（1）母相界面有现成的一部分，因而只需部分重建。

（2）原缺陷能将贡献给形核功，使形核功减小。

（3）界面处的扩散比
晶内快的多。

4相变引起的应变能可较快的通过晶界流变而松弛。

（4）溶质原子易于偏
聚在晶界处，有
利于提高形核
率。

扩散型相变和无扩散型相
变各有那些特征？
（1）扩散型相变
原子迁移造成原有原
子邻居关系的破坏，在相变时，新旧相界面处，在化学
位差驱动下，旧相原子单个
而无序的，统计式的越过相
界面进入新相，在新相中原
子打乱重排，新旧相排列顺
序不同，界面不断向旧相推移，此称为界面热激活迁移，是扩散激活能与温度的
函数。

新相与母相的化学成分不同。

（2）无扩散型相变
相变的界面推移速度与原子的热激活跃迁因素无关。

界面处母相一侧的原子不是
单个而无序的，统计式的越过
相界面进入新相，而是集体定
向的协同位移。

界面在推移的
过程中保持宫格关系。

新相与母相的结构不同，
化学成分相同
晶粒长大的驱动力?晶粒长大
时界面移动方向与晶核长大
时的界面移动方向有何不
同？为什么？
晶粒长大的驱动力：界面
能或晶界能的降低。

晶粒长大
时界面移动方向与曲率中心
相同，晶核长大时的界面移动
方向与曲率中心相反。

奥氏体的形核地点。

一般认为奥氏体在铁素
体和渗碳体交界面上形
成晶核。

奥氏体晶核也可以在以往
的粗大奥氏体晶界上（原始
奥氏体晶界）形核并且长
大，由于这样的晶界处富集
较多的碳原子和其他元素，
给奥氏体形核提供了有利
条件。

奥氏体晶粒异常长大的原
因？为什么出现混晶？如
何控制？
在原始奥氏体晶粒粗大
的情况下，若钢以非平衡组
织加热奥氏体化，在一定的
加热条件下，新形成的奥氏
体晶粒会继承和恢复原始
粗大的奥氏体晶粒。

若将这
种粗大有续组织继续加热，
延长保温时间，会使晶粒异
常长大，造成混晶现象。

（1) 采用退火或高温
回火，消除非平衡组织，实
现α相的再结晶，获得细小
的碳化物颗粒和铁素体的
整合组织。

使针形奥氏体失
去形成条件，可以避免组织
遗传。

采用等温退火比普通
连续冷却退火好。

采用高温
回火时，多次回火为好，以
便获得较为平衡的回火索
氏体组织。

(2)对于铁素体－珠光体
的低合金钢，组织遗传倾向
较小，可以正火校正过热组
织，必要时采用多次正火，
细化晶粒。

试述影响珠光体转变动力
学的因素。

由于形核率主要受临
界形核功控制，对冷却转变
而言，形核功△G*随着温度
的降低，即随着过冷度增大
而急剧地减小（非线性），
故使形核率增加，转变速度
加快。

扩散型相变的线长大速度v
也与温度有关，随温度降
低，扩散系数D变小（非线
性），线长大速度v则随D
的减小而降低。

这是两个相互矛盾的因
素，它使得动力学曲线
呈现C形,也称为C-曲
线。

分析珠光体转变是为什么
不存在领先相？
共析共生,不存在“领
先相”
1.按照自组织理论，远
离平衡态，出现随机涨落，
奥氏体中必然出现贫碳区
和富碳区，加上随机出现的
结构涨落、能量涨落，在贫
碳区建构铁素体，而在富碳
区建构渗碳体或碳化物，二
者是共析共生，非线性相互
作用，互为因果。

铁素体和
渗碳体同步出现，组成一个
珠光体的晶核。

2.这种演化机制属于放
大型的因果正反馈作用，它
使微小的随机涨落经过连
续的相互作用逐级增强，而
使原系统（奥氏体A）瓦解，
建构新的稳定结构
P(F+Fe3C)晶核，然后长大。

因此，珠光体共析分解
是同步形成铁素体和渗碳
体的整合机制。

.马氏体相变的主要特征？
(1)无需扩散性；即无论
间隙原子还是替换原子
均不需要扩散，即能完
成相变；
(2)不变平面应变的晶格改组；
(3)以非简单指数晶面
为不变平面，即存在惯
习面；
(4)相变伴生大量亚结
构，即极高密度的晶体
缺陷：如精细孪晶，高
密度位错，层错等。

(5)相变引发特有的浮
凸现象。

钢中马氏体的晶体结构和形貌？
1.含碳量>0.2%时，晶体结构都是体心正方的。

2.中碳钢马氏体亚结构主要是高密度位错,有时含形变挛晶.
3.高碳钢马氏体内的孪晶是相变孪晶，而且是大量的精细而规则的，
4.随着碳含量的提高，从低碳钢的板条状马氏体变为中碳钢的板条状+片状有机结合型马氏体，高碳钢的片状，凸透镜状马氏体。

阐述钢中贝氏体相变的过渡性特征？
（1）共析分解到贝氏体相变的过渡
在“鼻温”附近等温后生成珠光体和上贝氏体两种产物。

说明珠光体与上贝氏体转变不同，但有着密切的联系。

从图还可以看出过渡性，如在400℃以上等温时，先形成珠光体，经过一段时间后，再形成贝氏体。

而在350～400℃等温时，则先形成贝氏体，而后形成珠光体。

再降低温度，直到珠光体停止分解，只有上贝氏体形成。

这是一个明显的过渡过程。

（2）贝氏体组织形貌的过渡性
珠光体只有两相（铁素体＋碳化物）。

马氏体是单相组织。

贝氏体组织中铁素体
相+渗碳体、碳化物、残留
奥氏体、马氏体或所谓M/A
岛等。

上贝氏体的组成相有
时与珠光体相同，即只含有
铁素体和渗碳体两相，因
此，上贝氏体组织打上了珠
光体组织的烙印。

下贝氏体组织中存在
铁素体＋马氏体＋残留奥
氏体等相，说明它打上了淬
火马氏体组织的烙印。

从上贝氏体组织过渡
到下贝氏体组织，表现了从
珠光体到马氏体的过渡性
和复杂的交叉性。

贝氏体相变与共析分解有
那些区别？203页
贝氏体相变具有扩散性
质，首先碳原子是扩散的，
故有人称其为“半扩散型
相变”。

上贝氏体在奥氏体晶界上
形成贝氏体铁素体晶核；共
析分解在奥氏体晶界形核，
两者有相似性。

试述典型的上贝氏体和下
贝氏体的组织形貌。

上贝氏体是在贝氏体转
变温度区的上部形成
的，形貌各异，
典型的上贝氏体呈羽毛状，
羽毛状上贝氏体是由板条
状铁素体和条间分布不连
续碳化物所组成。

贝氏体铁素体条间的碳化
物是片状形态的细小的渗
碳体，组织形貌呈现羽毛
状。

下贝氏体在贝氏体C－
曲线鼻温以下温度区间
形成。

下贝氏体有经典下贝氏体、
柱状贝氏体、准贝氏体等。

贝氏体铁素体的形核及长
大机制。

而贝氏体相变的形核可
在晶界也可在晶内。

209-210页
贝氏体相变是介于马氏
体相变和共析分解之间的
相变，相变机制、组织、结
构更为复杂。

相变过程和产
物在质上和量上均具有过
渡性。

试述钢中贝氏体的亚结构
特征。

贝氏体铁素体是由更小的
“亚单元”组成。

下贝氏体
近似圆片状，由亚片条组
成，亚片条又由亚单元组
成，亚单元由更小的超亚单
元组成。

贝氏体中的孪晶
有人认为，贝氏体铁素体
片条由5～30nm细小孪晶组
成，贝氏体铁素体亚片条就
是细小的精细孪晶，各亚片
条之间存在孪晶关系。

扩散
学派不承认贝氏体中存在
孪晶。

较高密度的位错亚结构
过冷奥氏体和残留奥氏体
有什么区别？残留奥氏体
在回火时的转变特征。

除了晶体结构均为面心立
方外，区别有：
1）残余奥氏体中碳含量较
高；
2）残余奥氏体储存能量较
高，不稳定，容易转变；
3）残余奥氏体中位错密度
较高；
4）残余奥氏体受胁迫，第2、
3类内应力较大；
5）奥氏体晶粒为等轴状；
残余奥氏体被马氏体片分
割，形貌各异，有薄膜状、
颗粒状、片状、块状等形态；
高碳钢淬火后于250～
300℃之间回火时，将发生
残余奥氏体分解。

随回火温
度升高，残余奥氏体量减
少。

1）残余奥氏体向珠光体及
贝氏体的转变
加热到250～300℃范围内
时将发生分解，即所谓碳钢
回火时的第二个转变。

加入
合金元素将使第二个转变
的温度范围上移。

合金元素含量足够多时，残余奥氏体在加热过程中可能先不发生分解，而是在加热到较高温度时在等温过程中发生转变。

2）残余奥氏体向马氏体的转变
一般情况下，低于200℃回火，残留奥氏体不分解，但可能转变为等温马氏体。

将淬火钢在低于M s点的某一温度回火，则残余奥氏体有可能等温转变为马氏体。

如GCr15钢经1100℃淬火，残余奥氏体量为17％，M s点为159℃。

至室温后再重新加热到低于159℃的各个温度等温。

残余奥氏体能等温转变为马氏体。

高碳钢、中碳钢、低碳钢淬火马氏体回火时，碳化物的析出贯序？
（1）低碳的板条状马氏体的脱溶贯序
200℃以下回火时不析出碳化物，只有碳原子偏聚团。

200℃以上，直接析出平衡相θ－Fe3C。

说明析出过渡相η-Fe2C或ε- Fe2.4C，需要扩散富集较高的含碳量,这对于低碳马氏体来说较为困难。

同时也说明，Dc碳原子的位错气团可以吸纳大量碳原子，较为稳定，难以再提供多余的碳原子来析出过渡相。

（2）中碳钢淬火马氏体析出贯序：
从碳原子气团Hc,Dc状态于100℃即开始析出过渡相η-Fe2C或ε-Fe2.4C，温度高于200℃时，即有θ－Fe3C的析出。

即在位错气团基础上直接析出平衡相。

100～300℃范围内析出的η-Fe2C或ε-Fe2.4C则是孪晶型马氏体贯序的环节。

（3）高碳片状孪晶马氏体的脱溶贯序：
温度高于100℃即开
始析出过渡相η-Fe2C或ε
-Fe2.4C，呈极细小的片状；
温度高于200℃时，η
-Fe2C（或ε- Fe2.4C）开始
回溶，同时析出另一个过渡
相X–Fe5C2，并且迅即开始
平衡相θ－Fe3C的析出。

在一个相当宽的温度
范围内，X –Fe5C2与θ－
Fe3C共存，直到450℃以上
X–Fe5C2消失,全部转变为
θ－Fe3C。

空位、位错在脱溶过程中的
作用？
1）空位的影响
代位原子的扩散采用
空位移动机制。

空位的凝聚
是形成偏聚区的有利地点。

空位直接促进代位原子片
状偏聚区的形成，一般认为
可以通过形成位错圈，促进
形成片状偏聚区。

空位的作
用主要还是加速代位原子
的扩散。

2）位错的影响
位错线是原子快速扩
散的通道，加速其迁移，溶
质原子常在位错线上偏聚，
此处容易满足新相成分上
的需求。

固态相变的阻力有哪些：金
属固态相变时的相变阻力
应包括界面能和弹性应变
能两项。

当界面共格时，可
以降低界面能，但使弹性应
变能增大。

当界面不共格
时，盘(片)状新相的弹性应
变能最低，但界面能较高；
而球状新相的界面能最低，
但弹性应变能却最大。

为什么固态相变中出现过
渡相?晶体缺陷对固态相变
形核有什么影响？1.当稳定
的新相与母相的晶体结构
差异较大时，母相往往不直
接转变为自由能最低的稳
定新相，而是先形成晶体结
构或成分与母相比较接近，
自由能比母相稍低些的亚
稳定的过渡相。

此时，过渡
相往往具有界面能较低的
共格界面或半共格界面，以
降低形核功，使形核容易进
行。

2.晶体缺陷是能量起伏、
结构起伏和成分起伏最大
的区域，在这些区域形核
时，原子扩散激活能低，扩
散速度快，相变应力容易被
松弛。

在固态相变中，从能
量的观点来看，均匀形核的
形核功最大，空位形核次
之，位错形核更次之，晶界
非均匀形核的形核功最小。

为什么新相形成的时候，常
常呈薄片状或针状？如果
新相呈球状，新相与母相之
间是否存在位相关系？①
金属固态相变时，因新相与
母相恶比容不同，可能发生
体积变化，但由于受到周围
母相的约束，新相不能自由
膨胀产生弹性应变能。

而片
状或针状的弹性应变能最
小，所以新相形成时常常呈
片状或针状②存在位相关
系。

许多情况下，金属固态
相变时，新相与母相之间往
往存在一定的位相关系，且
新相呈球状时与母相的弹
性应变能最大，是由新、母
相的比容不同或两相界面
共格或半共格关系造成的，
所以必然存在一定的位相
关系。

TTT曲线的建立：将不同温
度下的等温转变开始时间
和终了时间以及某些特定
的转变量所对应的时间绘
制在温度—时间半对数坐
标系中，并将不同温度下的
转变开始点和转变终了点以及转变50%点分别连接成曲线，则可得到过冷奥氏体等温转变图，即TTT曲线。

TTT图的作用：TTT图反映了在临界点以下温度等温或以一定冷却速度冷却时过冷奥氏体的转变规律，综合显示了合金元素等对转变动力学的影响以及等温温度或冷却速度对转变产物和性能的影响。

可清楚的看出：①某相过冷到临界点以下某一温度保温时，相变何时开始，何时转变能量达50％，何时转变终止②相变速率最初是随温度下降而逐渐增大，达到一最大值后又逐渐减小。

TTT图可以为正确选择钢的热处理工艺、分析热处理后的组织和性能以及合理选用钢材等提供依据。

奥氏体的形成过程可分为四个阶段：①奥氏体形核
②奥氏体晶核向 及C
Fe
3
两个方向长大③剩余碳化物溶解④奥氏体均匀化。

影响奥氏体形成速度的因素：①加热温度的影响，即加热温度越高，奥氏体形成速度就越快②碳含量的影响，钢中碳含量越高，奥氏体形成速度就越快③原始组织的影响，在钢的成分相同的情况下，原始组织中碳化物的分散度越大，则相界面就越多，形核率也就越大，刚的原始组织也越细，奥氏体的形成速度就越快④合金元素的影响，强碳化物形
成元素降低碳在奥氏体中
的扩散系数，并形成特殊
碳化物且不易溶解，所以
显著减慢奥氏体的形成速
度。

非碳化物则加速奥氏
体的形成速度。

本质细晶粒钢与本质粗晶
粒钢的区别：奥氏体晶粒
度在5～8级者称为本质细
晶粒钢，而奥氏体晶粒度
在1～4级者称为本质粗晶
粒钢。

对于本质细晶粒钢，
当加热温度超过950～
1000摄氏度时也可能得到
十分粗大的实际晶粒。

对
于本质粗晶粒钢，当加热
温度略高于临界点时也可
能得到比较细的奥氏体晶
粒。

影响奥氏体晶粒长大的因
素：①加热温度和保温时
间的影响，加热温度越高，
加热时间越长，奥氏体晶
粒将越粗大②加热速度
的影响，加热速度越大，
过热度就越大，奥氏体实
际形成温度就越高，快速
加热时可以获得细小的奥
氏体起始晶粒③钢中碳
含量的影响，在钢中碳含
量不足以形成过剩碳化物
的情况下，加热时奥氏体
晶粒随钢中碳含量增加而
增大。

当碳含量超过一定
限度时，反而阻碍奥氏体
晶粒的长大④合金元素
的影响，钢中加入适量形
成难溶化合物的合金元
素，将强烈地阻碍奥氏体
晶粒长大，使奥氏体晶粒
粗化温度显著提高。

加入
适量形成易溶化合物的合
金元素，则阻碍程度中等。

⑤冶炼方法的影响⑥原始
组织的影响，原始组织越
细，碳化物弥散度越大，
所得到的奥氏体起始晶粒
就越细小。

片状与粒状珠光体性能的
比较：在成分相同的情况
下，与片状珠光体相比，
粒状珠光体的强度、硬度
稍低，而塑性较高。

粒状
珠光体的切削性好，对刀
具的磨损小，冷挤压时的
成形性也好。

粒状珠光体
的性能还取决于碳化物颗
粒的形态、大小和分布。

在相同抗拉强度下，粒状
珠光体比片状马氏体的疲
劳强度有所提高。

粒状珠光体的形成过程：粒
状珠光体是通过片状珠光
体中渗碳体的球状化而获
得的。

若将片状珠光体加热
至略高于
1
A点的温度，则
得到奥氏体加未完全溶解
渗碳体的混合组织。

在此温
度下保温将使片状渗碳体
球状化。

然后缓慢冷却至
1
A点以下时，奥氏体转变
为珠光体，最后得到渗碳体
呈颗粒状分布的粒状珠光
体。

影响珠光体转变动力学的
因素：①化学成分的影响，
对于亚共析钢，随着奥氏体
中碳含量的增高，析出先共
析铁素体的孕育期增长，析
出速度减慢。

各种合金元
素，除钴以外，都推迟珠光
体转变的进行。

②加热温度
和保温时间的影响，提高加
热温度或延长保温时间，转
变速度低③奥氏体晶粒度
的影响，奥氏体晶粒细小，
单位面积内的晶界面积增
大，珠光体的形核部位增
多，将促进珠光体的形成④应力和塑性变形的影响，对奥氏体施加拉应力或进行塑性变形，促进珠光体的形核和晶体长大，加速珠光体的转变。

马氏体相变的主要特征：①切变共格和表面浮突现像②无扩散性③具有特定的位相关系和惯习面④在一个温度范围内完成相变⑤可逆性。

影响钢中Ms点的主要因素：①化学成分的影响，Ms点主要取决于钢的化学成分，钢中碳含量增加，马氏体相变的温度范围下降，合金元素除铝、钴外，均使Ms点降低②形变与应力的影响，多向压缩应力将阻止马氏体的形成，因而降低Ms点。

而拉应力或单向压应力往往有利于马氏体的形成，使Ms点升高③奥氏体化条件的影响，加热温度升高和保温时间延长，使Ms 点下降，若不发生化学成分变化，则使Ms点升高。

在奥氏体成分一定的情况下，晶粒细化会使Ms点下降④淬火冷却速度的影响，在正常淬火条件下，对奥氏体起强化作用。

而极快的淬火速度会使Ms点升高。

当冷却速度足够大时，Ms点不随淬火速度增大而升高⑤磁场的影响，外加磁场将诱发马氏体相变，与不加磁场相比，Ms点升高。

马氏体的点阵结构和畸变：C原子分布在α―Fe体心立方单胞的各棱边中央和面心，可视为处于一个Fe 原子组成的扁八面体孔隙之中，长轴为2a，短轴为
c。

由于C在α―Fe中溶解
度小，钢中马氏体的C％较
高，所以将引起点阵畸变，
使体心立方点阵变成体心
正方点阵，该畸变称为畸变
偶极。

使马氏体具有高硬度、高强
度的主要因素：①相变强
化，马氏体相变的切变特性
造成了马氏体在晶体内产
生大量的微观缺陷，使马氏
体强化②固溶强化，C原子
溶入Fe原子所组成的扁八
面体后发生不对称畸变，形
成以C为中心的畸变偶极应
力场，且与位错产生强烈的
交互作用，使马氏体强度升
高③时效强化，马氏体在
室温下只需几分钟甚至几
秒钟就可以通过原子扩散
而产生时效强化，发生C原
子偏聚和析出，从而产生时
效强化作用④马氏体的形
变强化特性⑤孪晶对马氏
体强度的贡献⑥原始奥氏
体晶粒大小和马氏体板条
群大小对马氏体强度的影
响，原始奥氏体晶粒越细，
马氏体板条群越细，马氏体
强度越高。

钢中贝氏体的组织形态：①
在贝氏体相变区较高温度
范围内形成的贝氏体称为
上贝氏体，呈羽毛状、条状
或针状，少数呈椭圆形或矩
形②在贝氏体相变区较低
温度范围内形成的贝氏体
称为下贝氏体，呈暗黑色针
状或片状，而各片之间都有
一定的交角③粒状贝氏体
④无碳化物贝氏体⑤低碳
合金钢中的
I
B、
II
B、
III
B。

影响贝氏体机械性能的因
素：①贝氏体中铁素体的影
响，贝氏体中铁素体晶粒越
细小，贝氏体的强度就越
高，而且韧性有时还有所提
高②贝氏体中渗碳体的影
响，碳化物颗粒尺寸越小、
数量越多，对强度的贡献就
越大，在渗碳体尺寸相同的
情况下，渗碳体越多，则贝
氏体硬度和强度就越大，韧
性和塑性就越低③其他因
素的影响，奥氏体化温度不
同，贝氏体化的不完全性都
会影响贝氏体的性能。

回火时机械性能的变化：1.
随回火温度升高，硬度和强
度降低，钢中加入合金元素
能减小硬度和强度降低的
趋势 2.淬火钢在回火时，
随回火温度的升高，塑性升
高。

但高碳钢低温回火时，
塑性几乎为零，而冲击韧性
不一定随温度而单调增高，
可能出现两个温度区域韧
性减小 3.影响第一类回火
脆性的因素：①有害杂质元
素，S、P、As、Sb、Cu、N、
H、O等②促进第一类回火
脆性的元素, Mn、Si、Cr、
Ni、V等③减弱第一类回火
脆性的元素,Mo、W、Ti、Al
等减轻第一类回火脆性的
措施：①降低刚中杂质元素
的含量②用Al脱氧或加入
Nb、V、Ti等合金元素以细
化奥氏体晶粒③加入Mo、W
等减轻第一类回火脆性的
合金元素④加入Si、Cr以
调整发生第一类回火脆性
的温度范围，使之避开所需
的回火温度⑤采用等温淬
火工艺代替淬火加回火工
艺。

影响脱溶动力学因素
晶体缺陷的影响
空位、位错和晶界对脱溶产生一定的影响，它们影响扩散、偏聚、形核过程。

1、空位影响：固溶处理合金激冷至室温，可以将高温的空位冻结下来，过饱和的空位在室温或稍高温度下将通过空位运动而发生凝聚或移到晶界、表面等处
空位的凝聚是形成偏聚区的有利地点。

空位促进代位原子片状偏聚区形成机制一般是通过形成位错圈，促进形成片状偏聚区
2、位错的影响
位错线是扩散的通道，加速其迁移，溶质原子常在位错线上偏聚，此处容易满足新相成分需求
按形核长大机制，脱溶的过渡相和平衡相可以在位错上优先形核，造成非均匀析出。

位错密度大的过饱和固溶体形核率大，脱溶物初期尺寸细小。

3、晶界的影响
晶界处是空位阱，在晶界附近形成无脱溶区，随着时间的延长及温度升高，脱溶相也会在无脱溶区析出
影响脱溶动力学因素
晶体缺陷的影响
当奥氏体化温度↑，保温时间↑，A成分均匀，晶粒度↑，晶界面积↓，P形核位置↓，I↓，V↓。

当奥氏体化温度↓，保温时间↓,A成分不均匀，晶粒度↓，晶界面积↑，且有残余K存在，P形核位置↑，I↑，V↑。

上述二种影响，当P转变是在高温时更为剧烈。