材料相变原理复习提纲
固态相变总复习资料(仅供参考)
绪论一、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:相变是当外界约束（温度或压强）作连续变化时，在特定条件（温度或压强达到某定值）下，物相所发生质突变。
二、物相的突变体现在那些方面？（1）从一种结构变化为另一种结构，例如：液相——固相；固相中不同晶体结构之间的转变奥氏体（A ）（2）化学成分的不连续变化：例如固溶体的脱溶分解（3）某种物理性质的跃变：金属——非金属转变；顺磁体——铁磁体转变三、相变解决什么问题？（1）相变为何会发生？（热力学、动力学问题）（2）相变是如何进行的？（相变机理——与扩散、切变、位错等相关的理论）四、相变采取的措施和意义4.1、常用措施热处理－加热：温度、速度，保温时间－冷却：速度、方式--环境：磁场、电场、力场原理：解决有哪些相变，相变条件、机理、特征工艺：解决如何实现这些相变从而达到预期的性能4.2、研究相变的意义掌握金属材料固态相变的规律，就可以采取措施（如特定的加热和冷却工艺）控制相变过程以获得所预期的组织和性能，从而使之具有所预期的性能，最大限度地发挥现有金属材料的潜力，并可以根据性能要求开发出新型材料第一章扩散基础第二章固态相变基本规律一、基本概念1、界面 根据界面上新旧两相原子在晶体学上匹配程度不同，两相界面分为： 共格…δ≤0.05界面类型半共格…0.05~0.25之间非共格…δ≥0.252.1、扩散型相变相变时，相界面的移动是通过原子近程或远程扩散而进行的相变称为扩散型相变。
只有温度足够高，原子活动能力足够强时，才能发生扩散型相变。
同素异构转变、多型性转变、脱溶型转变、共析型转变、调幅分解和有序化转变均属于扩散型相变扩散型相变特点2.1.1、相变过程有原子扩散运动，相变速率受原子扩散所控制2.1.2、新相与母相的成分往往不同2.1.3、只有因新相和母相比容不同而引起的体积变化，没有宏观形状的变化2.2、非扩散型相变相变过程中原子不发生扩散，参与转变的所有原子的运动是协调一致的相变称为非扩散型相变，非扩散型相变时原子仅作有规则的迁移以使晶体点阵发生改组。
材料热处理 固态相变 相变基础课程复习题纲
“固态相变”课程复习提纲一、铁碳相图1、Fe－Fe3C相图，A1、A3、Acm线，下标c和r的含义。
2、纯铁加热时晶体结构的变化和膨胀特性。
3、各临界点的温度和碳含量。
4、应用杠杆定律计算各相含量。
二、奥氏体的形成1、奥氏体、铁素体和马氏体的结构和比容大小。
2、奥氏体晶核的形成和长大机制。
共析钢奥氏体形成时各相C浓度的分布。
为何奥氏体化时共析钢中的铁素体总是先消失（有残留碳化物）？3、奥氏体的成核率随过热度变化的规律与金属凝固时成核率随过冷度变化的规律有何不同？为何加热速度越快所形成奥氏体的成分越不均匀？4、温度、碳含量和原始组织如何影响奥氏体的形核和长大？5、奥氏体的三种晶粒度。
影响奥氏体晶粒度的因素有哪些？为何要细化奥氏体？三、珠光体转变1、片状珠光体的形成机理及C的扩散机制。
2、珠光体、索氏体和屈氏体的概念。
为何冷速越大，珠光体片层越薄？3、成核率N、长大速度G 与转变温度的关系。
4、影响珠光体转变的主要合金元素有哪些，起何作用？5、影响珠光体机械性能的主要因素（珠光体团尺寸、片层厚度）和机制及提高性能可采取的措施。
四、马氏体转变1、马氏体的晶体结构和转变的主要特点。
2、马氏体形成热力学：T0，M s，M f，A s，M d，A d等概念。
为何钢的马氏体转变有很大的热滞后（过冷度）？3、板条马氏体和片状马氏体的形态、亚结构和性能（强度、塑性）特点。
C含量对马氏体形态、M s点和γR的影响。
为何C含量越高M s点越低、室温下γR 越多？4、如何根据奥氏体和马氏体的物理性能特点，测定奥氏体转变为马氏体的过程。
5、形状记忆合金的特点和应用。
五、贝氏体转变1、上贝氏体和下贝氏体的形成温度范围、组织形态和性能特点。
2、为何说贝氏体转变兼有珠光体和马氏体转变的特点？恩金贝氏体相变假说。
3、上、下贝氏体中铁素体的含C量特点；与珠光体中的铁素体有何不同？4、影响贝氏体力学性能的主要因素及机理。
六、过冷奥氏体转变1、TTT曲线和CCT曲线的含义。
材料科学基础(相变)2
第2章 钢中奥氏体形成
2.5 奥氏体晶粒长大及其控制
三、影响奥氏体晶粒长大的因素 4 合金元素的影响： 钢中加入形成难熔化合物的合金元素，奥氏体中存在很多弥散分布的 稳定化合物，阻碍奥氏体晶粒长大。
用Al脱氧的钢，形成的AlN阻在奥氏体晶粒长大，属于本质细晶粒钢。 用Si和Mn脱氧的钢，不形成难溶第二相，属于本质粗晶粒钢。
二、长大速度 随相变温度升高，碳在奥氏体中的扩散系数增大。 随相变温度升高，碳在奥氏体中的浓度梯度增大。 随相变温度升高，Cγ-α 与Cα -γ之差减小， Cγ-c与Cc-γ之差减小。 随相变温度升高，奥氏体长大速度增大。所以奥氏体形成速度随形 成温度升高而单调增大。 三、奥氏体等温形成动力学曲线 等温形成动力学曲线：在一定温度下，转变量与转变时间的关系曲线。 等温形成图：转变量与转变温度和时间的关系曲线，TTT图。 亚共析钢和过共析钢的等温形成图。
第2章 钢中奥氏体形成
2.5 奥氏体晶粒长大及其控制
三、影响奥氏体晶粒长大的因素 2 加热速度的影响： 加热速度提高，奥氏体形成温度提高，形核率和长大速率都提高， 但形核率和长大速率之比增大，所以起始晶粒细小。如果保温时间 过长，由于起始晶粒小，温度高，晶粒长大速度快，所以只有快速 加热、短时保温才能获得细小的实际奥氏体晶粒。 3 钢中碳含量的影响： 在一定的碳含量范围内，随碳含量的增加，碳原子和铁原子的扩散 速度提高，促进奥氏体晶粒长大；但碳含量过高，二次渗碳体不能 全部溶解，形成第二相质点，阻碍奥氏体晶粒长大。
n = 1.01(N/G)1/2
n为1mm2面积内的晶粒数。
第2章 钢中奥氏体形成
2.5 奥氏体晶粒长大及其控制
二、奥氏体晶粒长大原理 在一定温度下，奥氏体晶粒发生相互合并或吞并，降低晶界总面积， 使体系自由能降低，是一个自发进行的过程。
第八章 相变(无机材料科学基础)
* k
LS
非均匀成核时，形成晶核所引起的界面自由能变化为：
2 cos 1 cos 2 G GK f f
4
3GV
2
[
4
]
由于f()≤1，所以非均匀成核比均匀成核的位垒低，析晶
过程容易进行。
* Gk Gm ) 非均匀成核的核化速率： I S BS exp( RT
2）放热相变 (如凝聚、结晶等)：H < 0
要满足G < 0，必须T > 0，即 T < T0 相变条件：过冷
结论：相变驱动力为过冷度(过热度)的函数，即相平衡
理论温度与系统实际温度之差即为相变过程的推动力。
2、相变过程的压力和浓度条件
在恒温可逆不作有用功时： dG=VdP 对理想气体：G = VdP =
（二）晶体生长过程动力学
生长速率 u 物质扩散到晶核表面的速度 物质由液态结构转变为晶体结构的速度
析晶时液-固 界面的能垒图
QL S n 0 exp( QS L
q ) RT
G q n 0 exp[ ( )] RT
n为界面质点数；ν0为跃迁频率；q为液相质点通过相界面迁移到固相的 扩散活化能；G析晶过程自由能的变化；G＋q质点从固相迁移到液相 所需活化能；界面层厚度。
— 新相的界面能。
G = G1 + G2=VGV+A
+ 假设生成的新相晶胚呈球形，则：
G
G2
T3
T2
G
4 3 r n GV 4r 2 n 3 4 3 T r n H 4r 2 n 3 T0
0
rK G1
rK T1
r
南京理工材料相变讲义重点
材料结构与相变(I)大纲号：16130901学分：3学时：48执笔人：《材料结构与相变》修订组课程性质：学科基础课一、课程的地位与作用《材料结构与相变》是为材料科学与工程”及材料加工与控制”专业的学生开设的一门学科基础课。
课程以晶体结构、合金相图与相平衡、固态相变为基本内容，以金属材料为主，兼顾其它材料，主要讲授材料的结构、结构变化规律及结构与性能之间的内在联系，着重从微观角度分析材料过程的规律，使学生系统掌握材料科学基础理论，认识材料和材料制备加工过程的本质，为后续专业课程的学习打下基础。
二、课程的教学目标与基本要求1. 教学目标通过课堂讲授、实验等教学环节，使学生掌握材料的微观结构特点，认识材料形成的几何规律和能量要求，能够分析材料结构变化的内在因素和外在条件，以及材料相变与材料结构变化的联系，了解研究材料相变的热力学和动力学基础理论和分析方法，初步掌握材料科学分析研究事物的基本思想。
并通过本课程的学习，培养学生抽象思维能力、逻辑推理能力、空间想象能力、探讨研究能力，能够综合运用所学知识去分析问题和解决问题。
2. 基本要求(1) 了解和掌握材料微观结构特征；(2) 掌握材料相变和相平衡热力学以及二元、三元相图基本知识;(3) 理解材料性能与相结构之间的联系。
、主要内容1晶体的几何结构1.1 △几何晶体学1.1.1空间点阵、晶胞1.1.2晶系与布拉菲点阵1.1.3晶向指数、晶面指数、晶面间距1.2 △纯金属的晶体结构1.2.1典型的金属晶体结构1.2.2 △★晶体结构的几何性质1.3原子结合理论1.4 △合金的晶体结构1.4.1固溶体1.4.2中间相1.5陶瓷的晶体结构1.5.1离子晶体1.5.2共价晶体1.6非晶态结构2晶体缺陷2.1点缺陷2.1.1 △点缺陷的种类2.1.2点缺陷的热力学分析2.2 △★位错2.2.1 △位错的基本概念4.3.1 △★二元相图的热力学分析4.3.2 △典型二元相图2.2.2位错应力场与位错运动2.2.3实际晶体中的位错2.3 △★界面2.3.1晶体表面2.3.2晶界与相界2.3.3界面的平衡偏析2.4显微组织与其他缺陷2.4.1显微组织2.4.2其他缺陷3高分子结构3.1 基本概念3.2高分子链结构3.2.1近程结构3.2.2远程结构3.3高分子凝聚态结构3.3.1高分子非晶态与晶态3.3.2高分子取向结构3.3.3高分子合金4相图4.1 △相图热力学基础4.2 一元相图4.3 二元相图5扩散理论5.1 △宏观扩散理论审订人：陈光材料结构与相变(II)大纲号：16230901学分：2学时：32执笔人：《材料结构与相变》修订组课程性质：学科基础课一、课程的地位与作用《材料结构与相变》是为材料科学与工程”及材料加工与控制”专业的学生开设的一门学科基础课。
《材料学基础》第七章 材料结构与相变
d x / d t cx
其中t为时间，x为冷变形导致的性能增加经加热后的剩 余分数，c为与温度有关的常数
回复是空位或位错的热激活过程 c c exp Q / RT
0
积分可得
ln x 0 x
Q
c0t
exp
RT
若在不同的温度将同一冷变形金属的性能回复到同样的程度
t1
Q 1 exp
2 V m
r
5
二. 固溶体
设有一个二元两相系统(图7-1)，母相为α固溶体，其 Material 中含少量B原子，沉淀相β由纯B构成。
B
B
r
B
2 V m
/
r
图7-1 弯曲界面的作用
下面计算α相内B原子化学势的变化所带来的浓度变化。
B
0
k BT
ln
X
B
6
X
B
r
表示与球状β相平衡的α相中B原子浓度。
19
2. 中温回复
中温回复的温度稍高一些(0.3～0.5Tm)， 其主要过程是： (1)位错滑移导致的位错重新排列； (2)异号位错通过会聚而对消。 。
20
3. 高温回复
高温回复(0.5Tm以上)主要指图7-8所示的多边形化
图7-9刃位错的滑移与攀移
21
22
二. 回复动力学
不同温度下电阻随保温时间的变化
7.1.1 弯曲界面的性质
一. 纯物质
系统总自由能G为 G G G G A
b
s
b
G b 表示未考虑表面作用的自由能(即体自由能)
G s 为表面自由能
每个原子的化学势
dG dG b dA
dA
无机材料中相变的机理和物理性质
无机材料中相变的机理和物理性质无机材料是自然界中广泛存在的物质。
它们由许多类型和形式的原子、分子和化学基团组成，具有多种结构、物理性质和应用。
其中最重要的性质之一是相变，它体现了材料的物理性质和变化。
一、相变的概念和分类相变是物质的物理状态改变，因为一种物质的物理状态随着温度和压力的变化而改变所以相变和温度、压强是有关的。
常见的相变形式包括固态、液态和气态。
在固态材料中，还可以出现相变的形式有晶体相变、玻璃相变、磁相变和超导相变等。
在纯物质中，固液、液气和固气之间的相变通常是一条连续的直线，被称为相线，口干可以被描述为相图。
二、相变的机理相变的机理可以根据材料特性而分为不同的形式。
在材料学中，一个常见的相变形式是晶体相变。
晶体在物理上是由定向排列的原子和分子组成的，这种排列是以一定的周期性重复出现的。
它们的周期性成为晶格，而在相变过程中原子和分子的排列方式发生改变即原子的位置在晶格中发生变化。
当材料通过升温、降温或者受到其他物理形态的影响时，它的晶格结构也随之发生变化。
除了晶体相变之外，材料学家还研究了许多其他形式的相变。
例如，玻璃相变是由于材料中的分子或原子结构没有完全排列而引起的。
在材料受到一定的压力或力量时，这种结构发生变化，材料逐渐变得更加组织化。
其他相变形式包括磁相变和超导相变，这些相变形式与材料的磁性和电性特性有关，其机理也更为复杂。
三、物理性质无机材料相变的机理不仅与材料的物理结构和能量有关，还与材料的物理、化学性质有关。
相变时，材料的物理性质将发生显著变化。
例如，当弯曲的金属经过加热后冷却，金属的强度和硬度可能会增加。
相反，当某些液体材料在合适的温度下被冷却至固态时，它们的硬度和脆性会降低。
这一现象是因为相变中原子和分子之间的相互作用和能量传递的改变。
相变还可以影响材料的导电性，特别是在磁性和超导性相变中，这种影响尤为明显。
此外，在相变时材料的密度也可能发生变化，从而导致质量和体积的变化。
相变知识点总结
相变知识点总结相变是物质在特定条件下由一种状态转变为另一种状态的过程。
常见的相变包括固态与液态之间的熔化，液态与气态之间的汽化，以及固态与气态之间的升华。
在这篇文章中，我们将通过逐步思考的方式来总结相变的知识点。
1.定义和基本概念：相变是物质由一种状态转变为另一种状态的过程。
在相变过程中，物质的化学性质保持不变，但物质的物理性质会发生改变。
相变一般伴随着能量的吸收或释放，例如熔化过程中的吸热和凝固过程中的放热。
2.相变的分类：根据物质的状态，相变可以分为固态相变、液态相变和气态相变。
固态相变包括熔化（固态转液态）和升华（固态转气态）；液态相变包括汽化（液态转气态）和凝固（液态转固态）；气态相变包括凝结（气态转液态）和升华（气态转固态）。
3.相变的条件：相变发生的条件包括温度和压力。
不同的物质有不同的相变温度和相变压力，这是由物质分子之间的相互作用力决定的。
在相变温度和相变压力范围内，物质可以自由转变其状态。
4.热力学图：相变可以用热力学图来表示。
热力学图是以温度为横坐标，以压力为纵坐标，将不同状态下的物质表示出来。
在热力学图中，相变曲线代表了相变发生的温度和压力范围，相变点是相变曲线上的特殊点，代表了相变发生的临界条件。
5.相变的应用：相变在生活中有着广泛的应用。
例如，汽车冷却系统中的水在汽化时吸收热量，有效降低了发动机的温度；冷冻食品中的冰在融化时吸收热量，保持食品的新鲜等。
6.相变的意义和研究：相变的研究对于理解物质的性质和改进材料的性能具有重要意义。
通过研究相变，我们可以深入了解物质的分子结构和相互作用，并应用于材料科学、能源领域等。
总结：相变是物质在特定条件下由一种状态转变为另一种状态的过程。
相变可以分为固态相变、液态相变和气态相变，其发生的条件取决于温度和压力。
相变在生活中有着广泛的应用，并且对于物质性质的理解和材料性能的研究具有重要意义。
通过本文的思维步骤，我们能够对相变的基本概念、分类、条件、热力学图、应用和意义有一个初步的了解。
第三章 材料相变基础-1
过冷度对晶核的形成率和成长率的这些影 响，主要是因为在结晶过程中有两个相反 的因素同时在起作用 其中之一即如前所述的晶体与液体的自由 能差（⊿Ｇ），它是晶核的形成和成长的 推动力 另一相反因素便是液体中原子迁移能力或 扩散系数（D），这是形成晶核及其成长的 必需条件，因为原子的扩散系数太小的话， 晶核的形成和成长同样也是难以进行的。
3.1.3 结晶晶粒大小及控制
—影响晶核的形成和成长速率的因素
影响晶核的形成率和成长率的最重要因素 是结晶时的过冷度和液体中的不熔杂质
1) 过冷度的影响
金属结晶时的冷却速 度愈大，其过冷度便 愈大，不同过冷度 ⊿T对晶核的形成率 N（晶核形成数目 /s•mm3）和成长率G （mm/s）的影响如 图1.2-12所示
1)过冷现象
图中的T0为理论结晶温度，它是液态金属在无 限缓慢冷却条件下的结晶温度。而实际生产中， 液态金属都是以较快的速度冷却的，液态金属 只能在理论结晶温度以下才开始结晶，这种实 际结晶温度低于理论结晶温度的现象称为过冷， 与T0之差为过冷度△T，即△T＝T0－T1。冷却 速度越快，△T越大。特定金属的过冷度不是一 个定值，它随冷却速度的变化而变化，冷却速 度越大，过冷度越大，金属的实际结晶温度也 就越低。
由每个晶核长成的晶体称为晶粒，晶粒之 间的接触面称为晶界。晶粒的外形是不规 则的。因此，金属实际上是由很多大小、 外形和晶格排列方向均不相同的晶粒所组 成的多晶体
晶粒的大小对金属的性能影响很大。因为 晶粒小则晶界就多，而晶界增强了金属的 结合力。因此，一般金属的晶粒越小，强 度、塑性和韧性就越好。生产上常用增加 冷却速度或向液态金属加入某些难熔质点， 以增加晶核数目，而细化晶粒
材料科学基础(相变)4
间隙半径是原子 半径的0.154倍
第4章 马氏体转变
4.1 钢中马氏体的晶体结构
一、马氏体的点阵结构与碳原子的分布：
马氏体转变是在较低的温度进行的，转变时铁原子和 碳原子都不能扩散，铁原子从奥氏体的面心立方晶格 相铁素体的体心立方晶格的转变是依靠非扩散的共格 切变来完成，但碳原子不能从铁原子的晶格中扩散出 去，而被过饱和地固溶在铁素体中，形成了过饱和的 α -Fe固溶体，这就是马氏体。
第4章 马氏体转变
4.2 马氏体相变的主要特点
四、马氏体转变是在一个温度范围内完成的：
马氏体转变是奥氏体冷却的某一温度时才开始的，这一温度 称为马氏体转变开始温度，简称Ms点。 马氏体转变开始后，必须在不断降低温度的条件下才能使转 变继续进行，如冷却中断，则转变立即停止。 当冷却到某一温度时，马氏体转变基本完成，转变不再进行， 这一温度称为马氏体转变结束温度，简称Mf点。 从以上分析可以看出，马氏体转变需要在一个温度范围内连 续冷却才能完成。 如果Mf点低于室温，则冷却到室温时，将仍保留一定数量的 未转变奥氏体，称之为残余奥氏体。
第4章 马氏体转变
4.2 马氏体相变的主要特点
三、具有一定的位向关系和惯习面：
位向关系： K-S关系：{111}γ//{011}α’，<101>γ//<111> α’ ，可有24种取向
西山关系：{111}γ//{011}α’，<211>γ//<110>α’，可有12种取向
惯习面： 随碳含量提高和转变温度降低: (111) γ, (225) γ, (259) γ
第4章 马氏体转变
4.2 马氏体相变的主要特点
五、马氏体转变的可逆性：
在某些合金中，奥氏体冷却转变为马氏体后，重新加热时， 已经形成的马氏体又可以通过逆向马氏体转变机构转变为奥 氏体。这就是马氏体转变的可逆性。 将马氏体直接向奥氏体转变的称为逆转变。 逆转变开始温度为As点，终了温度为Af点。 Fe-C合金很难发生马氏体逆转变，因为马氏体加热尚未达到 As点时，马氏体就发生了分解，析出碳化物，因此得不到马 氏体逆转变。
哈工大《材料科学基础Ⅱ》(相变)8讲解
过渡相的形成与位错密度有关。
第7章 合金的脱溶分解与时效
7.3 脱溶后的显微组织
一、连续脱溶及其显微组织
在合金脱溶过程中，脱溶物附近基体中的浓度变化为连续的，称 为连续脱溶。
连续脱溶可分为均匀脱溶和非均匀脱溶。 连续均匀脱溶： 脱溶物在固溶体晶内均匀形核，析出物分布比较均匀。 连续非均匀脱溶：
脱溶物在固溶体晶界或晶内滑移面及晶体缺陷处形核，析出物分 布比较均匀。形成的组织与魏氏组织相似。
调幅分解所得到的组织弥散度很大，具有较高的屈服强度和较好的 韧性。
第6章 淬火钢回火时的转变
作业题：
1 概念解释：固溶处理，脱溶，时效，时效合金的回归现 象，调幅分解。 2 以Al-Cu合金为例，说明时效合金的脱溶过程及各种脱 溶物的特征。
第7章 合金的脱溶分解与时效
7.1 脱溶过程和脱溶物结构
三、平衡相的形成
θ’ 相进一步长大，点阵常数变化，界面共格消失，形成稳定化合物 Al2Cu，称为平衡相θ。
θ相的形状：块状
θ相的尺寸：很大 θ相的晶体结构：正方结构，a=0.607nm, c=0.478nm
θ相与基体的界面：不共格
第7章 合金的脱溶分解与时效
时效硬化合金相图
第7章 合金的脱溶分解与时效
固溶体合金加热到略低于固相线的温度，保温足够时间，使溶质原 子充分溶解后立即淬火，得到亚稳定的过饱和固溶体，这种处理称 为固溶处理。 经固溶处理的合金在室温下放 置或加热到一定温度保持，合 金将产生脱溶析出。
析出相往往不是相图的平衡相， 而是亚稳相或溶质原子的偏聚 区。脱溶过程中过饱和固溶体 逐渐变为饱和固溶体。 室温下放置产生的时效称为自 然时效，加热进行的时效称为 人工时效。
材料科学基础
相变原理复习提纲
相变原理复习提纲第一章固态相变概论相变：指在外界条件（如温度、压力等）发生变化时，体系发生的从一相到另一相的变化过程。
固态相变金属或陶瓷等固态材料在温度和/或压力改变时，其内部组织或结构会发生变化，即发生从一种相状态到另一种相状态的改变。
物相的突变体现在那些方面？（1）从一种结构变化为另一种结构:结构变化（2）化学成分的不连续变化（3）某种物理性质的跃变以上三种情况可以单独出现，也可以同时出现。
试总结固态相变的特征1、相界面特殊（不同类型，具有不同界面能和应变能）2、新旧相之间存在一定位向关系与惯习面3、相变阻力大（弹性应变能作用）4、易产生过渡相（降低形核功）5、晶体缺陷的影响（提供驱动力）共格界面：若两相晶体结构相同、点阵常数相等、或者两相晶体结构和点阵常数虽有差异，单存在一组特定的晶体学平面使两相原子之间产生完全匹配。
此时，界面上原子所占位置恰好是两相点阵的共有位置，界面上原子为两相所共有，这种界面称为共格界面。
当两相之间的共格关系依靠正应变来维持时，称为第一类共格；而以切应变来维持时，成为第二类共格。
半共格界面：半共格界面的特点：在界面上除了位错核心部分以外，其他地方几乎完全匹配。
在位错核心部分的结构是严重扭曲的，并且点阵面是不连续的。
非共格界面：当两相界面处的原子排列差异很大，即错配度δ很大时，两相原子之间的匹配关系便不在维持，这种界面称为非共格界面；一般认为，错配度小于0.05时两相可以构成完全的共格界面；错配度大于0.25时易形成非共格界面；错配度介于0.05～0.25之间，则易形成半共格界面。
一级相变相变前后若两相的自由能相等，但自由能的一级偏微商（一阶导数）不等的相变。
特征：相变时：体积V，熵S，热焓H发生突变，即为不连续变化。
晶体的熔化、升华，液体的凝固、气化，气体的凝聚，晶体中大多数晶型转变等。
二级相变相变时两相的自由能及一级偏微商相等，二级偏微商不等。
特征：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β、等压热膨胀系数α突变。
材料热力学与相变复习总结
热力学定律定义表达式：一、能量从一种形式转化为其他形式时，其总量不变。
▽u=q —W二、一切自发过程都是不可逆的。
或热不可能从低温物体传到高温物体而不引起其他变化。
盖.吕萨克（Gay -Lussac ）定律：恒压下，任何气体温度升高或降低1℃所引起的体积膨胀都等于它们零度时体积的1/273.16。
)16.2731(16.273000t V t V V V t +=+=敞开体系或开放体系: 与环境之间既有物质交换，也有能量交换的体系 封闭体系或关闭体系:与环境之间只有能量交换，而无物质交换的体系 隔离体系或孤立体系：与环境之间既无物质交换，也无能量交换的体系体系的性质是状态的函数。
我们把这些性质，包括体系的温度、压力、体积、能量或其他，都叫做体系的状态函数强度性质：与体系的总量无关的性质，例如温度、压强、比表面能、磁场强度等 广度性质：与体系的总量成比例的性质，例如体积、面积、质量等。
盖斯定律：同一化学反应，不论其经过的历程如何（一步或几步完成），只要体系的初态和终态一定，则反应的热效应总是一定的（相同的）。
对于可逆过程而言，qR/T 最大，所以对于同样的△u ，qR 是一定的，且仅取决于体系的状态。
这样，qR /T 就具备了状态函数的特点。
以S 表示之，称为熵。
T q S R∆=∆，Tdq dS R =熵虽然可以作为此问题判断的依据，但是只适用于隔离体系。
G 称为吉布斯（Gibbs ）自由能，也是个状态函数，可以判断恒温恒压下过程可逆与否。
若令 G ＝H －TS 则dW' ≤－dG如果过程只作膨胀功，即dW' ＝0，则有 dG ≤0，或 △G ≤0 判断恒温恒压、无非膨功的条件下过程自发进行的可能性。
自由能减小不可逆、自发。
不变则可逆平衡。
能斯特定理0)()(lim lim 00=∆=∂∆∂→→T T P T S T G 后来人们提出了另外两种热力学第三定律的表达式： 0)(lim 0=∆→S T 00lim S S T =→ 将偏摩尔量的定义式中的广度性质G 以自由能F 代之，则得到偏摩尔自由能121......,,,)/(-∂∂=i n n n P T i i n F μ 化学位的物理意义是：恒温恒压下，加入微量i 所引起的体系自由能的变化。
材料固态相变考点
材料固态相变考点相变动⼒学取决于新相的形核率和长⼤速率。
在500℃以上回⽕时将会析出细⼩的特殊碳化物导致回⽕温度升⾼，θ-碳化物粗化⽽软化的钢再度硬化，这种现象称为⼆次硬化。
奥⽒体形成机制的四个过程1.奥⽒体形核：在平均碳浓度很低的铁素体中，存在着⾼碳微区，其碳浓度可能达到该温度下奥⽒体能够稳定存在的成分（由GS线决定）。
如果这些⾼碳微区因结构起伏和能量起伏⽽具有⾯⼼⽴⽅点阵结构和⾜够⾼的能量时，就有可能转变成该温度下稳定存在的奥⽒体临界晶核。
但是，这些晶核要保持下来并进⼀步长⼤，必须要有碳原⼦继续不断的供应。
2.奥⽒体晶核长⼤：当奥⽒体在铁素体和渗碳体两相界⾯上形核后，便形成了γ/α和γ/Fe3C两个新的相界⾯。
奥⽒体的长⼤过程即为这两个相界⾯向原来的铁素体和渗碳体中推移的过程；同时在铁素体中也进⾏着碳的扩散。
3.剩余碳化物溶解：在奥⽒体晶体长⼤过程中，由于γ/Fe3C相界⾯出的碳浓度差远远⼤于γ/α相界⾯处的碳浓度差，所以只需溶解⼀⼩部分渗碳体就可以使其相界⾯处的奥⽒体达到饱和，⽽必须溶解⼤量的铁素体才能使其相界⾯处奥⽒体的碳浓度趋于平衡。
4.奥⽒体均匀化：在铁素体全部转变为奥⽒体，且残留Fe3C全部溶解之后，碳在奥⽒体中的分布仍然是不均匀的。
原来为渗碳体的区域浓度较⾼，⽽原来为铁素体的区域碳浓度较低。
⽽且，这种碳浓度的不均匀性随加热速度增⼤⽽愈加严重。
因此，只有继续加热或保温，借助于碳原⼦的扩散，才能使整个奥⽒体中碳的分布趋于均匀。
奥⽒体晶粒度有三种1.起始晶粒度：在临界温度以上，奥⽒体刚刚完成，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒度⼤⼩。
2.实际晶粒度：在某⼀加热条件下所得的实际奥⽒体晶粒⼤⼩。
3.本质晶粒度：根据标准试验⽅法，在930±10℃保持⾜够温度得到的奥⽒体晶粒⼤⼩。
经上述试验，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。
马⽒体相变的主要特征1.切变共格和表⾯浮突现象：马⽒体相变时在预先磨光的试样表⾯可出现倾动，形成表⾯浮突，这表明马⽒体相变是通过奥⽒体均匀切变进⾏的。
材料相变原理总复习题
08年工大材料系材料相变原理总复习题(貌似考研也能用)题：材料相变原理复习题第一章：1说明成分、相、结构和组织四个概念的含义，并讨论45#钢室温平衡状态下的成分、相、结构和组织。
2 试述金属固态相变的主要特征。
3 哪些基本变化可以被称为固态相变？4 简述固态相变过程中界面应变能产生的原因。
5 简述固态相变形成新相的形状与界面能和界面应变能的关系，6 扩散型相变和无扩散型相变各有哪些主要特点？第二章：1 试述钢中奥氏体和铁素体的晶体结构、碳原子可能存在的部位以及碳原子在奥氏体和铁素体中的最大理论含量和实际含量。
2 以共析钢为例说明奥氏体的形成过程，并说明为什么在铁素体消失的瞬间还有部分渗碳体未溶解。
3 试述影响奥氏体晶粒长大的因素。
4 解释下列概念：惯习面，非均匀形核，奥氏体的起始晶粒度、实际晶粒度和本质晶粒度，钢在加热时的过热现象，钢的组织遗传和断口遗传。
第三章：1 试述影响珠光体转变动力学的因素。
2 试述钢中相间沉淀长生条件和机理。
3 概念解释：伪共析组织，魏氏组织，“派敦”处理。
第四章：1 试述马氏体的晶体结构及其产生原因。
2 简述马氏体异常正方度的产生原因。
3 试述马氏体转变的主要特点。
4 试述钢中板条状马氏体和片状马氏体的形貌特征和亚结构并说明它们的性能差异。
5 Ms点的定义和物理意义。
6 试述影响Ms点的主要因素。
7 试述引起马氏体高强度的原因。
8 概念解释：奥氏体的热稳定化，奥氏体的机械稳定化，马氏体的逆转变，伪弹性，相变冷作硬化，形状记忆效应。
第五章：1 试述贝氏体转变的基本特征。
2试述钢中上贝氏体和下贝氏体的形貌特征和亚结构并说明它们的性能差异。
3 试述影响贝氏体性能的基本因素。
4 试比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变的异同。
第七章：1 什么是回火？回火的目的是什么？2 试述淬火钢回火转变的基本过程。
3 简述第一类回火脆性的特点及产生原因。
4简述第二类回火脆性的特点及产生原因。
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材料相变原理复习提纲第1章1分析固态相变的动力和阻力。
相变驱动力是使系统自由焓下降的因素，相变阻力是相变导致系统自由焓升高的因素。
△ G = △ G相变+△ G界面+△ G畸式中△ G相变一项为相变驱动力。
其值是新旧相自由焓之差。
相变阻力包括很多内容：如晶界能、相界面能、位错畸变能、孪晶界面能、层错能、表面能、相变潜热等。
综合为界面能和畸变能。
2讨论固态相变新相形状的影响因素。
新相的形状决定于长大速率的方向性，它受晶面的界面张力、表面或界面杂质吸附、温度和浓度梯度等影响。
如生铁中石墨沿基面方向长大，成为片状石墨；如沿垂直于基面方向长大，则成为扇形石墨的复合体，即球状石墨。
1. 以共析钢为例，说明奥氏体的形成过程1奥氏体晶核的形成：奥氏体晶核易于在铁素体与渗碳体相界面形成2奥氏体的长大：奥氏体中的碳含量是不均匀的，与铁素体相接处碳含量较低，与渗碳体相接处碳含量较高，引起碳的扩散，破坏了原先碳浓度的平衡，为了恢复碳浓度的平衡，促使铁素体向奥氏体转变以及fe3c的溶解，直至铁素体全部转变为奥氏体为止。
3 残余渗碳体的溶解：铁素体比奥氏体先消失，因此还残留未溶解的渗碳体，随时间的延长不断融入奥氏体，直至全部消失。
4奥氏体均匀化：残余渗碳体全部溶解时，奥氏体中的碳浓度依然是不均匀的，继续延长保温时间，通过碳的扩散，可使奥氏体碳含量逐渐趋于均匀。
渗碳体残余的原因：相界面向铁素体中的推移速度比向渗碳体中推移速度快14.8倍，但是铁素体片厚度仅比渗碳体片大 7倍，所以铁素体先消失，还有相当数量的剩余渗碳体未完全溶解。
2. 奥氏体的晶粒度由几种表示方法？并讨论影响奥氏体晶粒度的影响因素晶粒度是指晶粒大小，晶粒大小可用多种方法表示，晶粒大小与晶粒度级别（N）的关系为：n = 2N-1n为放大100倍视野中单位面积内的数。
N —般为1-8，级别越高，晶粒越细。
起始晶粒度；实际晶粒度；本质晶粒度。
本质细晶粒钢：5-8级；本质粗晶粒钢：1-4级。
奥氏体起始晶粒度大小决定于奥氏体的形核率（N）和长大速率（G。
n = 1.01（N/G）1/2n为1mm面积内的晶粒数。
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：2加热速度的影响：3钢中碳含量的影响：4合金元素的影响：3. 解释钢的组织遗传现象和断口遗传现象，分析产生原因，讨论防止方法。
具有粗大晶粒的原始奥氏体冷却得到的非平衡组织加热奥氏体化时，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。
这种粗大奥氏体晶粒的遗传性，称为钢的组织遗传现象。
具有粗大晶粒的原始奥氏体冷却得到的非平衡组织加热奥氏体化时，以中等加热速度加热到Ac3以上时，新形成的奥氏体晶粒会得到细化，不发生组织遗传，但这也—细晶组织却出现了粗晶断口，这种现象称为断口遗传现象。
产生原因：组织遗传：合金钢以非平衡组织加热时，采用慢速加热和快速加热均容易出现组织遗传断口遗传：1.原始粗大奥氏体晶界上有 MnS沉淀粒子，使晶界强度下降。
2. 原奥氏体晶粒内的细小奥氏体晶粒空间取向一致，形成晶内织构，相当于粗大晶粒。
3. 原始奥氏体晶界富集C和Cr元素，形成碳化铬沿晶界析出，导致晶界结合力下降，引起粗大奥氏体晶界断裂。
防止方法：组织遗传：采用中等速度加热奥氏体化才有可能不出现组织遗传1. 珠光体片层间距的控制方法、原理和意义珠光体的片层间距用so表示，它是用来衡量珠光体组织粗细的一个重要指标。
珠光体的片层间距主要取决于珠光体形成时的过冷度，而与奥氏体晶粒度无关。
过冷度越大，珠光体形成温度越低，珠光体片层间距越小，存在如下经验关系：S0 = ( 8.02/ ?T ) x 103 (nm)式中过冷度？T的单位为K。
2. 珠光体转变动力学特点和影响因素一、珠光体的形核率和长大速率珠光体的形核率和长大速率与形成温度的关系：随转变温度降低(过冷度增大)，奥氏体与珠光体的自由能差增大，转变动力增大，形核率增大。
随转变温度降低，原子活动能力减弱，形核率减小。
随转变温度降低，原子扩散速度减慢，晶核长大速度降低。
随转变温度降低，奥氏体中碳浓度增大，碳扩散速度提高，晶核长大速度提高。
珠光体的形核率和长大速度与转变温度的关系曲线均具有极大值。
珠光体的形核率和长大速率与转变时间的关系：随转变时间的增加，珠光体的形核率增大，晶核长大速度变化不大。
二、珠光体转变动力学图珠光体转变有孕育期。
随转变温度降低，孕育期减小，某一温度孕育期最短，温度再降低，孕育期又增加。
随转变时间增加，转变速度提高，当转变量超过 50%寸，转变速度又逐渐降低，直至转变完成。
三、影响珠光体转变动力学的因素1. 碳含量的影响：对于亚共析钢，随碳含量增加，先共析铁素体析出速度降低，珠光体的转变速度也降低。
对于过共析钢，随碳含量增加，先共析渗碳体析出速度增大，珠光体转变速度提高。
2. 奥氏体成分均匀性和碳化物溶解情况的的影响：奥氏体成分不均匀和有未溶碳化物时，先共析相和珠光体的形成速度提高。
3. 奥氏体晶粒度的影响：奥氏体晶粒细小，先共析相和珠光体的形成速度提高。
4. 奥氏体化温度和时间的影响：奥氏体化温度提高或保温时间延长，碳化物进一步溶解，奥氏体更加均匀，晶粒进一步长大，珠光体转变推迟。
5. 应力和塑性变形的影响：对奥氏体进行拉应力或塑性变形，珠光体转变速度加快。
3. 亚共析钢中相间沉淀的产生条件、强化机理和影响因素。
一、相间沉淀条件合金中有一定的碳（氮）和强碳（氮）化物形成元素，一般为低碳低合金钢。
合适的奥氏体化温度，使合金中的碳化物和氮化物充分溶解。
连续冷却转变时，冷却深度要适中。
冷速太慢，则特殊碳化物容易聚集长大，钢的性能下降；冷速过快，则细小特殊碳化物来不及形成，发生其它转变。
等温转变时，转变温度较高或者较低都使相间析出深度减慢，具有C曲线动力学特征，符合扩散型相变的形核长大规律。
二、相间沉淀机理亚共析钢奥氏体冷却到A1以下某一温度时，首先在奥氏体晶界上形成铁素体，并向奥氏体中长大，使铁素体附近的奥氏体碳浓度提高，铁素体长大受阻。
如在铁素体-奥氏体界面形成碳化物，则可降低界面奥氏体碳浓度，使铁素体继续长大。
由于合金元素扩散速度较低，钢中碳含量较低，形成的合金碳化物尺寸很小。
相间沉淀的碳化物与铁素体具有一定的晶体学位向关系。
由于碳化物是在相变过程中的相界面处形成，空间呈层状分布。
三、影响因素相间沉淀组织中，分布粒状碳化物的平面之间的距离（面间距）随等温转变温度降低或冷却速度的增大而减小，同时碳化物颗粒细化。
合金元素越多，碳化物颗粒越细，面间距越小。
碳含量越高，碳化物素量越多，面间距越小。
第4章1试述马氏体的晶体结构及其产生原因晶体结构：马氏体是由fe元素和c元素组成的单向结构，其中fe原子构成了体心立方，c原子分布在八面体间隙中。
产生原因：c原子在马氏体点阵中可能位置为由fe原子组成的扁八面体空隙中，c原子有效半径＞扁八面体孔隙在短轴方向上的半径，故在平衡状态下，C的溶解度极小，然而一般钢中马氏体碳含量远远超过这个数值，引起点阵畸变，C溶入点阵扁八面体空隙后，力图使其变为正八面体，结果使短轴伸长，另外两个方向收缩，从而使体心立方转向体心正方点阵。
2简述马氏体异常正方度的产生原因。
正方度=c/a异常低正方度产生原因：正方度是由c原子在同一个亚点阵间隙中分布而造成的，所以在快冷的情况下，本来分布均匀的c原子要跑到同一亚点阵中需要运动时间，所以钢新生成时，c原子还没有运动分布到同一亚点阵中就开始测量，因而出现异常正方度。
偏高：钢形成时，若全部跑到同一亚点阵中，结果就偏高，但是，计算发现即使全部c原子占据第三亚点阵，马氏体正方度也不能达到实验中测量的，因此，异常高正方度还与合金元素的有序分布有关。
3试述马氏体转变的主要特点。
1切变共格和表面浮凸现象，（1）马氏体形成以切变的方式实现的，同时马氏体和奥氏体之间界面上的原子是共有的，切变共格界面，且新相与母相之间永远共格（2）相变区和未相变区表面上的浮凸现象2马氏体转变的无扩散性，（1）原子不发生扩散，只发生整体运动，每个原子的相邻关系和环境不变。
（2）成分不发生变化（3）转变温度低，转变速度高，低温下扩散速度极小转变不能以扩散方式进行。
3具有一定的位向关系和惯习面⑴马氏体转变新相母相之间存在一定的位相关系。
KS关系，西山关系，GT关系。
（2）马氏体是在母相的一定晶面上开始形成的。
随马氏体形成温度下降惯习面有向高指数变化的趋势。
4马氏体转变是在一个温度范围内形成的。
5马氏体转变具有可逆性，一般将马氏体直接向奥氏体转变称为逆转变，但是逆转变很难，形状记忆功能是存在于有可逆性的马氏体中，马氏体相变区别于其他相变的最基本特点（1）相变以共格切变方式进行（2）相变无扩散型4试述钢中板条状马氏体和片状马氏体的形貌特征和亚结构并说明它们的性能差异。
形貌特征：板条：惯习面为（111） r。
板条体常自奥氏体晶界向晶内平行排列成群，一个奥氏体晶粒内包含几个板条群，板条体之间为小晶界，板条群之间为大晶界。
片状：凸透镜片状中间较厚，初生者较厚较长，横贯奥氏体晶粒，次生者尺寸较小。
在初生片与奥氏体晶界之间，片间交角较大，互相撞击，形成显微裂纹。
亚结构：板条状：位错网络，位错密度随c含量升高而增大，有时亦可见到少量细小孪晶。
片状：细小孪晶以中脊为中心组成相变孪晶区，随ms点阵低，相变孪晶区增大，片的边缘部分为复杂的位错组列，孪晶面为（112） a'，孪晶方向为[111]a'。
性能差异：屈服强度相同的条件下，位错形马氏体比孪晶形的韧性好得多。
板条状马氏体有相当高的强度，片状马氏体有高的强度。
5 Ms点的定义和物理意义。
定义为奥氏体和马氏体的两项自由能之差达到相变所需的最小驱动力值时的温度。
物理意义为马氏体的切变阻力大，需要足够大的驱动力才能使相变发生，随着温度下降，马氏体驱动力上升，当 T下降到可以克服相变阻力的时候，马氏体可以发生转变，此时对应的温度就是ms点6试述影响Ms点的主要因素。
1化学成分：c含量上升，ms点下降，合金元素：取代了 fe的位置，使完美的形态受到破坏，使ms点下降，但是al与co使ms上升。
2形变与应力：形变量越大，转变的 m越多，形变温度越低形成的 m量也越多。
拉应力或单向压应力使ms上升，多向压缩应力使ms下降。
3奥氏体化条件对ms点的影响：加热温度和时间的增加会使 ms点下降。
但是，加热温度继续上升，抑制了形核，使阻力变小了，ms上升。
另一角度，所有影响a晶核完美的条件都会阻碍m的形成。
4淬火速度：ms点随淬火速度上升而升高。
冷却慢时，易形成 c原子气团，使ms 下降，冷却速度很快时，c原子气团来不及形成，使 ms上升5磁场对ms的影响：加磁场只使 ms点升高，对ms点一下的转变行为并无影响。