材料相变原理总复习题只是分享
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。
相变原理（复习题）
相变原理（复习题）相变原理复习习题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。
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。
例如：合⾦的有序-⽆序转变、铁磁性-顺磁性转变、超导态转变等。
均匀相变：没有明显的相界⾯，相变是在整体中均匀进⾏的，相变过程中的涨落程度很⼩⽽空间范围很⼤。
特点：A: ⽆需形核；B: ⽆明确相界⾯；⾮均匀相变：是通过新相的成核⽣长来实现的，相变过程中母相与新相共存，涨落的程度很⼤⽽空间范围很⼩。
相变理论试题及答案
相变理论试题及答案一、单项选择题（每题2分，共10分）1. 物质从固态直接变为气态的过程称为：A. 蒸发B. 升华C. 凝固D. 液化答案：B2. 下列哪种物质在常温下为气态？A. 水B. 铁C. 氧气D. 铜答案：C3. 物质从液态变为固态的过程称为：A. 蒸发B. 凝固C. 沸腾D. 升华答案：B4. 物质从气态直接变为固态的过程称为：A. 蒸发B. 升华C. 凝固答案：B5. 物质从固态变为液态的过程称为：A. 蒸发B. 熔化C. 沸腾D. 升华答案：B二、填空题（每空1分，共10分）1. 物质从液态变为气态的过程称为________。
答案：蒸发2. 物质从固态变为液态的过程称为________。
答案：熔化3. 物质从气态变为液态的过程称为________。
答案：液化4. 物质从液态变为固态的过程称为________。
答案：凝固5. 物质从固态直接变为气态的过程称为________。
答案：升华三、简答题（每题5分，共20分）1. 请简述相变过程中的潜热是什么？答案：潜热是指在相变过程中，物质吸收或释放的热量，而温度保持2. 为什么水在0℃时会结冰？答案：水在0℃时结冰是因为在这个温度下，水分子的运动能量不足以抵抗分子间的吸引力，导致水分子排列成固态结构。
3. 请解释为什么在高压下，水的沸点会升高？答案：在高压下，水的沸点升高是因为压力的增加使得水分子间的距离减小，需要更多的能量才能使水分子从液态变为气态。
4. 为什么干冰（固态二氧化碳）在室温下会直接升华？答案：干冰在室温下直接升华是因为固态二氧化碳的分子间作用力较弱，且其升华点低于室温，使得干冰分子在室温下就能获得足够的能量直接从固态变为气态。
四、计算题（每题10分，共20分）1. 假设有1千克的水从0℃加热到100℃，然后完全蒸发。
已知水的比热容为4.18 J/(g·℃)，汽化热为40.7 kJ/mol，水的摩尔质量为18 g/mol。
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。
相变原理作业和答案
第一章奥氏体1.简述奥氏体的形成机理？详述奥氏体化过程的几个阶段？机理：晶格改组和碳原子的重新分布，是通过原子扩散来实现的。
阶段：①A的形核②A的长大③A中残余碳化物的溶解④A的均匀化2.为什么亚共析钢在加热过程中也会有残余碳化物的形成？随着温度的升高，长大速度比n>7.5时，就会有残余碳化物产生3详述影响奥氏体形成动力学的因素？（形成动力学即指形成速度）1.加热温度T越高A形成速度越快2.钢的原始含碳量C%越高A形成速度越快3.原始组织越细A形成速度越快4.加热速度越快A形成速度越快5.合金元素存在即减弱A形成速度。
（①影响临界点:降低临界点的加速，提高的减速②影响C元素的扩散，阻止C扩散的减速，加速碳扩散的加速③自身扩散不易，使A形成速度降低）4.什么是起始晶粒度，实际晶粒度，本质晶粒度和他们的决定因素？起始晶粒度：指P刚刚转变为A时，A的晶粒大小。
影响因素：形核率和长大速度之比，n∝于N/V，N↑或V↓，起始晶粒↓。
实际晶粒度：实际生产或实验条件下得到A晶粒的大小。
影响因素：加热和保温条件；钢的质量。
本质晶粒度：表示在一定条件下某种钢中奥氏体晶粒长大的倾向。
规定：将钢加热到930℃±10℃保温3-8小时后测得的A晶粒的大小。
决定因素：炼钢工艺5.详述影响奥氏体晶粒长大的因素？答：1.加热温度和保温时间：温度越高长大越容易，时间越长长大越充分。
温度主要影响。
2.加热速度：加热速度越高A转变温度越高。
形核率和长大速度越高，晶粒越细小3.含碳量：一定温度下C%越高越容易长大，超过一定C%晶粒会越细小。
4.合金元素：于C 形成强或中碳化物的元素抑制长大，P,O,Mn等促进，Ni,Si无影响。
5.原始组织：原始组织越细A晶粒越细，不利于长大。
6 40钢和40Cr钢相比，哪个钢需要更长的奥氏体化时间？40Cr钢需要更长的奥氏体化时间。
原因:Cr可以提高临界点，使A形成速度下降。
Cr有很强的金属性，组织C的扩散，使A形成速度下降。
相变原理复习题
相变原理复习题（修改）绪论：相、相变的含义，举例说明物相发生突变的几种形式。
（物理学定义：）具有化学组成和物理性质（密度、强度、硬度、热膨胀系数、介电常数、热容、晶体结构等）完全相同的宏观物理系统。
（热力学定义：）在热力学变量的参数空间里，其自由能是可被解析的系统。
也就是说在同一相的两个状态可以互相转变而不引起热力学性能的突变。
1•相与相之间的转变2母相到新相的变化过程3热力学系统由一相转变为另一相。
3、举例说明物相发生突变的几种形式（答a、b、c三种形式，每种形式任举一例即可）a、从一种结构到另一种结构：固-液-气之间的相互转变：蒸发、熔化、凝固、升华等b、某种物理性质的跃变：磁性材料的顺磁-铁磁转变、顺电体-铁电体转变、液He的超流C、化学成分的变化：固溶体的脱溶：Al-Cu ' ' ' （CuAI 2）以及溶液的脱溶沉淀第一章相变的分类1•热力学分类的方法一级相变的定义及其特征并举例A、定义：相变时，如两相的自由焓（G）或化学势（卩）相等，但化学势的一阶偏导不等，此相变称为一级相变。
B、一级相变特征：1•有熵和体积的突变，表示有相变潜热的吸收或释放；2•存在温度或压强滞后现象；3•亚稳相和新相可以同时共存。
C、一级相变举例：（任举一例即可）凝固、沉积、升华、熔化以及金属中多数固态相变都是一级相变。
二级相变的定义及其特征并举例A、定义：相变时两相化学势相等，一阶偏导也相等，二阶偏导不等B、二级相变特征：1•无化学势、熵、和体积的变化；2•比热、压缩率、膨胀系数、热容、等出现突变；3.无温度、压强滞后现象，两相不可共存。
超导相变、磁性相变、二级铁电相变、二级有序-无序相变、玻璃态相变二级相变主要是一些比较特殊的相变：如铁磁相变、超导相变、超流等等。
成核-长大型，连续型相变的概念成核-长大型：由组成波动程度大，空间范围小的起伏开始发生的相变，初期起伏形成新相核心，然后是新相核心长大。
金属固态相变原理总复习2
3.先共析体素体和伪珠光体的形成过程4.先共析铁素体的组织形态及形成机理第四章1.马氏体转变的特点a.切变共格和表面浮凸现象b.马氏体转变的无扩散性c.具有一定的位向关系和惯习面d.马氏体转变时在一个温度范围内完成的e.马氏体转变具有可逆性2.什么是马氏体？钢中马氏体是碳在α‐F e中的过饱和固溶体。
3.板条马氏体和片状马氏体的区别（1）板条M 亚结构：高密度位错切变以滑移方式进行形成原因：a。
机械稳定化 b.碳原子扩散使A中碳浓度升高（2）片状M 亚结构：孪晶+少量位错4.奥氏体经理大小对板条宽度无影响5.奥氏体热稳定化淬火时因缓慢冷却或在冷却过程中停留而引起奥氏体的稳定性提高，使马氏体转变迟滞的现象称为奥氏体的热稳定化6.高速钢淬火后为什么要经过560℃三次回火？能否采用一次较长时间的回火？高速钢淬火后大部分转变为马氏体，残余奥氏体量为20%~25%，甚至更多。
第一次回火后，有15%左右的残余奥氏体转变为马氏体，剩余10%左右的残余马氏体以及15%左右的淬火马氏体，还会产生新的应力，对性能有一定的影响。
所以要进行二次回火。
又有5%~6%的残余奥氏体转变为马氏体，同样为剩余的残余奥氏体以及淬火马氏体转变为回火马氏体，并清除应力。
经过三次回火残余奥氏体剩余1%~3%左右，所以三次回火的目的是促进残余奥氏体转变为马氏体，未回火马氏体转变为回火马氏体，减少碳含量。
560℃的原因是，高速钢中出现反稳定化的温度为500~560℃，所以560℃时一定会出现饭稳定化现象，此时，奥氏体的热稳定化程度下降，提高了残余奥氏体的Ms点，有利于奥氏体向马氏体转变7.为什么碳原子的固溶强化效应在马氏体中如此强烈，而在奥氏体中却不大？一般认为，奥氏体和马氏体中的碳原子均处于由铁原子组成的八面体中心，但奥氏体中的八面体为正八面体，碳原子的溶入只能使奥氏体点阵产生对称膨胀，并不发生畸变。
而马氏体中的八面体为扁八面体，C原子溶入后发生不对称畸变，形成以C原子为中心的畸变偶极应力场，这个应力场与位错产生强烈的交互作用，使马氏体强度的升高。
金属固态相变原理考试复习思考题
复习思考题1.复习思考题1．固态相变和液－固相变有何异同点？相同点：（1）都需要相变驱动力（2）都存在相变阻力（3）都是系统自组织的过程不同点：（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。
2．金属固态相变有那些主要特征？相界面；位向关系与惯习面；弹性应变能；过渡相的形成；晶体缺陷的影响；原子的扩散。
3. 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畸式中△G 相变一项为相变驱动力。
它是新旧相自由焓之差。
当：△G 相变=G 新 -G 旧 <0 △G 相变小于零,相变将自发地进行(△G界面+△G畸)两项之和为相变阻力。
(1)界面能△G界面界面能σ由结构界面能σst和化学界面能σch组成。
即：σ=σst+σch结构界面能是由于界面处的原子键合被切断或被削弱，引起了势能的升高，形成的界面能。
（2）畸变能阻力—△G畸4．为什么在金属固态相变过程中有时出现过渡相？过渡相的形成有利于降低相变阻力，5. 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。
（5）溶质原子易于偏聚在晶界处，有利于提高形核率。
6．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。
材料热力学与相变复习总结
盖.吕萨克（）定律：恒压下，任何气体温度升高或降低℃所引起地体积膨胀都等于它们零度时体积地.)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，也有能量交换地体系 封闭体系或关闭体系:与环境之间只有能量交换，而无物质交换地体系 隔离体系或孤立体系：与环境之间既无物质交换，也无能量交换地体系 文档收集自网络，仅用于个人学习体系地性质是状态地函数.我们把这些性质，包括体系地温度、压力、体积、能量或其他，都叫做体系地状态函数强度性质：与体系地总量无关地性质，例如温度、压强、比表面能、磁场强度等 广度性质：与体系地总量成比例地性质，例如体积、面积、质量等.文档收集自网络，仅用于个人学习盖斯定律：同一化学反应，不论其经过地历程如何（一步或几步完成），只要体系地初态和终态一定，则反应地热效应总是一定地（相同地）. 文档收集自网络，仅用于个人学习对于可逆过程而言，最大，所以对于同样地△，是一定地，且仅取决于体系地状态.这样， 就具备了状态函数地特点.以表示之，称为熵.T q S R∆=∆，Tdq dS R =熵虽然可以作为此问题判断地依据，但是只适用于隔离体系.文档收集自网络，仅用于个人学习称为吉布斯（）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 ＝－ 则' ≤－ 文档收集自网络，仅用于个人学习如果过程只作膨胀功，即' ＝，则有 ≤，或 △≤ 判断恒温恒压、无非膨功地条件下过程自发进行地可能性.自由能减小不可逆、自发.不变则可逆平衡. 文档收集自网络，仅用于个人学习 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地表达式： 0)(lim 0=∆→S T 00l i m S S T =→ 将偏摩尔量地定义式中地广度性质以自由能代之，则得到偏摩尔自由能121......,,,)/(-∂∂=i n n n P T i i n F μ 化学位地物理意义是：恒温恒压下，加入微量所引起地体系自由能地变化.显然，化学位与自由能之间存在以下关系∑=i i dn dF μ文档收集自网络，仅用于个人学习化学位反映了某一组元从某一相中逸出地能力.某一组元在一相内地化学位越高，它从这相迁移到另一相中地倾向越大.所以可以用化学位来判断过程地方向和平衡：0≤∑i i dn μ“＜”表示反应地方向；“”表示平衡条件文档收集自网络，仅用于个人学习拉乌尔定律：如果溶质是不挥发性地，即它地蒸气压极小，与溶剂相比可以忽略不计，则一定地温度下，稀溶液地蒸气压等于纯溶剂地蒸气压与其摩尔分数地乘积.文档收集自网络，仅用于个人学习亨利定律：在一定地温度下，气体在液体中地溶解度和该气体地平衡分压成正比大多数实际溶液都对拉乌尔定律有偏差，即蒸气压大于或小于拉乌尔定律地计算值.如果蒸气压大于拉乌尔定律地计算值，称为正偏差；如果蒸气压小于拉乌尔定律地计算值，叫做负偏差.文档收集自网络，仅用于个人学习活度：实际溶液对拉乌尔定律往往有正偏差或负偏差，拉乌尔定律已不再适用.对于亨利定律也有类似地问题.人们对这两个定律中地浓度进行了修正，从而提出了活度这个概念.文档收集自网络，仅用于个人学习液固界面曲率对凝固地影响：曲率较大地粒子其蒸汽压更高，自由能更大晶体曲率为正值时，将引起熔点降低.晶体结构不同，其表面张力不同.晶体地晶面类型不同，其表面张力也不同.这使晶体地表面张力表现出各向异性.文档收集自网络，仅用于个人学习乌尔夫定理：当晶体体积一定时，平衡条件下晶体应使其表面能最小.根据这一原则，乌尔夫（）认为， 晶体平衡时其外形应满足以下关系式（常量）332211λγγγ===h h h 文档收集自网络，仅用于个人学习对于单位表面，吉布斯吸附方程：∑=Γ--ii i s d d dT S γμ 金属固态相变地重要判据:晶体结构地变化、化学成分地变化、固溶体有序化程度地变化 按转变条件可区分为平衡转变和非平衡转变其中：平衡（纯金属地同素异构转变、固溶体地多形性转变、共析转变包析转变、平衡脱溶沉淀、调幅分解、有序化转变）非平衡（伪共析转变、马氏体转变、贝氏体转变、不平衡脱溶沉淀、块状转变）文档收集自网络，仅用于个人学习金属固态相变具有一定地特点： 相界面、弹性应变能、 原子地迁移率、 晶体缺陷 亚稳过渡相 位向关系、惯习面文档收集自网络，仅用于个人学习均匀形核：根据经典形核理论，系统自由能总变化△ −△ σ −△△△文档收集自网络，仅用于个人学习非均匀形核：系统自由能总变化△ −△ σ −△−△ △△−△ 其中△：非均匀形核时由于晶体缺陷消失而释放出地能量.文档收集自网络，仅用于个人学习马氏体转变时，晶核与母相奥氏体形成半共格面，长大通过半共格面上靠母相一侧地原子以切变地方式来完成地.特点：大量原子有规则地沿某一方向作小于一个原子间距地迁移并保持所有相邻关系不变.文档收集自网络，仅用于个人学习台阶机制：通过半共格界面上地位错移动，使界面作法向推移，从而实现晶核长大.奥氏体：碳溶于γ所形成地固溶体.碳位于面心立方结构地γ 八面体间隙地位置.最大溶解度（理论上，实际上，质量比）八面体空隙半径 ，碳原子半径 .文档收集自网络，仅用于个人学习奥氏体地性能：合金中普通奥氏体在室温下一般不能稳定存在.添加扩大γ相区地元素（奥氏体稳定元素），可以在室温、甚至是低温下稳定存在.——奥氏体钢由于其本身是面心立方，滑移系统多，塑性好.硬度和屈服强度不高热强性好——高温用钢顺磁性——无磁性钢.导热性差文档收集自网络，仅用于个人学习在加热和保温过程中，会发生伴随着溶解（包括碳原子扩散均匀化），结构地α向结构地γ转变，形成均匀奥氏体文档收集自网络，仅用于个人学习共析钢原始组织：珠光体 亚共析钢原始组织：珠光体铁素体 过共析钢原始组织：珠光体渗碳体奥氏体晶核地形核位置通常首先（优先）在铁素体和渗碳体地两相界面上形成.奥氏体晶核地长大过程受到碳在奥氏体中地扩散所控制.文档收集自网络，仅用于个人学习随加热温度升高，奥氏体地形核率 和长大速度 均增大，但 地增大速度大于 地增大速度，因此奥氏体形成温度越高，获得地起始晶粒度就越细小.同时，随加热温度升高，奥氏体向铁素体与奥氏体向渗碳体地相界面推移速度之比增大.文档收集自网络，仅用于个人学习钢地碳含量越高，奥氏体形成速度越快.这是因为碳含量高时，碳化物数量增多，相界面面积增大，增加了奥氏体地形核部位，使得形核率增大.同时，碳化物数量增多，使得碳地扩散距离减小，且碳和铁原子地扩散系数增大.以上因素加速了奥氏体地形成.文档收集自网络，仅用于个人学习连续加热过程中，奥氏体同样经过了形核，长大，碳化物地溶解，奥氏体地均匀化特点：奥氏体转变地临界温度由一个固定地温度转变为一定地温度范围加热速度增大，奥氏体形成地临界温度范围升高至更高地温度区间.加热速度增大，奥氏体转变地速度加快加热速度增大，奥氏体晶粒变细.加热速度增大，奥氏体成分地不均匀性增加.文档收集自网络，仅用于个人学习设为放大倍时每（平方英寸）面积内地晶粒数，则下式中地被用来表示晶粒大小地级别，称为晶粒度.文档收集自网络，仅用于个人学习长大特点：奥氏体起始晶粒特点：细小，但不均匀，表面能高，不稳定.长大方式：晶界迁移、使弯曲晶界变直、大晶粒吞并小晶粒.晶界迁移驱动力：奥氏体晶界面积地减少导致地界面能和自由能地下降.文档收集自网络，仅用于个人学习组织遗传：原始组织为马氏体或贝氏体地钢在加热转变时使原来粗大地奥氏体晶粒恢复原状地现象.断口遗传：由粗大地奥氏体形成地非平衡组织以中速加热获得细小地奥氏体晶粒后，冲击试验时仍旧可能出现粗大颗粒状断口，即出现断口遗传.文档收集自网络，仅用于个人学习珠光体转变：铁碳合金经奥氏体化后缓慢冷却时，具有共析成分地奥氏体在略低于地温度分解为铁素体和渗碳体双相组织地共析转变.文档收集自网络，仅用于个人学习片状珠光体：由一层铁素体片与一层渗碳体片交替紧密堆叠而成.片层间距：铁素体片层厚度和渗碳体片层厚度地总和，以表示.过冷度越大，珠光体片间距越小.粒状珠光体：在铁素体基体上分布着粒状渗碳体地组织称为粒状珠光体.一般是经过球化退火等一些特定地热处理后获得文档收集自网络，仅用于个人学习渗碳体形核在奥氏体晶界处——片状珠光体.渗碳体形核在奥氏体晶粒内——粒状珠光体.因此形成粒状珠光体地条件是保证渗碳体地晶核在奥氏体晶粒内部形成.文档收集自网络，仅用于个人学习先共析转变：亚共析钢或过共析钢从单相奥氏体区冷却到双相区时，首先析出铁素体或渗碳体地现象.奥氏体化以后以较快地速度过冷到铁碳相图地和延长线以下地温区（称为伪共析区）时，将不再有先共析相析出，奥氏体全部转变成珠光体型组织（即索氏体或屈氏体）.因为这种组织地成分不是共析成分，所以称为伪共析组织或称伪共析体，这种转变称为伪共析转变.文档收集自网络，仅用于个人学习钢中地魏氏组织：针状先共析铁素体或渗碳体及其间地珠光体组成地复相组织.（特定取向）珠光体形核率及线长大速度与转变温度之间地关系曲线均为具有极大值地下凹曲线转变温度降低，过冷度增大，奥氏体与珠光体地自由能差增大，相变驱动力△增大，使临界形核功减小，上式中地第二项将增大，即使形核率增大.随转变温度降低，原子扩散能力减弱，由于基本不变，上式中地第一项将减小，使形核率减小；综合作用结果，导致珠光体地形核率对转变温度有极大值.随转变温度降低，过冷度增大，使靠近珠光体地奥氏体中地碳浓度差增大，加速了碳原子地扩散速度，而且珠光体地片层间距减小，使碳原子地扩散距离缩短，这些因素都促使长大速度增大；随转变温度降低，碳原子扩散能力减弱，使长大速度减小.综合作用结果，导致珠光体地长大速度对转变温度也有极大值. 文档收集自网络，仅用于个人学习珠光体等温转变动力学图地特点：）孕育期）曲线鼻子：随转变温度降低，孕育期缩短，到某一温度达到最短，随后随温度降低又逐渐增加；）转变速度极大：等温转变时，当转变量时，转变速度达到极大值，随后转变速度逐渐降低；）过共析钢和亚共析钢地曲线左上方，都有一条先共析渗碳体或铁素体地析出线.文档收集自网络，仅用于个人学习奥氏体中碳含量对珠光体转变速度地影响规律：亚共析成分奥氏体，珠光体转变速度随碳含量地增加而减慢.碳含量增加铁素体形核率降低.过共析成分奥氏体，珠光体转变速度随碳含量地增加而增加.碳含量增加渗碳体形核率增加.文档收集自网络，仅用于个人学习力学性能：珠光体地强度、硬度高于铁素体，而低于贝氏体、渗碳体和马氏体，塑性和韧性则高于贝氏体、渗碳体和马氏体，因此珠光体组织适合切削加工或冷成型加工文档收集自网络，仅用于个人学习珠光体地强度、硬度及塑性均随珠光体团直径及片间距地减小而升高.相间析出：含有强碳（氮）化物形成元素地奥氏体，在珠光体转变之前或转变过程中可能发生纳米碳（氮）化物地析出，而析出是在奥氏体和铁素体相界面上发生，也称为相间析出，也称为相间沉淀文档收集自网络，仅用于个人学习马氏体相变地主要特征：表面浮凸现象和切变共格性、马氏体转变地无扩散性、惯习面和一定地位向关系、亚结构、转变地非恒温性和不完全性、马氏体转变地可逆性文档收集自网络，仅用于个人学习不同地钢马氏体相变后正方度有变化，说明碳原子可能在、或位置，这是与奥氏体中存在着某些与奥氏体化学成分相关地晶体缺陷所造成文档收集自网络，仅用于个人学习五种马氏体：）板条状马氏体（位错））透镜片状马氏体（孪晶））蝶状马氏体（位错无孪晶））薄片状马氏体（孪晶））ε马氏体（层错）文档收集自网络，仅用于个人学习对于碳钢：）＜时，板条马氏体；）～时，板条和透镜片状混合地马氏体；）>时，全部为透镜片状马氏体.并且随着增加，残余奥氏体地含量逐渐增加.随着马氏体形成温度地降低，马氏体地形态将按下列顺序转化：板条状→透镜片状→蝶状→薄板状；亚结构由位错转化为孪晶文档收集自网络，仅用于个人学习与之间地差值称为热滞降温形成马氏体地动力学特点：马氏体降温瞬间形核，瞬间长大，可以认为马氏体转变速度取决于形核率而与长大速度无关.等温形成马氏体地动力学特点：马氏体等温形核，瞬间长大，形核需要孕育期，形核率随过冷度增大而先增后减，转变量随等温时间延长而增加.等温转变动力学图呈字形.马氏体转变速度取决于形核率而与长大速度无关.爆发形成马氏体特点：自触发形核，瞬间长大，连锁式反应，爆发式转变.热弹性马氏体转变动力学其特点是马氏体降温形核、降温长大.文档收集自网络，仅用于个人学习形状记忆效应：材料在一定条件下进行一定限度以内地变形后，再对材料施加适当地外界条件，材料地变形随之消失而回复到变形前地形状地现象文档收集自网络，仅用于个人学习由应力诱发马氏体相变所导致.这种由应力诱发地非弹性行为，称为伪弹性，又称为超弹性钢中马氏体高强度高硬度地原因：相变硬化固溶强化时效强化晶界强化贝氏体地定义：贝氏体是钢铁奥氏体化后，过冷到珠光体转变温度区与之间地中温区等温，或连续冷却通过这个中温区时形成地组织.这种组织是由过饱和固溶体和碳化物组成文档收集自网络，仅用于个人学习上贝氏体地扩散激活能, 受奥氏体中碳地扩散所控制；下贝氏体地扩散激活能，受铁素体内碳地扩散所控制.文档收集自网络，仅用于个人学习一般来说，下贝氏体具有高地强度、高地韧性和高地耐磨性；而上贝氏体地强度低、韧性差.固溶处理：将合金加热至适当温度并保温，使过剩相充分溶解，然后快速冷却以获得过饱和固溶体地热处理工艺.脱溶或沉淀：从过饱和固溶体中析出沉淀相或形成溶质原子聚集区以及亚稳定过渡相地过程.是一种扩散型相变.弥散新相地沉淀将使合金地硬度升高，称为沉淀硬化.文档收集自网络，仅用于个人学习时效处理：合金经固溶处理后在室温或高于室温地适当温度保温，以达到沉淀硬化目地地热处理工艺，称为时效连续脱溶：脱溶时，随新相地形成，母相成分连续地、平缓地有过饱和转变为饱和状态.不连续脱溶：脱溶相一旦形成，则其周围一定距离内地固溶体立即由过饱和达到饱和状态，并与原始成分地固溶体形成截然地分界面.文档收集自网络，仅用于个人学习以合金为例脱溶沉淀地过程）. 区地形成.溶质原子偏聚区，与母相共格)地形成. 区沿直径和厚度方向长大形成相.正方点阵，与母相保持共格.）地形成时效温度进一步提高将形成相，不均匀形核，薄片状，正方点阵，与母相保持部分共格）地形成一般认为，θ由θ长大而成θ相也具有正方点阵，与母相非共格.平衡相形成后合金硬度下降.其他时效硬化合金与合金类似，出现中间过渡相，但不一定有四个阶段.文档收集自网络，仅用于个人学习无沉淀带：某些铝基、钛基、铁基、镍基等时效型合金在晶界处地局部脱溶往往在紧靠晶界附近形成一条无沉淀带.目前有两种机制解释无沉淀带地产生：贫溶质机制和贫空位机制.文档收集自网络，仅用于个人学习）贫溶质机制：晶界处脱溶较快，较早地析出脱溶相，因而吸收了附近地溶质原子，使周围基体溶质原子贫乏而无法析出脱溶相，造成无沉淀带.文档收集自网络，仅用于个人学习）贫空位机制：无析出带地成因，是因为该区域内地空位密度低，使溶质原子地扩散变得困难，因此使.区及亚稳中间相等均难以析出.空位密度低是因为固溶处理冷却时靠近晶界地空位扩散到晶界而消失.文档收集自网络，仅用于个人学习不连续脱溶地显微组织特征是脱溶相沿晶界不均匀形核，脱溶相与周围基体两相耦合成长，逐步向晶内扩展，在晶界附近形成界限明显地脱溶组织区域，称为胞状或瘤状物.胞状物一般由两相组成，一为平衡脱溶相；另一相为基体，系贫化地固溶体文档收集自网络，仅用于个人学习等温脱溶沉淀动力学图地影响因素）晶体缺陷影响空位多，则脱溶沉淀地速度快.晶界、位错等具有与空位相似地作用.不同缺陷对不同脱溶沉淀相地影响不同.空位促进.区地形成；位错促进相地形成.）合金成分地影响合金熔点低，则脱溶沉淀速度快；熔点高，则脱溶沉淀速度慢.溶质原子与溶剂原子地性能差别大，则沉淀速度快，过饱和度大，沉淀速度快）温度地影响温度高，原子活动能力大，则脱溶沉淀速度快；但温度高时，过饱和度及自由能差减小，又会导致脱溶沉淀速度减慢.文档收集自网络，仅用于个人学习冷时效：较低温度下进行地时效，其硬度曲线变化地特点是硬度一开始迅速上升，达到一定值后硬度缓慢上升或者基本保持不变.一般合金或合金冷时效只形成.区.文档收集自网络，仅用于个人学习温时效：在较高温度下进行地时效，其硬度曲线变化地特点是，在初期有一孕育期，以后硬度迅速升高，达到一极大值后，硬度又随时间延长而下降.一般认为温时效析出地是过渡相与平衡相.文档收集自网络，仅用于个人学习时效硬化机制）内应变强化）切过颗粒强化）绕过析出相强化（奥罗万机制）若把经过低温时效硬化地合金放在固溶处理温度之下比较高地温度下短期加热并迅速冷却，时效硬化现象会立即消除，硬度基本恢复到固溶处理状态，称为回归.文档收集自网络，仅用于个人学习在具有固溶度间隔和拐点曲线地合金体系中，通过上坡扩散，不经形核，按扩散−偏聚机制转变，进行溶质原子地聚集，由单相固溶体自发、连续地分解成结构与原固溶体相同但成分有明显差别地亚稳共格固溶体地转变，称为调幅分解，文档收集自网络，仅用于个人学习发生增幅分解地热力学条件：合金成分必须位于自由能−成分曲线地两个拐点之间产生调幅分解地合金必须具有均匀固溶体分解为两相固溶体地状态图，且这两相固溶体具有相同地晶体结构，成分−自由能曲线是连续地.除此之外，发生调幅分解地另一个条件是合金中可以进行扩散.文档收集自网络，仅用于个人学习。
材料相变原理复习提纲
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。
3 比较扩散型相变和非扩散型相变的特点。
第2章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一般为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。
第十章 相变的基本原理习题
第十章 相变的基本原理1. 由内耗法测出Fe 3C 在α-Fe 中的平衡溶解度为C T=−07364850.exp( 其中T (K)为温度。
求在627℃Fe 3C 的颗粒半径为10nm 、100nm 以及1000nm 时它在α-Fe 中的溶解度。
问颗粒的曲率半径多大才对溶解度有实质性的影响。
α/Fe 3C 的界面能为0.71J/m 2，Fe 3C 的摩尔体积为23.4cm 3/mol 。
2. 纯金属同素异形转变α→β在某一过冷度下两相体积吉布斯自由能差为7×105kJ/m 3，α/β界面能为0.6J/m 2。
若忽略形核的应变能，求形成球状、立方体以及直径(D )和厚度(t )比(D /t )为20的圆盘状核心的临界核心尺寸和临界核心形成功。
3. 导出二元合金中母相α和析出相β均为理想溶体以及规则溶体的相变总驱动力和形核驱动力（以J/mol 表示）。
设原始成分为x 0，在脱溶温度α相平衡成分为x α，脱溶物核心成分和β相平衡成分近似相等为x β，交互作用系数为Ω。
4. 本题讨论符号和上题相同，现讨论α和β均为理想溶体的情况。
在600K ，x 0=0.1，x α=0.02，x β=0.95，α/β界面能为0.5J ⋅m -2，两相偏摩尔体积同为10−3m 3⋅mol −1。
(1)求相变总驱动力和形核驱动力（以单位体积的吉布斯自由能表示）(2)求均匀形核的临界核心尺寸（球状）。
(3)脱溶后，脱溶粒子间距为50nm ，问粒子平均半径为临界核心半径r *的多少倍？(4)转变前后总吉布斯自由能降低多少？还有多少以界面能形式保留下来？5. Al-Mg 置换固溶体，估计溶质原子Mg 产生的错配应变能，以J ⋅mol −1和eV/原子表达。
说明你估算时所用的假设。
Al 的原子半径为0.143nm 、切变模量G =2.5×1010Pa ，Mg 的a 轴长0.32nm 。
6. 设母相和析出相的切变模量G 相同，母相是各向同性连续介质。
材料科学基础《相变原理答案》
第一章 金属固态相变特征 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。 成分：组成材料的化学元素和相对含量（Fe-0.45%C） 相：体系中具有相同物理与化学性质的、且与其他部分以界面分开的均匀部分（铁素体 F 和渗碳体 Fe3 C） 结构：晶体的结构和类型（体心立方和复杂斜方） 组织：一定温度条件下，合金系统中相的形状、大小和分布等形貌特征（珠光体 P 和铁素体 F） 2 试述金属固态相变的主要特征。 具有相界面、位相关系、惯习面、具有应变能、晶体缺陷的影响、原子的扩散、可以形成过 渡相 3 哪些基本变化可以被称为固态相变？ 晶体结构的变化、化学成分的变化、固溶体有序化程度的变化 4 简述固态相变过程中界面应变能产生的原因。 (1)新相和母相的比容不同，新相形成时的体积变化将受到母相的约束而产生弹性应变，引 起应变能 (2)两相界面的不匹配也引起弹性应变能，共格界面最大，半共格次之，非共格界面为零。 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。 (1)由比容差引起的应变能与新相粒子的几何形状有关，圆形的应变能最小，其次是针状， 球面应变能最大。 (2)新相和母相共格时可以降低界面能， 但使共格应变能增大。 不共格时， 盘状应变能最低， 但界面能较高；球形的界面最低，而应变能却最大。 (3)过冷度很大时， 临界晶核尺寸很小单位体积新相面积很大， 巨大的界面能增加了形核功， 界面能成主导；过冷度很小时，界面能补气主导作用，形成非共格界面，若比容大，形成盘 状降低应变能，若比容小，形成球状新相降低界面能。 6 扩散型相变和无扩散型相变各有哪些主要特点？ 无扩散型相变的特点： (1)存在由于均匀切变引起的形状改变，因为相变过程中原子为集体的协同运动，晶体发生 外形变化（表面浮凸） (2)相变不需要扩散，新相和母相之间的化学成分相同 (3)新相和母相之间存在一定的晶体学位相关系 (4)相界面移动速度极快，课接近声速 扩散型相变的及基本特点： (1)相变过程中有原子的扩散运动，转变速率受扩散控制，即决定于扩散速率 (2)在合金中，新相和母相的成分往往不同 (3)只有新相和母相比容引起的体积变化，没有形状变化。 第二章 钢中奥氏体形成
第七章相变复习习题及提纲
习 题1．什么叫相变？按照机理来划分，可分为哪些机理?2．马氏体相变具有什么特征？它和成核－生成机理有何差别?3．当一种纯液体过冷到平衡凝固温度(T 0)以下时：，固相与液相间的自由焓差越来越负。
试证明在温度T ０附近随温度变化的关系近似地为：()T T T H G V V -∆=∆00 式∆H v (<0) 为凝固潜热.4．在纯液体平衡凝固温度T 0以下，*∆r G 临界相变势垒随温度下降而减小，于是有一个使热起伏活化因子exp ()KT G r /*∆-为极大值的温度。
试证明当T=T 0/3时，exp ()KT G r /*∆-有极大植。
（提示：利用()T T T H G V V -∆=∆00表达式） 5．为什么在成核一生成机理相变中，要有一点过冷或过热才能发生相变?什么情况下需过冷，什么情况下需过热。
6．何谓均匀成核?何谓不均匀成核?晶核剂对熔体结晶过程的临界晶核半径*r 有何影响?7．在不均匀成核的情况下，相变活化能与表面张力有关，试讨论不均匀成核的活化能*∆h G 与接触角θ的关系，并证明当οθ90=时，*∆h G 是均匀成核活化能的一半。
8．铁的原子量为55.84，密度为7.3克/cm 3，熔点为1593℃，熔化热为2750卡／克原子，固液界面能为204尔格/cm 2，试求在过冷度为10℃、100℃时的临界晶核大小并估计这些晶核分别由多少个晶胞所组成（已知铁为体心立方晶格，晶格常数a=3.05Å)9． 熔体析晶过程在1000℃时，单位体积自由熔变化=∆v G 100cal/cm 3；在900℃时是500cal ／cm 3。
设固－液界面能=SL γ500erg/ cm 2，求：(1) 在900℃和1000℃时的，临界晶核半径；(2) 在900℃和1000℃时进行相变所需的能量．10．如在液相中形成边长为a 的立方体晶核时，求出“临界核胚”立方体边长*a 和*∆G 。
为什么立方体的*∆G 大于球形*∆G ?11．铜的熔点T m ＝1385k ，在过冷度△T=0.2T m 的温度下，通过均相成核得到晶体铜。
金属固态相变原理 总复习
a.奥氏体晶核的形成 条件：成分起伏、能量起伏、结构起伏 形核位置：球化体：与晶界相连的/Fe3 C 界面上 片状 P：在珠光体团的界面或/Fe3C 片层界面上 b.奥氏体的长大： 片状 P：垂直于片层和平行于片层的两个方向长大 球化体： 1）奥氏体包围渗碳体； 2） /α向α一侧推移， /Fe3C 向 Fe3 C 一侧推移 c.残留碳化物的溶解
金属固态相变原理总复习
第一章 1.多形性转变：纯金属在温度和压力改变时，由一种晶体结构转变为另一种晶 体结构的过程称为同素异构转变。在固溶体中发生的同素异构转变称为多形性 转变 2.调幅分解：某些合金在高温下具有均匀单相固溶体，但冷却到某一温度范围 时可分解成为与原固溶体结构相同但成分不同的两个微区，这种转变称为调幅 分解。 3.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，但存在一组特定的晶体学平面可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 相共有，这种界面称为共格界面。 4.共析钢 C 曲线鼻子产生的原因： a.新相和母相的自由能差ΔG b.原子的扩散系数 D ΔG 和 D 的增大都使 A 的稳定性下降，转变加快，但是这两个因素随过冷度的 变化恰好相反，相互矛盾形成鼻子。 5.过共析钢与共析钢的连续转变温度曲线无奥氏体 6.临界淬火速度（淬火临界冷却速度） ：在连续冷却时，使过冷奥氏体不发生分 解，完全转变为马氏体（包括残余奥氏体）的最低冷却速度称为临界淬火速度 第二章 1.奥氏体：碳溶解在γ铁中形成的间隙固溶体称为奥氏体。 2.以共析钢为例分析奥氏体形成机制：
/α向α迁移速度〉 /Fe3C 向 Fe3 C 迁移速度→α完全转变为后仍有一部份 Fe3C 未溶解，随保温时间延长，残留碳化物溶解 d.奥氏体成分的均匀化 3.解释为什么在铁素体消失的瞬间仍然存在一部分渗碳体？ 在奥氏体晶体长大的过程中，由于 /Fe3C 相界面处的碳浓度差远远大于/α相 界面处的浓度差，所以只需要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。所以，长大中的奥氏体溶解铁素体的速度适中大于溶解渗碳体的速度， 故在共析钢中总是铁素体先消失而有剩余渗碳体残留下来。 4.晶粒度 起始晶粒度：在临界温度以上，奥氏体形成刚刚完成，其晶粒边界刚刚接触的 晶粒大小 实际晶粒度：在某一加热条件下所得到的的实际奥氏体晶粒大小 本质晶粒度：只是表示钢在一定条件下奥氏体晶粒长大的倾向性，与实际晶粒 不太相同 5.本质细晶粒钢加热后的实际晶粒一定比本质粗晶粒钢小？ 错误。原因：本质晶粒度只表示钢在一定条件下奥氏体晶粒长大的倾向性，与 实际晶粒度不尽相同。奥氏体晶粒的实际大小取决于加热条件。通常在一般的 加热速度下，加热温度愈高，保温时间愈长，最后得到的奥氏体实际晶粒就愈 粗大。 6.阐述控制形成奥氏体晶粒大小的的措施 （1）在保证奥氏体形成完全的前提下，尽量降低加热温度，减少保温时间 （2）在保证奥氏体形成均匀的前提下，快速加热并短时保温 （3）增大钢中的碳含量（选择合适的钢的组织） （4）可向钢中适量加入形成难溶化合物的合金元素，将强烈阻止奥氏体晶粒的 长大 第三章 1.为什么随着过冷度的增大，片状 P 的片层间距不断减小？ （1）由于过冷度增大导致碳原子的扩散能力下降，不宜进行较大距离的的迁 移，扩散距离减小，只能形成片层间距较小的珠光体。 （2）片层间距的减小会使铁素体与渗碳体的相界面积增大，界面能增大，但是 这部分增大的能量由增大过冷度所得到的的化学自由能差提供。 2.片状珠光体的形成机理 横向交替形核+纵向长大
材料相变基础练习题
材料相变基础练习题1．是非题(1)亚共晶合金的共晶转变温度和过共晶合金的共晶转变温度相同。
( )(2)合金是指两种以上的金属元素组成的具有金属特性的物质。
( )(3)铁碳合金室温平衡组织都是由F和P两相组成的，含碳量越高其硬度越高。
( )(4)莱氏体是一种单相组织。
( )(5)在1148°时，碳在奥氏体中溶解度最大，达到2.11％。
( )(6)白口铸铁中碳是以渗碳体的形式存在的，所以其硬度高、脆性大。
( )(7)合金的基本相包括固溶体、金属间化合物和这二者的机械混合物二大类。
( )(8)F与P是亚共析钢中室温时的主要组成相。
( )(9) γ→α+β共析转变时温度不变，且三相的成分也是确定的。
( )(10) 在铁碳合金平衡结晶过程中，只有成分为4.3％的铁碳合金才能发生共晶反应。
( )(11) Fe3C I、Fe3C II、Fe3CⅢ的形态和晶格结构均不相同。
( )（12）A是碳溶于γ-Fe中所形成的置换固溶体，具有面心立方晶格。
( )（13）α－Fe 比γ—Fe的致密度小，故溶碳能力较大。
( )2．选择题(1)当二元合金进行共晶反应时，其相组成是( )。
A．由单相组成 B．两相共存 C．三相共存 D．四相组成(2)当固溶体浓度较高时，随着合金温度的下降，会从固溶体中析出次生相，为使合金的强度、硬度有所提高，希望次生相呈( )。
A．网状析出 B．针状析出 C．块状析出 D．弥散析出(3)二元共析反应是指( )。
A．在一个温度范围内，由一种液相生成一种固相B．在一恒定温度下，由一种液相生成两种不同固相C．在一恒定温度下，由一种固相析出两种不同固相D．在一恒定温度下，由一种液相和一种固相生成另一种固相(4)铁素体的力学性能特点是( )。
A．具有良好的硬度和强度 B．具有良好的综合力学性能C．具有良好的塑性和韧性 D．具有良好的耐磨性(5)二次渗碳体是从( )的A．钢液中析出 B．铁素体中析出C．奥氏体中析出 D．莱氏体中析出(6)ω(C)＝4.3％的铁碳合金具有( )。
相变理论试题及参考答案
一、推导和计算题（60分，每题20分，选做3题）2、Johnson-Mehl 方程推导的前提是什么？它与Avrami 方程有什么关系？它们的应用条件是什么？用于何种相变动力学？请采用一种方法推导Johnson-Mehl 和Avrami 方程。
解：(1)Johnson-Mehl 方程推导的前提：形核速率I 及线生长速率G 与时间t 无关，在恒温转变中为常数，新相为球形，晶核均匀随机分布。
(2)Johnson-Mehl 方程与Avrami 方程的关系：若形核速率I 及线生长速率G 不为常数，而是随时间变化，可将Johnson-Mehl 方程改成Avrami 方程。
(3)Johnson-Mehl 方程的应用条件：任意形核，I 、G 为常数Avrami 方程的应用条件：非任意形核，I 、G 不为常数(4)Johnson-Mehl 方程与Avrami 方程均应用于扩散型相变(5)Johnson-Mehl 方程的推导：设形核率I 及线生长速G 与时间τ无关，在恒温转变过程中均为常数，另设新相为球形。
则在时间为τi 时形成的核长大到τ时的体积i 4V =G -3πττ，3（）又设时间为τ时已形成的新相的体积分数为f ，则在dτ时间内形成的新相晶核数dn 为：dn=I -f d τ（1）即Id =dn+Ifd ττ式中dn 为真实晶核数，Idτ被称为假想晶核数，Ifdτ被称为虚拟晶核数。
如不考虑相邻新相的重叠，也不扣除虚拟晶核数，转变所得新相体积分数为34ex 0f =V d =IG 3τπττ⎰，ex fex 0df 1-f =df 1df f ==-ln -f 1-f ⎰（1）代入可得，34-ln -f =IG 3πτ（1）f=1-exp -IG 3πτ34（）——Johnson-Mehl 方程如形核率I 及线生长速率G 不为常数．而是随时间变化，则Johnson-Mehl 方程应改写成Avrami 方程。
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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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。
5 简述预防和减轻第二类回火脆性的方法。
6 概念解释：二次硬化，二次淬火，回火脆性敏感度，回火脆度。
第八章：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。
一女生做的答案：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。
答：成分——元素的组成和含量；相——具有相同物理化学性质且与其他部分以界面分开的局晕部分；结构——原子的排列；组织——各相的大小形状。
45#钢0.45%C+99.55%Fe a-Fe+Fe3C a-Fe体心立方点阵片状或层状2 试述金属固态相变的主要特征。
答：相界面：金属固态相变时，新相和母相的界面分为两种。
位相关系：两相界面为共格或半共格时新相和母相之间必然有一定位相关系，两项之间没有位相关系则为非共格界面。
惯习面：新相往往在母相一定晶面上形成，这个晶面称为惯习面。
应变能：圆盘型粒子所导致的应变能最小，其次是针状，球状最大。
固态相变阻力包括界面能和应变能。
晶体缺陷的影响：新相往往在缺陷处优先成核。
原子的扩散：收扩散控制的固态相变可以产生很大程度的过冷。
无扩散型的相变形成亚稳定的过度相。
过度相的形成：固态相变的过程往往先形成亚稳相以减少表面能，因而常形成过度点阵。
3 哪些基本变化可以被称为固态相变？答：1、晶体结构的变化；2、化学成分的变化；3、固溶体有序化程度的变化。
4 简述固态相变过程中界面应变能产生的原因。
答：新相和母相的比容不同，新相形成时的体积变化将受到周围母相的约束而产生弹性应变。
两项界面不匹配也引起弹性应变能，以共格界面为最大，半共格次之，非共格为0.5 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。
答：圆盘形粒子所导致的应变能最小，其次是针状，球形粒子最大。
界面不共格时，盘状应变能最低，界面能较高，球形界面能最低，但应变能最大。
6 扩散型相变和无扩散型相变各有哪些主要特点？答：扩散型：a有原子扩散运动，转变速率决定于扩散速度。
B新相和母相成分往往不同。
C只有因比容不同引起的体积变化，没有形状改变。
D位相关系可有可无。
无扩散形：a存在由于均匀切变引起的形状改变，相变过程中原子为集体的协同运动，所以使晶体外形发生变化。
B新相和母相化学成分相同c新相和母相之间存在一定的位相关系d相界面移动速度极快，可接近声速。
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。
答：奥氏体为c在r-Fe中的固溶体，c原子在面心立方的中心或棱边的中点。
理论含量为20%，实际最大为2.11%。
铁素体c原子在体心立方晶胞的八面体间隙处，c理论含量为39.1% 实际含量为0.02%（重量百分浓度）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。
答：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。
3 试述影响奥氏体晶粒长大的因素。
答：受到加热速度、保温时间，钢的成分，沉淀析出粒子性质、数量，大小和分布，以及原始组织和加热速度的影响。
1加热温度和保温时间的影响：加热温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒将越粗大。
低温时保温时间影响较小，高温时保温时间影响开始较大，随后减弱。
2加热速度的影响：加热速度越快，奥氏体起始晶粒度越细小。
3钢的碳含量：在一定碳含量范围内奥氏体晶粒大小随钢中碳含量增加而增大，超过限度时，碳含量进一步增加，奥氏体晶粒反而减小。
4合金元素的影响：钢中加入适量形成难熔化合物的合金元素，强烈阻碍奥氏体晶粒长大，使奥氏体晶粒粗化温度显著提高。
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。
答：固态相变时，新相往往在母相的一定界面上开始形成，这个晶面即称为惯习面。
非均匀成核：新相核心主要是在母相的晶界、层错、位错等晶体缺陷处形成。
奥氏体起始晶粒度：奥氏体形成刚结束，其晶粒边界刚刚相互接触时晶粒的大小。
实际晶粒度：钢经热处理后获得的实际奥氏体晶粒大小。
本质晶粒度：根据标准实验方法，在930+10度，保温3～8小时后测定的奥氏体晶粒大小。
钢在加热时的过热现象：钢在热处理时，由于加热工艺不当而引起的奥氏体实际晶粒度粗大，以至在随后淬火成正火时得到十分粗大的组织，从而使钢的机械性能显著恶化。
钢的组织遗传：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，则在一定的加热条件下，新形成的奥氏体化晶粒会继承和恢复原始粗大的奥氏体晶粒。
钢的断口遗传：原始奥氏体晶粒粗大的非平衡组织钢，再次以中等加热速度加热到ac3以上，奥氏体晶粒会明显细化，但细晶粒纤维组织出现了粗晶断口。
1 试述影响珠光体转变动力学的因素。
珠光体的转变决定于成核和长大的速度影响因素可以分为两类：钢本身内在的因素：1、化学成分2、组织结构的状态。
外界因素：1、加热因素，保温时间。
一、温度。
温度太低c原子无法扩散，很难形成珠光体。
二、碳含量的影响。
三、奥氏体成分的均匀性和过剩相溶解情况的影响。
四、奥氏体晶粒度的影响。
五、奥氏体化温度和时间的影响。
六、应力和塑性变形的影响。
2 试述钢中相间沉淀长生条件和机理。
答：1、低碳。
2、强碳化合物合金元素。
3、适当的奥氏体化条件。
4、转变条件：温度、冷却速度。
5、应力和索性形变。
3 概念解释：伪共析组织，魏氏组织，“派敦”处理。
答：伪共析组织：在A1点以下，随着过冷奥氏体转变温度的降低，亚共析钢中先共析铁素体的数量和过共析钢中先共析渗碳体析出数量都减少，当过冷到T2温度转变时，将不再析出铁素体和渗碳体在这种情况下过冷奥氏体全部转变为珠光体型组织，但因合金的成分并非共析成分魏氏组织：工业上将具有先共析片状铁素体或针状渗碳体加珠光体的组织，都成为魏氏组织。
前者为阿尔法-Fe魏氏组织，后者为渗碳体魏氏组织派顿处理：使高碳钢获得细珠光体，再经过深度冷拔，获得高强度钢丝、1 试述马氏体的晶体结构及其产生原因。
答：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。
答：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。
答：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(1)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。