固态相变名词解释

平衡转变:在缓慢加热或冷却时所发生的符合状态图平衡组织的相变为平衡转变。

同素异构转变：纯金属的晶体结构转变。

多形性转变：固溶体的同素异构转变。

平衡脱溶转变：缓慢冷却，过饱和固溶体沿平衡相图确定的固溶度线析出第二相的过程。

共析转变：即两种以上的固相新相，从同一固相母相中一起析出，而发生的相变，称为共析转变，有时也称共析反应。

不平衡转变：加热或冷却速度增大，平衡转变受到抑制，发生某些状态图上不能反映的转变，形成不平衡或亚稳组织。

伪共析转变：当A从高温以较快的速度冷却到GS与ES的延长线以下时，将从A中同时析出F和Fe3C。

类似共析转变，但F和Fe3C的比值不是定值，而是随着A中的碳量而变，这种转变称为伪共析转变。

转变产物称为P。

马氏体转变：通过无扩散的共格切变转变为成分相同但晶体结构不同的相。

贝氏体转变：在高温珠光体和低温马氏体转变之间还存在着贝氏体转变，也称为中温转变。

块状转变：冷却速度不够快时γ相的原子通过非共格界面的短程快速扩散转变为成分相同的相，转变产物呈块状，表面无浮凸。

不平衡脱溶沉淀：在室温或低于固溶度曲线的某一温度等温时自相中析出成分与结构均与平衡脱溶不同的新相，称为不平衡脱溶沉淀。

共格界面：若新母相的晶体结构和取向都相同，点阵常数也非常接近，或新母相晶体结构不同，点阵常数也不相同，但两相中某些晶面的点阵相似，则相界面上的原子为两相共有，界面原子位于两相结点上。

半共格界面：界面上两相原子变为部分地保持匹配。

非共格界面：当两相界面处原子排列差异很大，导致错配度增大，其原子间的匹配关系不再维持，形成非共格界面。

取向关系：位向关系是新母相某些低指数晶面晶向的对应平行关系。

惯习面：马氏体是在母相的一定晶面上开始形成的，这个晶面称为惯习面，通常以母相的晶面指数表示。

弹性畸变能：原子偏离正常点阵位置引起的，包括共格应变能和比容差应变能。

界面能：在母相中形成新相的界面时，由同类键、异类键的强度和数量变化引起的化学能。

台阶界面：界面位错分布于各个台阶界面上，位错的滑移运动使台阶发生侧向迁移，界面沿其法向推进，形成台阶式长大。

奥氏体起始晶粒度:加热转变终了时所得奥氏体晶粒。

奥氏体实际晶粒度: A晶粒形成后在高温停留期间将继续长大，长大到冷却开始时的A晶粒。

本质晶粒度:在930℃保温3~8小时所得的A实际晶粒。

相遗传：母相中的晶体结构缺陷和不均匀性遗传给新生相的现象
组织遗传：同时冷却得到的组织如M、B等非平衡组织粗大，再次正常加热后，A仍保留原来粗大晶粒
断口遗传：原A粗大的非平衡组织，再次以适当的速度加热至AC3以上，A 晶粒明显细化，但断口仍为粗晶脆性断口的现
过热: A晶粒长大而在晶界上并没有发生使晶界弱化的某些变化
过烧：不仅A晶粒已经长大，而且在A晶界上也已发生了使晶界弱化的变化网状铁素体：网状F一般是在A中碳含量较高，转变温度较高或冷速较低时形成。

块状铁素体：在显微镜下观察到的晶体外形呈块状或多边形状的铁素体。

魏氏组织铁素体：由于形成开始温度较高，最先析出的F沿A晶界呈网状，随后温度降低，再由网状F的一侧以片状向晶粒内长大。

这种形态的F称为魏氏组织铁素体WF。

Patenting处理：碳体片很薄时，在外力作用下可以滑移产生塑性变形，也可以产生弯曲，致使塑性提高，在生产上也正是利用这一特点，发展的一种极为有效的用于提高钢丝强度的强化工艺。

相间析出：含有强碳化物形成元素的低碳合金钢的A，在冷却过程中在γ/α界面上析出极细碳氮化合物的现象。

Ms：马氏体转变开始温度。

Mf：马氏体转变终了温度。

Md：产生应变诱发M的上限温度。

Mc:热稳定化的上限温度。

As：马氏体逆转变开始温度。

Af：马氏体逆转变终了温度。

Ad：应变诱发M逆转变的下限温度。

Sv：单位体积马氏体内出现的显微裂纹的面积。

马氏体异常正方度：c、a及正方度c/a与钢中碳含量呈线性关系：c=a0+αρ，a=a0+βρ，c/a=1+γρ，其中a0=0.2861nm(α-Fe的点阵常数)；α=0.116±0.002；β=0.013±0.002；γ=0.046±0.001；ρ-马氏体的碳含量（Wt%）。

新形成马氏体的正方度偏离上述公式给出的正方度。

异常低正方度：新形成马氏体的正方度远低于公式给出的正方度。

异常高正方度：新形成马氏体的正方度远高于公式给出的正方度。

亚点阵：根据碳原子在马氏体点阵可能存在的位置，碳原子处于三种分布位置时，都能形成由碳原子构成的八面体，这种可能出现的原子点阵，称为亚点阵。

亚结构：一种镶嵌结构，泛指晶体内部的位错排列和分布。

形变诱发马氏体：在Ms点以上一定温度范围内进行塑性变形会促使A在形变温度下转变为M，即相当于塑性变形使Ms点提高。

这种因形变而促成的M又称应变诱发M。

热稳定化：钢奥氏体化后在冷却过程中由于中途停留或减缓冷速，使奥氏
体向马氏体转变迟滞的现象。

机械稳定化：在Md点以上对A进行塑性变形，当形变量足够大时，可以引起A稳定性的提高，使随后冷却时的M转变难以进行，Ms点降低，残余A量增多。

热弹性马氏体：马氏体随温度的降低而长大，随温度的升高而缩小。

伪弹性：由应力诱发M定向转变所产生的应变。

形状记忆效应：将某些金属材料进行变形后加热至某一特定温度以上时，能自动回复原来形状的一种效应——形状记忆效应。

马氏体相变超塑性：金属在特定条件下可以具有超塑性。

超塑性指的是高的延伸率及低的流变抗力。

由M相变诱发的超塑性称为M相变超塑性
相变强化：马氏体转变时的切变及界面附近的塑性变形将在M晶体内造成大量的缺陷，其中包括位错、孪晶以及层错等，晶内缺陷的增加使M强化。

称为相变强化。

固溶强化：M中以间隙式溶入的过饱和碳原子将强烈地引起点阵畸变，从而形成以碳原子为中心的应力场，这个应力场与位错发生交互作用而钉扎位错，使M显著强化。

M中碳量愈多，强化显著。

但当碳含量大于0.4％后，由于碳原子靠的太近，使相邻碳原子所造成的应力场相互抵消，削弱强化效果。

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，在60℃以上温度，时效就能进行，发生碳原子偏聚和碳化物析出从而产生时效强化作用，也称为自回火。

Bs：贝氏体转变上限温度。

贝氏体亚基元：
TTT图：等温转变动力学图。

CCT图：过冷A连续冷却转变图。

逆淬：钢件表面空冷，硬度较低，而内部盐水冷却，硬度较高
马氏体单相分解：
马氏体双相分解：
ε(η)碳化物：
χ碳化物：
第一类内应力：
第二类内应力：
第三类内应力：
二次硬化:当M中所含碳化物形成元素的数量足够多时，在500℃以上回火将会析出合金碳化物。

由于细小的弥散分布的合金碳化物的析出，使已经因回火温度的升高，θ碳化物的粗化而下降的硬度重新升高。

二次淬火:合金元素提高残余A的稳定性，使残余A具有明显的等温转变动力学图。

高碳高合金钢由于残余A量较多，在回火后冷却过程中发生残余A 向M的转变，提高钢的硬度，这种现象称为钢的二次淬火。

回火脆性:随着回火温度的提高，强度与硬度降低，但冲击韧性和断裂韧
性并不是单调地升高，而是可能出现两个马鞍形，回火时这种韧性降低的现象称为回火脆性。

低温回火脆性（第一类回火脆性、不可逆回火脆性）：在200~350℃出现的回火马氏体脆性。

高温回火脆性（第二类回火脆性、可逆回火脆性）：在400~650℃出现的回火马氏体脆性。

时效硬化：固溶处理的合金在室温放置或在低于固溶度曲线下的某一温保温，溶质原子将会发生偏聚或析出高度弥散的微细第二相，造成合金的硬度、强度升高的现象。

G．P.区：铝铜合金经古榕处理后在190℃以下时效将通过铜原子的扩散而形成薄片状铜原子富集区，形成G.P.区。

θ”:随时效温度的升高，较为稳定的θ”将形成。

θ”呈薄片状，厚0.8～2nm，直径约15～40nm，惯习面为{100}α。

θ”具有正方结构，（100）面可以与铝保持完全共格。

θ’：时效温度进一步提高将形成θ’，通过形核与长大形成的。

而θ’为不均匀形核，通常是在螺位错及胞壁处形成。

θ’呈薄片状，惯习面也是{100}α，在（001）面上与α保持部分共格。

θ：随着时效温度的提高与时间的延长，θ’不断长大，当长到一定尺寸时，共格破坏，θ’与α完全脱离而成为稳定的θ相。

θ相也具有正方点阵，但点阵常数与θ’相差甚大。

局部脱溶:局部脱溶是不均匀形核引起的。

易在晶界、亚晶界、孪晶界、滑移线等晶内缺陷处形核。

不连续脱溶：沿晶界不均匀形核，然后不断向晶内扩展。

连续脱溶：新相的析出是均匀形核。

内应变强化:由于析出相的点阵结构及点阵常数均不同于母相，在析出相的周围将产生不均匀应力场，由此而引起的强化称为内应变强化，随析出相的增多而增强。

绕过析出相强化：位错绕过析出相时所留下的位错圈将使下一根位错线通过时变得困难，引起形变强化。

上坡扩散:转变时会发生浓度低的向浓度高的方向扩散，产生成分的偏聚而不是成分的均匀化，这种扩散现象通常称为上坡扩散。

调幅分解：过饱和固溶体在一定温度下分解成结构相同、成分不同的两个相的过程。

08级考的部分题目：贝茵模型，奥氏体核长大界面浓度变化图，珠光体转变图，片状珠光体转变机制及碳扩散图，伪弹性，烧结过程，高炉由上到下组成，作业题上的一道计算题，用界面反应的观点解释高压吹入氧气的作用以及界面在材料科学中的重要作用，暂时就这些了，希望大家有资料的话共享一下啊。