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。