固态相变思考题.doc

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350400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530nm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250300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250300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Ms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，Ms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Fe3C。说明析出过渡相-Fe2C或- 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-Fe2C或-Fe2.4C，温度高 于200时，即有Fe3C的析出。即在位错气团基础上直接析出平衡相。 100300范围内析出的-Fe2C或-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-Fe2C或-Fe2.4C，呈极细小的片状； 温度高于200时，-Fe2C（或- Fe2.4C）开始回溶，同时析出另一个过渡相XFe5C2，并且迅即开始平衡相Fe3C的析出。在一个相当宽的温度范围内，X Fe5C2与Fe3C共存，直到450以上XFe5C2消失,全部转变为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？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 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：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 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：奥氏体形核 奥氏体晶核向及两个方向长大 剩余碳化物溶解 奥氏体均匀化。影响奥氏体形成速度的因素：加热温度的影响，即加热温度越高，奥氏体形成速度就越快碳含量的影响，钢中碳含量越高，奥氏体形成速度就越快 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 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58级者称为本质细晶粒钢，而奥氏体晶粒度在14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9501000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：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 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 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 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。冶炼方法的影响原始组织的影响，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：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。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 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 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：切变共格和表面浮突现像 无扩散性 具有特定的位相关系和惯习面 在一个温度范围内完成相变 可逆性。影响钢中Ms点的主要因素：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 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 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 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 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a，短轴为c。由于C在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：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 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 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 马氏体的形变强化特性 孪晶对马氏体强度的贡献 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：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 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 粒状贝氏体 无碳化物贝氏体 低碳合金钢中的、。影响贝氏体机械性能的因素：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 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 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