相变原理课后习题.docx

1 分析固态相变的动力和阻力。
动力：体系自由能差
阻力：1.两相表面能产生界面能2.界面原子同时受到两相的制约，原子所处的位置要偏离其平衡位置，产生额外应变能。

2 讨论固态相变新相形状的影响因素。

3 比较扩散型相变和非扩散型相变的特点。

扩散型相变
非扩散型相变
外形变化
无外形变化
外形有变化，产生表面浮凸
成分变化
新相与母相成分不同，有成分变化
新相与母相成分相同，无成分变化
位向关系
新相与母相之间的晶体学位向关系可有可无
新相与母相之间有一定的晶体学位向关系
长大速度
相界面移动速度极快，接近声速
长大速度取决于原子扩散速度

1以共析钢为例，说明奥氏体的形成过程，并讨论为什么在铁素体相消失的瞬间，还有部分渗碳体未溶解?
共析钢在加热和冷却过程中经过A1线时，发生珠光体与奥氏体间的相互转变，奥氏体形成时系统总自由能变化为

只有当温度高于A1时，珠光体向奥氏体转变的驱动力才能克服界面能，奥氏体才能自发形成。所以，奥氏体形成必须要有一定的过冷度。奥氏体的形成过程是由碳含量和点阵结构不同的两个相转变为另一种点阵结构的均匀相，包括C原子的扩散重新分布和Fe原子由体心立方向面心立方的点阵重构。
1。奥氏体的形核
形核部位：铁素体和渗碳体两相界面上，以及珠光体团边界处。
2.奥氏体晶核长大，碳在奥氏体中扩散，也在铁素体中扩散。
3. 剩余碳化物溶解
4.奥氏体均匀化
由于：奥氏体向铁素体中的长大速度比向渗碳体中的长大速度快很多，渗碳体剩余。
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。
起始晶粒度；实际晶粒度；本质晶粒度。
1 加热温度和保温时间的影响
随加热温度升高奥氏体晶粒长大速度提高。当加热温度较低时，保温时间对奥氏体晶粒大小影响不大；当加热温度较高时，初期保温时间奥氏体晶粒长大速度较大，随后逐渐降低。
加热温度较高时，保温时间应当缩短，才能保持较小的奥氏体晶粒。
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。
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。
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。
组织遗传：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。
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，只有采用中等速度加热奥氏体化才有可能不出现组织遗传。
加热速度较快时，板条马氏体没有发生再结晶，形成针形奥氏体，抑制了球形奥氏体的形成，组织遗传性增大。
加热速度很慢时，部分碳和合金元素向马氏体板条边界或束界上偏聚，使马氏体不易发生再结晶，有利于针形奥氏体形成，导致组织遗传。
断口遗传：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，但这种细晶组织却出现了粗晶断口，这种现象称为断口遗传现象
产生断口遗传现象的可能原因：
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。
控制粗大奥氏体晶粒遗传的方法：
粗大奥氏体晶粒遗传的主要原因是针形奥氏体的形成及其长大合并。控制粗大奥氏体晶粒遗传的方法有：
1对由粗大奥氏体晶粒冷却得到的非平衡组织，采用退火或高温回火处理，获得细小碳化物和铁素体混合组织，再加热奥氏体化，不行成针形奥氏体，可以避免粗大奥氏体晶粒遗传。
2利用奥氏体的自发再结晶，可消除粗大奥氏体晶粒的遗传。
3对低合金钢，可采用多次正火，减弱或消除组织遗传。
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 )×103 (nm) 式中过冷度∆T的单位为K。
意义：通过优化冷却条件，可以得到组织非常细小的珠光体组织，具备合适的强度和塑性配合，也可直接在工程中使用，如钢轨、火车轮、车轴等。因此，研究珠光体转变的目的之一是为获得需要的珠光体组织而指定合适的珠光体转变工艺提供理论根据。
2 珠光体转变动力学特点和影响因素。
特点：1珠光体转变有孕育期。
2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。
3随转变时间增加，转变速度提高，当转变量超过50%时，转变速度又逐渐降低，直至转变完成。

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。
产生条件：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。
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
影响因素：相间沉淀产物的形态与性能，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。
相间沉淀产物的强度主要取决于碳化物的弥散强化和晶粒细化强化。
1 试述马氏体的晶体结构及其长生原因。
马氏体的晶体结构是体心正方。马氏体体心立方晶体的八面体间隙可以分成三组，每一组中的间隙位置加入碳原子后，都使一个方向的晶格参数被拉长。如果80％的碳原子都占据三组中的一组，则体心立方点阵的一个轴被拉长，称为体心正方晶体。这就是马氏体是体心正方结构的原因。
随碳含量提高，马氏体的点阵常数中c线性增大，a线性降低，c/a线性增大
3 试述马氏体转变的主要特点。
一、切变共格和表面浮凸现象：
二、马氏体转变的无扩散性
转变过程不发生成分变化，但却发生了晶体结构的变化。
转变温度很低，但转变速度极快。
三、具有一定的位向关系和惯习面：
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。
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
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。
一、板条状马氏体：
板条马氏体是低、中碳钢中形成的一种典型马氏体组织，其形貌特征可描述如下：
在一个原奥氏体晶粒内部有几个（3－5个）马氏体板条束，板条束间取向随意；在一个板条束内有若干个相互平行的板条块，块间是大角晶界；在一个板条块内是若干个相互平行的马氏体板条，板条间是小角晶界。马氏体板条内存在大量的位错，所以板条马氏体的亚结构是高密度的位错和位错缠结。
二、片状马氏体：
在一个原奥氏体晶粒内部有许多相互有一定角度的马氏体片。马氏体片的空间形态为双凸透镜状，横截面为针状或竹叶状。在原奥氏体晶粒中首先形成的马氏体片贯穿整个晶粒，将奥氏体晶粒分割，以后陆续形成的马氏体片越来越小，所以马氏体片的尺寸取决于原始奥氏体晶粒的尺寸。
片状马氏体的形成温度较低，在马氏体片的周围往往存在着残余奥氏体。
片状马氏体的内部亚结构主要是孪晶。当碳含量较高时，在马氏体片中可以看到中脊，中脊面是密度很高的微孪晶区。
特征
板条状马氏体
片状马氏体
碳含量
<0.3%
1.0%－1.4%
1.4%－2.0%
形成温度
Ms>350℃
Ms≈100－200℃
Ms<100℃
惯习面
(111)γ
(225)γ
(259)γ
位向关系
K-S关系－西山关系
K-S关系
西山关系
亚结构
位错
孪晶

5 Ms点的定义和物理意义。
Ms点的定义：马氏体转变的开始温度。
Ms点的物理意义；在这个温度下奥氏体与马氏体的自由能差达到了相变阻力要求的能量，相变可以发生。
6 试述影响Ms点的主要因素。
1 化学成分对Ms点的影响
碳含量增加，马氏体转变切变阻力提高，Ms点降低，Mf点也降低，同时扩大了Ms－Mf温度范围。
2 变形与应力对Ms点的影响
在Md－Ms温度范围内对奥氏体进行塑性变形，可诱发马氏体相变，相当于提高了Ms点。在Ms－Mf温度范围内对奥氏体进行塑性变形，可促进马氏体相变，增加马氏体转变量。
3 奥氏体化条件对Ms点的影响
一方面，随奥氏体化温度提高和保温时间延长，有利于碳和合金元素充分溶入奥氏体中，使Ms点降低。
另一方面，随奥氏体化温度提高和保温时间延长，奥氏体晶粒长大，晶体缺陷减少，相变切变阻力减小，使Ms点升高。
4 淬火速度对Ms点的影响
在高速淬火时，随淬火速度提高，Ms点上升。
5 磁场对Ms点的影响
外加磁场使Ms点上升。磁场使铁磁性马氏体稳定，自由能降低。

7 试述引起马氏体高强度的原因。
(1) 相变强化，切变相变导致马氏体内部产生大量位错、孪晶、层错等晶体缺陷，使马氏体强化。
(2) 固溶强化，碳原子位于马氏体扁八面体中心，形成以碳原子为中心的畸变偶极应力场，将与位错产生强烈的交互作用，使马氏体强化。
(3) 时效强化
在相变冷却过程或马氏体转变完成后，碳原子发生偏聚的现象称为自回火。这种由碳原子扩散偏聚钉扎位错引起的使马氏体强化称为时效强化。
（4）变形强化
马氏体本身比较软，但在外力作用下因塑性变形而急剧加工硬化，所以马氏体的变形强化指数很大，加工硬化率高。

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
1奥氏体冷却过程中，因在某一温度停留，使未转变的奥氏体变得更加稳定，如继续冷却，奥氏体向马氏体的转变并不立即开始，而使经过一段时间才能恢复，且转变量比连续冷却转变量小。这种因等温停留引起奥氏体稳定性提高，马氏体转变迟滞的现象称为奥氏体的热稳定化。
2在Md点以上温度对奥氏体进行塑性变形时，不仅不能诱发马氏体相变，还使随后马氏体转变发生困难，降低Ms点，增加残余奥氏体，这种现象为奥氏体机械稳定化。

1 试述贝氏体转变的基本特征。
1贝氏体转变需要一定的孕育期，可以等温形成，也可以连续冷却转变。
2贝氏体转变是形核长大过程；铁素体按共格切变方式长大，产生表面浮凸；碳原子可以扩散，铁素体长大速度受碳扩散控制，速度较慢。
3贝氏体转变有上限温度（Bs）和下限温度（Bf）。
4较高温度形成的贝氏体中碳化物分布在铁素体条之间，较低温度形成的贝氏体中碳化物主要分布在铁素体条内部；随形成温度下降，贝氏体中铁素体的碳含量升高。
5上贝氏体转变速度取决于碳在奥氏体中的扩散速度；下贝氏体转变速度取决于碳在铁素体中的扩散速度。
6上贝氏体中铁素体的惯习面是(111) γ；下贝氏体铁素体的惯习面是(225)γ；贝氏体中铁素体与奥氏体之间存在K-S位向关系。
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。
上贝氏体：上贝氏体为成束分布、平行排列的条状铁素体和夹于其间的断续条状渗碳体的混合物。多在奥氏体晶界形核，自晶界的一侧或两侧向晶内长大，具有羽毛状特征。
上贝氏体中铁素体的亚结构是位错，其密度比板条马氏体低2－3个数量级，随形成温度降低，位错密度增大。
随碳含量增加，上贝氏体中铁素体条增多、变薄，渗碳体数量增多、变细。
随转变温度降低，上贝氏体中铁素体条变薄，渗碳体细化。
上贝氏体中铁素体条间还可能存在未转变的残余奥氏体。
下贝氏体：下贝氏体是由过饱和片状铁素体和其内部沉淀的渗碳体组成的机械混合物。铁素体片空间呈双凸透镜状，截面为针状或竹叶状，片间呈一定角度，可在奥氏体晶界形核，也可在奥氏体晶内形核。
下贝氏体的铁素体中碳化物细小、弥散、呈粒状或条状，沿着与铁素体长轴成一定角度平行排列。
下贝氏体铁素体的亚结构为位错，密度比上贝氏体高。
下贝氏体中铁素体过饱和碳含量高于上贝氏体。
上贝氏体机械性能低劣，使用价值不大。
下贝氏体亚结构为高密度位错,下贝氏体具有优良的强韧性，硬度和耐磨性也很高，缺口敏感性和脆性转变温度较低，是一种理想的淬火组织，具有很高的实用价值

3 试述影响贝氏体性能的基本因素。

1 什么是回火？回火的目的是什么？
回火是将淬火钢加热到低于临界点A1的某一温度，保温一定时间，使淬火钢组织转变为稳定的回火组织，然后以适当的方式冷却到室温的一种热处理工艺。
回火处理的目的是稳定组织，降低应力，改善性能
2 试述淬火钢回火转变的基本过程。
淬火碳钢回火时，比容逐渐减小，体积缩小：
马氏体－－回火马氏体－－回火索氏体
淬火钢回火时，随着回火温度升高和时间的延长，将发生以下几种转变：
①前期阶段：马氏体中碳的偏聚；
②第一阶段：马氏体分解；
③第二阶段：残余奥氏体的转变；
④第三阶段：碳化物的转变；
⑤后期阶段：渗碳体长大及铁素体回复与再结晶
3 简述第一类回火脆性的特点及产生原因。
在250－400℃温度范围内回火时出现的脆化现象称为第一类回火脆性，或低温回火脆性。
第一类回火脆性的特点：①已经产生回火脆性的工件在更高温度回火时，脆性消失，再在回火脆性温度区间回火，不会重新变脆，不可逆性；②第一类回火脆性与回火后的冷却速度无关；③脆化工件的断口为晶间断裂或穿晶断裂。
第一类回火脆性产生原因：碳化物析出状态不良。
避免方法：不在发生回火脆性的温度范围内回火。
4 简述第二类回火脆性的特点及产生原因。
在450－650℃温度范围内回火时出现的脆化现象称为第二类回火脆性，或高温回火脆性。
第二类回火脆性的特点：①对冷却速度的敏感性；②可逆性；③脆化工件的断口为晶间断裂。
第二类回火脆性敏感度： ①韧性状态的冲击韧性（aK1）与脆性状态的冲击韧性（aK2）之比，比值大于1，比值越大，回火脆性倾向越严重。 ②脆化处理前后脆性转变温度之差（∆θ），回火脆度。
产生机制：P等杂质元素在原奥氏体晶界的偏聚。
5 简述预防和减轻第二类回火脆性的方法。
第二类回火脆性的预防与减轻方法：
①回火快冷，低温去应力退火，工件尺寸小。
②在钢中添加Mo元素。
③降低钢中P等杂质元素含量。
④亚共析钢采用亚温淬火方法。
⑤采用高温形变淬火。
6 概念解释：二次硬化，二次淬火，回火脆性敏感度，回火脆度。
钢中合金元素可以减小回火过程硬度下降速度，提高回火稳定性。强碳化物形成元素可以在高温回火时析出弥散的特殊合金碳化物，造成二次硬化。
当残余奥氏体比较稳定，在较高温度回火加热保温时未发生分解，而在随后的冷却过程中发生马氏体转变。这种在回火冷却时残余奥氏体转变为马氏体的现象称为“二次淬火”。
脆化处理前后脆性转变温度之差（∆θ），回火脆度。
回火脆性敏感度： ①韧性状态的冲击韧性（aK1）与脆性状态的冲击韧性（aK2）之比
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。
从过饱和固溶体中析出第二相或形成溶质原子偏聚区及亚稳过渡相的过程称为脱溶。
合金在脱溶过程中其机械性能、物理性能、化学性能等随之变化这种现象称为时效。
合金在脱溶过程中硬度和强度升高的现象称为时效硬化或时效强化。
合金时效硬化后，在脱溶相的固溶度曲线以下的某一温度加热，时效硬化现象会立即消除，硬度基本恢复到固溶处理状态，这种现象称为回归现象。
低碳钢淬火后进行塑性变形，再在较低温度下进行时效，C、N原子在偏聚在位错线附近，形成气团，或析出碳化物，钉扎位错，使钢的屈服强度升高。这种硬化现象称为应变时效。
调幅分解是固溶体分解的一种特殊形式。它不存在形核阶段，按扩散偏聚机制，由一种固溶体分解为两种结构相同但成分不同的固溶体。
调幅分解的产物只有溶质的富区和贫区，二者之间没有清晰的界面，因而具有很好的强韧性。
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、G.P.区的形成及其结构
Cu原子通过扩散，沿母相Al的{100}晶面偏聚富集，形成的薄片状的Cu原子富集区，
二、过渡相的形成与结构
1.过渡相θ”的形成：
Cu原子进一步扩散， G.P.区长大，形成有序结构，因其有一定的成分和结构，称为过渡相θ” 。
形核：由G.P.区转化或直接由固溶体析出
θ”相的形状：薄片状,尺寸：片厚0.8-2nm，直径15-40nm
晶体结构：正方结构，a=0.404nm, c=0.76-0.86nm
基体的界面：完全共格
2,过渡相θ’的形成：
Cu原子进一步扩散， θ” 相长大，点阵常数变化，成分接近Al2Cu，界面共格下降，称为过渡相θ’ 。
θ’相的形状：片状
θ’相的尺寸：进一步长大
θ’相的晶体结构：正方结构，a=0.404nm, c=0.58nm
θ’相与基体的界面：部分共格
3.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