固态相变思考题[精选].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： 母相界面有现成的一部分，因而只需部分重建。 原缺陷能将贡献给形核功，使形核功减小。 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。 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