安徽工业大学固态相变考试知识点整理

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1.加热时奥氏体形成和过冷奥氏体转变的动力学（TTT）曲线的基本形状？为什么？

过冷奥氏体等温转变曲线可综合反映过冷奥氏体在不同过冷度下的等温转变过程：转变开始和转变终了时间、转变产物的类型以及转变量与时间、温度之间的关系等。因其形状通常像英文字母“C”，故俗称其为C曲线，亦称为TTT图。过冷奥氏体等温转变曲线的建立由于过冷奥氏体在转变过程中不仅有组织转变和性能变化，而且有体积膨胀和磁性转变，因此可以采用膨胀法、磁性法、金相—硬度法等来测定过冷奥氏体等温转变曲线。

因为过冷奥氏体的稳定性同时由两个因素控制：一个是旧相与新相之间的自由能差ΔG；另一个是原子的扩散系数D。等温温度越低，过冷度越大，自由能差ΔG也越大，则加快过冷奥氏体的转变速度；但原子扩散系数却随等温温度降低而减小，从而减慢过冷奥氏体的转变速度。高温时，自由能差ΔG起主导作用；低温时，原子扩散系数起主导作用。处于“鼻尖”温度时，两个因素综合作用的结果，使转变孕育期最短，转变速度最大。

2.在实际相变过程中，相变发生时新相经常不是球状而是片状等一些特别的形状？

仅从界面能考虑，当界面能随取向改变而表现为各向异性时，从形核的阻力分析，新相将以片状或针状的形式从母相的惯习面或惯习方向形成来降低形核功而提高形核的速度。但是当界面能不随取向位置的改变而改变（各向同性），也就是说新相和母相在任何方向上都能够保证原子排列能够很好的匹配，或者新相和母相在任何方向上都不能匹配，这时析出的新相往往表现出球状的形貌。

3.在实际相变过程中，相变发生时为什么往往优先形成的是亚稳相，而不是稳定相？

在具有较高过饱和度的固溶体中，往往析出的第二相是亚稳的第二相，而不是稳定态的第二相。这是因为亚稳相可能具有比稳定相更好地与母相的原子在界面上得到匹配。例如对Al-Cu系的研究表明在析出稳定相CuAl2之前，首先会析出盘状的GP区。

4.问题：那么是否新相在晶界的角隅最有最快的形核速度？

在实际的形核过程中形核率的大小不仅取决于形核势垒的大小，同时也与母相中的可供形核的位置的数目有关。从可供形核的位置考虑，实际材料中的均匀形核位置，界面形核位置，棱边形核位置和角隅形核位置依次递减，而且与材料的晶粒尺寸有关。设L为晶粒尺寸，为晶界的“有效厚度”，晶界形核位置，棱边形核位置以及角隅形核位置与均匀形核位置的比值分别为(/L)，(/L)2，(/L)3。根据上面的分析，显然当形核位置的维数降低时，形核功显著降低，然而同时形核的位置也显著降低。假设晶粒的尺寸为50微米，晶界的厚度为0.5纳米，则上述的比例为1015：1010：105：1,表现出很大的降低。

因此实际形核过程中新相形核的位置是形核功G*和可能的形核的位置NV共同作用的结果。当驱动力很大，界面能降低时，形核可以由均匀形核来完成，得到高密度的晶内析出物；当驱动力较小而界面能较高时往往会依附于一切可能的非均匀形核的位置来形核。

5.当新相在晶界形核时，往往观察到的结果在两侧新相并不对称，这又是什么原因？

实际第二相在晶界形成时，新相的析出往往与一侧的母相构成共格或半共格的低能界面，而与另一侧的母相形成了非共格的高能界面，这种析出与界面两侧界面的差异不仅对于析出的形核过程非常重要，而且显著影响析出相的长大过程。

6.那么在晶内的形核就是均匀形核吗？

实际上真正的形核过程除非在过冷度很大，新相与母相又能形成很好的共格界面的条件下，才有可能诱发均匀形核。实际观察到的晶内的形核往往实际也是在位错或层错上的非均匀形核

在均匀形核过程中，由于界面能较大，往往具有较大的形核阻力（形核功），同时一般而言在母相中往往会存在大量的可供非均匀形核的形核位置，因此除非具有很大的驱动力或者在新相与母相的界面能极低的情况下才有可能观察到均匀形核。典型的实验观察的均匀形核发生在GP区的形成和与母相晶体结构完全相同的中间相的形成过程。

7.生长方式取决于驱动力大小和界面类型

一般而言当相变的驱动力很大超过某一个临界的驱动力时，所有类型的界面都可以连续的生长；

非共格的大角度界面，连续生长的临界驱动力很低，故多连续推进；

共格界面，连续生长的临界驱动力较高，当相变的驱动力小于这个临界值，则需要以台阶扩展的方式实现新相的生长，其生长速度和相变驱动力的关系也相对比较复杂。

8.请从热力学角度分析在Ostwald粗化过程中第二相粒子的长大表现为大颗粒的长

大和小颗粒的溶解

9.在钢的组织性能控制中，细化钢的晶粒尺寸往往可以在保证钢的高强度水平的条件提高钢的韧性。因此近年来在超细晶粒钢的研究开发上进行了大量的工作，例如高等级

管线钢和船板钢的研究开发（含碳量在0.03-0.08）。请从固态相变学的基本原理分析对于超细晶粒钢（热轧板）开发的合金设计和工艺（加热和轧制）设计的关键技术。

超细晶粒钢是指通过特殊的冶炼和轧制方法得到的晶粒尺寸在微米级或亚微米级的新一代超强结构钢。

超细晶粒钢的强化思路具有明显的特点，即通过晶粒的超细化同时实现强韧化，完全不同于传统的以合金元素添加及热处理为主要方式的强化思路。其强度与目前相同成分的普通钢材相比至少要高出一倍左右。

工业上的超细晶粒钢是指微米级的超细晶粒钢。同等强度的传统钢相比，超细晶粒钢具有低碳和低碳当量以及低的杂质含量，不仅有益于其焊接性，同时也有利于改善钢的其他性能，如接头中HAZ和母材的韧性以及对氢致裂纹(HIC)、硫化物应力腐蚀裂纹(SSCC)抗力等。超细晶粒钢中也含有少量的Nb、V、Ti等微合金元素，其主要目的是为了形成碳、氮化合物，从而有效防止晶粒长大。由于超细晶粒钢低的S、P、N元素含量和控制加入的微合金元素，其氮化物形成元素的存在将使自由氮降低，减小了时效影响，有利于韧性的改善。

为获得超细晶粒钢，已开发出多种工艺方法：同一快速加热条件下的热处理反复多次作用、金属粉末机械研磨、控轧、控冷、TMCP、复合TMCP法等。利用生产工艺技术是获得超细晶粒的主要手段，是超细晶粒钢具有优良强韧综合性能的决定因素，因此超细晶粒钢与传统钢所不同的是其化学成分不能用于预测钢种的强度。

10.外加应力对马氏体转变的影响主要表现为（1）外加的应力能够改变相变的驱动力；

（2）外加的应力可能改变马氏体的形貌使其适应于外加应力的特点。

11.空位在脱溶过程中的作用

在获得过饱和固溶体（高温快速冷却到室温）的同时会获得过饱和浓度的空位。空位加快了原子扩散速度，加速形核过程。

12.TRIP钢的成分设计

为了实现残余奥氏体在形变过程中随应变量的增加逐渐转变为马氏体，就要求组织中残余奥氏体在室温具有足够的稳定性，这就需要通过成分设计来满足组织稳定性的要求。对于低合金高强度TRIP钢，其主要的成分范围为0.1-0.4%C，1.0-2.0%Si和1.0-2.0%Mn，可以根据需要加入其它的合金元素，例如Al,Cu,P,Cr,Nb,Ni等来调整TRIP钢中的组织组成相的相对量以及组织组成相的尺寸和形貌，达到控制钢的强度和塑性综合力学性能的目的。

TRIP钢中实现残余奥氏体向马氏体转变的应变水平可以通过钢的含碳量来进行调整。

对于低碳量水平的TRIP钢，残余奥氏体向马氏体的转变发生在变形的开始阶段，从而使钢板在高强度的水平上得到优异的成形性能和良好的应变分布。

对于高含碳量设计的TRIP钢，残余奥氏体的稳定性提高，这时奥氏体向马氏体的转变所要求的应变水平可能超出钢在冲压和成型过程所能得到的应变水平，在这种情况下，转变可能发生在产品后续的变形过程中，例如在汽车事故碰撞时而使得在事故发生时吸收较大的能量。

合金元素Mn可以有效地降低钢的Ms点，从而保证在室温条件下残余奥氏体的稳定性。因此在TRIP钢的成分设计中需要加入一定量的Mn使钢的Ms点降低到室温以下。

Si可以抑制钢中渗碳体的形成，加入Si之后在贝氏体转变过程中渗碳体的析出减少，使得为转变的奥氏体中的含碳量增加而增加了奥氏体的稳定性。

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