材料相变原理复习提纲.docx
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材料相变原理复习提纲
材料相变原理复习提纲
第 1 章
1 分析固态相变的动力和阻力。
相变驱动力是使系统自由焓下降的因素，相变阻力是相变导致系统自由焓升高的因素。
△G = △G 相变+△G 界面+△G 畸
式中△G 相变一项为相变驱动力。
其值是新旧相自由焓之差。
相变阻力包括很多内容：
如晶界能、相界面能、位错畸变能、孪晶界面能、层错能、表面能、
相变潜热等。
综合为界面能和畸变能。
2 讨论固态相变新相形状的影响因素。
新相的形状决定于长大速率的方向性，它受晶面的界面张力、表面或界面杂质吸附、温度和浓
度梯度等影响。
如生铁中石墨沿基面方向长大，成为片状石墨；如沿垂直于基面方向长大，则
成为扇形石墨的复合体，即球状石墨。
3 比较扩散型相变和非扩散型相变的特点。
第 2 章
1.以共析钢为例，说明奥氏体的形成过程
1 奥氏体晶核的形成：
奥氏体晶核易于在铁素体与渗碳体相界面形成 2 奥氏体的长
大：
奥氏体中的碳含量是不均匀的，与铁素体相接处碳含量较低，与渗碳体相接处
碳含量较高，引起碳的扩散，破坏了原先碳浓度的平衡，为了恢复碳浓度的平衡，
促使铁素体向奥氏体转变以及 fe3c 的溶解，直至铁素体全部转变为奥氏体为止。
3 残余渗碳体的溶解：
铁素体比奥氏体先消失，因此还残留未溶解的渗碳体，随时
间的延长不断融入奥氏体，直至全部消失。
4 奥氏体均匀化：
残余渗碳体全部溶解
时，奥氏体中的碳浓度依然是不均匀的，继续延长保温时间，通过碳的扩散，可使
奥氏体碳含量逐渐趋于均匀。
渗碳体残余的原因：
相界面向铁素体中的推移速度比
向渗碳体中推移速度快 14.8 倍，但是铁素体片厚度仅比渗碳体片大 7 倍，所以铁
素体先消失，还有相当数量的剩余渗碳体未完全溶解。
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。
晶粒度是指晶粒大小，晶粒大小可用多种方法表示，晶粒大小与晶粒度级别（N）
的关系为：
n = 2N-1
n 为放大 100 倍视野中单位面积内的数。
N 一般为 1-8，级别越高，晶粒越细。
起始晶粒度；实际晶粒度；本质晶粒度。
本质细晶粒钢：
5-8 级；本质粗晶粒钢：
1-4 级。
奥氏体起始晶粒度大小决定于奥氏体的形核率（N）和长大速率（G）。
n = 1.01（N/G）1/2
n 为 1mm2 面积内的晶粒数。
影响奥氏体晶粒长大的因素
1 加热温度和保温时间的影响：
2 加热速度的影响：
3 钢中碳含量的影响：
4 合金元素的影响：
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。
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。
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。
产生原因：
组织遗传：
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
断口遗传：
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。
防止方法：
组织遗传：
采用中等速度加热奥氏体化才有可能不出现组织遗传
第 3 章
1.珠光体片层间距的控制方法、原理和意义
珠光体的片层间距用 S0 表示，它是用来衡量珠光体组织粗细的一个重要指标。
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。
2.珠光体转变动力学特点和影响因素
一、珠光体的形核率和长大速率
珠光体的形核率和长大速率与形成温度的关系：
随转变温度降低（过冷度增大），奥氏体与珠光体的自由能差增大，转变动力增大，
形核率增大。
随转变温度降低，原子活动能力减弱，形核率减小。
随转变温度降低，原子扩散速度减慢，晶核长大速度降低。
随转变温度降低，奥氏体中碳浓度增大，碳扩散速度提高，晶核长大速度提高。
珠光体的形核率和长大速度与转变温度的关系曲线均具有极大值。
珠光体的形核率和长大速率与转变时间的关系：
随转变时间的增加，珠光体的形核率增大，晶核长大速度变化不大。
2、珠光体转变动力学图
珠光体转变有孕育期。
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。
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。
3、影响珠光体转变动力学的因素
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。
一、相间沉淀条件
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。
二、相间沉淀机理
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。
3、影响因素
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。
第 4 章
1 试述马氏体的晶体结构及其产生原因
晶体结构：
马氏体是由 fe 元素和 c 元素组成的单向结构，其中 fe 原子构成了体心
立方，c 原子分布在八面体间隙中。
产生原因：
c 原子在马氏体点阵中可能位置为
由 fe 原子组成的扁八面体空隙中，c 原子有效半径>扁八面体孔隙在短轴方向上的
半径，故在平衡状态下，C 的溶解度极小，然而一般钢中马氏体碳含量远远超过这
个数值，引起点阵畸变，C 溶入点阵扁八面体空隙后，力图使其变为正八面体，结
果使短轴伸长，另外两个方向收缩，从而使体心立方转向体心正方点阵。
2 简述马氏体异常正方度的产生原因。
正方度=c/a 异常低正方度产生原因：
正方度是由 c 原子在同一个亚点阵间隙中分
布而造成的，所以在快冷的情况下，本来分布均匀的 c 原子要跑到同一亚点阵中需
要运动时间，所以钢新生成时，c 原子还没有运动分布到同一亚点阵中就开始测量，
因而出现异常正方度。
偏高：
钢形成时，若全部跑到同一亚点阵中，结果就偏高，
但是，计算发现即使全部 c 原子占据第三亚点阵，马氏体正方度也不能达到实验中
测量的，因此，异常高正方度还与合金元素的有序分布有关。
3 试述马氏体转变的主要特点。
1 切变共格和表面浮凸现象，
（1）马氏体形成以切变的方式实现的，同时马氏体和奥氏体之间界面上的原子是
共有的，切变共格界面，且新相与母相之间永远共格
（2）相变区和未相变区表面上的浮凸现象
2 马氏体转变的无扩散性，
（1）原子不发生扩散，只发生整体运动，每个原子的相邻关系和环境不变。
（2）成分不发生变化
（3）转变温度低，转变速度高，低温下扩散速度极小转变不能以扩散方式进行。
3 具有一定的位向关系和惯习面
（1）马氏体转变新相母相之间存在一定的位相关系。
KS 关系，西山关系，GT 关系。
（2）马氏体是在 母相的一定晶面上开始形成的。
随马氏体形成温度下降惯习面有
向高指数变化的趋势。
4 马氏体转变是在一个 温度范围内形成的。
5 马氏体 转变具有可逆性，一般将马氏体直接向奥氏体转变称为逆转变，但是逆
转变很难，形状记忆功能是存在于有可逆性的马氏体中，马氏体相变区别于其他相
变的 最基本特点
（1）相变以共格切变方式进行
（2）相变无扩散型
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。
形貌特征：
板条：
惯习面为（111）r。
板条体常自奥氏体晶界向晶内平行排列成群，
一个奥氏体晶粒内包含几个板条群，板条体之间为小晶界，板条群之间为大晶界。
片状：
凸透镜片状中间较厚，初生者较厚较长，横贯奥氏体晶粒，次生者尺寸较小。
在初生片与奥氏体晶界之间，片间交角较大，互相撞击，形成显微裂纹。
亚结构：
板条状：
位错网络，位错密度随 c 含量升高而增大，有时亦可见到少量细小孪晶。
片状：
细小孪晶以中脊为中心组成相变孪晶区，随 ms 点阵低，相变孪晶区增大，
片的边缘部分为复杂的位错组列，孪晶面为（112）a'，孪晶方向为[111]a'。
性能
差异：
屈服强度相同的条件下，位错形马氏体比孪晶形的韧性好得多。
板条状马氏
体有相当高的强度，片状马氏体有高的强度。
5 Ms 点的定义和物理意义。
定义为奥氏体和马氏体的两项自由能之差达到相变所需的最小驱动力值时的温度。
物理意义为马氏体的切变阻力大，需要足够大的驱动力才能使相变发生，随着温度
下降，马氏体驱动力上升，当 T 下降到可以克服相变阻力的时候，马氏体可以发生
转变，此时对应的温度就是 ms 点
6 试述影响 Ms 点的主要因素。
1 化学成分：
c 含量上升，ms 点下降，合金元素：
取代了 fe 的位置，使完美的形
态受到破坏，使 ms 点下降，但是 al 与 co 使 ms 上升。
2 形变与应力：
形变量越大，转变的 m 越多，形变温度越低形成的 m 量也越多。
拉
应力或单向压应力使 ms 上升，多向压缩应力使 ms 下降。
3 奥氏体化条件对 ms 点的影响：
加热温度和时间的增加会使 ms 点下降。
但是，加
热温度继续上升，抑制了形核，使阻力变小了，ms 上升。
另一角度，所有影响 a
晶核完美的条件都会阻碍 m 的形成。
4 淬火速度：
ms 点随淬火速度上升而升高。
冷却慢时，易形成 c 原子气团，使 ms
下降，冷却速度很快时，c 原子气团来不及形成，使 ms 上升
5 磁场对 ms 的影响：
加磁场只使 ms 点升高，对 ms 点一下的转变行为并无影响。
7 试述引起马氏体高强度的原因。
1 相变强化：
马氏体相变的切变特征造成晶体内产生大量微观缺陷，是马氏体强化。
2 固溶强化：
能否形成畸变偶极应力场是决定固溶强化的强度的标志。
3 时效强化：
要靠 c 原子的扩散，温度越高越好。
4 M 的形变强化特征：
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 M 的形变强化指数很大，加工硬化率高。
5 孪晶对 M 强度的贡献
6 原始奥氏体晶粒大小和板条马氏体束大小对马氏体强度的影响：
原始 A 晶粒越细
小，半条马氏体束越小，则马氏体的强度越高。
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
奥氏体的热稳定化：
淬火时因缓慢冷却或在冷却过程中停留引起的奥氏体稳定性提
高，而使马氏体转变迟滞的现象。
奥氏体的机械稳定化：
在 md 点以上的温度下对
奥氏体进行塑性变形，会使随后的马氏体转变发生困难，ms 点降低，引起奥氏体
稳定化。
马氏体的逆转变：
在某些合金中奥氏体冷却转变成马氏体，重新加热时，
已形成的马氏体又可以通过逆向马氏体转变机构转化为奥氏体。
伪弹性：
具有热弹
性马氏体相变的合金在 ms 点以上，md 点以下加应力，会诱发马氏体相变，并产生
宏观应变，而当应力减少或撤除时，立即发生逆转变，同时宏观应变恢复。
相变冷
作硬化：
在非弹性马氏体可逆转变过程中，当经过一正一反相变后，由马氏体转变
来的逆转变奥氏体与原始状态奥氏体相比，已经有很大变化，其中微观缺陷密度大
大升高并产生了内应力等逆转变，奥氏体的性能与原始状态比较，强度明显升高，
而塑性韧性下降的现象。
形状记忆效应：
完全或部分马氏体相变的试样加热到 Af
点以上时，则其回复到原来母相状态下所给予的形状。
第 5 章
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。
2、贝氏体转变是一种成核和长大的过程。
3、贝氏体转变有一上限温度，也有一下限温度。
4、钢中贝氏体德碳化物分布状态随形成温度的不同而异。
5、贝氏体转变时，Fe 和金属元素的原子不发生扩散，C 原子发生扩散。
6、贝氏体中铁素体有一定的惯习面并与母相奥氏体之间保持一定的晶体学位向关
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。
形貌特征:
上贝氏体:
在光学显微镜下观察时呈羽毛状。
在扫描电镜观察为一群由奥氏体晶界内平行长大的板条状或针状铁素体，在相邻铁
素体条（针）之间夹杂着断续的短杆状碳化物。
下贝氏体:
在光学显微镜下观察时呈竹叶状。
铁素体呈片状，片与片之间以一定角度相交。
（大部分呈 60 度和 120 度），在铁
素体片内部分布碳化物。
碳化物排列大部分与铁素体片的长轴约成 60 度角。
亚结构：
上：
位错缠结。
下：
缠结位错。
性能差异：
下贝氏体具有高的强度和韧性，高的耐磨性，冲击韧性比上贝氏体好的
多。
3 试述影响贝氏体性能的基本因素。
1、阿尔法—Fe 的影响 1、贝氏体中的阿尔法—Fe 呈块状具有较高的硬度和强度，
随转变温度的下降，贝氏体中的阿尔法—Fe 由块状向条状、针状或片状转化。
2、贝氏体中的阿尔法—Fe 晶粒越小，强度越高，而韧性不仅不降低，甚至还有所
提高。
3、贝氏体中阿尔法—Fe 晶粒尺寸受 A 晶粒大小和转变温度的影响。
4、贝氏体中的阿尔法—Fe 的亚结构主要为缠结位错，这些位错主要是由相变产生
的，随转变温度的降低，位错密度降低，强度韧性增高，虽贝氏体中铁素体基元的
尺寸的减小，强度和韧性也增高。
二、渗碳体的影响 1、在渗碳体尺寸和大小相同的情况下，贝氏体中渗碳体数量越
多，硬度和强度越高，韧性、塑性越低。
2、当钢的成分一定时，随着转变温度的
降低，渗碳体的尺寸减小，数量增多，硬度和强度增高，但韧性和塑性均较少，
3、渗碳体是粒状的韧性高，细小片状的强度较高，断续杆状或层状的脆性较大
4、渗碳体等向均匀分布是，强度较高，韧性较大。
若不均匀分布，强度较低且脆
性较大。
第 6 章
1 什么是回火？
回火的目的是什么？
回火，淬火后将零件加热到低于临界点的某一温度，保持一定时间，然后以适当的
冷却方式冷却到室温的一种热处理操作。
回火目的，1，获得需要的稳定的组织与
性能；2，提高韧性；3 消除或减少内应力。
2 试述淬火钢回火转变的基本过程。
答：
1 前期阶段（预备阶段）（非相变）回火温度 80 度—100 度，发生碳原子的偏
聚。
2 第一阶段:
回火温度在 80 度—170 度之间，式样尺寸减小+将并放热，发生的
反应是过饱和的碳从正方马氏体中以微小的 e—碳化物析出，使基本的碳浓度减少，
变成立方马氏体。
回火第一阶段获得的立方马氏体的碳含量与淬火钢的碳含量无关，
均为 0.25%左右，这一阶段获得的马氏体+e-碳化物=回火马氏体。
3 第二阶段：
回
火温度 250 度—300 度残余奥氏体分解为低碳马氏体+e-碳化物。
4，第三阶段；回
火温度 270—400 度 e-碳化物向渗碳体转变,通过 e-碳化物的溶解和渗碳体重新从
马氏体基体中析出的方式完成,最终得到铁素体和渗碳体.5 后期阶段:
晶体缺陷逐
渐消失
（1）回火温度升高,>400 度,得到回火索氏体
（2）400 度以下,得到回火屈氏体.
3 简述第一类回火脆性的特点及产生原因。
答：
特点：
1，已经产生脆性工件，在更高的温度回火，脆性消失，在继续回火，
也不会重新变脆（不可逆性）2，第一类回火脆性于回火后的冷却速度无关，3 脆
性工件的断口为晶间端裂或穿晶断裂。
产生原因：
主要与低温回火时的碳化物析出
形态不良有关，不少试验证实，如果继续提高回火温度，由于析出的碳化物聚集和
球化，改善了脆化界面的状态，因而有可能使钢的韧性得到恢复和提高。
4 简述第二类回火脆性的特点及产生原因。
答：
1，对冷却速度的敏感性，回火保温后：
1 快冷可消除或减弱第二类回火脆性，
2 慢冷是该类脆性得以发展。
2 可逆性：
将处于催化状态的式样重新回火并快速冷
却至室温，则又可恢复到韧性状态，使冲击韧性提高。
与此相反，对处于韧性状态
的式样再经脆化处理，又会变成脆性状态，式冲击韧性降低，3 断口呈晶间断裂。
产生原因：
Sb,Sn,P 等杂质元素向原始奥氏体晶界偏聚是产生第二类回火脆性的主
要原因，2，Ni，Cr，促进杂质元素向晶界偏聚，本身也向晶界偏聚，从而降低了
晶界断裂强度，增大了回火脆化倾向。
3，Mo 与杂质元素发生交互作用，抑制杂质
元素向晶界偏聚，从而减轻回火脆化倾向。
5 简述预防和减轻第二类回火脆性的方法。
答：
1，对于回火脆性敏感钢料制造的小尺寸工件，可采用回火快冷的方法抑制回
火脆性，2 采用含 Mo 钢，以抑制回火脆性发生。
3 对亚共析钢采用亚温淬火的方法，
减少了 P 等元素在原始奥氏体晶界上的偏聚浓度，从而抑制了钢的回火催化倾向。
4，采用有害杂质元素极少的高浓度钢。
5 采用形变热处理方法以减弱回火脆性。
6 概念解释：
二次硬化，二次淬火，回火脆性敏感度，回火脆度。
答：
二次硬化;在回火第三阶段,随着渗碳体颗粒的长大,碳钢将不断软化,但是,当
钢中含有 Mo,V,Ti 等强碳化合物形成元素时，将减弱软化倾向，继续提高回火温度，
将进入回火第四阶段，析出 Mo2C,v4c3,Tic 等特殊化合物，导致钢的再度硬化，成
为二次硬化。
二次淬火：
残余奥氏体在回火加热，保温过程中不发生分解，而是在
随后的冷却过程中转变为马氏体，即二次淬火现象回火脆性敏感度：
用钢材处于韧
性状态的冲击韧性 ak1 与处于脆性状态的冲击韧性 ak2 之比表示钢的回火脆性敏感
度。
ak1/ak>1,表示钢具有回火性。
回火脆度：
用催化处理前后脆性转折温度之差
来描述钢的回火脆性敏感度，叫回火脆度。
第七章
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。
答：
1 固溶处理：
将双相组织加热到固溶度线 MN 以上的某一温度保温足够时间，获得
的单相固溶体 α 称为固溶处理。
2 脱溶：
从过饱和固溶体中析出第二相或形成溶质原子聚集区及亚稳定过渡相的过
程称为沉淀或脱溶——扩散型相变
3 时效：
合金在脱溶过程中其机械性能、物理性能、化学性能等均随之发生变化，
这种现象称为时效
4 时效合金的回归现象：
许多时效型合金在时效强化后，于平衡相或过渡相的固溶
度曲线以下某一温度加热，时效硬化现象会立即消除，硬度基本上恢复到固溶处理
状态，这种现象称为回归
5 调幅分解：
是固溶体分解的一种特殊形式。
它按扩散偏聚机构转变，由一种固溶
体分解为结构相同而成分不用的两种固溶体，成分波动自动调整，分解产物只有溶
质的富区与贫区，二者之间没有清晰的相界面。
因而具有很好的强韧性和某些理想
的物理性能
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。
答：
脱溶的一般过程为：
溶质原子聚集区 到 亚稳相 到 平衡相 以 Al—Cu 合金为
例，Al—4.5Cu 合金的室温组织为 α 固溶体及西塔相，经 550°C 固溶处理淬火获
得过饱和 α 固溶体，再加热到 130°C 时效脱溶顺序为：
GP 区谁他”GP 二
区 谁他’ 谁他
1.G．P.区。
时效型合金的溶质原子聚集区称为 G.P.区
特点：
1.结构：
面心立方。
CU 以置换形式在 AL 里。
1.完全共格 3.AL-CU 合金中的
G.P 区呈圆盘状 4.AL-CU 合金在 25 度时效是，G.P.区直径《50A°，100°C 时效时，
直径为 150-200A°。
5.AL-CU 合金的 GP.区形成时，其分布情况为在母相的 3 个（100）a 面上等称排列，
但是在某一方向受附加应力的情况下进行时效处理时，会产生分布的各向异性。
6.
为错浓度起伏的均匀性。
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