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1. 固态相变与液固相变在形核、长大规律和组织等方面的主要区别。
答：固态相变形核要求有一个临界过冷度△Tc，只有当过冷度△T>△Tc时才满足相变热力学条件。
这是固态相变形核与液-固相变的根本区别。
相同：形核和长大规律相同，驱动力相同都存在相变阻力都是系统自组织的过程。
异处：不同点：（1）液－固相变驱动力为自由焓之差△G 相变，阻力为新相的表面能△G表，基本能连关系为：△G = △G 相变+△G表，而固态相变多了一项畸变能△G畸，基本能连关系为：△G = △G 相变+△G界面+△G畸（2）固态相变比液－固相变困难，需要较大的过冷度。
固态相变阻力增加了应变能等，即固态相变中形核困难.3.固态相变时为什么常常首先形成亚稳过渡相。
佳美试卷P31P33（1）能量方面，所需要驱动力，平衡相大于过渡相，过渡相的界面能和应变能要低，形成有利于降低相变阻力。
（2）成分和结构方面。
过渡相在成分和结构更接近母相，两相易于形成共格或半共格界面，减少界面能，降低形核功，形核容易进行。
4.如何理解脱溶颗粒在粗化过程中的“小粒子溶解”和“大粒子长大”现象。
（1）粗化过程驱动力是界面能的降低当沉淀相越小，其中每个原子分到的界面能越多，化学势越高，与它处于平母相中的溶质原子浓度越高即c（r2）>c(r1)。
由此可见，在大粒子r1和小粒子r2之间体中存在浓度梯度，因此必然有一个扩散流，在浓度梯度的作用下，大粒子通过吸收基体中的溶质而不断长大，小粒子要不断溶解收缩，放出溶质原子来维持这个扩散流。
所以出现了大粒子长大、小粒子溶解的现象（2）粗化过程中，小粒子溶解，大粒子长大，粒子总数减小，r增加。
小粒子溶解更快。
温度T升高，扩散系数D增大，使dr/dt增大。
所以当温度升高，大粒子长大更快，小粒子溶解更快。
5.如何理解调幅分解在热力学上无能垒，但在实际转变过程中有阻力。
(1)应变能，溶质溶剂原子尺寸不同(2)梯度能，原子化学键结合(3)相间点阵畸变6.调幅分解与形核长大型脱溶转变的主要区别。
一、固态转变基本类型由于金属（合金）的结构和组织在固态下可以进行多种多样的形势转变，因此具有性能方面的多变性。
包括同素异形转变、脱溶、有序化转变等等，甚至回复、再结晶也属于固态转变。
分类：①扩散型相变；②非扩散型相变（切变型）；③过渡型相变。
例1（名词解释）：调幅分解例2（名词解释）：一级相变、二级相变二、固态相变一般特点固态相变大多数为形核和生长的方式，由于此过程是在固态中进行，原子扩散速率甚低，且因新、旧相的比体积不同，其形核和生长不仅有界面能，还有因比体积差而产生的应变能，故固态相变往往不能达到平衡状态，而是通过非平衡转变形成亚稳相，且因形成时条件的不同，可能有不同的过渡相。
固态相变形成的亚稳相类型有多种，如固溶体脱溶产物、马氏体和贝氏体等。
固态相变要走转变阻力小、做功少的道路。
考点1：固态转变驱动力新旧两相自由能之差；阻力：新旧两相产生相界面引起界面自由能升高；新旧两相间因为比容不同导致的畸变能。
例：固态相变中，应变能产生的原因分析。
考点2：形核特点①非均匀形核；②核心的取向关系；③共格界面与半共格界面。
考点3：成长特点①惯习现象；②共格成长与非共格成长；③存在脱溶贯序。
例1（名词解释）惯习现象例2（名词解释）：脱溶贯序考点4：新生组织形态应变能主导时优先形成饼状、圆片状；其次是针状；最后是球状。
界面能主导时，优先形成球状、其次是针状、最后是片状。
P.S. 脱溶基本完成后，新相、母相基本达到平衡浓度、再延长时间或者提高温度会发生新相聚集长大和形貌转化。
界面能主导：小粒子溶解、大粒子生长，半径越来越大，Δp=2σ/r （压应力）变小，脱溶相变稳定，向球形转变，脱溶相弯处向平处扩散；应变能主导：球状→立方状→棒状片状→编织组织。
例1：例题根据如图所示的析出物能够得到何种结论？例2：固态相变与液—固相变在形核、长大规律方面有何特点？分析这些特点对所形成的组织会产生什么影响？考点5：过渡相所谓过渡相是指成分或结构或两者都处于新旧相之间的一种亚稳态相。
固态相变的原理及应用1. 引言固态相变是指物质在不改变其化学组成的情况下，在一定条件下发生物理性质的显著变化，包括液固相变、固固相变等。
本文将介绍固态相变的原理及其在科学研究和工程应用中的重要性。
2. 固态相变的原理固态相变的原理主要涉及分子间相互作用、晶体结构和热力学的变化。
以下是固态相变的一些常见原理：2.1 同质固态相变同质固态相变是指在同一物质中固态结构的变化。
它可以由温度、压力、外界场等因素引起。
•温度引起的同质固态相变：温度的升降可以改变固体分子的平均振动能量，从而改变其固态结构。
例如，冰的固态结构在低温下是稳定的，但在高温下会发生相变为液态的水。
•压力引起的同质固态相变：压力的增加可以改变固态相对稳定的结构，使其发生相变。
例如，某些材料在高压下可以发生相变为更稳定的结晶形态。
•外界场引起的同质固态相变：外界场包括电场、磁场、光场等，它们可以改变固态相之间的平衡态，从而引起相变。
2.2 异质固态相变异质固态相变是指在不同组分或不同结构的物质之间发生的相变。
以下是几个常见的异质固态相变原理：•共晶相变：指两种或多种成分在一定温度下发生相变。
例如，凝固过程中的合金共晶相变。
•共熔相变：指两种或多种成分在一定温度下熔化，并形成单一相。
例如，某些合金在特定温度下可以共熔。
•嵌段共聚物相变：指由于共聚物分子中不同段之间的相互作用力的不同，导致其发生异质结构相变的现象。
3. 固态相变的应用固态相变在科学研究和工程应用中具有广泛的应用价值。
以下是固态相变在不同领域中的一些应用：3.1 材料工程•形状记忆合金：由于固态相变的特性，一些合金材料具有形状记忆效应，可以在温度改变的条件下恢复到原来的形状。
这种特性使得形状记忆合金可以应用于医疗器械、航空航天等领域。
•热致变色材料：某些固态相变材料在温度变化时会发生颜色的变化。
这种特性使得热致变色材料可以用于温度测量和显示器件。
3.2 能源领域•储能材料：固态相变材料可以作为储能材料，通过在相变时释放储存的能量。
固态相变：金属和陶瓷等固态材料在温度和压力改变时，其内部或结构会发生变化，即发生从一种相状态到另一种相状态的的转变，这种转变成为固态相变。
热力学分类一级相变：想便是新旧两厢的化学势相等，但化学势的一级偏微商不等的相变二级相变：相变时新旧两相的化学势相等，且化学势的一级偏微商也相等，但化学势的二级偏微商不等的相变平衡状态分类平衡相变：在缓慢加热或冷却时所发生的能获得负荷平衡状态图的平衡组织的相变1同素异构转变和多形转变:纯金属在温度和压力改变时，由一种晶体结构转变为另一种晶体结构的过程称为同素异构转变。
2平衡脱溶沉淀:在缓慢冷却条件下，由过饱和固溶体中析出过剩相的过程3共析相变：合金在冷却时由一个固相分解为两个不同固相的转变4调幅分解:某些合金在高温下具有均匀单项固溶体，但冷却到某一温度范围时可分解成为与原固溶体结构相同但成分不同的两个微区如α→α1+α2。
5有序化转变：固溶体中，各组元原子在晶体点阵中的相对位置由无序到有序的转变（长程有序）非平衡相变：托加热或冷却速度很快，平衡相变将被抑制，固态材料可能发生某些平衡状态图上不可能反映的转变并获得被称为不平衡或亚稳态的组织的转变1伪共析相变：Fe-C为例，转变过程和转变产物类似于共析相变，但转变产物中铁素体量与渗碳体量的比值不是定值，而是随奥氏体含量变化而变化2马氏体相变：Fe-C合金为例，进一步提高冷却速度，使伪共析相变也来不及进行而将奥氏体过冷到更低温度，则由于在低温下铁原子和碳原子都已不能或不易扩散，故奥氏体只能一步发生源自扩散，不引起成分改变的方式，通过切变由γ点阵改组为α点阵的转变3贝氏体相变：铁原子不能扩散，但碳原子尚具有一定的扩散能力，因此出现了一种独特的碳原子扩散而铁原子不扩散的非平衡相变4非平衡脱溶沉淀：在室温或低于固溶度曲线MN的某一温度下溶质原子尚具有一定的扩散能力，则在上述温度等温时，过饱和α固溶体仍可能发生分解，逐渐析出新相，但在析出的初期阶段，新相的成分和结构均与平衡脱溶沉淀相有所不同原子迁移分类扩散相变：相变时，相界面的移动是通过原子近程或远程扩散而进行的相变称为扩散型相变基本特点：1相变过程中由原子扩散，相变速率受原子扩散速度所控制2新相和母相的成分往往不同3只有因新相和母相比容不同而引起的提及变化，没有宏观形状改变非扩散型相变：想必那过程中原子不发生扩散，参与转变的所有原子的运动时协调一致的相变。
固态相变的主要类型及特点
固态相变的主要类型和特点如下：
1. 扩散型相变：这类相变涉及原子或离子的扩散。
特点是需要较高的温度，原子或离子活动能力强，会使相的成分发生改变。
包括脱溶沉淀、调幅分解、共析转变等。
2. 非扩散型相变：这类相变中，原子或离子仅作有规则的迁移，使点阵发生改组。
其特点是迁移时相邻原子相对移动不超过原子间距，相邻原子的相对位置保持不变，可以在原子或离子不能扩散时发生。
例如马氏体转变。
3. 一级相变：自由能的一阶偏导数不相等，相变伴随着体积的膨胀或收缩，潜热的放出或吸收。
大多数相变为一级相变。
4. 二级相变：自由能的一阶偏导数相等，但自由能的二阶偏导数不相等。
其特点是材料无体积效应和热效应，如压缩系数、热膨胀系数、比定压热容突变。
大多数磁性转变和有序-无序转变为二级相变。
此外，还有调幅分解、有序化转变、块状转变等相变类型，具体可咨询专业人士获取更多信息。
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。
