江大組織控制原理復習資料分解

1、一、符號名稱及意義As：馬氏體逆轉變開始溫度，意義為加熱時的馬氏體轉變開始溫度。Bs;貝氏體轉變的上限溫度，意義為奧氏體必須過冷到此溫度點以下才能發(fā)生貝氏體轉 變。Mf： 馬氏體轉變終了點，意義為當溫度降到此溫度以下時，雖然馬氏體轉變未達到 100%，但轉變已不能進行。Mb；爆發(fā)式馬氏體轉變時的溫度，意義為馬氏體轉變可在此溫度Mb（MbW Ms）突然發(fā)生,具有爆發(fā)性，一次爆發(fā)中形成一定數(shù)量的馬氏體。Md ： 形變馬氏體點，意義為可以獲得形變馬氏體的最高溫度。MS ：馬氏體點，即馬氏體轉變的開始溫度，意義為母相與馬氏體兩相之間的體積自由能 之差達到相變所需的最小驅動力值時的溫度。S0： 珠光體的

2、片間距離，意義為一片鐵素體和一片滲碳體的總厚度或相鄰兩片滲碳體或鐵素體中心之間的距離，S0與珠光體的形成溫度有關。SV ： 顯微裂紋敏感度，指單位體積馬氏體內(nèi)出現(xiàn)的顯微裂紋的面積，意義為表征馬氏體 形成顯微裂紋的敏感程度。9 :馬氏體轉變滯后溫度，即滯后溫度間隔度，意義為：由于C、N原子釘扎位錯，而要求提供附加的化學驅動力以克服 C、 N 原子的釘扎力，為獲得這個附加的化學驅動力所需 的過冷度即為 9 值。二、名詞解釋慣習面： 在金屬固態(tài)相變時，與新相主軸或主平面平行的舊相晶面。奧氏體本質晶粒度：根據(jù)標準實驗條件，在930 10C,保溫足夠時間（38小時）后，測定的鋼中奧氏體晶粒的大小。奧氏體

3、實際晶粒度： 在某一加熱條件下奧氏體化結束時的奧氏體晶粒，即冷卻開始時的奧 氏體晶粒，稱為實際晶粒，其大小稱為實際晶粒度。相變驅動力：新相與母相的化學自由能差 G。形變馬氏體： 因形變誘發(fā)馬氏體轉變而產(chǎn)生的馬氏體，常稱為形變馬氏體粒狀貝氏體： 在低碳和中碳合金鋼中以一定的速度連續(xù)冷卻后獲得的貝氏體，粒狀貝氏 體是由塊狀鐵素體基體和富碳奧氏體區(qū)所組成，其中的富碳奧氏體區(qū)一般呈顆粒狀。下貝氏體： 在貝氏體轉變區(qū)域的低溫范圍內(nèi)形成的貝氏體稱為下貝氏體。下貝氏體大約在350 C以下形成?；鼗鹂沽Γ汉辖鹪刈璧Ka相中碳含量的降低和碳化物顆粒長大，而使淬火鋼在回火時 保持高強度、高硬度的性質。位向關系：

4、新相、舊相某些低指數(shù)晶面、晶向的對應平行關系。馬氏體的降溫形成： 馬氏體轉變必須在連續(xù)不斷的降溫過程中才能進行，瞬時形核，瞬時 長大，形核后以極大的速度長大到極限尺寸，相變時馬氏體量的增加是由于降溫過程中新 的馬氏體的形成，而不是已有馬氏體的長大，等溫停留轉變立即停止。機械穩(wěn)定化： 在 Md 以上的溫度下，對奧氏體進行塑性變形，當變形量足夠大時，可以使 隨后的馬氏體轉變困難，Ms點降低，殘余奧氏體量增多。這種現(xiàn)象稱為機械穩(wěn)定化。熱穩(wěn)定化： 淬火冷卻時，因緩慢冷卻或在冷卻過程中于某一溫度等溫停留，引起的奧氏體 穩(wěn)定性提高，而使馬氏體轉變遲滯的現(xiàn)象，稱為奧氏體的熱穩(wěn)定化。臨界淬火速度：使過冷奧氏體

5、在冷卻過程中不發(fā)生其它相變，完全轉變?yōu)轳R氏體組織（包 括殘留奧氏體）的最低冷卻速率稱為臨界淬火速率。控制軋制：通過熱軋條件（加熱溫度、各軋制道次的軋制溫度、壓下量）的優(yōu)化，使奧氏 體狀態(tài)有利于相變成為細晶的技術。派登處理（鉛浴處理）： 將高碳鋼絲經(jīng)鉛浴等溫處理后得到片間距極小的索氏 體組織，然后利用薄滲碳體可以彎曲和產(chǎn)生塑性變形的特性進行深度冷拔，以 增加鐵素體片內(nèi)的位錯密度，形成了由許多位錯網(wǎng)絡組成的位錯胞，細化了亞 結構，從而使強度顯著提高。形狀記憶效應：某些金屬材料進行變形后加熱至某一特定溫度以上時，能自動 恢復原來形狀的一種效應。相間析出：含有強碳化物形成元素的低碳合金鋼在發(fā)生 丫 -

6、 a轉變過程中，在 Y / a界面上同期地析出呈點列狀排布的極細碳氮化合物的過程。魏氏組織：亞共析鋼或過共析鋼高溫轉變時先析出的F或Fe3C由晶界形核向晶內(nèi)長大，呈片狀，往往力學性能低。二次硬化：當M含有足夠碳化物形成元素， 500C以上回火將析出細小彌散 MC、MC型碳化物，使由于回火溫度升高，B碳化物粗化而下降的硬度重新升高 的現(xiàn)象。金屬熱處理：金屬材料通過加熱、保溫和冷卻獲得不同組織，具有滿足不同工程 要求的性能的加工工藝過程。鋼的臨界冷卻速率：過冷奧氏體在冷卻過程中不發(fā)生其它相變，完全轉變?yōu)轳R 氏體組織（包括殘留奧氏體）的最低冷卻速率?？剀埧绽洌簩ξ⒑辖鸹撛诩訜岬綂W氏體及隨后的冷卻過

7、程中控制鋼的軋制變 形和冷卻速率，達到細化晶粒和第二相彌散析出的目的。三、填空題1. 相界面有三類（共格界面、半共格界面、非共格界面）。2 固態(tài)相變的驅動力為（兩相自由焓差），阻力為（界面能、彈性應變能）。3 奧氏體的形成過程為（奧氏體形核、奧氏體長大、滲碳體溶解、奧氏體均勻化）。4. 粒狀珠光體的組織形態(tài)為（粒狀滲碳體分布在a基體上）；獲得有三種方法，分別為（片狀碳化物的?；?、滲碳體領先形核、調質處理 ）。5. AI-4%Cu合金的時效過程為（G、P、B-相（G、P、n區(qū)）-相-Q相 （CuAl2）。6. 除兩個元素（Co,AI ）外，其余大多數(shù)合金元素均降低Ms點；合金元素（Mo,W ）可

8、有效抑制回火脆性。7. 含碳量為0.15%的馬氏體為（板條馬氏體），其亞結構為（位錯）。含碳量為1%的馬氏體為（透鏡片狀馬氏體），其亞結構為（孿晶+位錯）。8. 淬火鋼回火的目的是（提高塑性、韌性，降低脆性，消除內(nèi)應力）。9. 一般情況下，淬火回火工藝為：高碳鋼（ 不完全淬火-低溫回火）、中碳鋼（完全淬火-中溫回火）、低碳鋼（完全淬火-低溫回火）。10. 均勻化處理的目的（高溫下通過原子擴散消除或減小鑄件成分不均和偏離 平衡態(tài)的組織，改善工藝、使用性能。）。11. 脫溶沉淀的析出方式（ 連續(xù)沉淀析出、非連續(xù)沉淀析出、局部脫溶析出）。12 固態(tài)相變的驅動力為（ 兩相自由焓差 ），阻力為（ 界面能

9、、彈性應變 能）。13 奧氏體的形成過程為 （ 奧氏體形核、奧氏體長大、滲碳體溶解、奧氏體均 勻化）。14. 典型的控制軋制主要分哪三個不同軋制階段 （奧氏體再結晶區(qū)軋制、奧氏體 未再結晶區(qū)軋制（950 C -A、奧氏體和鐵素體兩相區(qū)軋制）。15. 淬火鋼回火脆性有兩類（低溫回火脆性200350C ）及產(chǎn)生的溫度范圍分 別為（ 高溫回火脆性 450650C ）。16. 先共析F和Fe3C的形態(tài)分別為（先析出F（片狀、塊狀、網(wǎng)狀）；先析出FesC（片狀、網(wǎng)狀）。四、現(xiàn)象分析題1. 一個大型、形狀復雜的合金鋼構件經(jīng)油淬火后冷至室溫，等第二天做進一步 處理，會出現(xiàn)什么情況？應如何處置？答：會出現(xiàn)內(nèi)應

10、力導致的開裂和變形，應及時回火，消除內(nèi)應力。2. 把一個直徑為100mm的40Cr鋼放入850 C爐內(nèi)2min后立即淬入水中，情 況如何？答：等溫時間過短，未奧氏體化，未發(fā)生馬氏體轉變。3. 一種金屬淬火后，測的硬度低于室溫放置一段時間后測的硬度，為什么？答：時效硬化。淬火后為不穩(wěn)定的過飽和狀態(tài)，室溫放置一段時間后出現(xiàn)時效 現(xiàn)象，產(chǎn)生不平衡脫溶，使硬度提高。4. 為什么 W18Cr4V 1280 C 淬火，23%Ar，需要 560 C3-4次回火？答：回火時的催化，使奧氏體全部變成馬氏體。5. 為什么高碳鋼制成的精密軸承、塊規(guī)等在淬火及低溫回火狀態(tài)下使用時仍可 能發(fā)生尺寸變化？答：高碳鋼完全淬

11、火低溫回火殘余大量奧氏體，使用中由于奧氏體不穩(wěn)定轉變 為馬氏體，出現(xiàn)體積膨脹，尺寸變化。6. 分析附圖不同淬火工藝下鋼的最大硬度與碳含量的關系（1高于 Ac3 淬 火，2高于AC1淬火，3馬氏體硬度）。50j|A3020100204 0.6 OS 0121.4答：（1）完全淬火+深冷處理，得到馬氏體與含碳量的關系，隨碳增加硬度增 加；（2）不完全淬火得到馬氏體+碳化物；（3）完全淬火得到馬氏體+奧氏 體，隨碳量增加，硬度降低。五、簡述題1. 簡述珠光體的形貌特征，片間離不同的珠光體在光學顯微鏡和電子顯微鏡下 的形態(tài)特征。珠光體是過冷奧氏體在 Ai以下的共析轉變產(chǎn)物，是鐵素體和滲碳體組成的機械混

12、合物。根 據(jù)滲碳體的形態(tài)不同，把珠光體分為片狀珠光體、粒狀（球狀）珠光體。片狀珠光體中滲 碳體呈片狀，是由一層鐵素體和一層滲碳體層層緊密堆疊而成；粒狀珠光體中滲碳體呈顆 粒狀，均勻地分布在鐵素體基體上的組織，同樣是鐵素體與滲碳體的機械混合物，鐵素體 呈連續(xù)分布。普通珠光體P： S=15OO45OO ?，光學顯微鏡下能清晰分辨出片層結構；索氏體S： So=8OO15OO ?，光學顯微鏡下很難分辨出片層結構； 屈氏體T: S=300800 ?，光學顯微鏡下無法分辨片層結構。但是在電子顯微鏡下觀察各類片狀珠光體是沒有區(qū)別的，只是片間距離不同而已。2. 根據(jù)圖1解釋共析鋼過冷奧氏體轉變?yōu)橹楣怏w的形核率

13、（N）和 長大速度（G）具有極大值的特征。iwfiarc圖落域袖桎大逮崖與溫度的關坯童圖過冷奧氏體轉變?yōu)橹楣怏w的動力學參數(shù)N和G與轉變溫度之間都具有極大值的特征。在其它條件相同的情況下，隨著過冷度增大（轉變溫度降低），奧氏體與珠光體的自由能 差增大。但隨著過冷度的增大，原子活動能力減小，因而，又有使成核率減小的傾向。N與轉變溫度的關系曲線具有極大值的變化趨向就是這種綜合作用的結果。由于珠光體轉變是典型的擴散性相變，所以珠光體的形成過程與原子的擴散過程密切相關。當轉變溫度降低時，由于原子擴散速度減慢，因而有使晶體長大速度減慢的傾向，但是，轉變溫度的降低，將使靠近珠光體的奧氏體中的C濃度差增大，亦

14、即 Cr-cem與Cr-a差值增大，這就增大了 C的擴散速度，而有促進晶體長大速度的作用。從熱力學條件來分析，由于能量的原因，隨著轉變溫度降低，有利于形成薄片狀珠光體組織。當濃度差相同時，層間距離越小，C原子運動距離越短，因而有增大珠光體長大速度的作用。綜合上述因素的影響，長大速度與轉變溫度的關系曲線也具有極大值的特 征。3. 簡述鋼中板條狀馬氏體和片狀馬氏體的形態(tài)特征。板條馬氏體：馬氏體呈板條狀，一束束排列在原奧氏體晶粒內(nèi)，板條常自奧氏體晶界向晶 內(nèi)平行排列成群，板條寬度多為0.10.2弘長度小于10卩，一個奧氏體晶粒內(nèi)包含幾個板條群，同位向束內(nèi)板條體之間為小角晶界，板條群之間為大角晶界。片

15、狀馬氏體：空間形態(tài)呈凸透鏡片狀（或針狀、竹葉狀），中間稍厚。初生者較厚較長，橫貫奧氏體晶粒，次生者尺寸較小。在初生片與奧氏體晶界之間，片間交角較大，互相撞 擊，形成顯微裂紋。形成溫度較低時，馬氏體片的中央有中脊。在兩個初生片之間常見到“Z ”字形分布的細薄片。4. 簡述鋼中彌散析出的第二相對奧氏體晶粒的長大有何影響。鋼中彌散析出的第二相顆粒，它們將阻礙晶界移動，起著釘扎晶界的作用，從而能阻止奧 氏體晶粒長大。第二相微粒所占體積分數(shù)愈大，半徑愈小，阻止奧氏體晶粒長大效果愈 佳。5. 何為臨界冷卻速度？影響臨界冷卻速度的因素有那些?連續(xù)冷卻時，在某幾個特定的冷卻速度下，所得到的組織將發(fā)生突變，這些

16、冷卻速度稱為臨界冷卻速度（Vc ）。凡影響A穩(wěn)定性、影響CCT曲線形狀的因素均影響 Vc，使曲線右移的均降低 Vc，左移的 均使Vc提高。影響因素有 1碳含量；2、合金元素；3、A晶粒度；4、A化溫度；5、A 中非金屬夾雜物和穩(wěn)定碳化物。6. 奧氏體在什么條件下可以轉變?yōu)槠瑺钪楣怏w，在什么條件下轉變 為球狀珠光體？在一般情況下奧氏體向珠光體轉變總是形成片狀，但是在特定的奧氏體化和冷卻條件下， 也有可能形成粒狀珠光體。所謂特定條件是：奧氏體化溫度低，保溫時間較短，即加熱轉 變未充分進行，此時奧氏體中有許多未溶解的殘留碳化物或許多微小的高濃度c的富集區(qū)，其次是轉變?yōu)橹楣怏w的等溫溫度要高，等溫時間要

17、足夠長，或冷卻速度極慢，這樣可 能使?jié)B碳體成為顆粒（球）狀，即獲得粒狀珠光體。即鋼經(jīng)球化退火后可得到粒狀珠光體 組織；另外，粒狀滲碳體也可以通過淬火加高溫回火工藝獲得。7何謂形變誘發(fā)馬氏體轉變？并說明 Md的物理意義如果在Ms點以上對奧氏體進行塑性變形，會誘發(fā)馬氏體轉變而引起Ms點升高到Md, Md稱為形變馬氏體點。因形變誘發(fā)馬氏體轉變而產(chǎn)生的馬氏體，常稱為形變馬氏體。Md的物理意義：可以獲得形變馬氏體的最高溫度。若在高于Md點的溫度對奧氏體進行塑性變形，就會失去誘發(fā)馬氏體轉變的作用。8. 典型的控制軋制主要分哪三個不同軋制階段？每個階段有什么特點？奧氏體再結晶區(qū)軋制、奧氏體未再結晶區(qū)軋制、奧

18、氏體和鐵素體兩相區(qū)軋制。 特點：奧氏體再結晶區(qū)軋制的溫度在再結晶終止溫度（Tr ）以上（約大于 950 C）。在奧氏體再結晶區(qū)軋制時，發(fā)生動態(tài)回復再結晶和不完全再結晶。在兩道次之間的間隙時間內(nèi)進 行靜態(tài)回復再結晶。奧氏體晶粒隨著反復軋制一再結晶而逐漸變細小。奧氏體未再結晶區(qū)軋制的溫度在Tr以下（約950 C Ab）的奧氏體區(qū)下限范圍。在這一階段，奧氏體晶粒雖然經(jīng)過了形變，但不發(fā)生再結晶，形成了大量被拉長的形變奧氏體 晶粒。奧氏體和鐵素體兩相區(qū)軋制的溫度范圍一般在Aa（Ar3- 40 C）之間。鋼在（丫+ a）兩相區(qū)的較高溫度區(qū)域軋制一定的道次，達到一定的累積形變量，未相變的奧氏體進一步被拉 長

19、，并且奧氏體晶粒內(nèi)形成了形變帶和位錯，在這些地方容易形成新的等軸狀鐵素體晶 粒。與此同時，先析出的鐵素體晶粒，由于塑性變形在晶粒內(nèi)部也形成了大量的位錯，并 經(jīng)回復形成了亞結構。9. 隨奧氏體化溫度升高，鋼組織狀態(tài)的變化？加熱溫度組織變化晶粒細小晶粒粗大晶界弱化晶界熔化定義 正常晶粒（工業(yè)應用）過熱 過燒 過燒熱處理校正 可以 可以 不可以10. 晶粒異常長大及原因？奧氏體晶粒隨溫度升高而逐漸長大，當超過某一溫度發(fā)生急劇長大的現(xiàn)象。在鋁脫氧的鋼及Ti,Nb,V等元素的鋼，奧氏體晶粒形成后，晶界上存在一些 AI,Ti,Nb,V 等碳氮化合物的微粒，阻止晶界移動，當溫度升至晶粒粗化溫度, 碳氮化合物

20、溶于奧氏體后，奧氏體晶粒出現(xiàn)快速長大。11. 固溶處理和淬火的異同？淬火:基體晶體點陣發(fā)生改變（即具有同素異構相變）的淬火過程；固溶處理：基體晶體點陣不發(fā)生改變12. 畫出鋼的過冷奧氏體等溫轉變動力學圖，標出相變點、相區(qū)？ _ - _ 一C0.79%, Mu0.76%鋼的過冷奧 氏體等溫轉變動力學圖13. 粒狀珠光體的組織形態(tài)和用途，獲得的三種方法?粒狀滲碳體分布在a基體上，作為預備熱處理組織；改善加工性能片狀碳化物的?；?，滲碳體領先形核、調質處理14淬火鋼回火二次硬化及原因？淬火鋼回火時隨回火溫度增加下降的硬度又重新升高的現(xiàn)象。當 M含有足夠碳 化物形成元素，500C以上回火將析出細小彌散

21、MC MC型碳化物，使由于回火 溫度升高，9碳化物粗化而下降的硬度重新升高的現(xiàn)象。六、論述題1. 影響Ms點的因素較多，試說出三個影響因素并加以論述（本題、任選其中三個回答即可。） 化學成分的影響：奧氏體的化學成分對 Ms 點的影響十分顯著，鋼的 Ms 點主要取決于 化學成分。含碳量的影響：含碳量對的影響最為顯著，鋼中隨著含碳量的增加，Ms點呈連續(xù)下降趨勢，這是由于含碳量增加，奧氏體中碳的溶解度增加，碳原子對奧氏體的固溶 強化作用增強，過冷奧氏體的穩(wěn)定性隨之增強，因此，Ms 點隨含碳量增加而呈連續(xù)下降趨勢。合金元素的影響。合金元素對Ms點的影響主要決定于它們對平衡溫度T0的影響及對奧氏體的強化

22、效應，凡劇烈降低To溫度及強化的奧氏體的元素，均劇烈降低Ms點。鋼中常見的合金元素均有使 Ms點降低的作用，但效果不如 C顯著，只有Al、Co有使Ms點 提高的作用。強碳化物形成元素如 W、 V、 Ti 等在鋼中多以碳化物形式存在，淬火加熱時 一般溶入奧氏體中很少，對 Ms點影響不大。另外，幾種合金元素同時存在時，對Ms點的影響比較復雜。 形變與應力對 Ms點的影響。過冷奧氏體冷至 Ms點以上，Md點以下的溫度范圍進行塑 性變形，會誘發(fā)馬氏體相變，其原因是形變提供的機械驅動力加上化學驅動力剛好等于該 溫度下馬氏體相變所需的驅動力，因此使過冷奧氏體轉變?yōu)轳R氏體的Ms 點升高。由于馬氏體相變時必然

23、產(chǎn)生體積膨脹，因此多向壓應力阻礙馬氏體的形成，因而降低Ms點。 奧氏體化條件對 Ms 點的影響。加熱溫度和保溫時間對 Ms 點的影響較為復雜。加熱溫 度和時間增加有利于碳和合金元素進一步溶入奧氏體中，使Ms 點下降。但是，加熱溫度升高，有會引起奧氏體晶粒長大，并使其中的晶體缺陷減少，使馬氏體形成時的切變阻力減小，使 Ms點升高。一般奧氏體晶粒長大在1000 C才比較顯著，所以，晶粒大小對Ms點的影響并不顯著。 淬火速度對 Ms 點的影響。高速淬火時 Ms 點隨淬火冷卻速度增大而升高，淬火速度低 時， Ms 點不隨淬火速度變化，相當于鋼的名義 Ms 溫度，在很高的淬火速度下，出現(xiàn) Ms 保持不變

24、的另一個臺階，這個臺階比名義 Ms 溫度高，在上述兩種淬火速度之間，隨淬火 速度的增大而升高。 磁場對 Ms 點的影響。外加磁場使奧氏體與馬氏體兩相平衡溫度 T0 升高， Ms 溫度隨之 升高，外加磁場實際上是用磁能補償了一部分化學驅動力，由于磁力誘發(fā)馬氏體相變在Ms點以上即可發(fā)生。2. 試述馬氏體具有高強度的主要原因。馬氏體具有高強度的原因是多方面的，其中主要包括相變強化、固溶強化和時效強化。 相變強化：馬氏體相變的切變性造成在晶體內(nèi)產(chǎn)生大量的微觀缺陷（位錯、孿晶以及層 錯），使馬氏體得到強化。固溶強化：過冷奧氏體切變形成馬氏體時，使得a相中的C%過飽和，C原子位于 a相扁八面體中心， C

25、原子溶入后形成以 C 原子為中心的畸變偶極應力場，這個應力場與位錯產(chǎn) 生強烈的交互作用，使馬氏體的強度升高。時效強化：溶質原子（C、N ）偏聚到位錯線處，釘扎位錯使得馬氏體的強度升高3. 分析珠光體、貝氏體、馬氏體轉變主要特征內(nèi)容珠光體轉變貝氏體轉變馬氏體轉變溫度范圍高溫中溫低溫轉變上限溫度ABs領先相滲碳體或鐵素體鐵素體形核部位奧氏體晶界上貝氏體在晶界 下貝氏體大多在晶內(nèi)轉變時點陣切變無?有碳原子的擴散有有基本上無鐵及合金兀素原子的擴 散有無無等溫轉變完全性完全視轉變溫度定不完全轉變產(chǎn)物a +F&Ca +F&C(& )/a4. 簡述淬火碳鋼回火時各階段的組織轉變過程碳鋼回火時的轉變：（一）馬

26、氏體中碳的偏聚1低碳位錯型馬氏體中碳的偏聚在20100 C的范圍內(nèi)，碳原子可以通過擴散發(fā)生偏聚，對于板條馬氏體，碳原子與位錯結合成偏聚區(qū)，用（丄C）表示。C+丄t丄C2、高碳片狀馬氏體中碳原子的富集區(qū)高碳片狀馬氏體由于亞結構是孿晶，所以碳原子在片狀孿晶馬氏體中不能形成偏聚 區(qū)。但碳原子可以在馬氏體的某一晶面（一般為孿晶面112 a或100 a晶面）上富集，形成碳濃度比平均碳濃度高的碳原子富集區(qū)。（二）馬氏體的分解在80250 C內(nèi)為馬氏體分解階段，得到的組織是回火馬氏體。1、高碳片狀馬氏體的分解由兩個階段組成。 兩相式分解階段：當回火溫度較低，在20150 C時，經(jīng)回火后，在同一片馬氏體中會出

27、現(xiàn)兩種不同的正方度，在分解過程中，碳以碳化物的形式在馬氏體中 析出，此時析出的碳化物為亞穩(wěn)碳化物。連續(xù)式分解階段：當溫度超過150C后，回火后馬氏體的c/a是單值。最后得到的組織為回火馬氏體。2、低碳位錯馬氏體的分解對于低碳板條馬氏體（C%0.2%），在100200C范圍內(nèi)回火，碳原子仍以偏區(qū)聚狀態(tài)存在 于馬氏體內(nèi)。3、中碳鋼馬氏體的分解中碳鋼的淬火組織回火時馬氏體的分解，按上述兩種方式進行。（三）殘余奧氏體的轉變回火溫度在200300C時，將發(fā)生殘余 A的轉變。通常在 Ms以下回火殘余 A轉變?yōu)?M，然后分解為回火 M，而在B轉變區(qū)回火，殘余 A轉變?yōu)橄翨。（四）碳化物的轉變250400 C

28、時，碳素鋼 M中過飽和的 C幾乎全部析出，將形成比 -碳化物更穩(wěn)定的碳化物，即x碳化物或B碳化物。1、低C鋼當回火溫度高于 200 C，直接由偏聚區(qū)析出 0 -Fe3C，也有可能由 M板條邊界上析 出。2、高C鋼低溫回火時，M分解析出 -FexC （碳化物）， -碳化物與M保持共格聯(lián)系，當 碳化物長大到一定尺寸后，共格關系將被破壞，此時& -碳化物將轉變?yōu)楦€(wěn)定的碳化物。一般可在250C以上出現(xiàn)此過程。在250400 C回火的淬火 M ,所得到的組織為回火屈氏體。（五）a相的回復與再結晶及碳化物聚集長大1、低碳板條狀馬氏體低C板條M的內(nèi)部亞結構為高密度的位錯，隨回火溫度的升高，位錯線將逐漸消失

29、， 形成多邊化亞結構。當回火溫度高于400 C時，回復已明顯出現(xiàn)；當溫度高于600 C時，回復后的a相開始發(fā)生再結晶。通過此過程得到的組織為回火索氏體。2、高碳片狀馬氏體高碳片狀 M內(nèi)部的亞結構主要是高密度的孿晶，當溫度高于250C時，隨回火溫度的升高，馬氏體內(nèi)部的孿晶亞結構逐漸消失，同時在馬氏體內(nèi)出現(xiàn)位錯線，當溫度高于400C時，孿晶亞結構全部消失，全部變成位錯。400C以上的過程與板條 M的回復、再結晶過程完全相同。所得到的組織同樣是回火索氏體。3、碳化物聚集長大淬火碳素鋼在回火時，當溫度較高時，滲碳體會發(fā)生聚集長大和球化。溫度范圍 廠C組織轉變類型回火時組織結構變化回火產(chǎn)物板條狀（位錯）

30、馬氏 體片狀（孿晶）馬氏體25100回火準備階段（碳原子偏聚）C （ N）原子在位錯 線附近偏聚C （N）原子集群化形成預 脫溶原子團，進而形成長程 有序化或調幅結構100250回火第一階段（馬氏體分解）馬氏體中的碳原子繼續(xù)偏聚于位錯附近的間隙位置但不析岀在100C左右從馬氏體中共 格析出&碳化物；馬氏體中 碳含量降低，正方度下降回火馬氏體200300回火第二階段（殘留奧氏體轉變）C含量小于 0.4%的淬火鋼中不出現(xiàn)殘留奧氏體殘留奧氏體轉變?yōu)轳R氏體或下貝氏體回火馬氏體250400回火第三階段（碳化物類型轉變）馬氏體中碳原子全 部析岀，形成滲碳 體；a相保持板條狀 形態(tài)&碳化物溶解，在晶界或 一

31、定晶面上析出0滲碳體；400 C左右滲碳體聚集長大， 但回火后鐵素體仍保留馬氏 體晶體外形，a相中孿晶亞 結構消失回火屈氏體400600回火第四階段（a相的回復、再結晶，滲碳體長大和 球化）片狀滲碳體球化；a相回復，位錯密度降低；內(nèi)應力 消除，但仍然保留馬氏體外形600700球狀滲碳體快速聚集長大，a相再結晶成為等軸狀晶粒和晶粒長大。在中碳和高碳鋼中再結晶可能被抑制，形成等軸狀鐵素體回火索氏體4-.淬火鋼回火過程中組織及狀態(tài)的變化淬火鋼組織為M + Ar，由于組織的不穩(wěn)定性，在回火加熱時發(fā)生以下組織及狀 態(tài)的變化：1. 碳的偏聚2. 碳化物析出：亞穩(wěn)碳化物穩(wěn)定碳化物合金碳化物碳化物粗化3. 馬

32、氏體分解4. a Fe回復和再結晶：單相分解和雙相分解獲得c/a下降的a Fe回復（位錯和孿晶密度降低）再結晶（位錯和孿晶消失）5. 殘余奧氏體轉變：高溫轉變?yōu)?P,中溫轉變?yōu)锽,低溫轉變?yōu)镸，分解 為 F+FmC。殘余應力：1. 工件整體范圍內(nèi)平衡的應力550 C回火可基本消除2. 晶格或亞晶粒內(nèi)處于平衡的內(nèi)應力高于550的回火可基本消除3. 原子集團或晶胞范圍內(nèi)平衡的內(nèi)應力隨M分解碳從a中析出不斷下降5. 試敘述鐵碳合金馬氏體類型及其相變的主要特征特征板條狀馬氏體片狀馬氏體慣習面(111) Y(225) y(259) y位向關系K S關系。110 a 7 111 Y “/ YK S關系。1

33、10 a 7 111 Y a 7 Y西山關系。110 a / 111 Y “/ Y形成溫度Ms350 CMs 200100 CMs 0.311.41.420.31時為混合型組織形態(tài)板條常自奧氏體晶界向晶內(nèi) 平行排列成群，板條寬度多為0.10.2卩，長度小于10一個奧氏體晶粒內(nèi)包含幾個板條群，同位向束內(nèi)板條體之間為凸透鏡片狀（或針狀、竹 葉狀）中間稍厚。初生者較 厚較長，橫貫奧氏體晶粒， 次生者尺寸較小。在初生片 與奧氏體晶界之間，片間交同左，片的中央有中 脊。在兩個初生片之間常 見到“ Z”字形分布的細薄 片小角晶界，板條群之間為大角 晶界。角較大，互相撞擊，形成顯微裂紋L亞結構位錯網(wǎng)絡（纏結

34、）。位錯密度 隨含碳量而增大，常為（0.30.9） x 1012cm/cm3 有時亦可見到少量的細小孿晶寬度約為50的細小孿晶，以中脊 隨MS點降低，相變孿晶區(qū)增大, 錯組列，孿晶面為（112） a，扌為中心組成相變孿晶區(qū)， 片的邊緣部分為復雜的位孿晶方向為11-1 a形成過程降溫形成，新的馬氏體片（板條）只在冷卻過程中產(chǎn)生長大速度較低，一個板條體約在10-4S內(nèi)形成長大速度較高，一個片體大約在10-7S內(nèi)形成無“爆發(fā)性”轉變，在小于50%轉變量內(nèi)降溫轉變率約為1%廠CMs0 C時有“爆發(fā)性”轉 變。新馬氏體片不隨溫度 下降均勻產(chǎn)生，而由于自 觸發(fā)效應連續(xù)成群地（呈“Z”字形）在很小溫度范 圍

35、內(nèi)大量形成，馬氏體形 成時伴有2030 C的溫 升，并伴有響聲6. 鋼中貝氏體組織有那幾種主要形態(tài)？其特征如何?貝氏體的組織形態(tài)隨鋼的化學成分及形成溫度的變化而變化。貝氏體按組織形態(tài)的不同區(qū) 分為無碳化物貝氏體，上貝氏體，下貝氏體，粒狀貝氏體以及柱狀貝氏體等。無碳化物貝氏體是一種單相組織，由大致平行的鐵素體板條組成。鐵素體板條自奧氏體晶 界處形成，成束地向一側晶粒內(nèi)長大，鐵素體板條較寬，板條之間的距離也較大。隨著貝 氏體的形成溫度降低，鐵素體板條變窄，板條之間的距離也變小。在鐵素體板條之間分布 著富碳的奧氏體。鐵素體與奧氏體內(nèi)均無碳化物析出。上貝氏體 是一種兩相組織，由鐵素體和滲碳體組成。成束

36、大致平行的鐵素體板條自奧氏體 晶界向一側或兩側奧氏體晶內(nèi)長入。滲碳體（有時還有殘余奧氏體）分布于鐵素體板之 間，整體在光學顯微鏡下呈羽毛狀。下貝氏體 鐵素體的形態(tài)與馬氏體很相似，亦與奧氏體碳含量有關。含碳量低時呈板條狀， 含碳量高時呈透鏡片狀，碳含量中等時兩種形態(tài)兼有。形核部位大多在奧氏體晶界上，也 有相當數(shù)量位于奧氏體晶內(nèi)。碳化物為滲碳體或 -碳化物，碳化物呈極細的片狀或顆粒狀，排列成行，約以5560 的角度與下貝氏體的長軸相交，并且僅分布在鐵素體的內(nèi)部。粒狀貝氏體由塊狀鐵素體基體和富碳奧氏體區(qū)所組成。鐵素體基體中的富碳奧氏體區(qū)一般 呈顆粒狀。實際上富碳奧氏體區(qū)一般呈小島狀、小河狀等，形狀是

37、很不規(guī)則，在鐵素體基 體呈不連續(xù)平行分布。用透射電鏡觀察，基體鐵素體呈針片狀，小島分布在針片界面。柱狀貝氏體 中的鐵素體是呈放射狀的，柱狀貝氏體中的碳化物是分布在鐵素體內(nèi)部的。7. 試敘述為什么Fe-C合金片狀馬氏體容易形成顯微裂紋。顯微裂紋是由于馬氏體形成時相互碰撞造成的，片狀馬氏體形成時，第一片馬氏體貫穿整 個奧氏體晶粒，后形成的馬氏體不斷撞擊先形成的馬氏體，由于馬氏體的形成速度極快， 相互碰撞或與原奧氏體晶界相撞時因沖擊而引起相當大的應力場；同時，由于片狀馬氏體 含碳量較高，馬氏體很脆，不能通過滑移或孿生等變形來消除應力，因此容易產(chǎn)生顯微裂 紋。8. 合金元素對淬火鋼回火時各階段轉變的影

38、響總的規(guī)律是：合金元素的加入都會使轉變推遲、轉變溫度升高。一、合金元素對 M 分解的影響合金鋼中的 M 分解和碳素鋼相似，但其分解速度相差較大。合金元素主要是通過影響C 原子的擴散來影響 M 分解的。因此，合金元素對 C 的偏聚、兩相式分解的影響不大，而 對連續(xù)式分解影響較大。二、合金元素對殘余奧氏體轉變的影響 合金鋼中殘余奧氏體的轉變與碳素鋼中殘余 A 的轉變情況基本相似，只是合金元素可以改 變殘余 A 分解的溫度和速度，從而可能對殘余 A 轉變的性質和類型產(chǎn)生影響。 通常合金鋼中的殘余 A 比碳素鋼中的殘余 A 穩(wěn)定性高。對淬火合金鋼回火時，殘余 A 的轉 變與回火溫度、殘余 A 的穩(wěn)定性有關，主要可發(fā)生以下三種轉變：1、A在B區(qū)域內(nèi)轉變?yōu)锽;2、A在P區(qū)域內(nèi)轉變?yōu)镻;3、 A在回火加熱保溫過程中，不發(fā)生分解，而在隨后的冷卻過程中轉變?yōu)镸。四、合金元素對回火時碳化物轉變的影響鋼中加入合金元素，對回火時碳化物轉