固態(tài)相變部分復(fù)習(xí)提綱2

1、固態(tài)相變部分（ 60 分）試題類型：一、 選擇題（ 20 分）二、 名詞解釋（ 20 分）1何謂奧氏體本質(zhì)晶粒度？（3 分）答：根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法，在930土 10 C，保溫3- 8小時(shí)后測(cè)定的奧氏體晶粒大小。、2何謂奧氏體熱穩(wěn)定化？（ 3 分）答：淬火時(shí)因緩慢冷卻或在冷卻過程中停留引起奧氏體穩(wěn)定性提高，而使馬氏體轉(zhuǎn)變遲滯的現(xiàn)象。3何謂二次硬化？（4 分）答：含有 Mo、 V、 W、 Nb、 Ti 等合金元素的鋼淬火后回火時(shí)，隨溫度升高，析出特殊碳化物，導(dǎo)致鋼的再度硬 化的現(xiàn)象。4Ms 點(diǎn)的定義及其物理意義是什么？（5 分）答：馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度，即奧氏體和馬氏體的兩相自由能差達(dá)到相變所需的最小

2、驅(qū)動(dòng)力值時(shí)的溫度。 5寫出馬氏體相變的 K-S 位向關(guān)系和西山位向關(guān)系。（ 5 分）答： K-S 關(guān)系：111 Y II 110 a' <110>y/ <111>"， 西山關(guān)系：111 Y I 110 a' <112>y/ <110>a '6簡(jiǎn)述馬氏體相變的主要特征。（10分）答：切變共格和表面浮凸現(xiàn)象；無擴(kuò)散性；具有一定的位向關(guān)系和慣習(xí)面；在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成相變（Ms-Mf）,大于某一臨界冷速；可逆性，有 As 點(diǎn)和 Af 點(diǎn)； 鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變速度極快；7簡(jiǎn)述淬火碳鋼回火時(shí)的組織轉(zhuǎn)變概況。（15 分）答：馬氏

3、體中碳的偏聚（回火前期階段一時(shí)效階段）80-100 'C以下 板條馬氏體，C原子向位錯(cuò)線附近偏聚，馬氏體彈性畸變能下降。 片狀馬氏體，大多數(shù) C在某些晶面上富集，形成小片狀富碳區(qū)，這種偏聚稱為予沉淀聚集。 馬氏體分解 （回火第一階段轉(zhuǎn)變 ）100-250 C含碳量較高的片狀馬氏體發(fā)生分解，馬氏體中的C%降低，正方度c/a減小。分解機(jī)構(gòu)：<150C為雙相分解，>150C為連續(xù)式分解。分解產(chǎn)物：過飽和度下降的馬氏體+彌散分布的亞穩(wěn)碳化物（£-FexC）。£ -FexC的結(jié)構(gòu)為密排六方點(diǎn)陣，慣析面為 100 a' ,并與母相保持一定的位向關(guān)系，形態(tài)為條

4、狀薄片。<0.2%C 的低碳馬氏體在不析出 £ -FexC。C原子仍繼續(xù)在位錯(cuò)線附近偏聚。 殘余奧氏體轉(zhuǎn)變 （回火第二階段轉(zhuǎn)變 ） 200-300 CC >0.4%時(shí)，淬火碳鋼中有較多的殘余奧氏體存在，在此溫度下發(fā)生分解，轉(zhuǎn)變?yōu)橄仑愂象w。如果溫度較 高，殘余奧氏體可能轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。 碳化物轉(zhuǎn)變 （回火第三階段轉(zhuǎn)變 ）250-400 C。碳鋼馬氏體中過飽和C幾乎全部脫溶，并形成比 £ -FexC更穩(wěn)定的碳化物。在碳鋼中馬氏體分解完成溫度 為350C，此時(shí)馬氏體基體中 C%為0.001-0.02%，達(dá)到平衡含碳量。比£ -FexC 更穩(wěn)定的碳化物有兩種：較

5、低溫度時(shí)為x -碳化物，F(xiàn)e5C2,單斜晶系，慣析面112a'。較高溫度時(shí)為9 -碳化物，F(xiàn)e3C,正交晶系，慣析面110和112”。 碳化物的聚集長(zhǎng)大和 a相的回復(fù)再結(jié)晶>400 Co超過400C，滲碳體開始聚集和球化； 超過600C后，滲碳體迅速聚集并粗化， 與基體的共格關(guān)系被破壞， 形成球狀（粒狀）滲碳體并長(zhǎng)大。超過400C時(shí)，馬氏體發(fā)生明顯的回復(fù)。板條馬氏體內(nèi)的位錯(cuò)逐漸消失，位錯(cuò)密度降低，剩余位錯(cuò)重新排 列成兩維位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)，形成亞晶粒。片狀馬氏體中的攣晶消失，由位錯(cuò)胞所取代。淬火應(yīng)力基本消除。但馬氏 體的外形仍然被保留。超過600C時(shí)，a相發(fā)生再結(jié)晶，由位錯(cuò)密度較低的等軸狀

6、a -Fe晶粒逐步取代回復(fù)后的細(xì)條狀或片狀馬氏體組織。最終形成等軸 a -Fe晶粒和分散分布的球狀 Fe3C組織（回火索氏體）。 8簡(jiǎn)述第二類回火脆性的主要特征、影響因素和機(jī)制。為防止這類脆斷事故，應(yīng)選用哪種合金鋼，熱處理工 藝應(yīng)注意什么？（ 15 分）答：第二類回火脆性亦稱為高溫回火脆，在450-600 'C出現(xiàn)。主要特征：對(duì)回火后的冷卻速度敏感。慢冷產(chǎn)生，快冷可消除或減輕。 可逆性。脆化狀態(tài)試樣，重新回火并快冷，可恢復(fù)韌性； 韌化狀態(tài)試樣，重新回火并慢冷，又重新脆化。 其斷口呈沿晶斷裂影響因素：主要是化學(xué)成分 鋼中出現(xiàn)回火脆性，需含有一定的碳含量。 鋼中出現(xiàn)回火脆性，需含有一定量的

7、Mn或Cr。 加入P、As、Sb等增大回火脆性敏感性。 加入Mo W等能減弱回火脆性敏感性。 奧氏體化溫度提高，回火脆性敏感性增大。機(jī)制：一般認(rèn)為，P、As、Sb等雜質(zhì)因素向原始奧氏體晶界偏聚是其主要原因。預(yù)防措施：選用含Mo鋼。 選用有害雜質(zhì)元素極少的高純度鋼。 采用回火后快冷 +更低溫度的一次補(bǔ)充回火。 對(duì)亞共析鋼采用亞溫淬火，使P等元素溶入殘留a相中，減少其向原奧氏體晶界的扁聚。采用形變熱處理方法，減弱回火脆性。2鋼中奧氏體形成部分1. 粒狀P （珠光體）、粗片狀 P、細(xì)片狀P、馬氏體，轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時(shí)，其轉(zhuǎn)變速度有何差別？組織對(duì)V的影響：珠光體層片間距減小，碳的濃度梯度增大，使碳原子的擴(kuò)

8、散速度加快，而碳原子擴(kuò)散距離也減 小,這些都增大奧氏體的長(zhǎng)大速度。鋼的原始組織愈細(xì)小，奧氏體的形成速度愈快。原始組織中碳化物形狀對(duì)奧氏體形成速度也有一定影響。相界面大，易于溶解，加熱時(shí)奧氏體容易形成。對(duì)于非平衡組織M，加熱析出的K的彌散度很大。粒狀P （珠光體） 粗片狀P 細(xì)片狀P 馬氏體2. 有名義成分相同的 A、B兩件鋼，經(jīng)不同加熱溫度淬火后的性能變化不同，隨淬火加熱溫度升高，鋼A的a k （沖擊韌性）值漸漸下降，鋼B的a k值基本不變，但高于950'C時(shí)，快速降低，分析其原因。原因?yàn)?，A為本質(zhì)粗晶粒鋼，其經(jīng)理大小隨著溫度的升高而穩(wěn)定的增加，所以其a k隨晶粒度的增大而逐漸減??；而

9、B為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，在其晶粒粗化溫度（950C）以下升溫時(shí)，晶粒大小保持穩(wěn)定。當(dāng)加熱到950C，即其晶粒粗化溫度時(shí)，其晶粒開始強(qiáng)烈地長(zhǎng)大，由于這個(gè)原因，表現(xiàn)出a k的突然下降。3. 共析鋼P(yáng) （珠光體）-y （奧氏體）轉(zhuǎn)變過程有哪些階段組成。a. y晶核的形成：通常在 a /Fe 3C相界面上b. Y晶核的長(zhǎng)大：奧氏體晶核向a及Fe3C兩個(gè)方向長(zhǎng)大，機(jī)理：界面推移長(zhǎng)大C.殘留碳化物的溶解：升高溫度，延長(zhǎng)保溫時(shí)間，使殘留碳化物溶解d. y均勻化4. y （奧氏體）晶粒度的三個(gè)基本概念？晶粒粗化溫度？起始晶粒度：在臨界溫度以上，奧氏體形成剛剛完成，其晶粒邊界剛剛相互接觸時(shí)的晶粒大小實(shí)際晶粒度：在某一

10、加熱條件下所得到的實(shí)際奧氏體晶粒大小本質(zhì)晶粒度：根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)實(shí)驗(yàn)方法，在930+10 C保溫足夠時(shí)間（38小時(shí)）后，測(cè)得的奧氏體晶粒大小晶粒粗化溫度：本質(zhì)細(xì)晶粒鋼加熱時(shí)，晶粒開始強(qiáng)烈長(zhǎng)大的溫度。5. y （奧氏體）晶粒大小對(duì)性能有什么影響？a對(duì)強(qiáng)度的影響：根據(jù)Hall-Patch公式，a 0.2= a卄Kd0'5， a 0.2和d0.5成反比，即d越小，a 0.2越大。b.對(duì)沖擊韌性的影響：奧氏體晶粒尺寸對(duì)鋼的韌性有決定性影響，d y f，a K6. 為什么合金鋼熱處理時(shí)采用比碳鋼更長(zhǎng)的保溫時(shí)間？保溫時(shí)間即進(jìn)行奧氏體均勻化的時(shí)間。合金元素的擴(kuò)散速率遠(yuǎn)低于碳，并且部分合金元素形成特殊碳化物，

11、使碳的擴(kuò)散速度下降，這些都影響均勻化速度，故合金鋼熱處理時(shí)采用比碳鋼更長(zhǎng)的保溫時(shí)間7. 共析碳鋼加熱至 A1以上，三相共存時(shí)，各相成分及晶體結(jié)構(gòu)。相組成：a + Fe 3C y （A0成分（%C :0.026.690.77晶體結(jié)構(gòu)：b.c.c復(fù)雜斜方 f.c.c&名詞解釋：奧氏體（是碳及各種化學(xué)元素溶于 y -Fe中的固溶體）、奧氏體化（將鋼加熱至 Ac3或Ac1點(diǎn) 以上，以獲得完全或部分奧氏體組織的操作稱作奧氏體化）、奧氏體化溫度（鋼進(jìn)行奧氏體化時(shí)的保溫溫度）、奧氏體化時(shí)間（鋼在奧氏體化溫度的保持時(shí)間）9、AC1、Ar1的物理意義？A1為鋼中奧氏體共析分解轉(zhuǎn)變的平衡溫度，F(xiàn)e-C合金

12、中A1=727 C；AC1是以規(guī)定速度加熱時(shí)，珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的臨界點(diǎn)；Ar1是以規(guī)定速度冷卻時(shí)，過冷奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變的臨界點(diǎn)；10、珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變過程中為什么總是鐵素體先消失？結(jié)合奧氏體晶粒長(zhǎng)大速度說明。在奧氏體晶體長(zhǎng)大過程中，由于奧氏體與鐵素體相界面處的碳濃度差顯著地小于滲碳體和奧氏體相界面處的 碳濃度差，所以，奧氏體只需溶解一小部分滲碳體就會(huì)使奧氏體達(dá)到飽和；同時(shí)，必須溶解大量的鐵素體， 才能使奧氏體的碳含量趨于平衡。所以，奧氏體溶解鐵素體的速度始終大于溶解滲碳體的速度，故在共析鋼 中，總是鐵素體先消失。奧氏體向鐵素體推移速度為：奧氏體向鐵素體推移速度為：D*(1)V Y a =

13、 -K奧氏體向滲碳體推移速度D*V y cem =-K5#6.67-C y cem將(1) / ( 2)得:6.67-C y cemV y cem1。因此，隨奧氏體化溫度升從Fe-C相圖上看，在AC1以上任何溫度下奧氏體化，此速度之比均大大地大于 高，奧氏體向鐵素體的推移速度加快。11、控制奧氏體晶粒長(zhǎng)大的措施1）、合理選擇加熱溫度與加熱時(shí)間在保證奧氏體成分均勻的前提下，快速加熱并短時(shí)保溫能獲得細(xì)小的奧氏體晶粒。2）、合理選擇鋼的原始組織原始組織主要影響奧氏體起始晶粒度。一般來說，原始組織愈細(xì)，碳化物彌散度愈大，所得到的奧氏體起始 晶粒就愈細(xì)小。例如：片狀珠光體比粒狀珠光體容易過熱，因?yàn)槠瑺钐?/p>

14、化物溶解快，轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的速度快，奧氏體形成后 就較早的長(zhǎng)大。在生產(chǎn)中對(duì)于滾珠軸承鋼、工具鋼要求原始組織為粒狀珠光體，原因之一就是這種組織不易 過熱。3）、加入一定量的合金元素12、細(xì)化晶粒的措施可以采用重結(jié)晶處理來細(xì)化晶粒。工件經(jīng)熱加工（鑄造、鍛造、軋制、焊接等）以后，往往造成晶粒粗大，使工件的力學(xué)性能降低，同時(shí)對(duì)最 終熱處理帶來不利的影響。為此，可通過重結(jié)晶來細(xì)化晶粒。例如：對(duì)于有粗大晶粒的亞共析鋼，可以采取完全退火（加熱到Ac3 + 3050C保溫后爐冷）或正火（加熱到Ac3以上保溫后空冷）來細(xì)化晶粒。13、試畫岀亞共析碳鋼、共析碳鋼和過共析碳鋼奧氏體等溫形成示意圖。#4亞共析碳鋼奧 氏

15、體等溫形成°C度溫共析碳鋼奧氏 體等溫形成示10 10 10 10 10時(shí)間，s過共析碳鋼奧 氏體等溫形成714、選擇題：1、提高奧氏體的形成溫度有利于獲得細(xì)小的_da. 實(shí)際晶粒度； b. 起始晶粒度； c. 本質(zhì)晶粒度； d. 都不對(duì)2、氏體中碳原子可能位于鐵原子組成晶胞的 a. 體心; b. 棱邊中心； c. 體心或棱邊中心； d. 體心和棱邊中心；（C原子在Y -Fe點(diǎn)陣中處于由Fe原子組成的八面體中心間隙位置，即面心立方晶胞的中心或棱邊中點(diǎn)）15、綜述奧氏體的主要性能。答：奧氏體是碳溶于 rFe 中的間隙固溶體，碳的溶入，使點(diǎn)陣發(fā)生畸變，從而點(diǎn)陣常數(shù)增大；雖然，大多合金元素

16、為置換型的， 但由于二者的原子半徑不等， 從而亦引起點(diǎn)陣畸變， 上述因素均使奧氏體得到強(qiáng)化。在鋼的各種組織中， A 的比容最小，而線膨脹系數(shù)最大，且為順磁性，根據(jù)這些性能不僅可以定量分析 奧氏體量，測(cè)定相對(duì)開始點(diǎn)，而且可以用來控制熱處理變形及制作功能元器件。A 的導(dǎo)熱系數(shù)較小，僅比滲碳體大，為避免工件的變形，故不宜采用過大的加熱速度。由于奧氏體塑性好，bS較低，易于塑性變形，故工件的塑性變形常常加熱到奧氏體單相區(qū)中進(jìn)行。89奧氏體的形成1. 從熱力學(xué)岀發(fā)，合金相可能存在哪幾種狀態(tài)？試舉例說明。答：按照熱力學(xué)第二定律，隔離體系中，過程自發(fā)的方向?yàn)樽杂赡芙档偷姆较颉？梢耘袛啵w系處于自 由能最低的

17、狀態(tài)為穩(wěn)定狀態(tài)。照此規(guī)律，合金相可以分下述三種狀態(tài)：1) 穩(wěn)定相：在體系中處于自由能最低的相。例如，在室溫存在的鐵素體，在9101394 C存在的奧氏體等；2) 亞穩(wěn)相：在體系中處于自由能較低且與最低自由能位的相由能壘相分隔的相。例如，在室溫存在的滲碳體，馬氏體等；3) 不穩(wěn)定相：在體系中處于自由能較低且與穩(wěn)定相和亞穩(wěn)相之間無能壘相分隔的相。例如，過冷奧氏體等。2. 綜述奧氏體的主要性能。(200字以內(nèi))答：奧氏體是碳溶于 rFe中的間隙固溶體，碳的溶入，使點(diǎn)陣發(fā)生畸變，從而點(diǎn)陣常數(shù)增大；雖然，大 多合金元素為置換型的，但由于二者的原子半徑不等，從而亦引起點(diǎn)陣畸變，上述因素均使奧氏體得到強(qiáng)化。

18、在鋼的各種組織中，A的比容最小，而線膨脹系數(shù)最大，且為順磁性，根據(jù)這些性能不僅可以定量分析 奧氏體量，測(cè)定相對(duì)開始點(diǎn)，而且可以用來控制熱處理變形及制作功能元器件。A的導(dǎo)熱系數(shù)較小，僅比滲碳體大，為避免工件的變形，故不宜采用過大的加熱速度。由于奧氏體塑性好，b S較低，易于塑性變形，故工件的塑性變形常常加熱到奧氏體單相區(qū)中進(jìn)行。3. 畫出Fe-Fe3C亞穩(wěn)平衡圖，說明加熱時(shí)奧氏體的形成機(jī)理。答：加熱時(shí)，奧氏體的形成，是在固態(tài)下實(shí)現(xiàn)的相變，它屬于形核長(zhǎng)大型，是受擴(kuò)散控制的。1) 奧氏體的形核(1) 形核的成分、結(jié)構(gòu)條件由Fe Fe3C相圖知，在 A1溫度® + 民£ o AC%

19、 0.02186.690.77結(jié)構(gòu)體心立方復(fù)雜斜方面心立方可見，轉(zhuǎn)變前的二相與轉(zhuǎn)變產(chǎn)物不僅在成分上，而且在結(jié)構(gòu)上都很大差異。所以，奧氏體的形核需同時(shí) 滿足成分、結(jié)構(gòu)及能量上的要求。(2)形核的自由能判據(jù)珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時(shí)，體系總的自由能變化為At?二A 鳥 + AGf + A®其中 V 小為A與P的自由能差10#-為彈性應(yīng)變能-J為產(chǎn)生新相后引入的界面能由熱力學(xué)知，在A1溫度，丄 '=0，而一-、丄、一-：均為正植，并且僅僅依靠缺陷 以及能量起伏提供的能量，并不能使 AG<0 ，所以相變必須在一定的過熱度下，使得4G甩4 <0，才 能得 AG<0 。由此可

20、見，相變必須在高于 A1的某一溫度下才能發(fā)生，奧氏體才能開始形核。(3)形核位置鑒于相變對(duì)成分、結(jié)構(gòu)以及能量的要求，奧氏體晶核將在F Fe3C相界面上優(yōu)先形成，這是由于： 如所前所述，晶界形核，可以消除部分晶體缺陷而使體系的自由能降低，有利于相變對(duì)能量的要求。 相界面兩邊的碳濃度差大，較易獲得與新相奧氏體相適配的碳濃度，況且碳原子沿晶界擴(kuò)散也較晶內(nèi) 為快，從而加速了奧氏體的形核。 晶界處，原子排列較不規(guī)則，易于產(chǎn)生結(jié)構(gòu)起伏，從而由bcc改組成fcc。一旦在相界面處形成奧氏體核心，則產(chǎn)生三相平衡，且晶核的生長(zhǎng)隨之開始。2) 奧氏體晶核的生長(zhǎng)由于LA的轉(zhuǎn)變是擴(kuò)散型相變，且相變是在較高溫度下進(jìn)行的，

21、二相的自由能差較小，故奧氏體的生長(zhǎng)主要受控于C Fe原子的擴(kuò)散，根據(jù)Fick第一定律，擴(kuò)散通量與濃度梯度成正比，且向著濃度降低的方向進(jìn)行，所以我們只要分析相界面處與奧氏體 晶核內(nèi)部的濃度梯度，就可預(yù)測(cè)晶核長(zhǎng)大的趨勢(shì)。由Fe-Fe3C相圖知（相圖略），P-A時(shí)，將產(chǎn)生兩個(gè)相界面 a + y、Y +Fe3C,而a+ Fe3C相界面消失, 各界面處的濃度為：alFC .C-C （最大）-1-（最小）"：；“一 （中等）從而在Y相內(nèi)產(chǎn)生碳濃度差Ca/£ （雖然在a相內(nèi)亦存在濃度梯度，但比起Y相內(nèi)的要小的多，故予以忽略），從而產(chǎn)生濃度梯度，引起碳的擴(kuò)散；擴(kuò)散的結(jié)果，這就破壞了該溫度下

22、、二丨I"相界面處C原子的平衡，為了得到這種平衡，在''_ 2'-.-相界面處，必須通過 丄；-溶入奧氏體，使J，則奧氏體向 丄;-推進(jìn)了一段距離；與此同時(shí)，在止亠：相界面處，必須通過丁 f，使；"，則奧氏體又向 推進(jìn)一段距離，從而實(shí)現(xiàn)了奧氏體晶核的生長(zhǎng)。由于相界面處的濃度差遠(yuǎn)大于 二：相界面處的濃度差，奧氏體向鐵素體推進(jìn)的速度遠(yuǎn)大于向2'-.-推進(jìn)的速度，所以在奧氏體生長(zhǎng)過程中，往往是鐵素體優(yōu)先消失，而-有剩余。3）殘留Fe3C的溶解由于殘留Fe3C中的C通過擴(kuò)散進(jìn)入奧氏體，而 A中的Fe則通過擴(kuò)散，進(jìn)入 Fe3C陣點(diǎn)，隨之Fe3C中的 C

23、濃度降低，使得復(fù)雜斜方結(jié)構(gòu)變得不穩(wěn)定，逐漸改組為面心立方點(diǎn)陣，實(shí)現(xiàn)了殘留奧氏體的溶解。4）奧氏體成分的均勻化綜上所述，珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的過程是一個(gè)形核長(zhǎng)大的過程，是受擴(kuò)散控制的。由于相變對(duì)成分、結(jié)構(gòu)、能量的要求，A首先在a /Fe3C相界面上形核，從而產(chǎn)生 a / y，Y /Fe3C二個(gè)相界面。奧氏體晶核借助 于相界面上的濃度差而產(chǎn)生的濃度梯度，通過擴(kuò)散生長(zhǎng)。在A生長(zhǎng)過程中，鐵素體優(yōu)先消失，殘留滲碳體則借助于Fe、C原子的擴(kuò)散進(jìn)一步溶解，最后經(jīng)過Fe、C原子在A內(nèi)部的進(jìn)一步擴(kuò)散，而得到成分均勻的奧氏體。4. 綜述奧氏體晶粒度的概念，說明如何加熱可得到細(xì)晶奧氏體。答：晶粒度 晶粒大小的尺度，共

24、分8級(jí)，14級(jí)為粗晶粒；58級(jí)為細(xì)晶粒。超過8級(jí)的為超細(xì)晶粒?？煞譃橄率鋈N： 起始晶粒度。奧氏體轉(zhuǎn)變剛剛完成，其晶粒邊界剛剛接觸時(shí)的晶粒大小。一般地講，這時(shí)的奧氏體由一批 晶粒大小不一，晶粒易彎曲的晶粒組成。 實(shí)際晶粒度：在某一加熱條件下最終獲得的奧氏體晶格大小。它基本決定了熱處理后的晶粒大小及該加熱 條件下奧氏體的性能。 本質(zhì)晶粒度：在一定熱條件下，奧氏體晶粒長(zhǎng)大的傾向，它基本上由鋼材冶煉時(shí)的脫氧方法所決定。條件：930土 10 C，保溫38小時(shí)，晶粒度為14級(jí)，本質(zhì)細(xì)晶結(jié)構(gòu)，而 58級(jí)則為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼2.5個(gè)丫 Fe晶胞中溶入一個(gè)C原5. 設(shè)丫 Fe的點(diǎn)陣常數(shù)為3.64 ?，C的原子半徑

25、為0.77 ?，解：若平均子，則單胞的相對(duì)膨脹量為多大？的八面體間隙半徑為心，則解：依題意，y Fe的點(diǎn)陣常數(shù) a 二 3.64 ?，設(shè) y Fea 723血血一m.?，碳原子進(jìn)入八面體間隙后， 八面體間隙脹24243，故相對(duì)膨脹量為4,大的體積為 ?0.017752.5 *3.643貝氏體轉(zhuǎn)變1在普通的中高碳鋼中，上 B和下B的形成溫度范圍？A1-550 C，P轉(zhuǎn)變（高溫轉(zhuǎn)變）550 C-Ms，B轉(zhuǎn)變（中溫轉(zhuǎn)變）< Ms, M 轉(zhuǎn)變（低溫轉(zhuǎn)變）B轉(zhuǎn)變中，550C - 350 C上B350 C - Ms 下 B貝氏體：過飽和碳的a與彌散分布的碳化物所組成的非層片狀的兩相混合物。2 .在光

26、鏡下，上B和下B的組織形態(tài)特征？根據(jù)電鏡觀察上B和下B中碳化物分布特點(diǎn)及其類型和形狀？上B :（中溫區(qū)上部，550C - 350C，普通中高碳鋼）組織形態(tài)：光鏡下：羽毛狀，電鏡下：在晶界形核，板條狀的a +條間的Ko板條狀的a平行排列，條間的 K粒狀，短桿狀，條狀，有方向性。亞結(jié)構(gòu)：上B的a中，有位錯(cuò)壓結(jié)構(gòu)纏結(jié)。下 B :（ 350 C - Ms ）組織形態(tài)：（可在y晶內(nèi)或晶界形核） 光鏡下：針片狀，互成一定角度，分布雜亂。電鏡下：可在晶界和晶內(nèi)形核，鐵素體片中分布著排列成行的細(xì)片狀或粒狀碳化物，以55-60 0角度與a長(zhǎng)軸相交。下B的碳化物僅分布在鐵素體片內(nèi)部。亞結(jié)構(gòu)：位錯(cuò)（比上 B多）3

27、.粒狀B的形成條件？光鏡下組織形態(tài)？亞結(jié)構(gòu)？粒狀 B的形成條件？律粒狀B的形成條件：形成于比上 B稍高的溫度等溫；形成于低碳鋼或低、中碳合金鋼y化后空冷（熱軋、焊接）。*組織形態(tài)：粒狀組織是由不規(guī)則的塊狀鐵素體和無規(guī)則分布的島狀富碳奧氏體所構(gòu)成亞結(jié)構(gòu)：a中為位錯(cuò)；小島中為孿晶。，4. B轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)特點(diǎn)？分析其原因？較小的 T下，Bs»Ms=G =Gv v Gs * =-Ge ：:： 0 G體積自由能， G表面能， G彈性應(yīng)變能原因：1）由于C的擴(kuò)散，降低了 a b中的C%，使GB J，根據(jù)厶Gy = G - Gb，可知道 G f，驅(qū)動(dòng) 力To2 ）由于碳的脫溶，使 B與丫之間的比容

28、差使得 GeJ,阻力J。5. B 轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)特點(diǎn)？影響 B 轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)因素？B轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)特點(diǎn)：（1）貝氏體轉(zhuǎn)變速度比馬氏體轉(zhuǎn)變速度慢得多 原因是：貝氏體的長(zhǎng)大速度受碳原子從鉄素體中脫溶所控制。（2）貝氏體轉(zhuǎn)變的不完全性，具有自制現(xiàn)象（3）可能與珠光體轉(zhuǎn)變或馬氏體轉(zhuǎn)變重疊影響B(tài)轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)因素：1）化學(xué)成分 C的影響：C強(qiáng)烈的推遲B轉(zhuǎn)變，使鼻尖！（ BsJ） C滄VH 合金元素影響：除Co, Al加速B相變外，其余均使B轉(zhuǎn)變曲線右移，鼻尖J2）y晶粒大小dr T ,VB J ,C曲線向右移3 ） y 化溫度Y化溫度T, K溶解，Y均勻性T , dr T,使VbJ, C曲線右移。4）y 冷卻

29、的不同溫度停留及部分發(fā)生相變的影響。（a）在珠光體相變與貝氏體相變之間的過冷奧氏體穩(wěn)定區(qū)停留時(shí)會(huì)加速隨后 的貝氏體相變速度。（b）在貝氏體形成溫度范圍的高溫區(qū)停留， 形成部分上貝氏體后再冷卻至貝氏 體相變的低溫區(qū)時(shí)，將使下貝氏體相變的孕育期延長(zhǎng)，降低其轉(zhuǎn)變速度， 減少最終貝氏體轉(zhuǎn)變量。（c） 在 Ms 點(diǎn)稍下溫度或在貝氏體形成溫度范圍的低溫區(qū)停留，先形成少量的 馬氏體或下貝氏體后再升高至較高溫度時(shí)， 先形成的馬氏體或下貝氏體都 將使隨后的貝氏體（下貝氏體或上貝氏體）相變加速。5）應(yīng)力及塑變的影響應(yīng)力影響：拉應(yīng)力使 VBT。 塑變的溫度：較高溫度區(qū)域（800C-1000 C）變形，使VbJ;較低

30、溫度區(qū)域（300C-350 °C） 變形，使 VBT。6影響 B 強(qiáng)度和硬度的組織因素？四個(gè)組織因素：1） B中a的晶粒大?。╝條或片的粗細(xì)）（C與形成溫度決定），晶粒越細(xì)小，a T HRCU2）碳化物的彌散度：K彌散度T, a T HRCTo3） 碳和合金元素的固溶強(qiáng)化：碳和合金元素的固溶度T,強(qiáng)化效應(yīng)T,a T HRCto4）位錯(cuò)密度：p T, a T HRCTo附：隨著B形成溫度下降，a b晶粒尺寸T ,K彌散度T , a b中C%T p T（固溶度T）,使 a T HRCT，所 以下B的強(qiáng)度硬度比上B高。7比較上B和下B的機(jī)械性能并解釋原因？強(qiáng)度硬度性能：a下B>a 上

31、 b；韌性：a k下b> a k上b原因：對(duì)于上B:上B中K主要分布在a條間 a條和K分布有明顯的方向性 a和K的尺寸較大對(duì)于下B:下B中a片分布無明顯的方向性 a尺寸小 K成彌散分布。上B中一旦產(chǎn)生裂紋，易擴(kuò)展。 B淬火，必定是指下 B淬火。馬氏體相變1 馬氏體相變最基本的特點(diǎn)是什么?無擴(kuò)散性和切變共格性2. 按金相形態(tài)分，鋼中 M的兩種主要類型是什么？它們的金相形態(tài)特征，亞結(jié)構(gòu)，性能特點(diǎn)各是什么？鋼中M :過飽和碳原子的a - Fe固溶體。按金相形態(tài)分：板條狀和片狀。1）板條狀M （低碳M，位錯(cuò)M）金相形態(tài)：呈板條狀，平行成束分布，顏色較片狀M深。亞結(jié)構(gòu)：位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)（纏結(jié)位錯(cuò)，呈胞狀

32、分布），位錯(cuò)密度很高（隨C %T, pT）。性能特點(diǎn)：具有較高強(qiáng)度，且韌性較好。原因：滑移系T,塑變抗力T,塑韌性T,顯微裂紋少， 不造成脆性增加。2）片狀M （高碳M，孿晶M ）金相形態(tài)：呈片狀（針狀，竹葉狀），馬氏體片間不相互平行，互有一定角度。在一個(gè)成份均勻的y內(nèi)，先形成的第一片M貫穿整個(gè)晶粒，分為兩半，隨后的 M片大小受限制，在M中可見到有明顯的中脊線。亞結(jié)構(gòu)：主要為孿晶，有少量位錯(cuò)。性能特點(diǎn)：具有高強(qiáng)度，但脆性大，韌性很差。原因：滑移系塑變抗力塑韌性顯微裂紋T,脆性T,k分步不均勻，脆性T。附：兩種M的形成條件：>1.0 % C的Y （不是鋼的成分，是Y中碳含量），完全轉(zhuǎn)變成片

33、狀<0.3 % C的丫，完全轉(zhuǎn)變成板條狀 M0.3 %1.0 % C的丫，轉(zhuǎn)變成板條狀 M+片狀M的混合組織C%T Mo% T,使Ms J，有使片狀 M產(chǎn)生的傾向。（>1.0% C的鋼不一定全為片狀 M，因?yàn)榭赡苓€有 Fe3C的成份。3. 鋼中M最主要的性能特點(diǎn)是什么？M的強(qiáng)化機(jī)制？鋼中M最主要的性能特點(diǎn)是：高硬度和高強(qiáng)度。（其硬度隨含碳量增加而增加，強(qiáng)度隨含碳量先增加后 穩(wěn)定。相同碳含量的合金鋼與碳鋼，硬度差不多，合金鋼的強(qiáng)度更大）M的強(qiáng)化機(jī)制：1）固溶強(qiáng)化：碳原子強(qiáng)制固溶于點(diǎn)陣中造成不對(duì)稱畸變，會(huì)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，因而造成硬化和強(qiáng)化。2）相變強(qiáng)化：由M相變的切變特性造成晶體內(nèi)產(chǎn)生大

34、量微觀缺陷（位錯(cuò)，孿晶，層錯(cuò)等），會(huì)阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，使M強(qiáng)化。3）時(shí)效強(qiáng)化：M形成后，碳及合金元素向位錯(cuò)和其它晶體缺陷處偏聚或析岀，釘扎位錯(cuò)，使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受阻，造成 時(shí)效強(qiáng)化。C%T，時(shí)效強(qiáng)化效果越明顯。附：Fe3C分解溶入丫，>Acm加熱后淬火，C%T, HRC J。因?yàn)镃%T, Ms J, 丫 T, M %J，所以HRC J。4. 鋼和鐵合金中M相變動(dòng)力學(xué)有哪幾種類型？降溫轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)特點(diǎn)？相變類型： 降溫轉(zhuǎn)變；（工業(yè)用鋼） 爆發(fā)式轉(zhuǎn)變； 恒（等）溫轉(zhuǎn)變； 表面轉(zhuǎn)變。降溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)特點(diǎn)： 降溫形式：相變時(shí)M轉(zhuǎn)變量只隨溫度下降而增加fM = f（Ms -Tg）Ms-M轉(zhuǎn)變溫度，Tg：實(shí)際

35、降到的溫度 瞬時(shí)形核，瞬時(shí)長(zhǎng)大，不需要孕育期，長(zhǎng)大速度極快。 相變不完整性：100 % M，Ms J，丫匸書上：（一），當(dāng)Y冷到Ms以下時(shí)，在該溫度下能夠形成 M的晶核瞬時(shí)形成，必須不斷降溫才能使M晶核不斷形成；（二）M晶核形成后長(zhǎng)大速度極快，甚至在低溫下，所需激活能小。（三）一個(gè)M單晶長(zhǎng)大到一定尺寸后就不再長(zhǎng)大，而是依靠影響M晶核形成，長(zhǎng)成新的 M。5. 影響M中強(qiáng)韌性的主要因素？M的HRC, b主要取決于碳含量。 M的塑性，韌性主要取決于亞結(jié)構(gòu)。6. Ms點(diǎn)的物理意義？影響 Ms的主要因素？Ms點(diǎn)的物理意義：y和M兩相的化學(xué)自由能之差達(dá)到相變所需要的最小驅(qū)動(dòng)力時(shí)的溫度。G M = - （T

36、0 - Ms）Ms J，汀 f，M To影響Ms的主要因素：1）y的化學(xué)成份C N含量的影響：最顯著，C%T，Ms J （影響低）；合金元素：除Al、Co外，其余Me,使Ms J （影響高）2）y晶粒度的影響：dr f使Ms f，因?yàn)閐r f，晶體缺陷J, bS J使Ms To3）形變和應(yīng)力的影響：形變：a. 在Md Ms之間，可誘發(fā)M轉(zhuǎn)變，Ms f；b. 在Ms Mf之間的形變，促使 M轉(zhuǎn)變，形變量越大，轉(zhuǎn)變的 M %f；c能析出K的丫，塑性變形使K析出，丫中C%J，MeJ， Ms f應(yīng)力：a. 拉應(yīng)力和單向壓應(yīng)力使 Ms f；b. 多向壓應(yīng)力使 Ms Jo4）丫化條件對(duì)Ms的影響：加熱時(shí)間

37、f，保溫時(shí)間f，有利于 C、Co溶入Y中，Ms J; d r f使Ms fo7. 什么是奧氏體穩(wěn)定化？主要表現(xiàn)？種類？轉(zhuǎn)變遲滯效應(yīng)？Y穩(wěn)定化：指Y在淬火過程中，由于外界條件影響而引起其穩(wěn)定性增高的效應(yīng)。（奧氏體內(nèi)部結(jié)構(gòu)在外 界因素作用下發(fā)生某種變化而使奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變呈遲滯的現(xiàn)象。主要表現(xiàn)：1. Ms 點(diǎn)J;2. 轉(zhuǎn)變發(fā)生遲滯，最終 M %J, y%T；3. 對(duì)于恒溫M轉(zhuǎn)變，則使孕育期T, C曲線右移。Y穩(wěn)定化種類：1. 熱穩(wěn)定化：是指y在淬火時(shí)因慢冷或中間停留而造成的穩(wěn)定化。在Ms點(diǎn)以上點(diǎn)停留，使 Ms J,停留時(shí)間T, Ms J多；在Ms點(diǎn)以下點(diǎn)停留一段時(shí)間，繼續(xù)冷卻時(shí)，M轉(zhuǎn)變并不立即進(jìn)

38、行，而是冷過一段溫度后才繼續(xù)轉(zhuǎn)變，這種現(xiàn)象稱“轉(zhuǎn)變遲滯效應(yīng)”。停留溫度一定，隨停留時(shí)間T,穩(wěn)定化程度T轉(zhuǎn)變遲滯T,My%T；停留時(shí)間相同，隨停留溫度穩(wěn)定化程度T；鋼中C%T，穩(wěn)定化程度T,金屬元素中K形成元素，促進(jìn)穩(wěn)定化程度T,非K形成元素，無影響。2. 機(jī)械穩(wěn)定化： y 在淬火過程中受到較大塑性變形而引起的穩(wěn)定化現(xiàn)象。變形溫度穩(wěn)定化程度T,變形量T。M相變?cè)斐纱罅克苄宰冃?，?丫穩(wěn)定化。少量塑性變形反而使 Y穩(wěn)定化降低，稱反穩(wěn)定化。8 何謂淬透性？淬硬性？各與什么有關(guān)？淬透性：表示鋼材接受淬火的能力，即獲得M的能力。淬透性與丫的成份，晶粒度，均勻性有關(guān)，與合金元素關(guān)系大。淬硬性：鋼經(jīng)淬火后內(nèi)

39、能夠達(dá)到的最高硬度。淬硬性與C%T關(guān)，與合金元素關(guān)系不大。9 何謂半 M 組織？臨界硬度？淬透層深度？半M 組織：50% M+50 %非 M的組織。臨界硬度：半 M組織的硬度。隨鋼中 C%增加而增加。淬透層深度：由表面到半 M 組織層的距離。表示淬透性的評(píng)定標(biāo)準(zhǔn)。 端淬曲線拐點(diǎn)處的硬度與半 M 組織的臨界硬度相當(dāng)，所得拐點(diǎn)處的距離可認(rèn)為是淬透層深度。10 表面浮凸現(xiàn)象？共格長(zhǎng)大？共格切變？表面浮凸現(xiàn)象：在預(yù)先拋光的試樣表面觀察到，在 M 形成的地方，會(huì)出現(xiàn)宏觀的傾動(dòng)，通常稱為表面浮 凸現(xiàn)象。共格長(zhǎng)大：在長(zhǎng)大過程中維持共格界面叫共格長(zhǎng)大。 共格切變：新相與母相共有一個(gè)界面，界面上原子移動(dòng)作有規(guī)則

40、的整體協(xié)調(diào)運(yùn)動(dòng)，相鄰原子間的相對(duì)移 動(dòng)距離不超過原子間距。（界面能小，彈性應(yīng)變能很大）。11.位向關(guān)系？ K - S關(guān)系？慣習(xí)面？ 位向關(guān)系：新舊兩相之間一定的晶面（最密排面）和晶向相互平行的關(guān)系。1）K-S 關(guān)系： 011 m 111y； 111m 101y2）西山關(guān)系；3）G-T 關(guān)系。慣習(xí)面： M 總是沿母相的某一晶面開始產(chǎn)生的，這個(gè)晶面在相變過程中不發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)和畸變，稱該晶面的 慣習(xí)面。（慣習(xí)面與 C%有關(guān)系）。淬火鋼回火時(shí)的轉(zhuǎn)變1.試述回火的定義和目的回火：把淬火組織加熱到 A1 一下某一溫度保溫，繼以一定方式冷卻到室溫的一種熱處理工藝 回火目的： 獲得所需要的穩(wěn)定的組織和性能，并消除

41、或減少淬火內(nèi)應(yīng)力，增加塑性、韌性。2回火溫度由低到高依次有那些回火組織？M 形態(tài)回火M （150250'C）:在M基體上分布著大量微細(xì)的 £-k（Fe2.4C），二者保持共格關(guān)系。易腐蝕。 不變。回火T （ 300500C）:在a基體上彌散分布著微小粒狀或片狀。更易腐蝕?；鼗餝 （500600 C）:在a基體中均勻分布著細(xì)粒狀 k,不宜腐蝕。（M形態(tài)開始變化）回火P （>650 C）:在a基體中均勻分布著粗粒狀 k，不易腐蝕。原 M形態(tài)全部消失。（粒狀P的三中形成途徑 丫，M回火，球化退火） 3淬火碳素鋼的回火轉(zhuǎn)變過程（由低溫到高溫）（一）M中碳原子偏聚（V100C）（

42、回火前期階段）C在晶格內(nèi)重新分布T偏聚T降低能量 彈性偏聚:碳原子向位錯(cuò)線偏聚，導(dǎo)致 M 彈性畸變能下降，發(fā)生在 <0.2%C 的 M 中，p T,偏聚可能性T;擴(kuò)散能力T,溶度T,偏聚可能性T 化學(xué)偏聚：在M晶格中丄C軸中的（001）m面上偏聚，并伴有化學(xué)自由能的降低。發(fā)生在>0.2%C的M中（對(duì)電阻率，彈性偏聚電阻率化學(xué)偏聚電阻率T）（二）M的分解（100250 C）（回火第一階段） >0.2%C的M （化學(xué)偏聚，高碳偏聚區(qū)£ -k）a. 沿（001） m析出，成小片狀與M共格b. M中C%J，點(diǎn)陣常數(shù) cj af c/a J 影響M分解的因素：a. 回火溫度f

43、,M分解速度fb. 回火時(shí)間:<0.5h,M 中 C%jj>0.5h，分解速度M>2h,趨于穩(wěn)定 <0.2%C 的MC仍處于偏聚狀態(tài)（三）殘余奧氏體的分解（200300C）（回火第二階段）Y '/回火M,M s點(diǎn)以下回火（低碳M+ £ - k） 下B,M s點(diǎn)以下回火（四）碳化物的轉(zhuǎn)變（ 250450C） （ 回火第三階段 ）£ - kT x F&C, 0 -Fe3C>1.3%C的M的碳化物分解：MT a £ - Fe2.4C，T a £ - Fe2.4C x Fe5C2T a £ - Fe2.4C

44、 x Fe5C2 0 -Fe 3CTa x Fe5C20 -Fe 3CTa 0 0 -Fe3Ca. <0.2%C 的M，由 C 偏聚9 -FesCb. 0.20.4%C 的 M, 由 £ -Fe2.4C 9-FesCc. >0.4%C 的 M,M £ - Fe2.4C x - FesC? 9 -Fe 3C（五）a相的回復(fù)，再結(jié)晶及碳化物的聚集長(zhǎng)大（>400 C）（回火第四階段） a相回復(fù)（>400 C） a相的再結(jié)晶（>600 C ）回復(fù)組織等軸a晶粒，M形態(tài)消失 k聚集長(zhǎng)大>400 C, k開始聚集長(zhǎng)大，細(xì)粒狀 k>600 C,

45、k迅速聚集長(zhǎng)大，粒狀 k （球狀k）機(jī)制：大晶粒吞并小晶粒（六）內(nèi)應(yīng)力變化第一類內(nèi)應(yīng)力：工件區(qū)域間的內(nèi)應(yīng)力（宏觀）：淬火內(nèi)應(yīng)力第二類內(nèi)應(yīng)力：晶粒與晶粒間的內(nèi)應(yīng)力（微觀）：共格切變?cè)斐傻谌悆?nèi)應(yīng)力：晶包內(nèi)的應(yīng)力（微觀）：晶格畸變?cè)斐呻S回火溫度T,內(nèi)應(yīng)力J>350 C，第三類內(nèi)應(yīng)力全部消失回復(fù)完成，第二類內(nèi)應(yīng)力全部消失 a再結(jié)晶后，第一類內(nèi)應(yīng)力全部消失4. 從點(diǎn)陣常數(shù)，顯微組織和a相碳含量諸方面的變化來分析回火時(shí)馬氏體的分解反應(yīng)？影響M分解速度的因素？影響M分解速度的因素：1）Me的作用： 影響C的擴(kuò)散 影響k微粒的聚集速度 影響C從固溶體中脫溶a）非k（弱k）形成元素Ni（Mn）,對(duì)M分解

46、無影響b）強(qiáng)k形成元素Cr、Mo W Ti、V，9?。–在M中的擴(kuò)散激活能） DC J M分解速度Jc）非k形成元素Si、Co,能溶入£ -k中，使£ -k穩(wěn)定，£ -k不易長(zhǎng)大d）溶于a中的Me J C的脫溶，J M分解速度2）回火溫度T, M分解速度T3）回火時(shí)間<0.5h,M 中 C% JJ>0.5h，分解速度M JJ>2h,趨于穩(wěn)定點(diǎn)陣常數(shù)：由于 M中含碳量下降，點(diǎn)陣常數(shù) CJ a T正方度c/a J顯微組織：沿（001）m析出£ - k,成小片狀，并與M基本共格a相含碳量增高5淬火碳鋼回火時(shí)可能出現(xiàn)的碳化物類型及轉(zhuǎn)變機(jī)制

47、63; - Fe2.4C, x - FesQ B -Fe 3Ca. <0.2%C 的M，由 C 偏聚9 -FesCb. 0.20.4%C 的 M,由£ -Fe2.4C 9-FesCc. >0.4%C 的 M，M £ - Fe2.4Cx -Fe5C29 -Fe 3C轉(zhuǎn)變機(jī)制：原位轉(zhuǎn)變（ in-situ ）：在原 k 基礎(chǔ)上發(fā)生成分變化和點(diǎn)陣改組（新 k 慣習(xí)面與舊 k 相同） 獨(dú)立（離位）（ separate ）轉(zhuǎn)變：在其他位置重新形核、長(zhǎng)大、原 k 溶解（新 k 慣習(xí)面與舊 k 不同）6何謂二次硬化？對(duì)二次硬化有貢獻(xiàn)的因素？提高鋼二次硬化效應(yīng)的途徑？二次硬化：某

48、些高碳合金鋼在高溫回火時(shí)析出大量彌散分布的特殊k，導(dǎo)致硬度升高的現(xiàn)象貢獻(xiàn)因素： 特殊 k 的彌散強(qiáng)化（硬化） 特殊k與a之間的共格畸變 a相的位錯(cuò)密度增加提高二次硬化效應(yīng)的途徑： 提高p （如采用低溫形變熱處理），k的彌散度增加 鋼中加入某些Me,使Dk減小，J k的聚集長(zhǎng)大7. 回火穩(wěn)定性？二次淬火？回火穩(wěn)定性：指在回火過程中隨回火溫度的升高，鋼抵抗硬度下降的能力二次淬火：某些淬火高合金鋼在高溫回火后的冷卻過程中所發(fā)生的y'tM現(xiàn)象8回火脆性？第 I ， II 類回火脆性？防止和消除回火脆性的方法？試述鋼的 I， II 類回火脆性的特征？形成 原因？回火脆性：隨著回火溫度升高，a k

49、反而明顯下降的現(xiàn)象稱為回火脆性。第一類回火脆性：（低溫回火脆性，不可逆回火脆性）250400C間出現(xiàn)的回火脆性特征：a不可逆性：在250400C回火出現(xiàn)了回火脆性后，在更高的溫度下回火時(shí)，其脆性消失。再在250400'C回火，不會(huì)重新產(chǎn)生回火脆性。b與回火后冷速無關(guān)c 與雜質(zhì)有關(guān)（ P， Sn， Sb， As）d 斷口是晶間斷裂（沿晶界）e所有工業(yè)鋼都存在著第一類回火脆性形成原因：A £ -k x-k或9 -k沿M片或條的界面呈薄片狀析出，這種k既硬又脆，是造成“ I脆”的主要原因By' T，B或M,使脆性TC 雜質(zhì)元素向晶界偏聚，使晶界斷裂強(qiáng)度下降第II類回火脆性：

50、（高溫回火脆性，可逆回火脆性）400600C間長(zhǎng)時(shí)間回火或回火后慢冷所造成的回火脆性。特征：a 可逆性，已經(jīng)產(chǎn)生“ II 脆”的工件重新在該區(qū)域回火并快冷，則可消除回火脆性，再在該區(qū)域回火并慢冷又會(huì)出現(xiàn)回火脆性b 與回火后冷速有關(guān)c與雜質(zhì)元素（P, Sn, Sb, As）及某些 Me（ Mr, Cr, Ni）有關(guān)d斷口是晶間斷裂e 碳素鋼無第二類回火脆性形成原因：P, Sn, Sb, As等雜質(zhì)元素和 Mr, Cr, Ni等向原y晶界偏聚，降低晶界斷裂強(qiáng)度，增加回火脆性 防止與消除回火脆性的方法：A 提高鋼的純潔度B在合金鋼中加入適量的 Mo, W或TiC 合理選擇熱處理工藝：a不選第二類區(qū)域

51、回火b在450600 C回火后快冷c 對(duì)亞共析鋼，可采用等溫淬火（二相區(qū)加熱淬火）d 采用形變熱處理9回火鋼中形成特殊碳化物的條件？特殊碳化物的形成機(jī)制？鋼中形成特殊 k 的條件（ WC，Mo2C，VC）A含有強(qiáng)k形成元素B 含有足夠多的合金元素和碳含量C在500 C以上回火，保溫足夠長(zhǎng)時(shí)間回火是特殊 k 的形成機(jī)制：A原位轉(zhuǎn)變FeC（ Fe、Me） 3C點(diǎn)陣改組-特殊 k。（ <4%Cr鋼）B獨(dú)立成核長(zhǎng)大。直接 a從中析出特殊k10二次淬火與二次硬化的差異？ 二次淬火：在回火加熱、保溫過程中殘余奧氏體不發(fā)生分解，而在隨后的冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，即所謂 的“二次淬火”現(xiàn)象。二次硬化：回

52、火時(shí)將會(huì)析出細(xì)小的特殊碳化物，導(dǎo)致因回火溫度升高，9-碳化物粗化而軟化的鋼再度硬化，這種現(xiàn)象稱為二次硬化。相同點(diǎn)：二者都是在回火工藝過程中發(fā)生的 不同點(diǎn)：二次淬火是在回火隨后的冷卻過程發(fā)生的，二次硬化是在回火過程中發(fā)生的。硬化的原因：二次淬 火是殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體導(dǎo)致的。二次硬化是回火時(shí)析出細(xì)小的特殊碳化物導(dǎo)致的。11解釋為何合金鋼中有可能發(fā)生二次硬化，而碳鋼中不發(fā)生二次硬化現(xiàn)象。但是，當(dāng)鋼中含有 Mo V W Ta、Nb和Ti等強(qiáng)碳化物形成元素時(shí)，將減弱軟化傾向，即增大了軟化抗力。 當(dāng)馬氏體中含有足夠量的碳化物形成元素時(shí)，在500C以上回火時(shí)將會(huì)析出細(xì)小的特殊碳化物，導(dǎo)致因回火溫度升高，

53、 9 -碳化物粗化而軟化的鋼再度硬化，這種現(xiàn)象稱為二次硬化。有時(shí)二次硬化峰的硬度可能比淬火 硬度還高。但是由于碳鋼中無這些強(qiáng)碳化物形成元素的存在，所以不會(huì)析出細(xì)小的特殊碳化物，所以無二次 硬化現(xiàn)象發(fā)生。12 .試解釋為何 W18Cr4V鋼在回火時(shí)會(huì)發(fā)生在 500600度區(qū)間硬度升高（超過淬火后回火前的硬度），如圖666462600100200300400500600冷至-196 C58回火溫度（°C）解釋：由油冷至 20 C的曲線分析可能有二次淬火現(xiàn)象和二次硬化現(xiàn)象同時(shí)發(fā)生。但是由冷至一196C的曲線分析，在此溫度下殘余奧氏體已經(jīng)大部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，所以在回火過程中的二次淬火現(xiàn)象不會(huì)

54、岀生明顯的 硬化現(xiàn)象?？梢哉J(rèn)為二次淬火現(xiàn)象不是產(chǎn)生硬化的根本原因。所以可以認(rèn)為該現(xiàn)象主要是回火時(shí)析出細(xì)小的 特殊碳化物所產(chǎn)生的二次硬化造成的。13 .某電站汽輪發(fā)電機(jī)轉(zhuǎn)子， 由30CrNi3制成，熱處理工藝為：淬火和550 C回火（回火后緩慢冷卻到室溫） 長(zhǎng)期運(yùn)行后轉(zhuǎn)子發(fā)生沿晶斷裂，造成嚴(yán)重事故。試分析原因并說明這種現(xiàn)象的主要特征、影響因素和機(jī)制。應(yīng)如何預(yù)防此類事故？特征：a可逆性，已經(jīng)產(chǎn)生“ II脆”的工件重新在該區(qū)域回火并快冷，則可消除回火脆性，再在該區(qū)域回火并慢冷 又會(huì)岀現(xiàn)回火脆性b與回火后冷速有關(guān)c與雜質(zhì)元素（P，Sn, Sb, As）及某些 Me（ Mr，Cr，Ni）有關(guān)d斷口是晶間

55、斷裂形成原因：P，Sn，Sb，As等雜質(zhì)元素和 Mn Cr，Ni等向原丫晶界偏聚，降低晶界斷裂強(qiáng)度，增加回火脆性防止與消除回火脆性的方法：A提高鋼的純潔度B在合金鋼中加入適量的 Mo, W或TiC合理選擇熱處理工藝：a不選第二類區(qū)域回火b在450600 C回火后快冷c對(duì)亞共析鋼，可采用等溫淬火（二相區(qū)加熱淬火）d采用形變熱處理固態(tài)相變?cè)砹?xí)題與參考答案作業(yè)題1某一齒輪用鋼（主要化學(xué)成分：0.2%C, 0.3%Si, 0.5%Mn , 1.5%Cr, 3.5%Ni）在經(jīng)過表面滲碳處理后（表面碳濃度到1.0%，然后緩慢冷卻到室溫，假設(shè)冷卻后其表面與心部均為珠光體組織。在考慮表面與心部含碳量不 同的情況下請(qǐng)給出其進(jìn)行最終淬火的奧氏體化溫度，說明理由，并預(yù)測(cè)如果高于（或低于）該溫度會(huì)出現(xiàn)的 結(jié)果。分別畫出在不同奧氏體化溫度下的