材料科學(xué)基礎(chǔ)十套試題含答案

1、“材料科學(xué)基礎(chǔ)（下）”試題（A）適用于金屬材料工程、材料成型與控制工程專業(yè)一、解釋下列名詞（每個(gè)名詞2分，共10分）1、馬氏體轉(zhuǎn)變 是一種固態(tài)相變，是通過母相宏觀切變，原子整體有規(guī)律遷移完成的無擴(kuò)散相變。2、TTT曲線 是過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖，是描述過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變形為，即等溫溫度、等溫時(shí)間和轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的綜合曲線。3、反穩(wěn)定化 在熱穩(wěn)定化上限溫度MC以下，熱穩(wěn)定程度隨溫度的升高而增加；但有些鋼，當(dāng)溫度達(dá)到某一溫度后穩(wěn)定化程度反而下降的現(xiàn)象。4、時(shí)效硬化 時(shí)效合金隨第二相的析出，強(qiáng)度硬度升高而塑性下降的現(xiàn)象稱為時(shí)效硬化。5、珠光體晶粒 在片狀珠光體中，片層排列方向大致相同的區(qū)域稱為珠光體團(tuán)二、說

2、出下符號(hào)的名稱和意義（6分）1、MS 馬氏體點(diǎn)，馬氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度，母相與馬氏體兩相的體積自由能之差達(dá)到相變所需最小驅(qū)動(dòng)值時(shí)的溫度。2、S0 片狀珠光體的片間距離，即一片鐵素體和一片滲碳體的總厚度，或相鄰兩片鐵素體或滲碳體之間的中心距離。3、MC 奧氏體熱穩(wěn)定化的上限溫度，超過此溫度奧氏體將出現(xiàn)熱穩(wěn)定化現(xiàn)象。三、簡(jiǎn)答下各題（每題8分，共40分）1、何謂奧氏體的本質(zhì)晶粒度、起始晶粒度和實(shí)際晶粒度。鋼中彌散析出的第二相對(duì)奧氏體晶粒的長(zhǎng)大有何影響。 起始晶粒度：指臨界溫度以上奧氏體形成剛剛完成，其晶粒邊界剛剛互相接觸時(shí)的晶粒大小。 實(shí)際晶粒度：指在某一熱處理加熱條件下，所得到的晶粒尺寸。 本質(zhì)晶粒

3、度：是根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)實(shí)驗(yàn)條件，在930±10，保溫足夠時(shí)間（38小時(shí)）后，測(cè)定的鋼中奧氏體晶粒的大小。晶粒的長(zhǎng)大主要表現(xiàn)為晶界的移動(dòng)，高度彌散的、難熔的非金屬或金屬化合物顆粒對(duì)晶粒長(zhǎng)大起很大的抑制作用，為了獲得細(xì)小的奧氏體晶粒，必須保證鋼中有足夠數(shù)量和足夠細(xì)小難熔的第二相顆粒。2、片狀珠光體可分為幾類，片間離不同的珠光體在光學(xué)顯微鏡和電子顯微鏡下的形態(tài)特征。 通常所說的珠光體是指在光學(xué)顯微鏡下能清楚分辨出片層狀態(tài)的一類珠光體，而當(dāng)片間距離小到一定程度后，光學(xué)顯微鏡就分辨不出片層的狀態(tài)了。根據(jù)片間距離的大小，通常把珠光體分為普通珠光體、索氏體和屈氏體。 普通珠光體P：S0=15004500

4、Å，光學(xué)顯微鏡下能清晰分辨出片層結(jié)構(gòu)； 索氏體S： S0=8001500 Å，光學(xué)顯微鏡下很難分辨出片層結(jié)構(gòu)； 屈氏體T： S0=8001500 Å，光學(xué)顯微鏡下無法分辨片層結(jié)構(gòu)。 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。3、鋼中馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)如何？碳原子在馬氏體點(diǎn)陣中的分布與馬氏體點(diǎn)陣的正方度有何關(guān)系？ Fe-C合金的馬氏體是C在中的過飽和間隙固溶體。X-射線衍射分析證實(shí)，馬氏體具有體心正方點(diǎn)陣。 通常假設(shè)馬氏體點(diǎn)陣中的C原子優(yōu)先占據(jù)八面體間隙位置的第三亞點(diǎn)陣，即C原子平行于001方向排列。結(jié)果使c軸伸長(zhǎng)，a軸縮短，使體心立方點(diǎn)

5、陣的-Fe變成體心正方點(diǎn)陣的馬氏體，研究表明，并不是所有的C原子都占據(jù)第三亞點(diǎn)陣的位置，通過中子輻照分析的結(jié)論是近80%的C原子優(yōu)先占據(jù)第三亞點(diǎn)陣，而20%的C原子分布其他兩個(gè)亞點(diǎn)陣，即在馬氏體中，C原子呈部分有序分布。4、CCT曲線與等溫轉(zhuǎn)變曲線有何不同？1、共析碳鋼和過共析碳鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖，只有高溫區(qū)的P轉(zhuǎn)變和低溫區(qū)的M轉(zhuǎn)變，而無中溫區(qū)的B轉(zhuǎn)變，亞共析碳鋼可以有B轉(zhuǎn)變。亞共析鋼和過共析鋼有先共析相F和Cem析出線，由于先共析相的析出，可以改變A的C含量，從而使隨后在低溫區(qū)發(fā)生M轉(zhuǎn)變的Ms發(fā)生相應(yīng)的變化。 2、合金鋼的CCT圖，可以有P轉(zhuǎn)變無B轉(zhuǎn)變或只有B轉(zhuǎn)變無P轉(zhuǎn)變等多種不同的情況，具

6、體的情況由加入的合金元素種類和數(shù)量而定。 3、在等溫條件下合金元素推遲過冷A的等溫轉(zhuǎn)變，在連續(xù)冷卻條件下，合金元素也降低過冷A的轉(zhuǎn)變速度，使CCT曲線右移。 4、A晶粒度對(duì)CCT圖的影響規(guī)律是，A晶粒粗大CCT圖移向右下方。 5、連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線位于等溫轉(zhuǎn)變曲線的右下方。這說明連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變的溫度低，孕育期長(zhǎng)。 6、不論P(yáng)轉(zhuǎn)變，還是B轉(zhuǎn)變的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，都只有相當(dāng)于C曲線的上半部分。 7、連續(xù)冷卻時(shí)，在一定的冷卻條件下，A在高溫區(qū)的轉(zhuǎn)變不能完成，余下的A則在中溫區(qū)及低溫的M轉(zhuǎn)變區(qū)繼續(xù)轉(zhuǎn)變，最終得到混合組織。由于在高溫和中溫區(qū)的轉(zhuǎn)變，會(huì)改變余下A的C含量，從而使Ms發(fā)生相應(yīng)的變化。5、何謂二次

7、硬化和二次淬火？以以W18Cr4V鋼的熱處理工藝為例說明二者間的區(qū)別。由于A´本身的穩(wěn)定性高或在P和B區(qū)之間A´比較穩(wěn)定的區(qū)域保持時(shí)， A´可以不發(fā)生分解，而在隨后冷卻時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)镸，這種現(xiàn)象稱為二次淬火。 通常淬火鋼回火時(shí)，硬度隨回火溫度的升高是逐漸下降的，但當(dāng)鋼中含有某些特殊類型碳化物形成元素時(shí)，回火溫度達(dá)到某一溫度后，硬度反而隨回火溫度的升高而升高的現(xiàn)象，稱為二次硬化。 W18Cr4V鋼的正常熱處理工藝為1280加熱淬火，5601小時(shí)三次高溫回火，淬火時(shí)由于奧氏體的穩(wěn)定性較，組織中有大量的殘余奧氏體，在回火時(shí)保溫時(shí)殘余奧氏體不發(fā)生分解，但是鋼中含有W、V等碳化物

8、形成元素，將由馬氏體中析出大量彌散分布的碳化物，使鋼的硬度升高，出現(xiàn)二次硬化。而在隨后勁的冷卻過程中殘余奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，出現(xiàn)二次淬火?？梢姸斡不窃诨鼗鸨剡^程中由于特殊碳化物析出抽至，而二次淬火則是由于殘余奧氏體在回火冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體所至。四、敘述下列各題（共44分）1、以共析碳鋼為例說明奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變的過程，并分析當(dāng)三相共存時(shí)碳的擴(kuò)散規(guī)律？（20分）珠光體相變的領(lǐng)先相 珠光體相變符合一般的相變規(guī)律，是一個(gè)形核及核長(zhǎng)大過程。由于珠光體是由兩個(gè)相組成，因此成核有領(lǐng)先相問題。某些研究認(rèn)為，珠光體形成的領(lǐng)先相，可以隨相變發(fā)生的溫度和奧氏體成分的不同而異。過冷度小時(shí)滲碳體是領(lǐng)先相；

9、過冷度大時(shí)鐵素體是領(lǐng)先相。在亞共析鋼中鐵素體是領(lǐng)先相，在過共析鋼中滲碳體是領(lǐng)先相，而在共析鋼中滲碳體和鐵素體作領(lǐng)先相的趨勢(shì)是相同的。但是，一般認(rèn)為共析鋼中珠光體形成時(shí)的領(lǐng)先相是滲碳體。珠光體的形成機(jī)理(0.77%C) (0.02%C) + cem(6.67%C) (面心立方) （體心立方） （復(fù)雜單斜） 可以看出，珠光體的形成過程，包含著兩個(gè)同時(shí)進(jìn)行的過程，一個(gè)是碳的擴(kuò)散，以生成高碳的滲碳體和低碳的鐵素體；另一個(gè)是晶體點(diǎn)陣的重構(gòu)，由面心立方的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方點(diǎn)陣的鐵素體和復(fù)雜單斜點(diǎn)陣的滲碳體。形核 條件：同樣需要滿足系統(tǒng)內(nèi)的“結(jié)構(gòu)起伏、成分起伏和能量起伏”。 部位：晶核多半產(chǎn)生在奧氏體的晶

10、界上（晶界的交叉點(diǎn)更有利于珠光體晶核形成），或其它晶體缺陷（如位錯(cuò)）比較密集的區(qū)域。當(dāng)奧氏體中碳濃度很不均勻或者有較多未溶解的滲碳體存在時(shí)，珠光體的晶核也可以在奧氏體晶粒內(nèi)出現(xiàn)。片狀珠光體形成過程示意圖 形狀：片狀形核。首先在奧氏體晶界上形成一小片滲碳體，這就可以看成是珠光體轉(zhuǎn)變的晶核。片狀形核的原因是：1新相產(chǎn)生時(shí)引起的應(yīng)變能較?。?片狀伸展時(shí)獲得碳原子的面積增大；3片狀形核時(shí)碳原子的擴(kuò)散距離相對(duì)縮短。長(zhǎng)大片狀珠光體形成時(shí)C的擴(kuò)散示意圖 由于能量、成分和結(jié)構(gòu)的起伏，首先在奧氏體晶界上產(chǎn)生了一小片滲碳體（晶核）。這種片狀珠光體晶核，按非共格擴(kuò)散方式不僅向縱的方向長(zhǎng)大，而且也向橫的方向長(zhǎng)大。滲碳

11、體橫向長(zhǎng)大時(shí)，吸收了兩側(cè)的C原子，而使其兩側(cè)的奧氏體含碳量降低，當(dāng)碳含量降低到足以形成鐵素體時(shí)，就在滲碳體片兩側(cè)出現(xiàn)鐵素體片。新生成的鐵素體片，除了伴隨滲碳體片向縱向長(zhǎng)大外，也向橫向長(zhǎng)大。鐵素體橫向長(zhǎng)大時(shí)，必然要向兩側(cè)的奧氏體中排出多余的C，因而增高側(cè)面奧氏體的C濃度，這就促進(jìn)了另一片滲碳體的形成，出現(xiàn)了新的滲碳體片。如此連續(xù)進(jìn)行下去，就形成了許多鐵素體-滲碳體相間的片層。珠光體的橫向長(zhǎng)大，主要是靠鐵素體和滲碳體片不斷增多實(shí)現(xiàn)的。這時(shí)在晶界的其它部分有可能產(chǎn)生新的晶核（滲碳體小片）。當(dāng)奧氏體中已經(jīng)形成了片層相間的鐵素體與滲碳體的集團(tuán)，繼續(xù)長(zhǎng)大時(shí)，在長(zhǎng)大著的珠光體與奧氏體的相界上，也有可能產(chǎn)生新

12、的具有另一長(zhǎng)大方向的滲碳體晶核，這時(shí)在原始奧氏體中，各種不同取向的珠光體不斷長(zhǎng)大，而在奧氏體晶界上和珠光體-奧氏體相界上，又不斷產(chǎn)生新的晶核，并不斷長(zhǎng)大，直到長(zhǎng)大著的各個(gè)珠光體晶群相碰，奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w時(shí)，珠光體形成即告結(jié)束。 由上述珠光體形成過程可知，珠光體形成時(shí)，縱向長(zhǎng)大是滲碳體片和鐵素體片同時(shí)連續(xù)向奧氏體中延伸；而橫向長(zhǎng)大是滲碳體片與鐵素體片交替堆疊增多。珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)碳的擴(kuò)散規(guī)律 當(dāng)珠光體剛剛出現(xiàn)是時(shí)，在三相共存的情況下，過冷奧氏體的C濃度是不均勻的，C濃度分布情況可由Fe-Fe3C相圖得到，如圖所示，即與鐵素體相接的奧氏體C濃度Cr-a較高，與滲碳體接觸處的奧氏體的C濃度Cr-c

13、em較低。因此在奧氏體中就產(chǎn)生了C濃度差，從而引起了C的擴(kuò)散，其擴(kuò)散示意圖如圖所示。2、試述淬火鋼回火脆性的特征、產(chǎn)生的原因、抑制和消除的方法。（12分）(一)第一類回火脆性特征:（1）具有不可逆性；（2）與回火后的冷卻速度無關(guān)；（3）斷口為沿晶脆性斷口。產(chǎn)生的原因 到目前為止有很多種不同的說法，尚無定論，很可能是多種因素綜合作用的結(jié)果，而對(duì)于不同的鋼材來說，也可能是不同因素所致。大致有以下三種觀點(diǎn)：（1）殘余A轉(zhuǎn)變理論 根據(jù)第一類回火脆性出現(xiàn)的溫度范圍正好與碳鋼回火時(shí)殘余A轉(zhuǎn)變的溫度范圍相對(duì)應(yīng)。但有些鋼第一類回火脆性與殘余A轉(zhuǎn)變并為完全對(duì)應(yīng)，故殘余A轉(zhuǎn)變理論，不能解釋各種鋼的第一類回火脆性。

14、（2）碳化物析出理論 鋼回火時(shí)，-FeXC轉(zhuǎn)變?yōu)?Fe5C2或-Fe3C的溫度與產(chǎn)生第一類回火脆性的溫度相近，而新形成的碳化物呈薄片狀，且沿板條M的板條間、板條束的邊界或片狀M的孿晶帶或晶界上析出，從而使材料的脆性增加?；鼗饻囟热邕M(jìn)一步提高，薄片狀碳化物將聚集長(zhǎng)大和球化，將導(dǎo)致脆性降低，沖擊韌性升高。（3）雜質(zhì)偏聚理論 也有人認(rèn)為，S、P、Sb（銻）、As（砷）等雜質(zhì)元素在回火時(shí)向晶界、亞晶界上偏聚，降低了晶界的斷裂強(qiáng)度，引起了第一類回火脆性。防止方法 目前，第一類回火脆性是無法消除的。沒有一個(gè)有效的熱處理方法能消除鋼中這種回火脆性，除非不在這個(gè)溫度范圍內(nèi)回火，也沒有能夠有效抑制產(chǎn)生這種回火脆

15、性的合金元素。但可以采取以下措施減輕第一類回火脆性。（1）降低鋼中雜質(zhì)元素的含量；（2）用Al脫氧或加入Nb、V、Ti等合金元素細(xì)化A晶粒；（3）加入Mo、W等可以減輕；（4）加入Cr、Si調(diào)整溫度范圍（推向高溫）；（5）采用等溫淬火代替淬火回火工藝。（二）第二類回火脆性1、溫度范圍內(nèi) 450650之間，也稱為高溫回火脆性。2、特征（1）具有可逆性；（2）與回火后的冷卻速度有關(guān)；回火保溫后，緩冷出現(xiàn)，快冷不出現(xiàn)，出現(xiàn)脆化后可重新加熱后快冷消除。（3）與組織狀態(tài)無關(guān)，但以M的脆化傾向大；（4）在脆化區(qū)內(nèi)回火，回火后脆化與冷卻速度無關(guān)；（5）斷口為沿晶脆性斷口。3、產(chǎn)生的機(jī)理 Sb、Sn、P等雜質(zhì)

16、元素向原A晶界偏聚是產(chǎn)生第二類回火脆性的主要原因，而Ni、Cr不僅促進(jìn)雜質(zhì)元素的偏聚，且本身也偏聚，從而降低了晶界的斷裂強(qiáng)度，產(chǎn)生回火脆性。4、防止方法（1）提高鋼材的純度，盡量減少雜質(zhì)；（2）加入適量的Mo、W等有益的合金元素；（3）對(duì)尺寸小、形狀簡(jiǎn)單的零件，采用回火后快冷的方法；（4）采用亞溫淬火（A1A3）：（5）采用高溫形變熱處理，使晶粒超細(xì)化，晶界面積增大，降低雜質(zhì)元素偏聚的濃度。3、說明鋼中板條狀馬氏體和片狀馬氏體的形態(tài)特征，并指出它們的性能差異。（12分）(1)、板條狀馬氏體板條狀馬氏體是低、中碳鋼，馬氏體時(shí)效鋼，不銹鋼等鐵系合金中形成的一種典型的馬氏體組織。馬氏體呈板條狀，一束

17、束排列在原奧氏體晶粒內(nèi)。因其顯微組織是由許多成群的板條組成，故稱為板條馬氏體。對(duì)某些鋼因板條不易浸蝕顯現(xiàn)出來，而往往呈現(xiàn)為塊狀，所以有時(shí)也之為塊狀馬氏體。又因?yàn)檫@種馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為位錯(cuò)，通常也稱為位錯(cuò)型馬氏體。這種馬氏體是由若干個(gè)板條群組成的，也有群狀馬氏體之稱。每個(gè)板條群是由若干個(gè)尺寸大致相同的板條所組織，這些板條成大致平行且方向一定的排列。板條馬氏體與母相奧氏體的晶體學(xué)位向關(guān)系是KS關(guān)系，慣習(xí)面為（111），(2)片狀馬氏體 是鐵系合金中出現(xiàn)的另一種典型的馬氏體組織，常見于淬火高、中碳鋼及高Ni的Fe-Ni合金中。高碳鋼中典型的片狀馬氏體組織如圖16所示。這種馬氏體的空間形態(tài)呈雙凸透鏡

18、片狀，所以也稱之為透鏡片狀馬氏體。因與試樣磨面相截而在顯微鏡下呈現(xiàn)為針狀或竹葉狀，故又稱之為針狀馬氏體或竹葉狀馬氏體。片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為孿晶，因此又稱其為孿晶型馬氏體。 片狀馬氏體的顯微組織特征是，馬氏體片大小不一，馬氏體片不平行，互成一定夾角。第一片馬氏體形成時(shí)貫穿整個(gè)奧氏體晶粒而將奧氏體分割成兩半，使以后形成的馬氏體片大小受到限制，后形成的馬氏體片逐漸變小，即馬氏體形成時(shí)具有分割?yuàn)W氏體晶粒的作用。馬氏體片的大小幾乎完全取決于奧氏體晶粒的大小。片狀馬氏體的慣習(xí)及位向關(guān)系與形成溫度有關(guān)，形成溫度高時(shí)，慣習(xí)面為（225），與奧氏體的位向關(guān)系為KS關(guān)系；形成溫度低時(shí)，慣習(xí)面、（259）為，位

19、向關(guān)系西山關(guān)系，可以爆發(fā)形成，馬氏體片有明顯的中脊。(3)兩種馬氏體性能的差異鋼中馬氏體的性能主要表現(xiàn)為高強(qiáng)度、高硬度的特點(diǎn)。但是，由于鋼在淬火時(shí)所得馬氏體的形態(tài)不同，其力學(xué)性能的表現(xiàn)也是有差異的，通常高碳片狀馬氏體具有高的強(qiáng)度和硬度，但是非常脆，而低碳板條馬氏體具有較高的強(qiáng)度硬度和韌性，特別是韌性較高是低碳板條馬氏體的一大特點(diǎn)?！安牧峡茖W(xué)基礎(chǔ)（下）”試題（B）適用于金屬材料工程、材料成型與控制工程專業(yè)一、解釋下列名詞（每個(gè)名詞2分，共10分）1、組織遺傳；指非平衡組織重新加熱淬火后，其奧氏體晶粒大小仍然保持原奧氏體晶粒大小和形狀的現(xiàn)象。2、相遺傳；母相將其晶體學(xué)缺陷遺傳給新相的現(xiàn)象稱為相遺傳

20、。3、獨(dú)立形核原碳化物回溶到母相中，而新的、更穩(wěn)定的碳化物在其他部位重新形核長(zhǎng)大。4、調(diào)幅分解某些固溶體合金，在一定條件下，能夠不經(jīng)過形核過程，分解為晶體結(jié)構(gòu)相同成份在一定范圍內(nèi)連續(xù)變化的兩相，即溶質(zhì)原子富集與溶質(zhì)原于貧化的兩相，這種固態(tài)相變稱為調(diào)幅分解。5、形變馬氏體 由形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變生成的馬氏體稱為形變馬氏體。二、說出下符號(hào)的名稱和意義（6分）1、Md 形變馬氏體點(diǎn)，能夠形成形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變的上限溫度2、SV 高碳片狀馬氏體顯微裂紋敏感度，單位體積馬氏體組織中，顯微裂紋的面積。3、S0片狀珠光體的片間距離，即一片鐵素體和一片滲碳體的總厚度，或相鄰兩片鐵素體或滲碳體之間的中心距離。三、

21、簡(jiǎn)答下各題（每題8分，共40分）1、鋼在連續(xù)加熱時(shí)珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變有何特點(diǎn)。（1）在一定的加熱速度范圍內(nèi)，臨界點(diǎn)隨加熱速度增大而升高（2）相變是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成的（3）可以獲得超細(xì)晶粒（4）鋼中原始組織的不均勻使連續(xù)加熱時(shí)的奧氏體化溫度升高（5）快速連續(xù)加熱時(shí)形成的奧氏體成分不均勻性增大Cr-a降低，Cr-cem升高。（6）在超快速加熱條件下，鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的點(diǎn)陣改組屬于無擴(kuò)散型相變。2、試從經(jīng)典結(jié)晶理論說明奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線具有“C”字形。 按經(jīng)典結(jié)晶理論，奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變是通過形核長(zhǎng)大完成的。奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)隨過冷度增大臨界形核功減小，這將促進(jìn)奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變，

22、使轉(zhuǎn)變的孕育期縮短，轉(zhuǎn)變速度加快。但是奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變屬于擴(kuò)散型相變，而隨溫度的降低原子的活動(dòng)下降，這又將阻礙奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變，使轉(zhuǎn)變的孕育延長(zhǎng)，轉(zhuǎn)變速度下降。兩個(gè)影響因素互相矛盾，過冷度較小時(shí)，轉(zhuǎn)變溫度較高，臨界形核功的變化起主導(dǎo)作用，隨過冷度增大，孕育期縮短，當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度達(dá)到某一溫度后碳原子擴(kuò)散能力的影響將起主導(dǎo)作用，這又將使孕育期延長(zhǎng)。在這兩個(gè)相互矛盾綜合作用下使奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變曲線呈現(xiàn)出“C”字形。3、鋼中馬氏體相變的熱力學(xué)特點(diǎn)是什么？并說明為什么Md點(diǎn)的上限溫度是T0。 鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變熱力學(xué)特點(diǎn)是，1、熱滯很大，奧氏體只有在很大的過冷度下才能轉(zhuǎn)變成馬氏體；2、馬氏體轉(zhuǎn)變有一固定

23、的溫度，稱為馬氏體點(diǎn)，用MS表示；3、通常馬氏體只能在不斷的降溫過程中才能形成，等溫停留轉(zhuǎn)變將立即停止。當(dāng)溫度低于某一溫度后，馬氏體轉(zhuǎn)變將不能進(jìn)行，此點(diǎn)稱為馬氏體轉(zhuǎn)變終了點(diǎn)，此時(shí)組織中將保留一定數(shù)量的未轉(zhuǎn)變奧氏體，稱為殘余奧氏體；4、MS點(diǎn)可以通過對(duì)奧氏體的塑性變形而升高，使馬氏體轉(zhuǎn)變提前發(fā)生，稱為形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變，能夠發(fā)生形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變的上限溫度稱為形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度，簡(jiǎn)稱形變馬氏體點(diǎn)。 從奧氏體與馬氏體兩相系統(tǒng)的吉布斯自由曲線來看，兩條曲線的交點(diǎn)溫度為T0，即兩相自由能平衡點(diǎn)，奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變必須要在T0溫度以下的一定溫度才能發(fā)生，但可以通過引入塑性變形使MS點(diǎn)升高，通過

24、合適的變形方式能使MS升高到T0溫度，但不能超過T0溫度，因?yàn)樵赥0溫度以上，奧氏體是穩(wěn)定相，而馬氏體的不穩(wěn)定相，換言之，奧氏體如果向馬氏體轉(zhuǎn)變將使系統(tǒng)的自由能升高，這是不可能的。4、鋼中貝氏體組織有那幾種主要形態(tài)？其特征如何？鋼中主要的貝氏體組織有無碳化物貝氏體、上貝氏體、下貝氏體、粒狀貝氏體等。其中無碳化物貝氏體板條鐵素體束及未轉(zhuǎn)變的奧氏體組成，在鐵素體之間為富碳的奧氏體，鐵素體與奧氏體內(nèi)均無碳化物析出，故稱為無碳化物貝氏體，是貝氏體的一種特殊形態(tài)。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(cè)晶粒內(nèi)長(zhǎng)大，鐵素體板條較寬，板條之間的距離也較大。上貝氏

25、體是一種兩相組織，由鐵素體和滲碳體組成。成束大致平行的鐵素體板條自奧氏體晶界向一側(cè)或兩側(cè)奧氏體晶內(nèi)長(zhǎng)入。滲碳體（有時(shí)還有殘余奧氏體）分布于鐵素體板之間，整體在光學(xué)顯微鏡下呈羽毛狀，故可稱上貝氏體為羽毛狀貝氏體。下貝氏體也是一種兩相組織，是由鐵素體和碳化物組成。但鐵素體的形態(tài)及碳化物的分布均不同于上貝氏體。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(guān)。含碳量低時(shí)呈板條狀，含碳量高時(shí)呈透鏡片狀，碳含量中等時(shí)兩種形態(tài)兼有。形核部位大多在奧氏體晶界上，也有相當(dāng)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(xì)的片狀或顆粒狀，排列成行，約以5560°的角度與下貝氏體的長(zhǎng)軸相

26、交，并且僅分布在鐵素體的內(nèi)部。粒狀貝氏體塊狀鐵素體基體和富碳奧氏體區(qū)所組成。由于基中的富碳奧氏體區(qū)一般呈顆粒狀，因而得名。實(shí)際上富碳奧氏體區(qū)一般呈小島狀、小河狀等，形狀是很不規(guī)則，在鐵素體基體呈不連續(xù)平行分布。5、過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線有何特點(diǎn)和用途？ （1）、共析碳鋼和過共析碳鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖，只有高溫區(qū)的P轉(zhuǎn)變和低溫區(qū)的M轉(zhuǎn)變，而無中溫區(qū)的B轉(zhuǎn)變，亞共析碳鋼可以有B轉(zhuǎn)變。亞共析鋼和過共析鋼有先共析相F和Cem析出線，由于先共析相的析出，可以改變A的C含量，從而使隨后在低溫區(qū)發(fā)生M轉(zhuǎn)變的Ms發(fā)生相應(yīng)的變化。 （2）合金鋼的CCT圖，可以有P轉(zhuǎn)變無B轉(zhuǎn)變或只有B轉(zhuǎn)變無P轉(zhuǎn)變等多種不同的情

27、況，具體的情況由加入的合金元素種類和數(shù)量而定。 （3）連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線位于等溫轉(zhuǎn)變曲線的右下方。這說明連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變的溫度低，孕育期長(zhǎng)。 （4）不論P(yáng)轉(zhuǎn)變，還是B轉(zhuǎn)變的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，都只有相當(dāng)于C曲線的上半部分。 （5）連續(xù)冷卻時(shí)，在一定的冷卻條件下，A在高溫區(qū)的轉(zhuǎn)變不能完成，余下的A則在中溫區(qū)及低溫的M轉(zhuǎn)變區(qū)繼續(xù)轉(zhuǎn)變，最終得到混合組織。由于在高溫和中溫區(qū)的轉(zhuǎn)變，會(huì)改變余下A的C含量，從而使Ms發(fā)生相應(yīng)的變化。 用途主要有1、預(yù)計(jì)熱處理后的組織和硬度；2、選擇冷卻規(guī)范、確定淬火介質(zhì)四、敘述下列各題（共44分）1、何謂珠光體團(tuán)、珠光體晶粒。以Fe3C為領(lǐng)先相說明珠光體團(tuán)的形成過程，并說明奧氏體

28、向珠光體轉(zhuǎn)變過程中碳的擴(kuò)散規(guī)律。（20分）在片狀珠光體中，片層排列方向大致相同的區(qū)域稱為珠光體團(tuán)或珠光體晶粒。珠光體的形成機(jī)理(0.77%C) (0.02%C) + cem(6.67%C) (面心立方) （體心立方） （復(fù)雜單斜） 可以看出，珠光體的形成過程，包含著兩個(gè)同時(shí)進(jìn)行的過程，一個(gè)是碳的擴(kuò)散，以生成高碳的滲碳體和低碳的鐵素體；另一個(gè)是晶體點(diǎn)陣的重構(gòu)，由面心立方的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方點(diǎn)陣的鐵素體和復(fù)雜單斜點(diǎn)陣的滲碳體。形核 條件：同樣需要滿足系統(tǒng)內(nèi)的“結(jié)構(gòu)起伏、成分起伏和能量起伏”。 部位：晶核多半產(chǎn)生在奧氏體的晶界上（晶界的交叉點(diǎn)更有利于珠光體晶核形成），或其它晶體缺陷（如位錯(cuò)）比較密

29、集的區(qū)域。當(dāng)奧氏體中碳濃度很不均勻或者有較多未溶解的滲碳體存在時(shí)，珠光體的晶核也可以在奧氏體晶粒內(nèi)出現(xiàn)。片狀珠光體形成過程示意圖 形狀：片狀形核。首先在奧氏體晶界上形成一小片滲碳體，這就可以看成是珠光體轉(zhuǎn)變的晶核。片狀形核的原因是：1新相產(chǎn)生時(shí)引起的應(yīng)變能較小；2片狀伸展時(shí)獲得碳原子的面積增大；3片狀形核時(shí)碳原子的擴(kuò)散距離相對(duì)縮短。長(zhǎng)大片狀珠光體形成時(shí)C的擴(kuò)散示意圖 由于能量、成分和結(jié)構(gòu)的起伏，首先在奧氏體晶界上產(chǎn)生了一小片滲碳體（晶核）。這種片狀珠光體晶核，按非共格擴(kuò)散方式不僅向縱的方向長(zhǎng)大，而且也向橫的方向長(zhǎng)大。滲碳體橫向長(zhǎng)大時(shí)，吸收了兩側(cè)的C原子，而使其兩側(cè)的奧氏體含碳量降低，當(dāng)碳含量降

30、低到足以形成鐵素體時(shí)，就在滲碳體片兩側(cè)出現(xiàn)鐵素體片。新生成的鐵素體片，除了伴隨滲碳體片向縱向長(zhǎng)大外，也向橫向長(zhǎng)大。鐵素體橫向長(zhǎng)大時(shí)，必然要向兩側(cè)的奧氏體中排出多余的C，因而增高側(cè)面奧氏體的C濃度，這就促進(jìn)了另一片滲碳體的形成，出現(xiàn)了新的滲碳體片。如此連續(xù)進(jìn)行下去，就形成了許多鐵素體-滲碳體相間的片層。珠光體的橫向長(zhǎng)大，主要是靠鐵素體和滲碳體片不斷增多實(shí)現(xiàn)的。這時(shí)在晶界的其它部分有可能產(chǎn)生新的晶核（滲碳體小片）。當(dāng)奧氏體中已經(jīng)形成了片層相間的鐵素體與滲碳體的集團(tuán)，繼續(xù)長(zhǎng)大時(shí)，在長(zhǎng)大著的珠光體與奧氏體的相界上，也有可能產(chǎn)生新的具有另一長(zhǎng)大方向的滲碳體晶核，這時(shí)在原始奧氏體中，各種不同取向的珠光體不

31、斷長(zhǎng)大，而在奧氏體晶界上和珠光體-奧氏體相界上，又不斷產(chǎn)生新的晶核，并不斷長(zhǎng)大，直到長(zhǎng)大著的各個(gè)珠光體晶群相碰，奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w時(shí)，珠光體形成即告結(jié)束。 由上述珠光體形成過程可知，珠光體形成時(shí)，縱向長(zhǎng)大是滲碳體片和鐵素體片同時(shí)連續(xù)向奧氏體中延伸；而橫向長(zhǎng)大是滲碳體片與鐵素體片交替堆疊增多。珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)碳的擴(kuò)散規(guī)律 當(dāng)珠光體剛剛出現(xiàn)是時(shí)，在三相共存的情況下，過冷奧氏體的C濃度是不均勻的，C濃度分布情況可由Fe-Fe3C相圖得到，如圖所示，即與鐵素體相接的奧氏體C濃度Cr-a較高，與滲碳體接觸處的奧氏體的C濃度Cr-cem較低。因此在奧氏體中就產(chǎn)生了C濃度差，從而引起了C的擴(kuò)散，其擴(kuò)散示意圖

32、如圖所示。2、鋼中馬氏體高強(qiáng)度和高硬度的本質(zhì)。（12分）（1）相變強(qiáng)化 馬氏體相變的特性造成在晶體內(nèi)產(chǎn)生大量微觀缺陷（位錯(cuò)、孿晶及層錯(cuò)等），使馬氏體強(qiáng)化，即相變強(qiáng)化。無碳馬氏體的屈服極限為284MPa與強(qiáng)化F的S很接近，而退火的F的S僅為98137MPa，也就是說相變強(qiáng)化，使強(qiáng)度提高了147186MPa。（2）固溶強(qiáng)化C原子溶入M點(diǎn)陣中，使扁八面體短軸方向上的Fe原子間距增長(zhǎng)了36%，而另外兩個(gè)方向上則收縮4%，從而使體心立方變成了體心正方點(diǎn)陣，由間隙C原子所造成的這種不對(duì)稱畸變稱為畸變偶極，可以視其為一個(gè)強(qiáng)烈的應(yīng)力場(chǎng)，C原子就在這個(gè)應(yīng)力場(chǎng)的中心，這個(gè)應(yīng)力場(chǎng)與位錯(cuò)產(chǎn)生強(qiáng)烈的交互作用，而使M的強(qiáng)

33、度提高。當(dāng)C%超過0.4%后，由于碳原子靠得太近，使相鄰碳原子所造成的應(yīng)力場(chǎng)相互重迭，以致抵消而降低了強(qiáng)化效應(yīng)。（3）時(shí)效強(qiáng)化 理論計(jì)算得出，在室溫下只要幾分鐘甚至幾秒鐘即可通過C原子擴(kuò)散而產(chǎn)生時(shí)效強(qiáng)化，在-60以上，時(shí)效就能進(jìn)行發(fā)生碳原子偏聚現(xiàn)象，是M自回火的一種表現(xiàn)，C原子含量越高時(shí)效強(qiáng)化效果越大。（4）動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效： M 本來比較軟，在外力作用下通過應(yīng)變時(shí)效才能使強(qiáng)度顯著提高，碳含量越高，應(yīng)變時(shí)效作用越明顯。0.2幾乎與C%無關(guān)且數(shù)值也不高只有196MPa，而2 則隨C%增加而急劇增加。3、試述淬火鋼回火脆性的特征、產(chǎn)生的原因、抑制和消除的方法。（12分）(一)第一類回火脆性特征:（1）

34、具有不可逆性；（2）與回火后的冷卻速度無關(guān)；（3）斷口為沿晶脆性斷口。產(chǎn)生的原因 到目前為止有很多種不同的說法，尚無定論，很可能是多種因素綜合作用的結(jié)果，而對(duì)于不同的鋼材來說，也可能是不同因素所致。大致有以下三種觀點(diǎn)：（1）殘余A轉(zhuǎn)變理論 根據(jù)第一類回火脆性出現(xiàn)的溫度范圍正好與碳鋼回火時(shí)殘余A轉(zhuǎn)變的溫度范圍相對(duì)應(yīng)。但有些鋼第一類回火脆性與殘余A轉(zhuǎn)變并為完全對(duì)應(yīng)，故殘余A轉(zhuǎn)變理論，不能解釋各種鋼的第一類回火脆性。（2）碳化物析出理論 鋼回火時(shí)，-FeXC轉(zhuǎn)變?yōu)?Fe5C2或-Fe3C的溫度與產(chǎn)生第一類回火脆性的溫度相近，而新形成的碳化物呈薄片狀，且沿板條M的板條間、板條束的邊界或片狀M的孿晶帶或

35、晶界上析出，從而使材料的脆性增加?；鼗饻囟热邕M(jìn)一步提高，薄片狀碳化物將聚集長(zhǎng)大和球化，將導(dǎo)致脆性降低，沖擊韌性升高。（3）雜質(zhì)偏聚理論 也有人認(rèn)為，S、P、Sb（銻）、As（砷）等雜質(zhì)元素在回火時(shí)向晶界、亞晶界上偏聚，降低了晶界的斷裂強(qiáng)度，引起了第一類回火脆性。防止方法 目前，第一類回火脆性是無法消除的。沒有一個(gè)有效的熱處理方法能消除鋼中這種回火脆性，除非不在這個(gè)溫度范圍內(nèi)回火，也沒有能夠有效抑制產(chǎn)生這種回火脆性的合金元素。但可以采取以下措施減輕第一類回火脆性。（1）降低鋼中雜質(zhì)元素的含量；（2）用Al脫氧或加入Nb、V、Ti等合金元素細(xì)化A晶粒；（3）加入Mo、W等可以減輕；（4）加入Cr、

36、Si調(diào)整溫度范圍（推向高溫）；（5）采用等溫淬火代替淬火回火工藝。（二）第二類回火脆性1、溫度范圍內(nèi) 450650之間，也稱為高溫回火脆性。2、特征（1）具有可逆性；（2）與回火后的冷卻速度有關(guān)；回火保溫后，緩冷出現(xiàn)，快冷不出現(xiàn)，出現(xiàn)脆化后可重新加熱后快冷消除。（3）與組織狀態(tài)無關(guān)，但以M的脆化傾向大；（4）在脆化區(qū)內(nèi)回火，回火后脆化與冷卻速度無關(guān)；（5）斷口為沿晶脆性斷口。3、產(chǎn)生的機(jī)理 Sb、Sn、P等雜質(zhì)元素向原A晶界偏聚是產(chǎn)生第二類回火脆性的主要原因，而Ni、Cr不僅促進(jìn)雜質(zhì)元素的偏聚，且本身也偏聚，從而降低了晶界的斷裂強(qiáng)度，產(chǎn)生回火脆性。4、防止方法（1）提高鋼材的純度，盡量減少雜質(zhì)

37、；（2）加入適量的Mo、W等有益的合金元素；（3）對(duì)尺寸小、形狀簡(jiǎn)單的零件，采用回火后快冷的方法；（4）采用亞溫淬火（A1A3）：（5）采用高溫形變熱處理，使晶粒超細(xì)化，晶界面積增大，降低雜質(zhì)元素偏聚的濃度。“材料科學(xué)基礎(chǔ)（下）”試題（C）適用于金屬材料工程、材料成型與控制工程專業(yè)、無機(jī)非金屬材料工程一、解釋下列名詞（每個(gè)名詞2分，共10分）1、回火抗力 在合金鋼中，由于合金元素的作用，M分解溫度將推向高溫，即在較高溫度下回火，仍然可以保持相具有一定的過飽和度和細(xì)小的碳化物，使鋼保持較高的強(qiáng)度和硬度。通常把這種性質(zhì)稱為回火穩(wěn)定性。2、原位形核在原碳化物基礎(chǔ)上發(fā)生成分變化和點(diǎn)陣重構(gòu)，形成更穩(wěn)定的

38、碳化物。3、奧氏體本質(zhì)晶粒度是根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)實(shí)驗(yàn)條件，在930±10，保溫足夠時(shí)間（38小時(shí)）后，測(cè)定的鋼中奧氏體晶粒的大小。4、調(diào)幅分解某些固溶體合金，在一定的條件下，能夠不經(jīng)過形核過程，分解為晶體結(jié)構(gòu)相同，成分在一定范圍內(nèi)連續(xù)變化的兩相，即溶質(zhì)原子原子富集與溶質(zhì)原子貧化的兩個(gè)相，這種固態(tài)相變稱為調(diào)幅分解。也叫亞穩(wěn)分解、增幅分解。5、二次硬化通常淬火鋼回火時(shí)，硬度隨回火溫度的升高是逐漸下降的，但當(dāng)鋼中含有某些特殊類型碳化物形成元素時(shí)，回火溫度達(dá)到某一溫度后，硬度反而隨回火溫度的升高而升高的現(xiàn)象，稱為二次硬化。二、說出下符號(hào)的名稱和意義（6分）1、AS 馬氏體逆轉(zhuǎn)變的開始溫度，低于此溫度馬

39、氏體不能向奧氏體轉(zhuǎn)變，即馬氏體逆轉(zhuǎn)變的下限溫度。2、MS 馬氏體點(diǎn)，馬氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度，母相與馬氏體兩相的體積自由能之差達(dá)到相變所需最小驅(qū)動(dòng)值時(shí)的溫度。3、S0片狀珠光體的片間距離，即一片鐵素體和一片滲碳體的總厚度，或相鄰兩片鐵素體或滲碳體之間的中心距離。三、簡(jiǎn)答下各題（每題8分，共40分）1、何謂馬氏體顯微裂紋敏感度？它受那些因素影響？是由于M形成時(shí)互相碰撞形成的，M形成速度極快，相互碰撞或與A晶界相撞時(shí)，將因沖擊而形成相當(dāng)大的應(yīng)力場(chǎng)，又因?yàn)楦咛计瑺頜很脆不能通過滑移或?qū)\生變形來消除應(yīng)力，因此容易形成撞擊裂紋，這種先天性的缺陷使高碳附加了脆性。鋼中M顯微裂形成的難易程度用馬氏體顯微裂紋敏感

40、度來表示。以單位M體積中出現(xiàn)裂紋的面積作為馬氏體內(nèi)形成顯微裂紋的敏感度，用SV（mm-1）表示。影響顯微裂紋敏感度的因素（1）碳含量的影響：是影響SV的主要因素，C%小于1.4%時(shí)隨C%的增加SV急劇增加，當(dāng)C%大于1.4%時(shí)SV隨C%的增加反而下降。C%小于1.4%，M為225慣習(xí)面，而當(dāng)C%大于1.4%，后M為259慣習(xí)面。（2）奧氏體晶粒大小的影響：隨A晶粒直徑的增大SV急劇增加。（3）淬火冷卻溫度的影響：冷卻溫度越低，M轉(zhuǎn)變量越多，殘余奧氏體量越少，SV越大。（4）馬氏體轉(zhuǎn)變量的影響：隨M量的增加SV增大，但當(dāng)M的體積份數(shù)f大于0.27后，SV不再隨f增大。（5）馬氏體片長(zhǎng)度的影響：S

41、V隨M片長(zhǎng)度（即片的最大尺寸）的增大而升高。2、試從經(jīng)典結(jié)晶理論說明奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線具有“C”字形。 按經(jīng)典結(jié)晶理論，奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變是通過形核長(zhǎng)大完成的。奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)隨過冷度增大臨界形核功減小，這將促進(jìn)奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變，使轉(zhuǎn)變的孕育期縮短，轉(zhuǎn)變速度加快。但是奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變屬于擴(kuò)散型相變，而隨溫度的降低原子的活動(dòng)下降，這又將阻礙奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變，使轉(zhuǎn)變的孕育延長(zhǎng)，轉(zhuǎn)變速度下降。兩個(gè)影響因素互相矛盾，過冷度較小時(shí)，轉(zhuǎn)變溫度較高，臨界形核功的變化起主導(dǎo)作用，隨過冷度增大，孕育期縮短，當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度達(dá)到某一溫度后碳原子擴(kuò)散能力的影響將起主導(dǎo)作用，這又將使孕育期延長(zhǎng)。在這兩

42、個(gè)相互矛盾綜合作用下使奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變曲線呈現(xiàn)出“C”字形。3、鋼中馬氏體相變的熱力學(xué)特點(diǎn)是什么？并說明為什么Md點(diǎn)的上限溫度是T0。 鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變熱力學(xué)特點(diǎn)是，1、熱滯很大，奧氏體只有在很大的過冷度下才能轉(zhuǎn)變成馬氏體；2、馬氏體轉(zhuǎn)變有一固定的溫度，稱為馬氏體點(diǎn)，用MS表示；3、通常馬氏體只能在不斷的降溫過程中才能形成，等溫停留轉(zhuǎn)變將立即停止。當(dāng)溫度低于某一溫度后，馬氏體轉(zhuǎn)變將不能進(jìn)行，此點(diǎn)稱為馬氏體轉(zhuǎn)變終了點(diǎn)，此時(shí)組織中將保留一定數(shù)量的未轉(zhuǎn)變奧氏體，稱為殘余奧氏體；4、MS點(diǎn)可以通過對(duì)奧氏體的塑性變形而升高，使馬氏體轉(zhuǎn)變提前發(fā)生，稱為形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變，能夠發(fā)生形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變的上限溫

43、度稱為形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度，簡(jiǎn)稱形變馬氏體點(diǎn)。 從奧氏體與馬氏體兩相系統(tǒng)的吉布斯自由曲線來看，兩條曲線的交點(diǎn)溫度為T0，即兩相自由能平衡點(diǎn)，奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變必須要在T0溫度以下的一定溫度才能發(fā)生，但可以通過引入塑性變形使MS點(diǎn)升高，通過合適的變形方式能使MS升高到T0溫度，但不能超過T0溫度，因?yàn)樵赥0溫度以上，奧氏體是穩(wěn)定相，而馬氏體的不穩(wěn)定相，換言之，奧氏體如果向馬氏體轉(zhuǎn)變將使系統(tǒng)的自由能升高，這是不可能的。4、鋼中上貝氏體和下貝氏體的顯微組織特征。上貝氏體是一種兩相組織，由鐵素體和滲碳體組成。成束大致平行的鐵素體板條自奧氏體晶界向一側(cè)或兩側(cè)奧氏體晶內(nèi)長(zhǎng)入。滲碳體（有時(shí)還有殘余奧

44、氏體）分布于鐵素體板之間，整體在光學(xué)顯微鏡下呈羽毛狀，故可稱上貝氏體為羽毛狀貝氏體。下貝氏體也是一種兩相組織，是由鐵素體和碳化物組成。但鐵素體的形態(tài)及碳化物的分布均不同于上貝氏體。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(guān)。含碳量低時(shí)呈板條狀，含碳量高時(shí)呈透鏡片狀，碳含量中等時(shí)兩種形態(tài)兼有。形核部位大多在奧氏體晶界上，也有相當(dāng)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(xì)的片狀或顆粒狀，排列成行，約以5560°的角度與下貝氏體的長(zhǎng)軸相交，并且僅分布在鐵素體的內(nèi)部。5、何為臨界冷卻速度？影響臨界冷卻速度的因素有那些？ 臨界冷卻速度：連續(xù)冷卻時(shí)，在某幾個(gè)特定的冷

45、卻速度下，所得到的組織將發(fā)生突變，這些冷卻速度稱為臨界冷卻速度。通常所說的臨界冷卻速度是指獲得100%馬氏體轉(zhuǎn)變的最小的冷卻速度。 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。（1）碳含量：低碳鋼隨C含量增加，VC顯著降低，但在0.31.0%范圍內(nèi)，VC下降的不多。C%>1.0%后，隨C含量的增加， VC增高。（2）合金元素的影響：除Co以外，大部分合金元素溶入A中，都增加A的穩(wěn)定性，使VC下降；若未溶入A中，以碳化物形式存在，則會(huì)使VC升高。（3）A晶粒度的影響：隨A晶粒尺寸增大，VC 減小，對(duì)受P轉(zhuǎn)變制約的VC 影響較大，而對(duì)受B轉(zhuǎn)

46、變制約的VC 影響較小。（4）A化溫度的影響：A化溫度升高，A的合金化程度增大，穩(wěn)定性升高，從而使VC 降低。（5）A中非金屬夾雜物和穩(wěn)定碳化物：硫化物、氧化物、氮化物及難溶的穩(wěn)定碳化物，在A化時(shí)，能阻礙A晶粒的長(zhǎng)大，促進(jìn)非M組織的形成，使VC 增大。四、敘述下列各題（共44分）1、以共析碳鋼為例說明奧氏體的形成過程，并討論為什么奧氏體全部形成后還會(huì)有部分滲碳體未溶解？（20分）從珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的轉(zhuǎn)變方程， + Fe3CC% 0.0218 6.69 0.77 晶格類型 體心立方 復(fù)雜斜方 面心立方我們可以看出：珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變包括鐵原子的點(diǎn)陣改組，碳原子的擴(kuò)散和滲碳體的溶解。實(shí)驗(yàn)證明珠光

47、體向奧氏體轉(zhuǎn)變符合一般的相變規(guī)律，是一個(gè)晶核的形成和晶核長(zhǎng)大過程。共析珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變包括奧氏體晶核的形成、晶核的長(zhǎng)大、殘余滲碳體溶解和奧氏體成分均勻化等四個(gè)階段。1、奧氏體的形核（1）形核條件 奧氏體晶核的形成條件是系統(tǒng)的能量、結(jié)構(gòu)和成分起伏。（2）形核部位 奧氏體晶核通常優(yōu)先在鐵素體和滲碳體的相界面上形成，此外，在珠光體團(tuán)的邊界，過冷度較大時(shí)在鐵素體內(nèi)的亞晶界上也都可以成為奧氏體的形核部位。2、奧氏體的長(zhǎng)大共析鋼奧氏體長(zhǎng)大示意圖 奧氏體晶核形成后便開始長(zhǎng)大。奧氏體長(zhǎng)大的機(jī)制可做如下的解釋。在AC1以上某一t1形成一奧氏體晶核。奧氏體晶核形成之后，將產(chǎn)生兩個(gè)新的相界面，一個(gè)是奧氏體與滲碳體

48、相界面，另一個(gè)是奧氏體與鐵素體相界面。為討論問題的方便，我們假定兩個(gè)相界面都是平直的（參見圖）。根據(jù)Fe-Fe3C 相圖可知，奧氏體與鐵素體相鄰的邊界處的碳濃度為C-，奧氏體與滲碳體相鄰的邊界處的碳濃度為C-c。此時(shí)，兩個(gè)邊界處于界面的平衡狀態(tài)，這是系統(tǒng)自由能最低的狀態(tài)。由于C-c>C-，因此，在奧氏體出現(xiàn)碳的濃度梯度，從而引起碳在奧氏體中由高濃度向低濃度的擴(kuò)散，使奧氏體內(nèi)部的碳的分布驅(qū)于均勻分布，即使奧氏體與鐵素體相鄰的邊界處碳濃度升高，而奧氏體與滲碳體相鄰的邊界處碳濃度降低。從而破壞了相界面處的碳濃度平衡，使系統(tǒng)自由能升高。為了恢復(fù)平衡，滲體體勢(shì)必溶入奧氏體，使它們相鄰界面

49、的碳濃度恢復(fù)到C-c，與此同時(shí)，另一個(gè)界面上將發(fā)生鐵素體向奧氏體的晶格改組，使其相鄰邊界的碳濃度恢復(fù)到C-，從而恢復(fù)界面的平衡，降低系統(tǒng)的自由能。這樣相當(dāng)于奧氏體的晶核分別向滲碳體和鐵素體中推移，奧氏體晶核得以長(zhǎng)大。由于界面處碳濃度的恢復(fù)又增加了奧氏體中的碳濃度分布梯度，又會(huì)引起碳在奧氏體中的擴(kuò)散，破壞界面處碳濃度的平衡，引起滲碳體的溶解和鐵素體的轉(zhuǎn)變，再次恢復(fù)平衡。此過程循環(huán)往復(fù)地進(jìn)行，奧氏體便不斷地向鐵素體和滲碳體中長(zhǎng)大。直到將鐵素體和滲碳體消耗完了奧氏體晶核的長(zhǎng)大結(jié)束。 由圖，在鐵素體內(nèi)，鐵素體與滲碳體和鐵素體與奧氏體兩個(gè)相界面之間也存在著碳濃度差C-c-C-，因此，當(dāng)碳在奧氏體中進(jìn)行擴(kuò)

50、散的同時(shí)，在鐵素體中也進(jìn)行著擴(kuò)散。擴(kuò)散的結(jié)果，也將促進(jìn)鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變，從而促進(jìn)奧氏體的長(zhǎng)大。3、剩余滲碳體的溶解 實(shí)驗(yàn)表明在珠光體向奧轉(zhuǎn)變過程中，鐵素體和滲碳體并不是同時(shí)消失，而總是鐵素體首先消失，將有一部分滲碳體殘留下來。這部分滲碳體在鐵素體消失后，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)或溫度的升高，通過碳原子的擴(kuò)散不斷溶入奧氏體中。一旦滲碳體全部溶入奧氏體中，這一階段便告結(jié)束。 為什么鐵素體和滲碳體不能同時(shí)消失，而總有部分滲碳體剩余？ 按相平衡理論，從Fe-Fe3C相圖可以看出，在高于AC1溫度，剛剛形成的奧氏體，靠近Cem的C濃度高于共析成分較少，而靠近F處的C濃度低于共析成分較多（即ES線的斜率較大

51、，GS線的斜率較?。?。所以，在奧氏體剛剛形成時(shí)，即F全部消失時(shí)，奧氏體的平均C濃度低于共析成分，這就進(jìn)一步說明，共析鋼的P剛剛形成的A的平均碳含量降低，低于共析成分，必然有部分碳化物殘留，只有繼續(xù)加熱保溫，殘留碳化物才能逐漸溶解。 碳化物溶入A的機(jī)理，現(xiàn)在還不十分清楚，有人認(rèn)為是通過碳化物中的碳原子向奧氏體中擴(kuò)散和Fe原子向貧碳的滲碳體區(qū)擴(kuò)散，以及Fe3C向A晶體點(diǎn)陣改組來完成的。4、奧氏體成分均勻化 珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時(shí)，在殘留滲碳體剛剛完全溶入奧氏體的情況下，C在奧氏體中的分布是不均勻的。原來為滲碳體的區(qū)域碳含量較高，而原來是鐵素體的區(qū)域，碳含量較低。這種碳濃度的不均勻性隨加熱速度增大而越

52、加嚴(yán)重。因此，只有繼續(xù)加熱或保溫，借助于C原子的擴(kuò)散才能使整個(gè)奧氏體中碳的分布趨于均勻。 以上共析碳鋼珠光體向奧氏體等溫形成過程，可以用下圖形象地表示出來。珠光體向奧氏體等溫轉(zhuǎn)變過程示意圖2、何謂時(shí)效？與回火有何異同？（12分）在析出過程中，合金的機(jī)械性能、物理性能、化學(xué)性能等隨之發(fā)生變化，這種現(xiàn)象稱為時(shí)效。 時(shí)效與回火過程都是過飽和固溶體析出第二相的過程，兩者之間即有相同之處，也有各自的特點(diǎn)，主要表現(xiàn)在以下幾個(gè)方面：1、過飽和固溶體的獲得方式各不相同，馬氏體是由晶體結(jié)構(gòu)不同的母相通過相變轉(zhuǎn)變而成的，而時(shí)效合金中的過飽和固溶體在獲得時(shí)是不發(fā)生晶體結(jié)構(gòu)變化的；2、兩者都是過飽和固溶體的析出過程，

53、第二相析出的過程基本上是相同的，都具有溶質(zhì)偏聚、過渡相析出、最后析出平衡相等不同的階段；3、在析出過程中，隨第二相的析出，固溶體的性能變化規(guī)律也基本上是相同的；4、兩者的目的是不同的，時(shí)效的目的主要是為了提高合金的強(qiáng)度和硬度，而回火的目的主要為了降低脆性、穩(wěn)定組織，通常隨回火溫度的升高強(qiáng)度和硬度下降，而塑性和韌性升高；5、回火時(shí)組織中的殘余奧氏體將發(fā)生相應(yīng)的轉(zhuǎn)變，這是時(shí)效合金中不存在的。3、試述淬火鋼回火脆性的特征、產(chǎn)生的原因、抑制和消除的方法。（12分）(一)第一類回火脆性特征:（1）具有不可逆性；（2）與回火后的冷卻速度無關(guān)；（3）斷口為沿晶脆性斷口。產(chǎn)生的原因 到目前為止有很多種不同的說

54、法，尚無定論，很可能是多種因素綜合作用的結(jié)果，而對(duì)于不同的鋼材來說，也可能是不同因素所致。大致有以下三種觀點(diǎn)：（1）殘余A轉(zhuǎn)變理論 根據(jù)第一類回火脆性出現(xiàn)的溫度范圍正好與碳鋼回火時(shí)殘余A轉(zhuǎn)變的溫度范圍相對(duì)應(yīng)。但有些鋼第一類回火脆性與殘余A轉(zhuǎn)變并為完全對(duì)應(yīng)，故殘余A轉(zhuǎn)變理論，不能解釋各種鋼的第一類回火脆性。（2）碳化物析出理論 鋼回火時(shí)，-FeXC轉(zhuǎn)變?yōu)?Fe5C2或-Fe3C的溫度與產(chǎn)生第一類回火脆性的溫度相近，而新形成的碳化物呈薄片狀，且沿板條M的板條間、板條束的邊界或片狀M的孿晶帶或晶界上析出，從而使材料的脆性增加?；鼗饻囟热邕M(jìn)一步提高，薄片狀碳化物將聚集長(zhǎng)大和球化，將導(dǎo)致脆性降低，沖擊韌

55、性升高。（3）雜質(zhì)偏聚理論 也有人認(rèn)為，S、P、Sb（銻）、As（砷）等雜質(zhì)元素在回火時(shí)向晶界、亞晶界上偏聚，降低了晶界的斷裂強(qiáng)度，引起了第一類回火脆性。防止方法 目前，第一類回火脆性是無法消除的。沒有一個(gè)有效的熱處理方法能消除鋼中這種回火脆性，除非不在這個(gè)溫度范圍內(nèi)回火，也沒有能夠有效抑制產(chǎn)生這種回火脆性的合金元素。但可以采取以下措施減輕第一類回火脆性。（1）降低鋼中雜質(zhì)元素的含量；（2）用Al脫氧或加入Nb、V、Ti等合金元素細(xì)化A晶粒；（3）加入Mo、W等可以減輕；（4）加入Cr、Si調(diào)整溫度范圍（推向高溫）；（5）采用等溫淬火代替淬火回火工藝。（二）第二類回火脆性1、溫度范圍內(nèi) 450

56、650之間，也稱為高溫回火脆性。2、特征（1）具有可逆性；（2）與回火后的冷卻速度有關(guān)；回火保溫后，緩冷出現(xiàn)，快冷不出現(xiàn)，出現(xiàn)脆化后可重新加熱后快冷消除。（3）與組織狀態(tài)無關(guān)，但以M的脆化傾向大；（4）在脆化區(qū)內(nèi)回火，回火后脆化與冷卻速度無關(guān)；（5）斷口為沿晶脆性斷口。3、產(chǎn)生的機(jī)理 Sb、Sn、P等雜質(zhì)元素向原A晶界偏聚是產(chǎn)生第二類回火脆性的主要原因，而Ni、Cr不僅促進(jìn)雜質(zhì)元素的偏聚，且本身也偏聚，從而降低了晶界的斷裂強(qiáng)度，產(chǎn)生回火脆性。4、防止方法（1）提高鋼材的純度，盡量減少雜質(zhì)；（2）加入適量的Mo、W等有益的合金元素；（3）對(duì)尺寸小、形狀簡(jiǎn)單的零件，采用回火后快冷的方法；（4）采用亞溫淬火（A1A3）：（5）采用高溫形變熱處理，使晶粒超細(xì)化，晶界面積增大，降低雜質(zhì)元素偏聚的濃度?！安牧峡茖W(xué)基礎(chǔ)（下）”試題（D）適用于金屬材料工程、材料成型與控制工程、無機(jī)非金屬材料工程專業(yè)一、解釋下列名詞（每個(gè)名詞2分，共10分）1、二次珠光體轉(zhuǎn)