金屬學與熱處理課后習題答案第六章

第六章金屬及合金的塑性變形和斷裂6-1鋅單晶體試樣截面積A=78.5mm2，經(jīng)拉伸試驗測定的有關數(shù)據(jù)如下表：屈服載荷/N620252184148174273525φ角（°）83621765λ角（°）26384663τk（Mpa）cosλcosφσs（Mpa）根據(jù)以上數(shù)據(jù)求出臨界分切應力τk并填入上表求出屈服載荷下的取向因子，作出取向因子和屈服應力的關系曲線，說明取向因子對屈服應力的影響。答：需臨界臨界分切應力的計算公式：τk=σscosφcosλ，σs為屈服強度=屈服載荷/截面積需要注意的是：在拉伸試驗時，滑移面受大小相等，方向相反的一對軸向力的作用。當載荷與法線夾角φ為鈍角時，則按φ的補角做余弦計算。cosφcosλ稱作取向因子，由表中σs和cosφcosλ的數(shù)值可以看出，隨著取向因子的增大，屈服應力逐漸減小。cosφcosλ的最大值是φ、λ均為45度時，數(shù)值為0.5，此時σs為最小值，金屬最易發(fā)生滑移，這種取向稱為軟取向。當外力與滑移面平行（φ=90°）或垂直（λ=90°）時，cosφcosλ為0，則無論τk數(shù)值如何，σs均為無窮大，表示晶體在此情況下根本無法滑移，這種取向稱為硬取向。6-2畫出銅晶體的一個晶胞，在晶胞上指出：1）發(fā)生滑移的一個滑移面2）在這一晶面上發(fā)生滑移的一個方向3）滑移面上的原子密度與{001}等其他晶面相比有何差別4）沿滑移方向的原子間距與其他方向有何差別。答：解答此題首先要知道銅在室溫時的晶體結構是面心立方。發(fā)生滑移的滑移面通常是晶體的密排面，也就是原子密度最大的晶面。在面心立方晶格中的密排面是{111}晶面。發(fā)生滑移的滑移方向通常是晶體的密排方向，也就是原子密度最大的晶向，在{111}晶面中的密排方向<110>晶向。{111}晶面的原子密度為原子密度最大的晶面，其值為2，{001}晶面的原子密度為1.5/a2滑移方向通常是晶體的密排方向，也就是原子密度高于其他晶向，原子排列緊密，原子間距小于其他晶向，其值為1.414/a。6-3假定有一銅單晶體，其表面恰好平行于晶體的（001）晶面，若在[001]晶向施加應力，使該晶體在所有可能的滑移面上滑移，并在上述晶面上產(chǎn)生相應的滑移線，試預計在表面上可能看到的滑移線形貌。答：對受力后的晶體表面進行拋光，在金相顯微鏡下可以觀察到在拋光的表面上出現(xiàn)許多相互平行的滑移帶。在電子顯微鏡下，每條滑移帶是由一組相互平行的滑移線組成，這些滑移線實際上是晶體中位錯滑移至晶體表面產(chǎn)生的一個個小臺階，其高度約為1000個原子間距。相臨近的一組小臺階在宏觀上反映的就是一個大臺階，即滑移帶。所以晶體表面上的滑移線形貌是臺階高度約為1000個原子間距的一個個小臺階。6-4試用多晶體的塑性變形過程說明金屬晶粒越細強度越高、塑性越好的原因？答：多晶體的塑性變形過程：多晶體中由于各晶粒的位向不同，則各滑移系的取向也不同，因此在外加拉伸力的作用下，各滑移系上的分切應力也不相同。由此可見，多晶體中各個晶粒并不是同時發(fā)生塑性變形，只有那些取向最有利的晶粒隨著外力的增加最先發(fā)生塑性變形。晶粒發(fā)生塑性變形就意味著滑移面上的位錯源已開啟，位錯將會源源不斷地沿著滑移面上的滑移方向運動。但是，由于相鄰晶粒的位向不同，滑移系的取向也不同，因此運動著的位錯不能夠越過晶界，滑移不能發(fā)展到相鄰晶粒中，于是位錯在晶界處受阻，形成位錯的平面塞積群。位錯平面塞積群在其前沿附近造成很大的應力集中，這一集中應力與不斷增加的外加載荷相疊加，使相鄰晶粒某些滑移系上的分切應力達到臨界值，于是位錯源開動，開始塑性變形。為了協(xié)調已發(fā)生變形的晶粒形狀的改變，要求相鄰晶粒必須進行多系滑移，這樣就會使越來越多的晶粒參與塑性變形。在多晶體的塑性變形中，由外加載荷直接引起塑性變形的晶粒只占少數(shù)，不產(chǎn)生明顯的宏觀效果，多數(shù)晶粒的塑性變形是由已塑性變形的晶粒中位錯平面塞積群所造成的應力集中所引起，并造成一定的宏觀塑性變形效果。多晶體的塑性變形具有不均勻性。由于各晶粒間以及晶粒內和晶界位向不同的影響，各個晶粒間及晶粒內的變形都是不均勻的。晶粒越細強度越高、塑性越好的原因：強度：由多晶體的塑性變形過程可知，多數(shù)晶粒的塑性變形是由先塑性變形晶粒中的位錯平面塞積群引起的應力集中于外加載荷相疊加而引起的。由位錯運動理論可以得知，位錯塞積群在障礙處產(chǎn)生的應力集中與位錯數(shù)目有關，位錯數(shù)目越多，造成的應力集中越大，而位錯數(shù)目與位錯源到障礙物的距離成正比。所以晶粒越小，位錯源到障礙物（晶界）的距離越短，位錯數(shù)目越少，造成的應力集中越小，此時如果要是相鄰晶粒發(fā)生塑性變形，則需要較大的外加載荷，也就是抵抗塑性變形的能力月強，強度越高。塑性：由多晶體的塑性變形過程可知，多晶體的塑性變形具有不均勻性。晶粒越細，各晶粒間或晶粒內部與晶界處的應變相差越小，變形較均勻，相對來說因不均勻變形產(chǎn)生應力集中引起開裂的機率較小，這就有可能在斷裂前承受較大的塑性變形量，可以得到較高的伸長率和斷面收縮率。韌性：由于細晶粒的變形較均勻，不易產(chǎn)生應力集中裂紋，而且晶粒越細晶界面積越大，對裂紋擴展的阻力越大，因此在斷裂過程中可以吸收更多的能量，表現(xiàn)出較高的韌性。6-5口杯采用低碳鋼板冷沖而成，如果鋼板的晶粒大小很不均勻，那么沖壓后常常發(fā)現(xiàn)口杯底部出現(xiàn)裂紋，這是為什么？答：裂紋原因：低碳鋼板冷沖時，各部分的塑性變形是不均勻的，在口杯局內在宏觀內應力。由于多晶體晶粒變形的不均勻性，加上原始晶粒大小不一，則更加促進了變形的不均勻性，由此產(chǎn)生較大的第二類內應力。所以，沖壓后口杯底部出現(xiàn)裂紋的原因是由鋼板不均勻變形產(chǎn)生的宏觀內應力和晶粒變形不均勻造成的內應力相疊加，超過了鋼板的斷裂強度，出現(xiàn)裂紋。6-6滑移與孿生有何區(qū)別，試比較它們在塑性變形過程中的作用。答：滑移定義：晶體在切應力作用下，晶體的一部分相對于另一部分沿某些晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）發(fā)生滑動的現(xiàn)象。本質：滑移并不是晶體的一部分相對于另一部分作整體的剛性移動，而是位錯在切應力的作用下沿著滑移面上的滑移方向逐步移動的結果。孿生定義：晶體在切應力作用下，晶體的一部分沿一定的晶面（孿生面）和一定的晶向（孿生方向）相對于另一部分晶體做均勻地切變；在切變區(qū)域內，與孿生面平行的的每層原子的切變量與它距離孿生面的距離成正比，而且不是原子間距的整數(shù)倍，這種切變不會改變晶體的點陣類型，但可使變形部分晶體的位向發(fā)生變化，并與未變形部分的晶體以孿晶界為分界面構成鏡面對稱的位向關系。通常把對稱的兩部分晶體稱為孿晶，而將形成孿晶的過程稱為孿生?；圃谒苄宰冃芜^程中的作用：在常溫和低溫下金屬的塑性變形主要通過滑移方式進行。晶體中滑移系越多，則可供滑移采用的空間位向越多，塑性變形越容易進行。當沿滑移面上滑移方向的分切應力達到臨界分切應力時，滑移就可進行，而且位錯只需一個很小的切應力就可以實現(xiàn)運動。在晶體發(fā)生滑移的同時，滑移面和滑移方向會發(fā)生轉動，造成滑移系取向的變化，有可能使其他滑移系的分切應力達到臨界值，產(chǎn)生多滑移現(xiàn)象，促進晶體的塑性變形。孿生在塑性變形過程中的作用：孿生對塑性變形的貢獻比滑移要小。孿生的臨界分切應力要比滑移的臨界分切應力大得多，只有在滑移很難進行的條件下，晶體才進行孿生變形。但是，由于孿生后變形部分的晶體位向發(fā)生改變，可能會使原來處于不利取向的滑移系轉變?yōu)樾碌挠欣∠?，這樣可以激發(fā)晶體的進一步塑性變形。所以當金屬中存在大量孿晶時，可以促進塑性變形。6-7試述金屬經(jīng)塑性變形后組織結構與性能之間的關系，闡明加工硬化在機械零構件生產(chǎn)和服役過程中的重要意義。答：金屬塑性變形后組織結構與性能之間的關系：金屬塑性變形后，晶粒形狀發(fā)生變化，沿變形方向伸長，當變形量很大時出現(xiàn)纖維組織，使金屬的力學性能呈方向性。金屬塑性變形后，晶體中的亞結構得到細化，形成大量的胞狀亞結構。位錯密度增加，位錯相互交割出現(xiàn)位錯割階和位錯纏結現(xiàn)象，產(chǎn)生加工硬化，硬度、強度增加，塑性、韌性降低。金屬塑性變形后，當變形量很大時，多晶體中原為任意取向的各個晶粒逐漸調整其取向而趨于彼此一致，產(chǎn)生形變織構。金屬性能表現(xiàn)為各向異性。金屬塑性變形后，晶體缺陷增加，產(chǎn)生大量的空位?？瘴辉黾?，電阻率增大，導電性能和導熱性能略為下降。內能增加，化學性提高，耐腐蝕性能降低。加工硬化在機械零件生產(chǎn)和服役過程中的重要意義：加工硬化：金屬在塑性變形過程中，隨著變形程度的增加，金屬的硬度、強度增加，而塑性、韌性下降的現(xiàn)象。又稱形變強化。原因：隨著塑性變形的進行，位錯密度不斷增大，位錯在運動時的相互交割加劇，產(chǎn)生位錯割階和位錯纏結等障礙，使位錯運動的阻力增大，造成晶體的塑性變形抗力增大。在零件生產(chǎn)中的意義：對于用熱處理方法不能強化的材料來說，可以用加工硬化方法提高其強度。如塑性很好而強度較低的鋁、銅及某些不銹鋼，在生產(chǎn)中往往制成冷拔棒材或冷軋板材使用。加工硬化也是某些工件或半成品能夠加工成型的重要因素。例如鋼絲冷拔過程中產(chǎn)生加工硬化保證其不被拉斷。在零件使用過程中的意義：提高零件在使用過程中的安全性。零件在使用過程中各個部位的受力是不均勻的，往往會在某些部位產(chǎn)生應力集中和過載現(xiàn)象，使該處產(chǎn)生塑性變形。如果沒有加工硬化，則該處變形會越來越大直至斷裂。正是由于加工硬化的原因，這種偶爾過載部位的變形會因為強度的增加而自行停止，從而提高零件的安全性。需要指出的是：加工硬化現(xiàn)象也會給零件生產(chǎn)和使用帶來一些不利因素金屬隨著塑性變形程度的增加，塑性變形抗力不斷增大，進一步的變形就必須增大設備功率，增加能源動力的消耗。金屬經(jīng)加工硬化后，塑性大為降低，在使用過程中，如果繼續(xù)變形容易導致開裂。6-8金屬材料經(jīng)塑性變形后為什么會保留殘留內應力，研究這部分內應力有什么意義？答：殘留內應力的形成原因：金屬材料經(jīng)塑性變形后，外力所做的功大部分轉化為熱能消耗掉，但尚有一小部分（約占總變形功的10%）保留在金屬內部，形成殘留內應力。主要分為以下三類：宏觀內應力（第一類內應力）：它是由于金屬材料各部分的不均勻變形引起的，是整個物體范圍內處于平衡的力。微觀內應力（第二類內應力）：它是由于晶粒或亞晶粒不均勻變形而引起的，是在晶?；騺喚Я７秶鷥忍幱谄胶獾牧?。點陣畸變（第三類內應力）：它是由于塑性變形使金屬內部產(chǎn)生大量的位錯和空位，使點陣中的一部分原子偏離其平衡位置，造成點陣畸變。它是只在晶界、滑移面等附近不多的原子群范圍內保持平衡的力。研究這部分內應力的意義：通常情況下，殘留內應力的存在對金屬材料的力學性能是有害的，它會導致材料的變形、開裂和產(chǎn)生應力腐蝕，降低材料的力學性能。但是當工件表面殘留一薄層壓應力時，可以在服役時抵消一部分外加載荷，反而對使用壽命有利。因此，研究這部分內應力可以降低其對金屬材料的損害，甚至可以利用內應力來提高工件的使用壽命。6-9何謂脆性斷裂和塑性斷裂，若在材料中存在裂紋時，試述裂紋對脆性材料和塑性材料斷裂過程的影響。答：塑性斷裂：又稱為延性斷裂，斷裂前發(fā)生大量的宏觀塑性變形，斷裂時承受的工程應力大于材料的屈服強度。脆性斷裂：又稱為低應力斷裂，斷裂前極少有或沒有宏觀塑性變形，但在局部區(qū)域仍存在一定的微觀塑性變形，斷裂時承受的工程應力通常不超過材料的屈服強度，甚至低于按宏觀強度理論確定的許用應力。裂紋對材料斷裂的影響：當存在裂紋的材料受到外力作用時，會在裂紋尖端附近產(chǎn)生復雜的應力狀態(tài)，并引起應力集中。對于塑性材料，在外力作用下裂紋尖端區(qū)域的應力集中很快會超過材料的屈服極限，形成塑性變形區(qū)，微孔很容易在此變形區(qū)形成、擴大，并與裂紋連接，使裂紋失穩(wěn)擴展，導致材料發(fā)生斷裂。對于脆性材料，其塑性較差，在裂紋尖端區(qū)域出現(xiàn)析出質點的幾率很大，因此，一旦在裂紋尖端附近形成一個不大的塑性變形區(qū)后，此區(qū)的析出相質點附近就可能形成微孔并導致裂紋失穩(wěn)擴展，直至斷裂。此時整個裂紋界面的平均應力σc仍低于σ0.2，也就是說含裂紋的脆性材料往往表現(xiàn)出低應力斷裂，但斷裂源于微孔聚集方式，微觀斷口形貌仍具有韌窩特征。6-10何謂斷裂韌度，它在機械設計中有何功用？答：應力強度因子：材料中不可避免的存在裂紋，當含有裂紋的材料受外加應力σ作用時，裂紋尖端應力場的各應力分量中均有一個共同因子KI（KI=σ√πa，a為裂紋長度的一半），用KI表示裂紋尖端應力場的強弱，簡稱應力強度因子。斷裂韌度：當外加應力達到臨界值σc時，裂紋開始失穩(wěn)擴展，引起斷裂，相應地KI值增加到臨界值Kc，這個臨界應力場強度因子Kc稱為材料的斷裂韌度，可以通過實驗測得。平面應變斷裂韌度：對同一材料來說，Kc取決于材料的厚度：隨著厚度的增加，Kc單調減小至一常數(shù)KIc，這時裂紋尖端區(qū)域處于平面應變狀態(tài)，KIc稱為平面應變斷裂韌度。在機械設計中的功用：確定構件的安全性。根據(jù)探傷測定構件中的缺陷尺寸，在確定構件工作應力后，即可算出裂紋尖端應力強度因子KI。與構件材料的KIc相比，如果KI＜KIc，則構件安全，否則有脆斷危險。確定構件承載能力。根據(jù)探傷測出構件中最大裂紋尺寸，通過實驗測得材料的KIc，就可由σc=KIc/√πa計算出斷裂應力，從而確定構件的安全承載能力。確定臨界裂紋尺寸。若已知材料KIc的和構件的實際工作應力，則可根據(jù)ac=KIc2/πσc2求出臨界裂紋尺寸。如果探傷測定構件實際裂紋尺寸a＜2ac，則構件安全，否則有脆斷危險。第四章鐵碳合金4-1分析Wc=0.2%，Wc=0.6%，Wc=1.2%，的鐵碳合金從液態(tài)平衡冷卻至室溫的轉變過程，用冷卻曲線和組織示意圖說明各階段的組織，并分別計算室溫下的相組成物及組織組成物的含量。答：Wc=0.2%的轉變過程及相組成物和組織組成物含量計算轉變過程：1）液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金中按勻晶轉變析出δ鐵素體，L≒δ，組織為液相+δ鐵素體2）液態(tài)合金冷卻至包晶溫點（1495℃），液相合金和δ鐵素體發(fā)生包晶轉變，形成奧氏體γ，L+δ≒γ，由于Wc=0.2%高于包晶點0.17%，因此組織為奧氏體加部分液相。3）繼續(xù)冷卻，部分液相發(fā)生勻晶轉變析出奧氏體γ，直至消耗完所有液相，全部轉變?yōu)閵W氏體組織。4）當合金冷卻至與鐵素體先共析線相交時，從奧氏體中析出先共析鐵素體α，組織為奧氏體+先共析鐵素體5）當合金冷卻至共析溫度時，奧氏體碳含量沿鐵素體先共析線變化至共析點碳含量，發(fā)生共析轉變γ≒α+Fe3C，此時組織為先共析鐵素體+珠光體6）繼續(xù)冷卻，先共析鐵素體和珠光體中的鐵素體都將析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，可忽略不計。所以室溫下的組織為：先共析鐵素體+珠光體。組織含量計算：組織含量計算：Wα（先）=（0.77-0.2）/（0.77-0.0218）×100%≈76.2%，Wp=1-Wα（先）≈23.8%相含量計算：Wα=（6.69-0.2）/（6.69-0.0218）×100%≈%，WFe3C=1-Wα≈2.7%Wc=0.6%的轉變過程及相組成物和組織組成物含量計算轉變過程：1）液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金處按勻晶轉變析出奧氏體，L≒γ，組織為液相+奧氏體。2）繼續(xù)冷卻，直至消耗完所有液相，全部轉變?yōu)閵W氏體組織。4）當合金冷卻至與鐵素體先共析線相交時，從奧氏體中析出先共析鐵素體α，組織為奧氏體+先共析鐵素體5）當合金冷卻至共析溫度（727℃）時，奧氏體碳含量沿鐵素體先共析線變化至共析點，發(fā)生共析轉變γ≒α+Fe3C，此時組織為先共析鐵素體+珠光體6）珠光體中的鐵素體都將析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，可忽略不計。所以室溫下的組織為：先共析二次滲碳體+珠光體組織含量計算：組織含量計算：Wα（先））=（0.77-0.6）/（0.77-0.0218）×100%≈22.7%，Wp=1-Wα（先）≈77.3%相含量計算：Wα=（6.69-0.6）/（6.69-0.0218）×100%≈%，WFe3C=1-Wα≈8.7%Wc=1.2%的轉變過程及相組成物和組織組成物含量計算轉變過程：1）液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金處按勻晶轉變析出奧氏體，L≒γ，組織為液相+奧氏體。2）繼續(xù)冷卻，直至消耗完所有液相，全部轉變?yōu)閵W氏體組織。3）當合金冷卻至與滲碳體先共析線（碳在奧氏體中的溶解度曲線）相交時，從奧氏體中析出先共析二次滲碳體，組織為奧氏體+先共析二次滲碳體4）當溫度冷卻至共析溫度（727℃）時，奧氏體碳含量沿溶解度曲線變化至共析點碳含量，發(fā)生共析轉變γ≒α+Fe3C，組織為珠光體+先共析二次滲碳體5）珠光體中的鐵素體都將析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，可忽略不計。所以室溫下的組織為：先共析二次滲碳體+珠光體組織含量計算：組織含量計算：WFe3C（先）=（1.2-0.77）/（6.69-0.77）×100%≈7.3%，Wp=1-WFe3C（先）≈92.7%相含量計算：Wα=（6.69-1.2）/（6.69-0.0218）×100%≈%，WFe3C=1-Wα≈16.7%4-2分析Wc=3.5%，Wc=4.7%的鐵碳合金從液態(tài)到室溫的平衡結晶過程，畫出冷卻曲線和組織變化示意圖，并計算室溫下的組織組成物和相組成物。答：1、Wc=3.5%的轉變過程及相組成物和組織組成物含量計算轉變過程：1）液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金中按勻晶轉變析出奧氏體，L≒γ，組織為液相合金+奧氏體。2）當合金溫度冷卻至共晶溫度（1127℃）時，液相合金中的含碳量變化至共晶點，液相合金發(fā)生共晶轉變L≒γ+Fe3C，組織為共晶萊氏體Ld+奧氏體。3）溫度繼續(xù)降低，勻晶奧氏體和萊氏體中的奧氏體將析出二次滲碳體。所以組織為：奧氏體+萊氏體+二次滲碳體。4）當溫度降低至共析溫度（727℃），奧氏體中的碳含量變化值共析點，發(fā)生共析轉變形成珠光體，γ≒α+Fe3C，組織為珠光體（低溫萊氏體L’d）+二次滲碳體。5）繼續(xù)冷卻，珠光體中的鐵素體將會析出按此滲碳，但數(shù)量很少，可以忽略不計。所以室溫下的組織為：珠光體（低溫萊氏體L’d）+滲碳體（二次滲碳體+共晶滲碳體）。組織含量計算：組織含量計算：WFe3CⅡ={（2.11-0.77）/（6.69-0.77）}×{（6.69-3.5）/（6.69-2.11）}×100%≈%WFe3C（共）={（4.3-2.11）/（6.69-2.11）}×{（3.5-2.11）/（4.3-2.11）}×100%≈%WL’d=1-WFe3C（共）-WFe3CⅡ=≈50.2%相含量計算：Wα={（6.69-0.77）/（6.69-0.0218）}×WL’d×100%≈%，WFe3C=1-Wα≈55.4%2、Wc=4.7%的轉變過程及相組成物和組織組成物含量計算轉變過程：1）液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金中按勻晶轉變析出粗大的滲碳體，稱為一次滲碳體，L≒Fe3CⅠ，組織為液相合金+Fe3CⅠ。2）當合金溫度冷卻至共晶溫度（1127℃）時，液相合金中的含碳量變化至共晶點，液相合金發(fā)生共晶轉變L≒γ+Fe3C，組織為共晶萊氏體Ld+Fe3CⅠ。3）溫度繼續(xù)降低，共晶萊氏體中的奧氏體將析出二次滲碳體，組織為：萊氏體+一次滲碳體+二次滲碳體。4）當溫度降低至共析溫度（727℃），共晶萊氏體中奧氏體中的碳含量變化至共析點，發(fā)生共析轉變形成珠光體，γ≒α+Fe3C，此時組織為：珠光體（低溫萊氏體L’d）+一次滲碳體+二次滲碳體。5）繼續(xù)冷卻，珠光體中的鐵素體將會析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，可以忽略不計。所以室溫下的組織為：珠光體（低溫萊氏體L’d）+滲碳體（一次滲碳體+二次滲碳體+共晶滲碳體）。組織含量計算：組織含量計算：WL’d={（6.69-2.11）/（6.69-0.77）}×{（6.69-4.7）/（6.69-2.11）}×100%≈%WFe3C=1-WL’d≈66.5%相含量計算：Wα={（6.69-0.77）/（6.69-0.0218）}×WL’d×100%≈%，WFe3C=1-Wα≈80.3%4-3計算鐵碳合金中二次滲碳體和三次滲碳體最大可能含量。答：二次滲碳體最大含量：我們知道二次滲碳體是從奧氏體中析出的，隨奧氏體的含量增多，二次滲碳體的含量增多。而且二次滲碳體的含量隨著奧氏體中的碳含量增加而增大所以根據(jù)鐵碳相圖，當鐵碳合金中的碳含量為2.11%可以或多最多的奧氏體含量以及最大的奧氏體含碳量，也就是所可以得到最多的二次滲碳體含量。其含量=（2.11-0.77）/（6.69-0.77）×100%≈%三次滲碳體最大含量：我們知道三次滲碳體是從鐵素體中析出的，所以必然隨著鐵素體的含量增多而增多。而且要析出滲碳體必須要足夠的碳含量，所以鐵素體中的碳含量越多，越容易析出三次滲碳體。根據(jù)鐵碳相圖，當鐵碳合金中的碳含量為0.0218%時，可以獲得最多的鐵素體含量。其含量=×100%≈%4-4分別計算萊氏體中共晶滲碳體、二次滲碳體、共析滲碳體的含量。答：共晶滲碳體含量：WFe3C（晶）=（4.3-2.11）/（6.69-2.11）×100%≈%，WA=1-WFe3C（共）≈%二次滲碳體含量：WFe3CⅡ=（2.11-0.77）/（6.69-0.77）×WA×100%≈%共析滲碳體含量：WFe3C（析）={（0.77-0.0218）/（6.69-0.0218）}×（WA-WFe3CⅡ）×100%≈%4-5為了區(qū)分兩種弄混的碳鋼，工作人員分別截取了A、B兩塊試樣，加熱至850℃保溫后以極慢的速度冷卻至室溫，觀察金相組織，結果如下：A試樣的先共析鐵素體面積為41.6%，珠光體的面積為%。B試樣的二次滲碳體的面積為7.3%，珠光體的面積為92.7%。設鐵素體和滲碳體的密度相同，鐵素體中的含碳量為零，試求A、B兩種碳鋼含碳量。答：對于A試樣：設A含碳量為X%，由題述知先共析鐵素體含量為41.6%可以得到41.6%={（0.77-X）/0.77}×100%，得出X≈0.45，所以A中含碳量為0.45%。對于A試樣：設B含碳量為Y%，由題述知二次滲碳體含量為7.3%可以得到7.3%={（Y-0.77）/(6.69-0.77)}×100%，得出Y≈1.2，所以B中含碳量為1.2%。4-6利用鐵碳相圖說明鐵碳合金的成分、組織和性能之間的關系。答：成分和組織之間的關系：從相組成的角度，不論成分如何變化，鐵碳合金在室溫下的平衡組織都是由鐵素體和滲碳體兩相組成。當碳含量為零，鐵碳合金全部由鐵素體組成，隨著碳含量的增加鐵素體的含量呈直線下降，直到碳含量為6.69%時，鐵素體含量為零，滲碳體含量則由零增至100%。含碳量的變化還會引起組織的變化。隨著成分的變化，將會引起不同性質的結晶和相變過程，從而得到不同的組織。隨著含碳量的增加，鐵碳合金的組織變化順序為：F→F+P→P→P