固态相变部分复习提纲 2

1、固态相变部分（60分）试题类型：一、 选择题（20分）二、 名词解释（20分）1 何谓奥氏体本质晶粒度？ （3分） 答：根据标准试验方法，在930±10，保温38小时后测定的奥氏体晶粒大小。、2何谓奥氏体热稳定化？ （3分） 答：淬火时因缓慢冷却或在冷却过程中停留引起奥氏体稳定性提高，而使马氏体转变迟滞的现象。3何谓二次硬化？ （4分） 答：含有Mo、V、W、Nb、Ti等合金元素的钢淬火后回火时，随温度升高，析出特殊碳化物，导致钢的再度硬化的现象。 4Ms点的定义及其物理意义是什么？ （5分） 答：马氏体转变开始温度，即奥氏体和马氏体的两相自由能差达到相变所需的最小驱动力值时的温度。

2、5写出马氏体相变的K-S位向关系和西山位向关系。（5分）答： K-S关系：111110；<110><111> 西山关系：111110；<112><110>6简述马氏体相变的主要特征。 （10分）答：切变共格和表面浮凸现象； 无扩散性； 具有一定的位向关系和惯习面； 在一个温度范围内完成相变（Ms-Mf），大于某一临界冷速； 可逆性，有As点和Af点； 钢中马氏体转变速度极快；7简述淬火碳钢回火时的组织转变概况。 （15分）答：马氏体中碳的偏聚(回火前期阶段时效阶段) 80-100以下 板条马氏体，C原子向位错线附近偏聚，马氏体弹性畸变能下降。 片

3、状马氏体，大多数C在某些晶面上富集，形成小片状富碳区，这种偏聚称为予沉淀聚集。 马氏体分解(回火第一阶段转变)100-250 含碳量较高的片状马氏体发生分解，马氏体中的C降低，正方度c/a减小。分解机构：<150为双相分解，>150为连续式分解。分解产物：过饱和度下降的马氏体弥散分布的亚稳碳化物(-FexC)。-FexC的结构为密排六方点阵，惯析面为100，并与母相保持一定的位向关系，形态为条状薄片。 <0.2%C的低碳马氏体在不析出-FexC。C原子仍继续在位错线附近偏聚。 残余奥氏体转变(回火第二阶段转变) 200-300 C>0.4%时，淬火碳钢中有较多的残余奥氏

4、体存在，在此温度下发生分解，转变为下贝氏体。如果温度较高，残余奥氏体可能转变为珠光体。 碳化物转变(回火第三阶段转变)250-400。 碳钢马氏体中过饱和C几乎全部脱溶，并形成比-FexC更稳定的碳化物。在碳钢中马氏体分解完成温度为350，此时马氏体基体中C为0.001-0.02%，达到平衡含碳量。 比-FexC更稳定的碳化物有两种： 较低温度时为-碳化物，Fe5C2，单斜晶系，惯析面112。 较高温度时为-碳化物，Fe3C，正交晶系，惯析面110和112。碳化物的聚集长大和相的回复再结晶 >400。 超过400，渗碳体开始聚集和球化；超过600后，渗碳体迅速聚集并粗化，与基体的共格关系

5、被破坏，形成球状（粒状）渗碳体并长大。 超过400时，马氏体发生明显的回复。板条马氏体内的位错逐渐消失，位错密度降低，剩余位错重新排列成两维位错网络，形成亚晶粒。片状马氏体中的挛晶消失，由位错胞所取代。淬火应力基本消除。但马氏体的外形仍然被保留。 超过600时，相发生再结晶，由位错密度较低的等轴状-Fe晶粒逐步取代回复后的细条状或片状马氏体组织。最终形成等轴-Fe晶粒和分散分布的球状Fe3C组织（回火索氏体）。8简述第二类回火脆性的主要特征、影响因素和机制。为防止这类脆断事故，应选用哪种合金钢，热处理工艺应注意什么？ （15分）答：第二类回火脆性亦称为高温回火脆，在450-600出现。 主要特

6、征：对回火后的冷却速度敏感。慢冷产生，快冷可消除或减轻。 可逆性。脆化状态试样，重新回火并快冷，可恢复韧性； 韧化状态试样，重新回火并慢冷，又重新脆化。 其断口呈沿晶断裂 影响因素：主要是化学成分 钢中出现回火脆性，需含有一定的碳含量。 钢中出现回火脆性，需含有一定量的Mn或Cr。 加入P、As、Sb等增大回火脆性敏感性。 加入Mo、W等能减弱回火脆性敏感性。 奥氏体化温度提高，回火脆性敏感性增大。 机制：一般认为，P、As、Sb等杂质因素向原始奥氏体晶界偏聚是其主要原因。 预防措施：选用含Mo钢。 选用有害杂质元素极少的高纯度钢。 采用回火后快冷+更低温度的一次补充回火。 对亚共析钢采用亚温

7、淬火，使P等元素溶入残留相中，减少其向原奥氏体晶界的扁聚。 采用形变热处理方法，减弱回火脆性。钢中奥氏体形成部分1.粒状P（珠光体）、粗片状P、细片状P、马氏体，转变为奥氏体时，其转变速度有何差别？组织对Vr的影响：珠光体层片间距减小，碳的浓度梯度增大，使碳原子的扩散速度加快，而碳原子扩散距离也减小，这些都增大奥氏体的长大速度。钢的原始组织愈细小，奥氏体的形成速度愈快。原始组织中碳化物形状对奥氏体形成速度也有一定影响。相界面大，易于溶解，加热时奥氏体容易形成。对于非平衡组织M，加热析出的K的弥散度很大。粒状P（珠光体）< 粗片状P < 细片状P < 马氏体2.有名义成分相同的

8、A、B两件钢，经不同加热温度淬火后的性能变化不同，随淬火加热温度升高，钢A的K（冲击韧性）值渐渐下降，钢B的K值基本不变，但高于950时，快速降低，分析其原因。 原因为，A为本质粗晶粒钢，其经理大小随着温度的升高而稳定的增加，所以其K随晶粒度的增大而逐渐减小；而B为本质细晶粒钢，在其晶粒粗化温度（950）以下升温时，晶粒大小保持稳定。当加热到950，即其晶粒粗化温度时，其晶粒开始强烈地长大，由于这个原因，表现出K的突然下降。3.共析钢P（珠光体）（奥氏体）转变过程有哪些阶段组成。a. 晶核的形成：通常在/Fe3C相界面上b. 晶核的长大:奥氏体晶核向及Fe3C两个方向长大,机理：界面推移长大c

9、. 残留碳化物的溶解：升高温度，延长保温时间，使残留碳化物溶解d. 均匀化4. （奥氏体）晶粒度的三个基本概念?晶粒粗化温度？ 起始晶粒度：在临界温度以上，奥氏体形成刚刚完成，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小 实际晶粒度：在某一加热条件下所得到的实际奥氏体晶粒大小 本质晶粒度：根据标准实验方法，在930+10保温足够时间（38小时）后，测得的奥氏体晶粒大小 晶粒粗化温度：本质细晶粒钢加热时，晶粒开始强烈长大的温度。5. （奥氏体）晶粒大小对性能有什么影响？ a.对强度的影响： 根据Hall-Patch公式，0.2=0+Kd-0.5，0.2 和d-0.5成反比，即d越小，0.2越大。 b.对冲

10、击韧性的影响： 奥氏体晶粒尺寸对钢的韧性有决定性影响，d，K6.为什么合金钢热处理时采用比碳钢更长的保温时间？ 保温时间即进行奥氏体均匀化的时间。合金元素的扩散速率远低于碳，并且部分合金元素形成特殊碳化物，使碳的扩散速度下降，这些都影响均匀化速度，故合金钢热处理时采用比碳钢更长的保温时间7.共析碳钢加热至A1以上，三相共存时，各相成分及晶体结构。 相组成： + Fe3C （>A1） 成分（%C）： 0.02 6.69 0.77晶体结构： b.c.c 复杂斜方 f.c.c8、名词解释：奥氏体（是碳及各种化学元素溶于-Fe中的固溶体） 、奥氏体化（将钢加热至Ac3或Ac1点以上，以获得完全或

11、部分奥氏体组织的操作称作奥氏体化）、奥氏体化温度（钢进行奥氏体化时的保温温度）、奥氏体化时间（钢在奥氏体化温度的保持时间）9、A1、AC1、Ar1的物理意义？ A1为钢中奥氏体共析分解转变的平衡温度，Fe-C合金中A1=727；AC1是以规定速度加热时，珠光体向奥氏体转变的临界点；Ar1是以规定速度冷却时，过冷奥氏体向珠光体转变的临界点； 10、珠光体向奥氏体转变过程中为什么总是铁素体先消失？结合奥氏体晶粒长大速度说明。 在奥氏体晶体长大过程中，由于奥氏体与铁素体相界面处的碳浓度差显著地小于渗碳体和奥氏体相界面处的碳浓度差，所以，奥氏体只需溶解一小部分渗碳体就会使奥氏体达到饱和；同时，必须溶解

12、大量的铁素体，才能使奥氏体的碳含量趋于平衡。所以，奥氏体溶解铁素体的速度始终大于溶解渗碳体的速度，故在共析钢中，总是铁素体先消失。奥氏体向铁素体推移速度为：奥氏体向铁素体推移速度为： D*V= -K (1) C- C-奥氏体向渗碳体推移速度: D* Vcem = -K (2) 6.67-Ccem将（1）/（2）得： V 6.67-Ccem Vcem C- C-从Fe-C相图上看，在AC1以上任何温度下奥氏体化，此速度之比均大大地大于1。因此，随奥氏体化温度升高，奥氏体向铁素体的推移速度加快。 11、控制奥氏体晶粒长大的措施1）、合理选择加热温度与加热时间在保证奥氏体成分均匀的前提下，

13、快速加热并短时保温能获得细小的奥氏体晶粒。2）、合理选择钢的原始组织原始组织主要影响奥氏体起始晶粒度。一般来说，原始组织愈细，碳化物弥散度愈大，所得到的奥氏体起始晶粒就愈细小。 例如：片状珠光体比粒状珠光体容易过热，因为片状碳化物溶解快，转变为奥氏体的速度快，奥氏体形成后就较早的长大。在生产中对于滚珠轴承钢、工具钢要求原始组织为粒状珠光体，原因之一就是这种组织不易过热。3）、加入一定量的合金元素12、细化晶粒的措施可以采用重结晶处理来细化晶粒。工件经热加工（铸造、锻造、轧制、焊接等）以后，往往造成晶粒粗大，使工件的力学性能降低，同时对最终热处理带来不利的影响。为此，可通过重结晶来细化晶粒。例如

14、：对于有粗大晶粒的亚共析钢，可以采取完全退火（加热到Ac33050 保温后炉冷）或正火（加热到Ac3以上 保温后空冷）来细化晶粒。13、试画出亚共析碳钢、共析碳钢和过共析碳钢奥氏体等温形成示意图。F+P+APF F+AC亚共析碳钢奥氏体等温形成示意图共析碳钢奥氏体等温形成示意图C+P+APC 过共析碳钢奥氏体等温形成示意图14、选择题：1、提高奥氏体的形成温度有利于获得细小的_d_a. 实际晶粒度； b. 起始晶粒度；c. 本质晶粒度；d. 都不对2、 氏体中碳原子可能位于铁原子组成晶胞的_a. 体心; b. 棱边中心；c. 体心或棱边中心；d. 体心和棱边中心；（C原子在-Fe点阵中处于由F

15、e原子组成的八面体中心间隙位置，即面心立方晶胞的中心或棱边中点）15、综述奥氏体的主要性能。答：奥氏体是碳溶于rFe中的间隙固溶体，碳的溶入，使点阵发生畸变，从而点阵常数增大；虽然，大多合金元素为置换型的，但由于二者的原子半径不等，从而亦引起点阵畸变，上述因素均使奥氏体得到强化。 在钢的各种组织中，A的比容最小，而线膨胀系数最大，且为顺磁性，根据这些性能不仅可以定量分析奥氏体量，测定相对开始点，而且可以用来控制热处理变形及制作功能元器件。 A的导热系数较小，仅比渗碳体大，为避免工件的变形，故不宜采用过大的加热速度。 由于奥氏体塑性好，S较低，易于塑性变形，故工件的塑性变形常常加热到奥氏体单相区

16、中进行。奥氏体的形成1 从热力学出发，合金相可能存在哪几种状态？试举例说明。 答：按照热力学第二定律，隔离体系中，过程自发的方向为自由能降低的方向。可以判断，体系处于自由能最低的状态为稳定状态。照此规律，合金相可以分下述三种状态： 1）           稳定相：在体系中处于自由能最低的相。例如，在室温存在的铁素体，在9101394存在的奥氏体等； 2）           亚稳相：在

17、体系中处于自由能较低且与最低自由能位的相由能垒相分隔的相。例如，在室温存在的渗碳体，马氏体等； 3）           不稳定相：在体系中处于自由能较低且与稳定相和亚稳相之间无能垒相分隔的相。例如，过冷奥氏体等。 2  综述奥氏体的主要性能。（200字以内） 答：奥氏体是碳溶于rFe中的间隙固溶体，碳的溶入，使点阵发生畸变，从而点阵常数增大；虽然，大多合金元素为置换型的，但由于二者的原子半径不等，从而亦引起点阵畸变，上述因素均使奥氏体得到强化。 在钢的各种组织中，A的比容最小，而线膨

18、胀系数最大，且为顺磁性，根据这些性能不仅可以定量分析奥氏体量，测定相对开始点，而且可以用来控制热处理变形及制作功能元器件。 A的导热系数较小，仅比渗碳体大，为避免工件的变形，故不宜采用过大的加热速度。 由于奥氏体塑性好，S较低，易于塑性变形，故工件的塑性变形常常加热到奥氏体单相区中进行。 3  画出Fe-Fe3C亚稳平衡图，说明加热时奥氏体的形成机理。 答：加热时，奥氏体的形成，是在固态下实现的相变，它属于形核长大型，是受扩散控制的。 1）奥氏体的形核 （1）          

19、60;   形核的成分、结构条件 由 FeFe3C 相图知，在A1温度 C% 0.0218 6.69 0.77 结构 体心立方 复杂斜方 面心立方 可见，转变前的二相与转变产物不仅在成分上，而且在结构上都很大差异。所以，奥氏体的形核需同时满足成分、结构及能量上的要求。 （2）              形核的自由能判据 珠光体转变为奥氏体时，体系总的自由能变化为 其中 为与的自由能差 为晶体缺陷处形核时引起的自由能降低 为弹性应变能 为产生新相后

20、引入的界面能 由热力学知，在温度， ，而 、 、 均为正植，并且仅仅依靠缺陷以及能量起伏提供的能量，并不能使 ，所以相变必须在一定的过热度下，使得 ， 才能得 。由此可见，相变必须在高于A1的某一温度下才能发生，奥氏体才能开始形核。 （3）形核位置 鉴于相变对成分、结构以及能量的要求，奥氏体晶核将在FFe3C相界面上优先形成，这是由于： 如所前所述，晶界形核，可以消除部分晶体缺陷而使体系的自由能降低，有利于相变对能量的要求。 相界面两边的碳浓度差大，较易获得与新相奥氏体相适配的碳浓度，况且碳原子沿晶界扩散也较晶内为快，从而加速了奥氏体的形核。 晶界处，原子排列较不规则，易于产生结构起伏，从而由

21、bcc改组成fcc。一旦在相界面处形成奥氏体核心，则产生三相平衡，且晶核的生长随之开始。 ）奥氏体晶核的生长 由于PA的转变是扩散型相变，且相变是在较高温度下进行的，二相的自由能差较小，故奥氏体的生长主要受控于C、Fe原子的扩散，根据 Fick第一定律，扩散通量与浓度梯度成正比，且向着浓度降低的方向进行，所以我们只要分析相界面处与奥氏体晶核内部的浓度梯度，就可预测晶核长大的趋势。 由Fe-Fe3C相图知（相图略），PA时，将产生两个相界面、+Fe3C，而Fe3C相界面消失，各界面处的浓度为： （最大） （最小） （中等） 从而在相内产生碳浓度差 （虽然在相内亦存在浓度梯度，但比起相内的要小的多

22、，故予以忽略），从而产生浓度梯度，引起碳的扩散；扩散的结果， ， ，这就破坏了该温度下 、 相界面处原子的平衡，为了得到这种平衡，在 相界面处，必须通过 溶入奥氏体，使 ，则奥氏体向 推进了一段距离；与此同时，在 相界面处，必须通过 ，使 ，则奥氏体又向 推进一段距离，从而实现了奥氏体晶核的生长。由于 相界面处的浓度差远大于 相界面处的浓度差，奥氏体向铁素体推进的速度远大于向 推进的速度，所以在奥氏体生长过程中，往往是铁素体优先消失，而 有剩余。 ）残留Fe3C的溶解 由于残留Fe3C中的C通过扩散进入奥氏体，而A中的Fe则通过扩散，进入Fe3C阵点，随之Fe3C中的C浓度降低，使得复杂斜方结

23、构变得不稳定，逐渐改组为面心立方点阵，实现了残留奥氏体的溶解。 ）奥氏体成分的均匀化 综上所述，珠光体转变为奥氏体的过程是一个形核长大的过程，是受扩散控制的。由于相变对成分、结构、能量的要求，A首先在/Fe3C相界面上形核，从而产生/，/Fe3C二个相界面。奥氏体晶核借助于相界面上的浓度差而产生的浓度梯度，通过扩散生长。在A生长过程中，铁素体优先消失，残留渗碳体则借助于Fe、C原子的扩散进一步溶解，最后经过Fe、C原子在A内部的进一步扩散，而得到成分均匀的奥氏体。 4   综述奥氏体晶粒度的概念，说明如何加热可得到细晶奥氏体。 答：晶粒度晶粒大小的尺度，共分8级，14级为粗

24、晶粒；58级为细晶粒。超过8级的为超细晶粒。可分为下述三种： 起始晶粒度。奥氏体转变刚刚完成，其晶粒边界刚刚接触时的晶粒大小。一般地讲，这时的奥氏体由一批晶粒大小不一，晶粒易弯曲的晶粒组成。 实际晶粒度：在某一加热条件下最终获得的奥氏体晶格大小。它基本决定了热处理后的晶粒大小及该加热条件下奥氏体的性能。 本质晶粒度：在一定热条件下，奥氏体晶粒长大的倾向，它基本上由钢材冶炼时的脱氧方法所决定。 条件：930±10，保温38小时，晶粒度为14级，本质细晶结构，而58级则为本质细晶粒钢。 5   设Fe的点阵常数为3.64 ，C的原子半径为0.77 ，解：若平

25、均2.5个Fe晶胞中溶入一个C原子，则单胞的相对膨胀量为多大？ 解：依题意，Fe的点阵常数 ，设Fe的八面体间隙半径为r8，则 ，碳原子进入八面体间隙后，八面体间隙胀大的体积为 3，故相对膨胀量为 。贝氏体转变1在普通的中高碳钢中，上B和下B的形成温度范围？A1-550，P转变（高温转变）550-Ms，B转变（中温转变）< Ms, M转变（低温转变）B转变中，550-350 上B 350- Ms 下B贝氏体：过饱和碳的与弥散分布的碳化物所组成的非层片状的两相混合物。2在光镜下，上B和下B的组织形态特征？根据电镜观察上B和下B中碳化物分布特点及其类型和形状？上B：（中温区上部，550-35

26、0，普通中高碳钢）组织形态：光镜下：羽毛状，电镜下：在晶界形核，板条状的+条间的K。板条状的平行排列，条间的K粒状，短杆状，条状，有方向性。亚结构：上B的中，有位错压结构缠结。下B：（350- Ms）组织形态：（可在晶内或晶界形核）光镜下：针片状，互成一定角度，分布杂乱。电镜下：可在晶界和晶内形核，铁素体片中分布着排列成行的细片状或粒状碳化物，以55-600角度与长轴相交。下B的碳化物仅分布在铁素体片内部。亚结构：位错（比上B多）3粒状B的形成条件？光镜下组织形态？亚结构？粒状B的形成条件？¨粒状B的形成条件：形成于比上B稍高的温度等温；形成于低碳钢或低、中碳合金钢化后空冷（热轧、焊

27、接）。¨组织形态：粒状组织是由不规则的块状铁素体和无规则分布的岛状富碳奥氏体所构成¨亚结构：中为位错；小岛中为孪晶。¨4B转变的热力学特点？分析其原因？较小的T下，Bs>>MsGV体积自由能，Gs表面能，Ge弹性应变能原因：1）由于C的扩散，降低了B中的C，使GB，根据，可知道GV，驱动力。 2）由于碳的脱溶，使B与之间的比容差，使得Ge，阻力。5.B转变的动力学特点？影响B转变的动力学因素？B转变的动力学特点：（1）贝氏体转变速度比马氏体转变速度慢得多原因是：贝氏体的长大速度受碳原子从鉄素体中脱溶所控制。（2）贝氏体转变的不完全性，具有自制现象（3）

28、可能与珠光体转变或马氏体转变重叠影响B转变的动力学因素：1） 化学成分 C的影响：C强烈的推迟B转变，使鼻尖（Bs）C%VB 合金元素影响：除Co，Al加速B相变外，其余均使B转变曲线右移，鼻尖2） 晶粒大小dr,VB,C曲线向右移3） 化温度化温度，K溶解，均匀性, dr，使VB，C曲线右移。4） 冷却的不同温度停留及部分发生相变的影响。（a） 在珠光体相变与贝氏体相变之间的过冷奥氏体稳定区停留时会加速随后的贝氏体相变速度。（b） 在贝氏体形成温度范围的高温区停留，形成部分上贝氏体后再冷却至贝氏体相变的低温区时，将使下贝氏体相变的孕育期延长，降低其转变速度，减少最终贝氏体转变量。（c） 在M

29、s点稍下温度或在贝氏体形成温度范围的低温区停留，先形成少量的马氏体或下贝氏体后再升高至较高温度时，先形成的马氏体或下贝氏体都将使随后的贝氏体（下贝氏体或上贝氏体）相变加速。5） 应力及塑变的影响（a）应力影响：拉应力使VB。塑变的温度：较高温度区域（800-1000）变形，使VB；较低温度区域（300-350）变形，使VB。6影响B强度和硬度的组织因素？四个组织因素：1） B中的晶粒大小（条或片的粗细）（%C与形成温度决定），晶粒越细小，HRC。2） 碳化物的弥散度：K弥散度，HRC。3） 碳和合金元素的固溶强化：碳和合金元素的固溶度，强化效应，HRC。4） 位错密度：，HRC。附：随着B形成

30、温度下降，B晶粒尺寸,K弥散度, B中C%，（固溶度），使HRC，所以下B的强度硬度比上B高。7比较上B和下B的机械性能并解释原因？强度硬度性能：下B>上B;韧性：K下B>K上B原因：对于上B：上B中K主要分布在条间条和K分布有明显的方向性和K的尺寸较大 对于下B：下B中片分布无明显的方向性尺寸小K成弥散分布。上B中一旦产生裂纹，易扩展。B淬火，必定是指下B淬火。马氏体相变1 马氏体相变最基本的特点是什么？无扩散性和切变共格性2 按金相形态分，钢中M的两种主要类型是什么？它们的金相形态特征，亚结构，性能特点各是什么？钢中M：过饱和碳原子的Fe固溶体。按金相形态分：板条状和片状。1）

31、 板条状M（低碳M，位错M）金相形态：呈板条状，平行成束分布，颜色较片状M深。亚结构：位错亚结构（缠结位错，呈胞状分布），位错密度很高（随C，）。性能特点：具有较高强度，且韧性较好。原因：滑移系，塑变抗力，塑韧性，显微裂纹少，不造成脆性增加。2） 片状M（高碳M，孪晶M）金相形态：呈片状（针状，竹叶状），马氏体片间不相互平行，互有一定角度。在一个成份均匀的内，先形成的第一片M贯穿整个晶粒，分为两半，随后的M片大小受限制，在M中可见到有明显的中脊线。亚结构：主要为孪晶，有少量位错。性能特点：具有高强度，但脆性大，韧性很差。原因：滑移系，塑变抗力，塑韧性，显微裂纹，脆性，k分步不均匀，脆性。附：两

32、种M的形成条件：>1.0C的（不是钢的成分，是中碳含量），完全转变成片状M；<0.3C的，完全转变成板条状M；0.31.0C的，转变成板条状M+片状M的混合组织CMo%，使Ms，有使片状M产生的倾向。（>1.0C的钢不一定全为片状M，因为可能还有Fe3C的成份。3 钢中M最主要的性能特点是什么？M的强化机制？钢中M最主要的性能特点是：高硬度和高强度。（其硬度随含碳量增加而增加，强度随含碳量先增加后稳定。相同碳含量的合金钢与碳钢，硬度差不多，合金钢的强度更大）M的强化机制：1） 固溶强化：碳原子强制固溶于点阵中造成不对称畸变，会阻碍位错运动，因而造成硬化和强化。2） 相变强化：

33、由M相变的切变特性造成晶体内产生大量微观缺陷（位错，孪晶，层错等），会阻碍位错的运动，使M强化。3） 时效强化：M形成后，碳及合金元素向位错和其它晶体缺陷处偏聚或析出，钉扎位错，使位错运动受阻，造成时效强化。C，时效强化效果越明显。附：Fe3C分解溶入，>Acm加热后淬火，C，HRC。因为C，Ms，M，所以HRC。4 钢和铁合金中M相变动力学有哪几种类型？降温转变的动力学特点？相变类型：降温转变； （工业用钢）爆发式转变；恒（等）温转变；表面转变。降温转变动力学特点： 降温形式：相变时M转变量只随温度下降而增加。MsM转变温度，Tg：实际降到的温度 瞬时形核，瞬时长大，不需要孕育期，长大

34、速度极快。 相变不完整性：<100M，Ms，书上：（一），当冷到Ms以下时，在该温度下能够形成M的晶核瞬时形成，必须不断降温才能使M晶核不断形成；（二）M晶核形成后长大速度极快，甚至在低温下，所需激活能小。（三）一个M单晶长大到一定尺寸后就不再长大，而是依靠影响M晶核形成，长成新的M。5 影响M中强韧性的主要因素？M的HRC，主要取决于碳含量。M的塑性，韧性主要取决于亚结构。6 Ms点的物理意义？影响Ms的主要因素？Ms点的物理意义：和M两相的化学自由能之差达到相变所需要的最小驱动力时的温度。 Ms，。影响Ms的主要因素：1） 的化学成份C、N含量的影响：最显著，C，Ms（影响低）；合金

35、元素：除Al、Co外，其余Me，使Ms（影响高）2） 晶粒度的影响：d使Ms，因为d，晶体缺陷，s使Ms。3） 形变和应力的影响：形变：a在MdMs之间，可诱发M转变，Ms；b在MsMf之间的形变，促使M转变，形变量越大，转变的M；c能析出K的，塑性变形使K析出，中C，Me， Ms应力：a拉应力和单向压应力使Ms；b多向压应力使Ms。4） 化条件对Ms的影响：加热时间，保温时间，有利于C、Co溶入中，Ms；d使Ms。7 什么是奥氏体稳定化？主要表现？种类？转变迟滞效应？稳定化：指在淬火过程中，由于外界条件影响而引起其稳定性增高的效应。（奥氏体内部结构在外界因素作用下发生某种变化而使奥氏体向马氏

36、体转变呈迟滞的现象。主要表现：1. Ms点；2. 转变发生迟滞，最终M，；3. 对于恒温M转变，则使孕育期，C曲线右移。稳定化种类：1. 热稳定化：是指在淬火时因慢冷或中间停留而造成的稳定化。在Ms点以上点停留，使Ms，停留时间，Ms多；在Ms点以下点停留一段时间，继续冷却时，M转变并不立即进行，而是冷过一段温度后才继续转变，这种现象称“转变迟滞效应”。停留温度一定，随停留时间，稳定化程度转变迟滞，M，；停留时间相同，随停留温度，稳定化程度；钢中C%，稳定化程度，金属元素中K形成元素，促进稳定化程度，非K形成元素，无影响。2. 机械稳定化：在淬火过程中受到较大塑性变形而引起的稳定化现象。变形温

37、度，稳定化程度，变形量。M相变造成大量塑性变形，使稳定化。少量塑性变形反而使稳定化降低，称反稳定化。8 何谓淬透性？淬硬性？各与什么有关？淬透性：表示钢材接受淬火的能力，即获得M的能力。淬透性与的成份，晶粒度，均匀性有关，与合金元素关系大。淬硬性：钢经淬火后内能够达到的最高硬度。淬硬性与C%有关，与合金元素关系不大。9 何谓半M组织？临界硬度？淬透层深度？半M组织：50M+50非M的组织。临界硬度：半M组织的硬度。随钢中C%增加而增加。淬透层深度：由表面到半M组织层的距离。表示淬透性的评定标准。端淬曲线拐点处的硬度与半M组织的临界硬度相当，所得拐点处的距离可认为是淬透层深度。10 表面浮凸现象

38、？共格长大？共格切变？表面浮凸现象：在预先抛光的试样表面观察到，在M形成的地方，会出现宏观的倾动，通常称为表面浮凸现象。共格长大：在长大过程中维持共格界面叫共格长大。共格切变：新相与母相共有一个界面，界面上原子移动作有规则的整体协调运动，相邻原子间的相对移动距离不超过原子间距。（界面能小，弹性应变能很大）。11 位向关系？KS关系？惯习面？位向关系：新旧两相之间一定的晶面（最密排面）和晶向相互平行的关系。1）K-S关系：011M111；111M1012）西山关系；3）G-T关系。惯习面：M总是沿母相的某一晶面开始产生的，这个晶面在相变过程中不发生转动和畸变，称该晶面的惯习面。（惯习面与C%有关

39、系）。淬火钢回火时的转变1试述回火的定义和目的回火：把淬火组织加热到A1一下某一温度保温，继以一定方式冷却到室温的一种热处理工艺。回火目的：获得所需要的稳定的组织和性能，并消除或减少淬火内应力，增加塑性、韧性。2回火温度由低到高依次有那些回火组织？回火M（150250）：在M基体上分布着大量微细的-k(Fe2.4C)，二者保持共格关系。易腐蚀。M形态不变。回火T（300500）：在基体上弥散分布着微小粒状或片状。更易腐蚀。回火S（500600）：在基体中均匀分布着细粒状k，不宜腐蚀。（M形态开始变化）回火P（>650）：在基体中均匀分布着粗粒状k，不易腐蚀。原M形态全部消失。（粒状P的三

40、中形成途径 ， M回火，球化退火）3淬火碳素钢的回火转变过程（由低温到高温）（一）M中碳原子偏聚（<100）（回火前期阶段）C在晶格内重新分布偏聚降低能量 弹性偏聚：碳原子向位错线偏聚，导致M弹性畸变能下降，发生在<0.2%C的M中，偏聚可能性；扩散能力，溶度，偏聚可能性 化学偏聚：在晶格中轴中的（）面上偏聚，并伴有化学自由能的降低。发生在>0.2%C的中（对电阻率，弹性偏聚电阻率，化学偏聚电阻率）（二）的分解（100250）(回火第一阶段)>0.2%C的（化学偏聚，高碳偏聚区-k）沿（）M析出，成小片状与共格中，点阵常数cac/a影响分解的因素：a. 回火温度，分解速

41、度b. 回火时间：<0.5h,M中C%>0.5h,分解速度M>2h,趋于稳定<0.2%C的仍处于偏聚状态（三）残余奥氏体的分解（200300）（回火第二阶段）回火，s点以下回火（低碳-k）下，s点以下回火（四）碳化物的转变（250450）(回火第三阶段)-kFe5C2,-Fe3C>1.3%C的的碳化物分解：-Fe2.4C，-Fe2.4CFe5C2-Fe2.4CFe5C2-Fe3CFe5C2-Fe3C-Fe3C531-Fe3C+x+x+X250 300 350 400 450 500a.<0.2%C的,由C偏聚-Fe3Cb.0.20.4%C的M,由-Fe2.4

42、C-Fe3Cc.>0.4%C的M,M-Fe2.4CFe5C2-Fe3C(五)相的回复，再结晶及碳化物的聚集长大（>400）（回火第四阶段）相回复（>400）相的再结晶（>600）回复组织等轴晶粒，M形态消失k聚集长大>400，k开始聚集长大，细粒状k>600，k迅速聚集长大，粒状k（球状k）机制：大晶粒吞并小晶粒（六）内应力变化第一类内应力：工件区域间的内应力（宏观）：淬火内应力第二类内应力：晶粒与晶粒间的内应力（微观）：共格切变造成第三类内应力：晶包内的应力（微观）：晶格畸变造成随回火温度，内应力>350，第三类内应力全部消失回复完成，第二类内应力全

43、部消失再结晶后，第一类内应力全部消失4从点阵常数，显微组织和相碳含量诸方面的变化来分析回火时马氏体的分解反应？影响M分解速度的因素？影响M分解速度的因素：1） Me的作用： 影响C的扩散 影响k微粒的聚集速度 影响C从固溶体中脱溶a) 非k(弱k)形成元素Ni(Mn),对M分解无影响b) 强k形成元素Cr、Mo、W、Ti、V，MC（C在M中的扩散激活能）DMCM分解速度c) 非k形成元素Si、Co，能溶入-k中，使-k稳定，-k不易长大d) 溶于中的Me：C的脱溶，M分解速度2） 回火温度，M分解速度3） 回火时间<0.5h,M中C%>0.5h,分解速度M>2h,趋于稳定点阵

44、常数：由于M中含碳量下降，点阵常数Ca正方度c/a显微组织：沿（）M析出-k，成小片状，并与基本共格相含碳量增高5淬火碳钢回火时可能出现的碳化物类型及转变机制-Fe2.4C，Fe5C2,-Fe3Ca.<0.2%C的,由C偏聚-Fe3Cb.0.20.4%C的M,由-Fe2.4C-Fe3Cc.>0.4%C的M,M-Fe2.4CFe5C2-Fe3C转变机制：原位转变（in-situ）：在原k基础上发生成分变化和点阵改组（新k惯习面与旧k相同）独立（离位）（separate）转变：在其他位置重新形核、长大、原k溶解（新k惯习面与旧k不同）6何谓二次硬化？对二次硬化有贡献的因素？提高钢二次硬

45、化效应的途径？二次硬化：某些高碳合金钢在高温回火时析出大量弥散分布的特殊k，导致硬度升高的现象贡献因素：特殊k的弥散强化（硬化）特殊k与之间的共格畸变相的位错密度增加提高二次硬化效应的途径： 提高（如采用低温形变热处理），k的弥散度增加 钢中加入某些Me，使DMk减小，k的聚集长大7.回火稳定性？二次淬火？回火稳定性：指在回火过程中随回火温度的升高，钢抵抗硬度下降的能力二次淬火：某些淬火高合金钢在高温回火后的冷却过程中所发生的M现象8回火脆性？第I，II类回火脆性？防止和消除回火脆性的方法？试述钢的I，II类回火脆性的特征？形成原因？回火脆性：随着回火温度升高，k反而明显下降的现象称为回火脆性

46、。第一类回火脆性：（低温回火脆性，不可逆回火脆性）250400间出现的回火脆性特征：a不可逆性：在250400回火出现了回火脆性后，在更高的温度下回火时，其脆性消失。再在250400回火，不会重新产生回火脆性。b与回火后冷速无关c与杂质有关（P，Sn，Sb，As）d断口是晶间断裂（沿晶界）e所有工业钢都存在着第一类回火脆性形成原因：A -kx-k或-k沿M片或条的界面呈薄片状析出，这种k既硬又脆，是造成“I脆”的主要原因B T，B或M，使脆性C 杂质元素向晶界偏聚，使晶界断裂强度下降第II类回火脆性：（高温回火脆性，可逆回火脆性）400600间长时间回火或回火后慢冷所造成的回火脆性。特征：a可

47、逆性，已经产生“II脆”的工件重新在该区域回火并快冷，则可消除回火脆性，再在该区域回火并慢冷又会出现回火脆性b与回火后冷速有关c与杂质元素（P，Sn，Sb，As）及某些Me（Mn，Cr，Ni）有关d断口是晶间断裂e碳素钢无第二类回火脆性形成原因：P，Sn，Sb，As等杂质元素和Mn，Cr，Ni等向原晶界偏聚，降低晶界断裂强度，增加回火脆性防止与消除回火脆性的方法：A 提高钢的纯洁度B 在合金钢中加入适量的Mo，W或TiC 合理选择热处理工艺：a不选第二类区域回火b在450600回火后快冷c对亚共析钢，可采用等温淬火（二相区加热淬火）d采用形变热处理9回火钢中形成特殊碳化物的条件？特殊碳化物的形

48、成机制？钢中形成特殊k的条件（WC，Mo2C，VC）A含有强k形成元素B含有足够多的合金元素和碳含量C在500以上回火，保温足够长时间回火是特殊k的形成机制：A原位转变Fe3C（Fe、Me）3C点阵改组特殊k。（<4%Cr钢）B独立成核长大。直接从中析出特殊k10二次淬火与二次硬化的差异？二次淬火：在回火加热、保温过程中残余奥氏体不发生分解，而在随后的冷却过程中转变为马氏体，即所谓的“二次淬火”现象。二次硬化：回火时将会析出细小的特殊碳化物，导致因回火温度升高，-碳化物粗化而软化的钢再度硬化，这种现象称为二次硬化。相同点：二者都是在回火工艺过程中发生的不同点：二次淬火是在回火随后的冷却过

49、程发生的，二次硬化是在回火过程中发生的。硬化的原因：二次淬火是残余奥氏体转变为马氏体导致的。二次硬化是回火时析出细小的特殊碳化物导致的。11解释为何合金钢中有可能发生二次硬化，而碳钢中不发生二次硬化现象。但是，当钢中含有Mo、V、W、Ta、Nb和Ti等强碳化物形成元素时，将减弱软化倾向，即增大了软化抗力。当马氏体中含有足够量的碳化物形成元素时，在500以上回火时将会析出细小的特殊碳化物，导致因回火温度升高，-碳化物粗化而软化的钢再度硬化，这种现象称为二次硬化。有时二次硬化峰的硬度可能比淬火硬度还高。但是由于碳钢中无这些强碳化物形成元素的存在，所以不会析出细小的特殊碳化物，所以无二次硬化现象发生

50、。12试解释为何W18Cr4V钢在回火时会发生在500600度区间硬度升高（超过淬火后回火前的硬度），如图。解释：由油冷至20的曲线分析可能有二次淬火现象和二次硬化现象同时发生。但是由冷至196的曲线分析，在此温度下残余奥氏体已经大部分转变为马氏体，所以在回火过程中的二次淬火现象不会出生明显的硬化现象。可以认为二次淬火现象不是产生硬化的根本原因。所以可以认为该现象主要是回火时析出细小的特殊碳化物所产生的二次硬化造成的。13某电站汽轮发电机转子，由30CrNi3制成，热处理工艺为：淬火和550回火（回火后缓慢冷却到室温），长期运行后转子发生沿晶断裂，造成严重事故。试分析原因并说明这种现象的主要特

51、征、影响因素和机制。应如何预防此类事故？ 特征：a可逆性，已经产生“II脆”的工件重新在该区域回火并快冷，则可消除回火脆性，再在该区域回火并慢冷又会出现回火脆性b与回火后冷速有关c与杂质元素（P，Sn，Sb，As）及某些Me（Mn，Cr，Ni）有关d断口是晶间断裂形成原因：P，Sn，Sb，As等杂质元素和Mn，Cr，Ni等向原晶界偏聚，降低晶界断裂强度，增加回火脆性防止与消除回火脆性的方法：A 提高钢的纯洁度B 在合金钢中加入适量的Mo，W或TiC 合理选择热处理工艺：a不选第二类区域回火b在450600回火后快冷c对亚共析钢，可采用等温淬火（二相区加热淬火）d采用形变热处理固态相变原理习题与

52、参考答案作业题1某一齿轮用钢(主要化学成分：0.2%C，0.3%Si，0.5%Mn，1.5%Cr，3.5%Ni)在经过表面渗碳处理后（表面碳浓度到1.0%，然后缓慢冷却到室温，假设冷却后其表面与心部均为珠光体组织。在考虑表面与心部含碳量不同的情况下请给出其进行最终淬火的奥氏体化温度，说明理由，并预测如果高于（或低于）该温度会出现的结果。分别画出在不同奥氏体化温度下的表面和心部转变的全过程示意图图。附录：计算Ac1与Ac3的公式（省略了其它元素）：Ac1（ ）72320.7Mn16.9Ni29.1Si16.9CrAc3（ ）91020315.2Ni 44.7Si化学符号表示该元素含量的重量百分数参考答案：问题1：奥氏体化温度的确定已知：某一齿轮用钢经渗碳处理后表面碳浓度达到到1.0%（为