江大組織控制原理復(fù)習(xí)資料

1、.一、符號名稱及意義As：馬氏體逆轉(zhuǎn)變開始溫度，意義為加熱時(shí)的馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度。Bs；貝氏體轉(zhuǎn)變的上限溫度，意義為奧氏體必須過冷到此溫度點(diǎn)以下才能發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。Mf：馬氏體轉(zhuǎn)變終了點(diǎn)，意義為當(dāng)溫度降到此溫度以下時(shí)，雖然馬氏體轉(zhuǎn)變未達(dá)到100%，但轉(zhuǎn)變已不能進(jìn)行。Mb；爆發(fā)式馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)的溫度，意義為馬氏體轉(zhuǎn)變可在此溫度Mb(MbMS)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(diǎn)，意義為可以獲得形變馬氏體的最高溫度。MS ：馬氏體點(diǎn)，即馬氏體轉(zhuǎn)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(dá)到相變所需的最小驅(qū)動力值時(shí)的溫度。S0：珠光體的片間距離，意義

2、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(guān)。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。：馬氏體轉(zhuǎn)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(cuò)，而要求提供附加的化學(xué)驅(qū)動力以克服C、N原子的釘扎力，為獲得這個(gè)附加的化學(xué)驅(qū)動力所需的過冷度即為值。二、名詞解釋慣習(xí)面：在金屬固態(tài)相變時(shí)，與新相主軸或主平面平行的舊相晶面。奧氏體本質(zhì)晶粒度：根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)實(shí)驗(yàn)條件，在93010，保溫足夠時(shí)間（38小時(shí)）后，測定的鋼中奧氏體晶粒的大小。奧氏體實(shí)際晶粒度：在某一加熱條件下奧氏體化結(jié)束

3、時(shí)的奧氏體晶粒，即冷卻開始時(shí)的奧氏體晶粒，稱為實(shí)際晶粒，其大小稱為實(shí)際晶粒度。相變驅(qū)動力：新相與母相的化學(xué)自由能差G。形變馬氏體：因形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)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(zhuǎn)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以下形成?；鼗鹂沽Γ汉辖鹪刈璧K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(shí)保持高強(qiáng)度、高硬度的性質(zhì)。位向關(guān)系：新相、舊相某些低指數(shù)晶面、晶向的對應(yīng)平行關(guān)系。馬氏體的降溫形成：

4、馬氏體轉(zhuǎn)變必須在連續(xù)不斷的降溫過程中才能進(jìn)行，瞬時(shí)形核，瞬時(shí)長大，形核后以極大的速度長大到極限尺寸，相變時(shí)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(zhuǎn)變立即停止。機(jī)械穩(wěn)定化：在Md以上的溫度下，對奧氏體進(jìn)行塑性變形，當(dāng)變形量足夠大時(shí)，可以使隨后的馬氏體轉(zhuǎn)變困難，MS點(diǎn)降低，殘余奧氏體量增多。這種現(xiàn)象稱為機(jī)械穩(wěn)定化。熱穩(wěn)定化：淬火冷卻時(shí)，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(zhuǎn)變遲滯的現(xiàn)象，稱為奧氏體的熱穩(wěn)定化。臨界淬火速度：使過冷奧氏體在冷卻過程中不發(fā)生其它相變，完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織（包括殘留奧氏體）的最低冷卻速率稱

5、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(xì)晶的技術(shù)。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(jìn)行深度冷拔，以增加鐵素體片內(nèi)的位錯(cuò)密度，形成了由許多位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)組成的位錯(cuò)胞，細(xì)化了亞結(jié)構(gòu)，從而使強(qiáng)度顯著提高。形狀記憶效應(yīng)：某些金屬材料進(jìn)行變形后加熱至某一特定溫度以上時(shí)，能自動恢復(fù)原來形狀的一種效應(yīng)。相間析出：含有強(qiáng)碳化物形成元素的低碳合金鋼在發(fā)生轉(zhuǎn)變過程中，在/界面上同期地析出呈點(diǎn)列狀排布的極細(xì)碳氮化合物的過程。魏氏組織：亞共析鋼或過共析鋼高溫轉(zhuǎn)變

6、時(shí)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(xué)性能低。二次硬化：當(dāng)M含有足夠碳化物形成元素，500以上回火將析出細(xì)小彌散M2C、MC型碳化物，使由于回火溫度升高，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(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織（包括殘留奧氏體）的最低冷卻速率。控軋空冷：對微合金化鋼在加熱到奧氏體及隨后的冷卻過程中控制鋼的軋制變形和冷卻速率，達(dá)到細(xì)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

7、）。2固態(tài)相變的驅(qū)動力為（兩相自由焓差），阻力為（界面能、彈性應(yīng)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（粒狀滲碳體分布在基體上）；獲得有三種方法，分別為(片狀碳化物的粒化、滲碳體領(lǐng)先形核、調(diào)質(zhì)處理)。 5. Al-4%Cu合金的時(shí)效過程為（G、P、B相(G、P、區(qū)) 相 Q相(CuAl2)）。6. 除兩個(gè)元素（Co,Al）外，其余大多數(shù)合金元素均降低MS 點(diǎn)；合金元素(Mo,W )可有效抑制回火脆性。7含碳量為0.15%的馬氏體為（板條馬氏體），其亞結(jié)構(gòu)為（位錯(cuò)）。含碳量為1%的馬氏體為（透鏡片狀馬氏體），其亞結(jié)構(gòu)為（孿晶+

8、位錯(cuò)）。 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(yīng)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(kuò)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(qū)動力為（兩相自由焓差），阻力為（界面能、彈性應(yīng)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(gè)不同軋制階段(奧氏體再結(jié)晶區(qū)軋制、

9、奧氏體未再結(jié)晶區(qū)軋制(950-Ar3)、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 200350）及產(chǎn)生的溫度范圍分別為（高溫回火脆性 450650）。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Fe3C(片狀、網(wǎng)狀)。四、現(xiàn)象分析題1一個(gè)大型、形狀復(fù)雜的合金鋼構(gòu)件經(jīng)油淬火后冷至室溫，等第二天做進(jìn)一步處理，會出現(xiàn)什么情況？應(yīng)如何處置？答：會出現(xiàn)內(nèi)應(yīng)力導(dǎo)致的開裂和變形，應(yīng)及時(shí)回火，消除內(nèi)應(yīng)力。2把一個(gè)直徑為100mm的40Cr鋼放入850C爐內(nèi)2min后立即淬入水中，情況如何？答：等溫時(shí)間過短，未奧氏體化，未發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。3一種金屬淬火

10、后，測的硬度低于室溫放置一段時(shí)間后測的硬度，為什么？答：時(shí)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(shí)間后出現(xiàn)時(shí)效現(xiàn)象，產(chǎn)生不平衡脫溶，使硬度提高。4為什么W18Cr4V 1280C淬火，23%Ar，需要560C3-4次回火？答：回火時(shí)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(shí)仍可能發(fā)生尺寸變化？答：高碳鋼完全淬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(zhuǎn)變?yōu)轳R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(guān)系（1高于Ac3淬火，2高于Ac1淬火，3馬氏體硬度）。答：（1）完全淬火+深冷處理，得到馬

11、氏體與含碳量的關(guān)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(xué)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A1以下的共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，是鐵素體和滲碳體組成的機(jī)械混合物。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(jī)械混合物，鐵素體呈連續(xù)分布。普通珠光體P：S0=15004500 ，光學(xué)顯微鏡

12、下能清晰分辨出片層結(jié)構(gòu)；索氏體S： S0=8001500 ，光學(xué)顯微鏡下很難分辨出片層結(jié)構(gòu)；屈氏體T： S0=300800 ，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。2. 根據(jù)圖1解釋共析鋼過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的形核率（N）和長大速度（G）具有極大值的特征。過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的動力學(xué)參數(shù)N和G與轉(zhuǎn)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(zhuǎn)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(zhuǎn)變溫度的關(guān)系曲線具有極大值的變化趨向就是這種

13、綜合作用的結(jié)果。由于珠光體轉(zhuǎn)變是典型的擴(kuò)散性相變，所以珠光體的形成過程與原子的擴(kuò)散過程密切相關(guān)。當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度降低時(shí)，由于原子擴(kuò)散速度減慢，因而有使晶體長大速度減慢的傾向，但是，轉(zhuǎn)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，亦即Cr-cem與Cr-a差值增大，這就增大了C的擴(kuò)散速度，而有促進(jìn)晶體長大速度的作用。從熱力學(xué)條件來分析，由于能量的原因，隨著轉(zhuǎn)變溫度降低，有利于形成薄片狀珠光體組織。當(dāng)濃度差相同時(shí)，層間距離越小，C原子運(yùn)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(zhuǎn)變溫度的關(guān)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。

14、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，長度小于10，一個(gè)奧氏體晶粒內(nèi)包含幾個(gè)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(shí)，馬氏體片的中央有中脊。在兩個(gè)初生片之間常見到“Z”字形分布的細(xì)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，

15、從而能阻止奧氏體晶粒長大。第二相微粒所占體積分?jǐn)?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(shí)，在某幾個(gè)特定的冷卻速度下，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（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(zhuǎn)變?yōu)槠瑺钪楣怏w，在什么條件下轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙钪楣怏w?在一般情況下奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)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

16、形成粒狀珠光體。所謂特定條件是：奧氏體化溫度低，保溫時(shí)間較短，即加熱轉(zhuǎn)變未充分進(jìn)行，此時(shí)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(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的等溫溫度要高，等溫時(shí)間要足夠長，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(zhuǎn)變？并說明Md的物理意義如果在MS點(diǎn)以上對奧氏體進(jìn)行塑性變形，會誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變而引起MS點(diǎn)升高到Md， Md稱為形變馬氏體點(diǎn)。因形變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)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

17、高溫度。若在高于Md點(diǎn)的溫度對奧氏體進(jìn)行塑性變形，就會失去誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變的作用。8.典型的控制軋制主要分哪三個(gè)不同軋制階段?每個(gè)階段有什么特點(diǎn)?奧氏體再結(jié)晶區(qū)軋制、奧氏體未再結(jié)晶區(qū)軋制、奧氏體和鐵素體兩相區(qū)軋制。特點(diǎn)：奧氏體再結(jié)晶區(qū)軋制的溫度在再結(jié)晶終止溫度（TR）以上（約大于950）。在奧氏體再結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)，發(fā)生動態(tài)回復(fù)再結(jié)晶和不完全再結(jié)晶。在兩道次之間的間隙時(shí)間內(nèi)進(jìn)行靜態(tài)回復(fù)再結(jié)晶。奧氏體晶粒隨著反復(fù)軋制再結(jié)晶而逐漸變細(xì)小。奧氏體未再結(jié)晶區(qū)軋制的溫度在TR以下（約950Ar3）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(jié)晶，形成了大量被拉長的形變奧氏體晶粒。奧氏體

18、和鐵素體兩相區(qū)軋制的溫度范圍一般在Ar3（Ar3-40）之間。鋼在（ + ）兩相區(qū)的較高溫度區(qū)域軋制一定的道次，達(dá)到一定的累積形變量，未相變的奧氏體進(jìn)一步被拉長，并且奧氏體晶粒內(nèi)形成了形變帶和位錯(cuò)，在這些地方容易形成新的等軸狀鐵素體晶粒。與此同時(shí)，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(cuò)，并經(jīng)回復(fù)形成了亞結(jié)構(gòu)。9.隨奧氏體化溫度升高，鋼組織狀態(tài)的變化？升高組織變化 晶粒細(xì)小 晶粒粗大 晶界弱化 晶界熔化定義 正常晶粒（工業(yè)應(yīng)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(dāng)超過某一溫度發(fā)生急劇長大的現(xiàn)象。在鋁脫氧

19、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Al,Ti,Nb,V等碳氮化合物的微粒，阻止晶界移動，當(dāng)溫度升至晶粒粗化溫度，碳氮化合物溶于奧氏體后，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(diǎn)陣發(fā)生改變（即具有同素異構(gòu)相變）的淬火過程; 固溶處理: 基體晶體點(diǎn)陣不發(fā)生改變12.畫出鋼的過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖，標(biāo)出相變點(diǎn)、相區(qū)？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(yù)備熱處理組織；改善加工性能。片狀碳化物的粒化，滲碳體領(lǐng)先形核、調(diào)質(zhì)處理14淬火鋼回火二次硬化及原因？淬火鋼回火時(shí)隨回火溫度增加下降的硬度又重新升高

20、的現(xiàn)象。當(dāng)M含有足夠碳化物形成元素，500以上回火將析出細(xì)小彌散M2C、MC型碳化物，使由于回火溫度升高，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(diǎn)的因素較多，試說出三個(gè)影響因素并加以論述。（本題、任選其中三個(gè)回答即可。） 化學(xué)成分的影響：奧氏體的化學(xué)成分對Ms點(diǎn)的影響十分顯著，鋼的Ms點(diǎn)主要取決于化學(xué)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(diǎn)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(qiáng)化作用增強(qiáng)，過冷奧氏體的穩(wěn)定性隨之增強(qiáng)，因此，Ms點(diǎn)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(diǎn)的影響

21、主要決定于它們對平衡溫度T0的影響及對奧氏體的強(qiáng)化效應(yīng)，凡劇烈降低T0溫度及強(qiáng)化的奧氏體的元素，均劇烈降低Ms點(diǎn)。鋼中常見的合金元素均有使Ms點(diǎn)降低的作用，但效果不如C顯著，只有Al、Co有使Ms點(diǎn)提高的作用。強(qiáng)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(shí)一般溶入奧氏體中很少，對Ms點(diǎn)影響不大。另外，幾種合金元素同時(shí)存在時(shí)，對Ms點(diǎn)的影響比較復(fù)雜。 形變與應(yīng)力對Ms點(diǎn)的影響。過冷奧氏體冷至Ms點(diǎn)以上，Md點(diǎn)以下的溫度范圍進(jìn)行塑性變形，會誘發(fā)馬氏體相變，其原因是形變提供的機(jī)械驅(qū)動力加上化學(xué)驅(qū)動力剛好等于該溫度下馬氏體相變所需的驅(qū)動力，因此使過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的Ms點(diǎn)升高

22、。由于馬氏體相變時(shí)必然產(chǎn)生體積膨脹，因此多向壓應(yīng)力阻礙馬氏體的形成，因而降低Ms點(diǎn)。 奧氏體化條件對Ms點(diǎn)的影響。加熱溫度和保溫時(shí)間對Ms點(diǎn)的影響較為復(fù)雜。加熱溫度和時(shí)間增加有利于碳和合金元素進(jìn)一步溶入奧氏體中，使Ms點(diǎn)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(shí)的切變阻力減小，使Ms點(diǎn)升高。一般奧氏體晶粒長大在1000才比較顯著，所以，晶粒大小對Ms點(diǎn)的影響并不顯著。 淬火速度對Ms點(diǎn)的影響。高速淬火時(shí)Ms點(diǎn)隨淬火冷卻速度增大而升高，淬火速度低時(shí)，Ms點(diǎn)不隨淬火速度變化，相當(dāng)于鋼的名義Ms溫度，在很高的淬火速度下，出現(xiàn)Ms保持不變的另一個(gè)臺階，這個(gè)

23、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(diǎn)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(shí)際上是用磁能補(bǔ)償了一部分化學(xué)驅(qū)動力，由于磁力誘發(fā)馬氏體相變在Ms點(diǎn)以上即可發(fā)生。2. 試述馬氏體具有高強(qiáng)度的主要原因。馬氏體具有高強(qiáng)度的原因是多方面的，其中主要包括相變強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化。相變強(qiáng)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(cuò)、孿晶以及層錯(cuò)），使馬氏體得到強(qiáng)化。固溶強(qiáng)化：過冷奧氏體切變形成馬氏體時(shí)，使得相中的C%過飽和，C原子位于相扁八面體中心，C原子溶入后形成以C原子為中心的畸變偶極應(yīng)力場，這個(gè)應(yīng)

24、力場與位錯(cuò)產(chǎn)生強(qiáng)烈的交互作用，使馬氏體的強(qiáng)度升高。時(shí)效強(qiáng)化：溶質(zhì)原子（C、N）偏聚到位錯(cuò)線處，釘扎位錯(cuò)使得馬氏體的強(qiáng)度升高。3.分析珠光體、貝氏體、馬氏體轉(zhuǎn)變主要特征內(nèi) 容珠光體轉(zhuǎn)變貝氏體轉(zhuǎn)變馬氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍高溫中溫低溫轉(zhuǎn)變上限溫度A1BSMS領(lǐng)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(zhuǎn)變時(shí)點(diǎn)陣切變無？有碳原子的擴(kuò)散有有基本上無鐵及合金元素原子的擴(kuò)散有無無等溫轉(zhuǎn)變完全性完全視轉(zhuǎn)變溫度定不完全轉(zhuǎn)變產(chǎn)物+Fe3C+Fe3C()4.簡述淬火碳鋼回火時(shí)各階段的組織轉(zhuǎn)變過程碳鋼回火時(shí)的轉(zhuǎn)變：（一）馬氏體中碳的偏聚1、低碳位錯(cuò)型馬氏體中碳的偏聚在20100的范圍內(nèi)，碳原

25、子可以通過擴(kuò)散發(fā)生偏聚，對于板條馬氏體，碳原子與位錯(cuò)結(jié)合成偏聚區(qū)，用（ C）表示。C+ 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(jié)構(gòu)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 或100 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(gè)階段組成。兩相式分解階段：當(dāng)回火溫度較低，在20150時(shí)，經(jīng)回火后，在同一片馬氏體中會出現(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(shí)析出的碳化物為亞穩(wěn)-碳

26、化物。連續(xù)式分解階段：當(dāng)溫度超過150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(cuò)馬氏體的分解對于低碳板條馬氏體（C%0.2%)，在100200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(shí)馬氏體的分解，按上述兩種方式進(jìn)行。（三）殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變回火溫度在200300時(shí)，將發(fā)生殘余A的轉(zhuǎn)變。通常在MS以下回火殘余A轉(zhuǎn)變?yōu)镸，然后分解為回火M，而在B轉(zhuǎn)變區(qū)回火，殘余A轉(zhuǎn)變?yōu)橄翨。（四）碳化物的轉(zhuǎn)變250400時(shí)，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，即碳化物或碳化物。1、低C鋼當(dāng)回火溫度高于20

27、0 ，直接由偏聚區(qū)析出-Fe3C，也有可能由M板條邊界上析出。2、高C鋼低溫回火時(shí)，M分解析出-FeXC（-碳化物），-碳化物與M保持共格聯(lián)系，當(dāng)-碳化物長大到一定尺寸后，共格關(guān)系將被破壞，此時(shí)-碳化物將轉(zhuǎn)變?yōu)楦€(wěn)定的碳化物。一般可在250以上出現(xiàn)此過程。在250400回火的淬火M，所得到的組織為回火屈氏體。（五）相的回復(fù)與再結(jié)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(jié)構(gòu)為高密度的位錯(cuò)，隨回火溫度的升高，位錯(cuò)線將逐漸消失，形成多邊化亞結(jié)構(gòu)。當(dāng)回火溫度高于400時(shí)，回復(fù)已明顯出現(xiàn)；當(dāng)溫度高于600時(shí)，回復(fù)后的相開始發(fā)生再結(jié)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

28、碳片狀M內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)主要是高密度的孿晶，當(dāng)溫度高于250時(shí)，隨回火溫度的升高，馬氏體內(nèi)部的孿晶亞結(jié)構(gòu)逐漸消失，同時(shí)在馬氏體內(nèi)出現(xiàn)位錯(cuò)線，當(dāng)溫度高于400時(shí)，孿晶亞結(jié)構(gòu)全部消失，全部變成位錯(cuò)。 400以上的過程與板條M的回復(fù)、再結(jié)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(shí)，當(dāng)溫度較高時(shí)，滲碳體會發(fā)生聚集長大和球化?；驕囟确秶? 組織轉(zhuǎn)變類型回火時(shí)組織結(jié)構(gòu)變化回火產(chǎn)物板條狀（位錯(cuò)）馬氏體片狀（孿晶）馬氏體25100回火準(zhǔn)備階段（碳原子偏聚）C（N）原子在位錯(cuò)線附近偏聚C（N）原子集群化形成預(yù)脫溶原子團(tuán)，進(jìn)而形成長程有序化或調(diào)幅結(jié)構(gòu)100250回火第一階段（馬

29、氏體分解）馬氏體中的碳原子繼續(xù)偏聚于位錯(cuò)附近的間隙位置但不析出在100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(zhuǎn)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(zhuǎn)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(zhuǎn)變）馬氏體中碳原子全部析出，形成滲碳體；相保持板條狀形態(tài)-碳化物溶解，在晶界或一定晶面上析出 -滲碳體；400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，相中孿晶亞結(jié)構(gòu)消失回火屈氏體400600回火第四階段（相的回復(fù)、再結(jié)晶，滲碳體長大和球化）片狀滲碳體球化；相回復(fù)，位錯(cuò)密度降低

30、；內(nèi)應(yīng)力消除，但仍然保留馬氏體外形回火索氏體600700球狀滲碳體快速聚集長大，相再結(jié)晶成為等軸狀晶粒和晶粒長大。在中碳和高碳鋼中再結(jié)晶可能被抑制，形成等軸狀鐵素體4-.淬火鋼回火過程中組織及狀態(tài)的變化淬火鋼組織為MAr，由于組織的不穩(wěn)定性，在回火加熱時(shí)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. 馬氏體分解4. Fe回復(fù)和再結(jié)晶：單相分解和雙相分解獲得c/a下降的Fe回復(fù)（位錯(cuò)和孿晶密度降低）再結(jié)晶（位錯(cuò)和孿晶消失）5. 殘余奧氏體轉(zhuǎn)變：高溫轉(zhuǎn)變?yōu)镻，中溫轉(zhuǎn)變?yōu)锽，低溫轉(zhuǎn)變?yōu)镸，分解為F+Fe3C。殘余應(yīng)力：1.工件整體范圍內(nèi)平衡的應(yīng)

31、力 550回火可基本消除2.晶格或亞晶粒內(nèi)處于平衡的內(nèi)應(yīng)力 高于550的回火可基本消除3.原子集團(tuán)或晶胞范圍內(nèi)平衡的內(nèi)應(yīng)力 隨M分解碳從中析出不斷下降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(xí)面（111）（225）（259）位向關(guān)系KS關(guān)系。110111KS關(guān)系。110111西山關(guān)系。110111形成溫度MS350MS200100MS 0.311.41.420.31時(shí)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，長度小于10，一個(gè)奧氏體晶粒內(nèi)包含幾個(gè)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。凸透鏡片狀（或

32、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，形成顯微裂紋同左，片的中央有中脊。在兩個(gè)初生片之間常見到“Z”字形分布的細(xì)薄片亞結(jié)構(gòu)位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)（纏結(jié)）。位錯(cuò)密度隨含碳量而增大，常為（0.30.9）1012cm/cm3有時(shí)亦可見到少量的細(xì)小孿晶寬度約為50的細(xì)小孿晶，以中脊為中心組成相變孿晶區(qū)，隨MS點(diǎn)降低，相變孿晶區(qū)增大，片的邊緣部分為復(fù)雜的位錯(cuò)組列，孿晶面為（112），孿晶方向?yàn)?1-1 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(gè)板條體約在10-4S內(nèi)形成長大速度較高，一個(gè)片體大約在10-

33、7S內(nèi)形成無“爆發(fā)性”轉(zhuǎn)變，在小于50%轉(zhuǎn)變量內(nèi)降溫轉(zhuǎn)變率約為1%/MS0時(shí)有“爆發(fā)性”轉(zhuǎn)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(yīng)連續(xù)成群地（呈“Z”字形）在很小溫度范圍內(nèi)大量形成，馬氏體形成時(shí)伴有2030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(xué)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(cè)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

34、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。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軸相交，并且僅分布在鐵素

35、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(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。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(shí)相互碰撞造成的，片狀馬氏體形成時(shí)，第一片馬氏體貫穿整個(gè)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(shí)因沖擊而引起相當(dāng)大的應(yīng)力場；同時(shí)，由于片

36、狀馬氏體含碳量較高，馬氏體很脆，不能通過滑移或?qū)\生等變形來消除應(yīng)力，因此容易產(chǎn)生顯微裂紋。8.合金元素對淬火鋼回火時(shí)各階段轉(zhuǎn)變的影響。總的規(guī)律是：合金元素的加入都會使轉(zhuǎn)變推遲、轉(zhuǎn)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(kuò)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(zhuǎn)變的影響合金鋼中殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變與碳素鋼中殘余A的轉(zhuǎn)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(zhuǎn)變的性質(zhì)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(shí)，殘余A的轉(zhuǎn)變與回火溫度、殘余A的穩(wěn)定性有關(guān)，主要可發(fā)生以下三種轉(zhuǎn)變：1、A在B區(qū)域內(nèi)轉(zhuǎn)變?yōu)锽；2、A在P區(qū)域內(nèi)轉(zhuǎn)變?yōu)镻；3、A在回火加熱保