材料復(fù)習(xí)題(1)

1、材料復(fù)習(xí)題(1) 一、解釋下列名詞1、奧氏體本質(zhì)晶粒度是根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)實驗條件，在930土 10C，保溫足夠時間(38小時)后，測定的鋼中奧氏體晶粒的大小。2、奧氏體實際晶粒度指在某一熱處理加熱條件下，所得到的晶粒尺寸。3、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)4、二次珠光體轉(zhuǎn)變由于貝氏體轉(zhuǎn)變的不完全性，當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度較高時，未轉(zhuǎn)變的奧氏體在隨后的保溫過程中有可能會發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，此時 的珠光體轉(zhuǎn)變稱為二次珠光體轉(zhuǎn)變。5、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。6、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。7、馬氏體異常

2、正方度“新形成的馬氏體”，正方度與碳含量的關(guān)系并不符合公式給出的關(guān)系，這種現(xiàn)象稱為馬氏體的異常正方度。&馬氏體相變塑性相變塑性：金屬及合金在相變過程中塑性增長，往往在低于母相屈服極限的條件下即發(fā)生了塑性變形，這種現(xiàn)象稱為相變塑性。鋼在馬氏體轉(zhuǎn)變時也會產(chǎn)生相變塑性現(xiàn)象，稱為馬氏體的相變塑性。9、相變冷作硬化馬氏體形成時的體積效應(yīng)會引起周圍奧氏體產(chǎn)生塑性變形，同時馬氏體相變的切變特性，也將在晶體內(nèi)產(chǎn)生大量微觀缺陷，如位錯、孿晶、層錯等。這些缺陷在馬氏體逆轉(zhuǎn)變過程中會被繼承，結(jié)果導(dǎo)致強(qiáng)度明顯升高，而塑性韌性下降，這 種現(xiàn)象被稱為相變冷作硬化。10、位向關(guān)系在固態(tài)相變母相與新相之間所保持的晶體學(xué)空間取

3、向關(guān)系稱為位向關(guān)系。11、K-S關(guān)系在固態(tài)相變母相與新相之間所保持的晶體學(xué)位向關(guān)系，例如：奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變時新舊兩相之間就維持這種位向關(guān)系(111) y/( 110)”，110y/ 111a12、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。13、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。14、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。15、熱穩(wěn)定化淬火冷卻時，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

4、，稱為奧氏體的熱穩(wěn)定化。16、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，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。17、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、等溫時間和轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的綜合曲線。18、應(yīng)變誘發(fā)再結(jié)晶在等溫條件下，由于應(yīng)力和應(yīng)變不斷增加而誘發(fā)的再結(jié)晶稱為應(yīng)變誘發(fā)再結(jié)晶。19、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)定的碳化物。20、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大。21、二次硬化通常淬火鋼回火時，硬度隨回火溫度的升高是逐漸下

5、降的，但當(dāng)鋼中含有某些特殊類型碳化物形成元素時，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。22、第二類回火脆性隨回火溫度的升高，沖擊韌性反而下降的現(xiàn)象，稱為回火脆性”在450650C之間出現(xiàn)的回火脆稱為第二類回火脆，也稱為高溫回火脆性。23、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 a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。24、回火脆性隨回火溫度的升高，沖擊韌性反而下降的現(xiàn)象，稱為回火脆性”25、回火穩(wěn)定性在合金鋼中，由于合金元素的作用，M分解溫度將

6、推向高溫，即在較高溫度下回火，仍然可以保持a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?；颍汉辖鹪刈璧Ka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保持高強(qiáng)度、高硬度的性質(zhì)，稱為回火 穩(wěn)定性。26、抗回火性在合金鋼中，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a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。27、人工時效是指在較高溫度下進(jìn)行的時效，將固溶體合金固溶處理后，將其加熱到某一溫度，經(jīng)保溫后所發(fā)生的時效。28、自然時效是指在較低溫度下進(jìn)行的時效，一般是

7、指室溫下擱置時所發(fā)生的時效（將固溶體合金固溶處理后，在室溫下放置 所發(fā)生的時效）。29、時效硬化時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)象稱為時效硬化。30、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。二、符號的名稱及意義Mb馬氏體爆發(fā)時形成溫度，以 Mb表示（Mb1.0%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，則會使 VC升高。（3）A晶粒

8、度的影響：隨A晶粒尺寸增大，Vc減小，對受P轉(zhuǎn)變制約的Vc影響較大，而對受B轉(zhuǎn)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，能阻 礙A晶粒的長大，促進(jìn)非 M組織的形成，使Vc增大。14、MS點(diǎn)的物理意義，影響MS點(diǎn)的主要因素有那些? ？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)動力值時的溫度。影響因素：1、奧氏體化學(xué)成分的影響（1）碳的影響隨奧氏體碳含量的增加，MS和Mf均顯著下降，但二者下降的趨勢不同。氮（N）對MS和Mf的影

9、響與碳的影響規(guī)律基本相似。（2）合金元素的影響鋼中常見的合金元素，除 Al和Co可以提高M(jìn)S夕卜，其它合金元素均使 MS點(diǎn)降低。2、加熱規(guī)范的影響加熱溫度高保溫時間長，有利于奧氏體的合金化，可以提高奧氏體的合金化程度，使MS點(diǎn)下降，但是，溫度高時間長奧氏體晶粒粗大、晶體學(xué)缺陷減少，這又會導(dǎo)致 MS點(diǎn)的升高。在完全奧氏體化的前提下，提高加熱溫度、延長 保溫時間，將使MS有所提高。3、冷卻速度的影響在生產(chǎn)條件下，冷卻速度一般對 MS點(diǎn)無影響。在高速淬火時，MS隨淬火速度增大而升高。4、塑性變形的影響在MdMS之間對奧氏體進(jìn)行塑性變形，可使 MS點(diǎn)升高，馬氏體轉(zhuǎn)變提前發(fā)生。5、應(yīng)力的影響單向的拉應(yīng)力

10、或壓應(yīng)力可使進(jìn)馬氏體轉(zhuǎn)變，使 MS升高。而多向壓應(yīng)力則陰阻礙馬氏體的形成，使 Ms點(diǎn)下降。6、磁場的影響磁場的存在可使MS點(diǎn)升高，在相同的溫度下馬氏體轉(zhuǎn)變量增加，但對 MS點(diǎn)以下的轉(zhuǎn)變行為無影響。15、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，同樣塑性變形也可以使 AS 下降到點(diǎn)。Md和Ad分別稱為形變馬氏體點(diǎn)和形變奧氏體點(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，同樣形變誘發(fā)馬氏體逆轉(zhuǎn)變而產(chǎn)生的奧氏體稱為形變奧氏體。Md的物理意義：可以獲得形變馬氏體的最高溫度。若在高于Md點(diǎn)的溫度對奧氏體進(jìn)

11、行塑性變形，就會失去誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變的作用。16、鋼和鐵合金中馬列氏體相變動力學(xué)有那幾種主要類型，各種類型的特點(diǎn)如何？（一）馬氏體的降溫形成（變溫瞬時形核、瞬時長大）是碳鋼和低合金鋼中最常見的一種馬氏體轉(zhuǎn)變。其動力學(xué)特點(diǎn)為，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，瞬時形核，瞬時長大，形核后以極大的速度長大到極限尺寸，相變時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。（二）馬氏體的爆發(fā)式轉(zhuǎn)變（自觸發(fā)形核，瞬時長大）這種轉(zhuǎn)變在Ms以下某一溫度突然發(fā)生，具有爆發(fā)性，并且一次爆發(fā)中形成一定數(shù)量的馬氏體，爆發(fā) 轉(zhuǎn)變伴有響聲，轉(zhuǎn)變時急劇放出相變潛熱

12、引起試樣溫升。（三）馬氏體的等溫形成（等溫形核，瞬時長大）馬氏體的晶核可以等溫形成，形核需要一定的孕育期，形核率隨過冷增大，先增后減，動力學(xué)曲線具有“S形，等溫形成圖具有“ C”形，符合一般的熱激活形核規(guī)律，等溫轉(zhuǎn)變不能進(jìn)行到底，只能有一部分奧氏體可以等溫轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏 體。（四）表面馬氏體在稍高于MS點(diǎn)的溫度下等溫，往往會在試樣表面層形成馬氏體，其組織形態(tài)，形成速度，晶體學(xué)特征都和Ms點(diǎn)溫度以下試樣內(nèi)部形成的馬氏體為同，這種只產(chǎn)生于表面層的馬氏體稱為“表面馬氏體”。仃、鋼中馬氏體高強(qiáng)度和高硬度的主要原因是什么？（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、孿晶及層錯），使馬氏

13、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。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原子間距增長了 36%，而另外兩個方向上則收縮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稱畸變稱為畸變偶極，可以視其為一個強(qiáng)烈的應(yīng)力場，C原子就在這 個應(yīng)力場的中心，這個應(yīng)力場與位錯產(chǎn)生強(qiáng)烈的交互作用，而使M的強(qiáng)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)力場相互重迭，以致抵消而降低了強(qiáng)化效應(yīng)。（3）時效強(qiáng)化理論計算得出

14、，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)生時效強(qiáng)化，在-60C以上，時效就能進(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原子含量越高時效強(qiáng)化效果越大。（4）動態(tài)應(yīng)變時效：M本來比較軟，在外力作用下通過應(yīng)變時效才能使強(qiáng)度顯著提高 ，碳含量越高，應(yīng)變時效作用越明顯。 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。18、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)長入。滲碳體（有時還有殘余奧氏體）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

15、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)。含碳量低時呈板條狀，含碳量高時 呈透鏡片狀，碳含量中等時兩種形態(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，并且僅分布在鐵素體的內(nèi)部。佃、簡述貝氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)的特點(diǎn)1、貝氏體轉(zhuǎn)變速度比馬氏體轉(zhuǎn)變速度慢得多，一般認(rèn)為是由于在貝氏體轉(zhuǎn)變過程存在碳原子的擴(kuò)散所至。2 、貝氏體轉(zhuǎn)變的不完全性溫度在Bs點(diǎn)

16、以下，貝氏體才可以形成，而且隨著等溫溫度的降低，最大轉(zhuǎn)變量將增加。但是這有兩種情況，一是只 要等溫溫度降低到某一溫度，奧氏體可以全部轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，例如碳鋼、中碳Mn鋼、中碳Si-Mn鋼等就屬于這種情況；二是等溫溫度即使降低到很低的溫度，仍然不能完全轉(zhuǎn)變，仍有部分奧氏體未曾轉(zhuǎn)變而殘留下來，許多種合金鋼就屬于 這種情況，這種現(xiàn)象稱為“轉(zhuǎn)變不完全性”或“轉(zhuǎn)變的自制”。3、可能與珠光體轉(zhuǎn)變或與馬氏體轉(zhuǎn)變重疊在碳鋼和一些合金鋼中，在某一等溫溫度范圍之內(nèi)，貝氏體轉(zhuǎn)變可能與珠光體轉(zhuǎn)變發(fā)生部分重疊。這可能有兩種情 況，一是在過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖中珠光體開始轉(zhuǎn)變在貝氏體轉(zhuǎn)變之前，過冷奧氏體在形成一部分珠光體以后

17、，接著轉(zhuǎn) 變?yōu)樨愂象w；二是在過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖中貝氏體開始轉(zhuǎn)變在珠光體開始轉(zhuǎn)變之前，過冷奧氏體在形成一部分貝氏體以后，接著轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。對于具有較高M(jìn)點(diǎn)的鋼，當(dāng)溫度在 M點(diǎn)以下時，貝氏體轉(zhuǎn)變和馬氏體轉(zhuǎn)變可能發(fā)生重疊。當(dāng)奧氏體急冷至MM溫度范圍的某一溫度并保持恒定以后，奧氏體先有一部分發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，以后其余部分發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，馬氏體轉(zhuǎn)變可 以對貝氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)生促進(jìn)作用。20、時效合金在時效時硬度變化的規(guī)律如何？1、冷時效（自然時效）是指在較低溫度下進(jìn)行的時效，一般是指室溫下擱置時所發(fā)生的情況。 硬度-時間關(guān)系曲線大致可分為三段：孕育期（某些合金的孕育期不明顯） 快速反應(yīng)階段以及慢速反應(yīng)階段。在

18、慢速反應(yīng)階段的后期，硬度基本上保 持常數(shù)。一般認(rèn)為，冷時效所反應(yīng)的性能變化是由G.P .區(qū)形成所致。2、溫時效（人工時效）是指在較高溫度下進(jìn)行的時效。硬度-時間關(guān)系曲線大致可分為三段： 孕育期、硬化階段（上升階段）以及軟化階段（下降階段）。軟化階段又稱 為過時效，需要避免，一般認(rèn)為，是從析出平衡相開始的。溫度愈高，出現(xiàn)極大值或開始出現(xiàn)過時效的時間愈短。溫時 效可以反映析出的全過程甚至析出物的粗化和球化的情況。三、論述題C% 0.0218a + Fe3C6.690.77晶格類型體心立方復(fù)雜斜方面心立方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有部分滲碳體為溶解? 從珠

19、光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的轉(zhuǎn)變方程，AC1以上某一 11形成一奧氏體晶核。奧氏體共析鋼奧氏體長大示我們可以看出：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。實驗證明珠光體向奧氏體 轉(zhuǎn)變符合一般的相變規(guī)律，是一個晶核的形成和晶核長大過程。共析珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變包括奧氏體晶核的形成、晶核 的長大、殘余滲碳體溶解和奧氏體成分均勻化等四個階段。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

20、大奧氏體晶核形成后便開始長大。奧氏體長大的機(jī)制可做如下的解釋。在 晶核形成之后，將產(chǎn)生兩個新的相界面，一個是奧氏體與滲碳體相界面， 另一個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CT-”，奧氏體與滲碳體相鄰的邊界處的碳濃度為CY -C。此時，兩個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CT -cCT - a，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

21、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，滲體體勢必溶入奧氏體，使它們相鄰界面的碳濃度恢復(fù)到 G -c，與此同時，另一個界面上將發(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 Cy - ”，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大。直到將鐵

22、素體和滲碳體消耗完了奧氏體 晶核的長大結(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相界面之間也存在著碳濃度差Ca -c-Ca - Y，因此，當(dāng)碳在奧氏體中進(jìn)行擴(kuò)散的同時，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)奧氏體的長大。3、剩余滲碳體的溶解實驗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，隨著保溫時間的延長或溫度的升高，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消失，而總有部分滲碳體剩余

23、？按相平衡理論，從Fe-FesC相圖可以看出，在高于 陽溫度，岡廁形成的奧氏體，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，GS線的斜率較?。Ｋ?，在奧氏體剛剛形成時， 即F全部消失時，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F&C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

24、，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2、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)三相共存時碳的擴(kuò)散規(guī)律?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，是一個形核及核長大過程。由于珠光體是由兩個相組成，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

25、相變發(fā)生的溫度和奧氏體成分的不同而異。過冷度小時滲碳體是領(lǐng)先相； 過冷度大時鐵素體是領(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)先相的趨勢是相同的。但是，一般認(rèn)為共析鋼中珠光體形成時的領(lǐng)先相是滲碳體。珠光體的形成機(jī)理Y （0.77%C）a （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，包含著兩個同時進(jìn)行的過程，一個是碳的 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)

26、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）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，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)生時引起的應(yīng)變能較??；2片狀伸展時獲得碳原子的面積增大；3片狀形核時碳原子的擴(kuò)散距離相對縮短。長大由于能量、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

27、縱的方向長大，而且也向橫的方向長大。滲碳體橫向長大時，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，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 滲碳體片向縱向長大外，也向橫向長大。鐵素體橫向長大時，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。珠光體的橫向長大，主要是靠鐵素體和滲碳體片不斷增多實現(xiàn)的。這時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)長大時，在長

28、大著的珠光體 與奧氏體的相界上，也有可能產(chǎn)生新的具有另一長大方向的滲碳體晶核，這時在原始奧氏體中，各種不同取向的珠光體 不斷長大，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，并不斷長大，直到長大著的各個珠光體 晶群相碰，奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w時，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，縱向長大是滲碳體片和鐵素體片同時連續(xù)向奧氏體中延伸；而橫向長 大是滲碳體片與鐵素體片交替堆疊增多。珠光體轉(zhuǎn)變時碳的擴(kuò)散規(guī)律當(dāng)珠光體剛剛出現(xiàn)是時，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

29、度C-a較高，與滲碳體接觸處的奧氏體的 C濃度Gcem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。3、試討論粒狀珠光體的形成過程（包括滲碳體的球化機(jī)理和片狀滲碳體的斷裂過程）。1、粒狀珠光體的形成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，也有可能形成粒狀珠光體。 所謂特定條件是：奧氏體化溫度低，保溫時間較短，即加熱轉(zhuǎn)變未充分進(jìn)行，此時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。

30、粒狀珠光體的形成與片狀珠光體的形成情況基本相同，也是一個形核及長大過程，不過這時的晶核主要來源于非自發(fā)晶核。在共析和過共析鋼中，粒狀珠光體的形成是以未溶解的滲碳體質(zhì)點(diǎn)作為相變的晶核，它按球狀的形式而長大， 成為鐵素體基體上均勻分布粒狀滲碳體的粒狀珠光體組織。2、滲碳體的球化機(jī)理粒狀珠光體中的粒狀滲碳體，通常是通過滲碳體球狀化獲得的。根據(jù)膠態(tài)平衡理論，第二相顆粒的溶解度，與其曲率半徑有關(guān)?？拷乔驙顫B碳體的尖角處（曲率半徑小的部分）的固溶體具有較高的 C濃度，而靠近平面處（曲率半徑大的部分）的固溶體具有較低的 C濃度，這就引起了 C的擴(kuò)散，因而打破了碳濃度的膠態(tài)平衡。結(jié)果導(dǎo)致尖角處的滲碳 體溶解

31、，而在平面處析出滲碳體（為了保持 C濃度的平衡）。如此不斷進(jìn)行，最后形成了各處曲率半徑相近的球狀滲碳體。片狀滲碳體破斷 球化機(jī)理示意圖3、片狀滲碳體的球化過程滲碳體片中有位錯存在，并可形成亞晶界，在固溶體（奧氏體或鐵素體，如為后者）與滲碳體 亞晶界接觸處則形成凹坑，如圖所示。在凹坑兩側(cè)的滲碳體與平面部分的滲碳體相比，具有較小的 曲率半徑。因此，與坑壁接觸的固溶體具有較高的溶解度，將引起C在固溶體中的擴(kuò)散，并以滲碳體的形式在附近平面滲碳體上析出。為了保持亞穩(wěn)定平衡，凹坑兩側(cè)的滲碳體尖角將逐漸被溶解， 而使曲率半徑增大。這樣又破壞了此處相界面表面張力（Y cemY cem-cem ）的平衡。為了保

32、持表面張力的平衡，凹坑將因滲碳體繼續(xù)溶解而加深。在滲碳體片亞晶界的另一面也發(fā)生上述溶解析出過程， 如此不斷進(jìn)行直到滲碳體片溶穿，一片成為兩截。滲碳體在溶穿過程中和溶穿之后，又按尖角溶解、 平面析出長大而向球狀化轉(zhuǎn)化。同理，這種片狀滲碳體斷裂現(xiàn)象，在滲碳體中位錯密度高的區(qū)域也 會發(fā)生。因此，在A溫度以下，片狀滲碳體的球化過程，是通過滲碳體的斷裂、C的擴(kuò)散進(jìn)行的，其過程示意如下圖4、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，并說明奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變過程中碳的擴(kuò)片狀滲碳體破斷、球化過程示意圖散規(guī)律。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

33、形成機(jī)理面心立方）Y (0.77%C)a (0.02%C)+ cem (6.67%C)（體心立方）（復(fù)雜單斜）可以看出，珠光體的形成過程，包含著兩個同時進(jìn)行的過程，一個是碳的擴(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” C 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）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，珠光體的 晶核也可以在奧氏體晶粒內(nèi)出現(xiàn)。形狀：片狀

34、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)生時引起 的應(yīng)變能較??；2片狀伸展時獲得碳原子的面積增大；3片狀形核時碳 原子的擴(kuò)散距離相對縮短。長大片狀珠光體形成過程示意圖由于能量、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大，而且也向橫的方向長大。滲碳體橫向長大時，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，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 滲碳體片向縱向長大外，也向橫向長大。鐵素體橫向長大時，必然要向兩

35、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。珠光體的橫向長大，主要是靠鐵素體和滲碳體片不斷增多實現(xiàn)的。這時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)長大時，在長大著的珠光體 與奧氏體的相界上，也有可能產(chǎn)生新的具有另一長大方向的滲碳體晶核，這時在原始奧氏體中，各種不同取向的珠光體 不斷長大，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，并不斷長大，直到長大著的各個珠光體 晶群相碰，奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w

36、時，珠光體形成即告結(jié)束。”.廣由上述珠光體形成過程可知，珠光體形成時，縱向長大是滲碳體片和鐵素G/體片同時連續(xù)向奧氏體中延伸；而橫向長大是滲碳體片與鐵素體片交替堆疊增/多。珠光體轉(zhuǎn)變時碳的擴(kuò)散規(guī)律當(dāng)珠光體剛剛出現(xiàn)是時，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Q較高，與滲碳體接觸處的奧氏體的 C濃度Cm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。5、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。片狀珠光體形成時C的擴(kuò)散示意圖(1)、板條狀馬氏體

37、板條狀馬氏體是低、中碳鋼，馬氏體時效鋼，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，所以有時也稱之為塊狀馬氏體。又因為這種馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為位錯，通常也稱為位 錯型馬氏體。這種馬氏體是由若干個板條群組成的，也有群狀馬氏體之稱。每個板條群是由若干個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K S關(guān)系，慣習(xí)面為(111) Y，(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，

38、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貫穿整 個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 成時具有分割奧氏體晶粒的作用。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

39、位向關(guān)系與形成溫度有關(guān)，形成溫度高時，慣習(xí)面為(225) y,與奧氏體的位向關(guān)系為K S關(guān)系；形成溫度低時，慣習(xí)面、(259) y為，位向關(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)。6、鋼中馬氏體高強(qiáng)度和高硬度的本質(zhì)。(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、孿晶及層錯等)，使馬氏

40、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a s很接近，而退火的F的a s僅為98137MP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原子間距增長了 36%而另外兩個方向上則收縮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稱畸變稱為畸變偶極，可以視其為一個強(qiáng)烈的應(yīng)力場，C原子就在這個應(yīng)力場的中心，這個應(yīng)力場與位錯產(chǎn)生強(qiáng)烈的交互作用，而使M的強(qiáng)度提高。當(dāng)C3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)力場相互重迭，以致抵消而降低了強(qiáng)化效應(yīng)。(3) 時效強(qiáng)化理論計算

41、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)生時效強(qiáng)化，在-60 C以上，時效就能進(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原子含量越高時效強(qiáng)化效果越大。(4) 動態(tài)應(yīng)變時效：M 本來比較軟，在外力作用下通過應(yīng)變時效才能使強(qiáng)度顯著提高，碳含量越高，應(yīng)變時效作用越明顯。a 02幾乎與C%6關(guān)且數(shù)值也不高只有196MPa而a2則隨C%|加而急劇增加。7、根據(jù)貝氏體形成的熱力學(xué)說。并解釋上貝氏體和下貝氏體的形態(tài)特征。貝氏體轉(zhuǎn)變是通過形核與長大進(jìn)行的；轉(zhuǎn)變時的領(lǐng)先相是鐵素體；轉(zhuǎn)變過程中有碳原子的擴(kuò)散，轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力也是 新舊兩相之間的體積自由能之差；在轉(zhuǎn)變過程中系統(tǒng)的能量狀態(tài)變化AG也可由下式給出：= Gv * =Gs *Ge ：Gd如果貝氏體中的鐵素體確是按馬氏體型轉(zhuǎn)變形成，那么貝氏體形成