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文檔簡介
1、固態(tài)相變部分(60分)試題類型:一、 選擇題(20分)二、 名詞解釋(20分)1 何謂奧氏體本質(zhì)晶粒度? (3分) 答:根據(jù)標準試驗方法,在930±10,保溫38小時后測定的奧氏體晶粒大小。、2何謂奧氏體熱穩(wěn)定化? (3分) 答:淬火時因緩慢冷卻或在冷卻過程中停留引起奧氏體穩(wěn)定性提高,而使馬氏體轉(zhuǎn)變遲滯的現(xiàn)象。3何謂二次硬化? (4分) 答:含有Mo、V、W、Nb、Ti等合金元素的鋼淬火后回火時,隨溫度升高,析出特殊碳化物,導致鋼的再度硬化的現(xiàn)象。 4Ms點的定義及其物理意義是什么? (5分) 答:馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度,即奧氏體和馬氏體的兩相自由能差達到相變所需的最小驅(qū)動力值時的溫度。
2、5寫出馬氏體相變的K-S位向關(guān)系和西山位向關(guān)系。(5分)答: K-S關(guān)系:111110;<110><111> 西山關(guān)系:111110;<112><110>6簡述馬氏體相變的主要特征。 (10分)答:切變共格和表面浮凸現(xiàn)象; 無擴散性; 具有一定的位向關(guān)系和慣習面; 在一個溫度范圍內(nèi)完成相變(Ms-Mf),大于某一臨界冷速; 可逆性,有As點和Af點; 鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變速度極快;7簡述淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變概況。 (15分)答:馬氏體中碳的偏聚(回火前期階段時效階段) 80-100以下 板條馬氏體,C原子向位錯線附近偏聚,馬氏體彈性畸變能下降。 片
3、狀馬氏體,大多數(shù)C在某些晶面上富集,形成小片狀富碳區(qū),這種偏聚稱為予沉淀聚集。 馬氏體分解(回火第一階段轉(zhuǎn)變)100-250 含碳量較高的片狀馬氏體發(fā)生分解,馬氏體中的C降低,正方度c/a減小。分解機構(gòu):<150為雙相分解,>150為連續(xù)式分解。分解產(chǎn)物:過飽和度下降的馬氏體彌散分布的亞穩(wěn)碳化物(-FexC)。-FexC的結(jié)構(gòu)為密排六方點陣,慣析面為100,并與母相保持一定的位向關(guān)系,形態(tài)為條狀薄片。 <0.2%C的低碳馬氏體在不析出-FexC。C原子仍繼續(xù)在位錯線附近偏聚。 殘余奧氏體轉(zhuǎn)變(回火第二階段轉(zhuǎn)變) 200-300 C>0.4%時,淬火碳鋼中有較多的殘余奧氏
4、體存在,在此溫度下發(fā)生分解,轉(zhuǎn)變?yōu)橄仑愂象w。如果溫度較高,殘余奧氏體可能轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。 碳化物轉(zhuǎn)變(回火第三階段轉(zhuǎn)變)250-400。 碳鋼馬氏體中過飽和C幾乎全部脫溶,并形成比-FexC更穩(wěn)定的碳化物。在碳鋼中馬氏體分解完成溫度為350,此時馬氏體基體中C為0.001-0.02%,達到平衡含碳量。 比-FexC更穩(wěn)定的碳化物有兩種: 較低溫度時為-碳化物,F(xiàn)e5C2,單斜晶系,慣析面112。 較高溫度時為-碳化物,F(xiàn)e3C,正交晶系,慣析面110和112。碳化物的聚集長大和相的回復再結(jié)晶 >400。 超過400,滲碳體開始聚集和球化;超過600后,滲碳體迅速聚集并粗化,與基體的共格關(guān)系
5、被破壞,形成球狀(粒狀)滲碳體并長大。 超過400時,馬氏體發(fā)生明顯的回復。板條馬氏體內(nèi)的位錯逐漸消失,位錯密度降低,剩余位錯重新排列成兩維位錯網(wǎng)絡(luò),形成亞晶粒。片狀馬氏體中的攣晶消失,由位錯胞所取代。淬火應(yīng)力基本消除。但馬氏體的外形仍然被保留。 超過600時,相發(fā)生再結(jié)晶,由位錯密度較低的等軸狀-Fe晶粒逐步取代回復后的細條狀或片狀馬氏體組織。最終形成等軸-Fe晶粒和分散分布的球狀Fe3C組織(回火索氏體)。8簡述第二類回火脆性的主要特征、影響因素和機制。為防止這類脆斷事故,應(yīng)選用哪種合金鋼,熱處理工藝應(yīng)注意什么? (15分)答:第二類回火脆性亦稱為高溫回火脆,在450-600出現(xiàn)。 主要特
6、征:對回火后的冷卻速度敏感。慢冷產(chǎn)生,快冷可消除或減輕。 可逆性。脆化狀態(tài)試樣,重新回火并快冷,可恢復韌性; 韌化狀態(tài)試樣,重新回火并慢冷,又重新脆化。 其斷口呈沿晶斷裂 影響因素:主要是化學成分 鋼中出現(xiàn)回火脆性,需含有一定的碳含量。 鋼中出現(xiàn)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等能減弱回火脆性敏感性。 奧氏體化溫度提高,回火脆性敏感性增大。 機制:一般認為,P、As、Sb等雜質(zhì)因素向原始奧氏體晶界偏聚是其主要原因。 預防措施:選用含Mo鋼。 選用有害雜質(zhì)元素極少的高純度鋼。 采用回火后快冷+更低溫度的一次補充回火。 對亞共析鋼采用亞溫
7、淬火,使P等元素溶入殘留相中,減少其向原奧氏體晶界的扁聚。 采用形變熱處理方法,減弱回火脆性。鋼中奧氏體形成部分1.粒狀P(珠光體)、粗片狀P、細片狀P、馬氏體,轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時,其轉(zhuǎn)變速度有何差別?組織對Vr的影響:珠光體層片間距減小,碳的濃度梯度增大,使碳原子的擴散速度加快,而碳原子擴散距離也減小,這些都增大奧氏體的長大速度。鋼的原始組織愈細小,奧氏體的形成速度愈快。原始組織中碳化物形狀對奧氏體形成速度也有一定影響。相界面大,易于溶解,加熱時奧氏體容易形成。對于非平衡組織M,加熱析出的K的彌散度很大。粒狀P(珠光體)< 粗片狀P < 細片狀P < 馬氏體2.有名義成分相同的
8、A、B兩件鋼,經(jīng)不同加熱溫度淬火后的性能變化不同,隨淬火加熱溫度升高,鋼A的K(沖擊韌性)值漸漸下降,鋼B的K值基本不變,但高于950時,快速降低,分析其原因。 原因為,A為本質(zhì)粗晶粒鋼,其經(jīng)理大小隨著溫度的升高而穩(wěn)定的增加,所以其K隨晶粒度的增大而逐漸減??;而B為本質(zhì)細晶粒鋼,在其晶粒粗化溫度(950)以下升溫時,晶粒大小保持穩(wěn)定。當加熱到950,即其晶粒粗化溫度時,其晶粒開始強烈地長大,由于這個原因,表現(xiàn)出K的突然下降。3.共析鋼P(珠光體)(奧氏體)轉(zhuǎn)變過程有哪些階段組成。a. 晶核的形成:通常在/Fe3C相界面上b. 晶核的長大:奧氏體晶核向及Fe3C兩個方向長大,機理:界面推移長大c
9、. 殘留碳化物的溶解:升高溫度,延長保溫時間,使殘留碳化物溶解d. 均勻化4. (奧氏體)晶粒度的三個基本概念?晶粒粗化溫度? 起始晶粒度:在臨界溫度以上,奧氏體形成剛剛完成,其晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶粒大小 實際晶粒度:在某一加熱條件下所得到的實際奧氏體晶粒大小 本質(zhì)晶粒度:根據(jù)標準實驗方法,在930+10保溫足夠時間(38小時)后,測得的奧氏體晶粒大小 晶粒粗化溫度:本質(zhì)細晶粒鋼加熱時,晶粒開始強烈長大的溫度。5. (奧氏體)晶粒大小對性能有什么影響? a.對強度的影響: 根據(jù)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.對沖
10、擊韌性的影響: 奧氏體晶粒尺寸對鋼的韌性有決定性影響,d,K6.為什么合金鋼熱處理時采用比碳鋼更長的保溫時間? 保溫時間即進行奧氏體均勻化的時間。合金元素的擴散速率遠低于碳,并且部分合金元素形成特殊碳化物,使碳的擴散速度下降,這些都影響均勻化速度,故合金鋼熱處理時采用比碳鋼更長的保溫時間7.共析碳鋼加熱至A1以上,三相共存時,各相成分及晶體結(jié)構(gòu)。 相組成: + Fe3C (>A1) 成分(%C): 0.02 6.69 0.77晶體結(jié)構(gòu): b.c.c 復雜斜方 f.c.c8、名詞解釋:奧氏體(是碳及各種化學元素溶于-Fe中的固溶體) 、奧氏體化(將鋼加熱至Ac3或Ac1點以上,以獲得完全或
11、部分奧氏體組織的操作稱作奧氏體化)、奧氏體化溫度(鋼進行奧氏體化時的保溫溫度)、奧氏體化時間(鋼在奧氏體化溫度的保持時間)9、A1、AC1、Ar1的物理意義? A1為鋼中奧氏體共析分解轉(zhuǎn)變的平衡溫度,F(xiàn)e-C合金中A1=727;AC1是以規(guī)定速度加熱時,珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的臨界點;Ar1是以規(guī)定速度冷卻時,過冷奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變的臨界點; 10、珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變過程中為什么總是鐵素體先消失?結(jié)合奧氏體晶粒長大速度說明。 在奧氏體晶體長大過程中,由于奧氏體與鐵素體相界面處的碳濃度差顯著地小于滲碳體和奧氏體相界面處的碳濃度差,所以,奧氏體只需溶解一小部分滲碳體就會使奧氏體達到飽和;同時,必須溶解
12、大量的鐵素體,才能使奧氏體的碳含量趨于平衡。所以,奧氏體溶解鐵素體的速度始終大于溶解滲碳體的速度,故在共析鋼中,總是鐵素體先消失。奧氏體向鐵素體推移速度為:奧氏體向鐵素體推移速度為: D*V= -K (1) C- C-奧氏體向滲碳體推移速度: D* Vcem = -K (2) 6.67-Ccem將(1)/(2)得: V 6.67-Ccem Vcem C- C-從Fe-C相圖上看,在AC1以上任何溫度下奧氏體化,此速度之比均大大地大于1。因此,隨奧氏體化溫度升高,奧氏體向鐵素體的推移速度加快。 11、控制奧氏體晶粒長大的措施1)、合理選擇加熱溫度與加熱時間在保證奧氏體成分均勻的前提下,
13、快速加熱并短時保溫能獲得細小的奧氏體晶粒。2)、合理選擇鋼的原始組織原始組織主要影響奧氏體起始晶粒度。一般來說,原始組織愈細,碳化物彌散度愈大,所得到的奧氏體起始晶粒就愈細小。 例如:片狀珠光體比粒狀珠光體容易過熱,因為片狀碳化物溶解快,轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的速度快,奧氏體形成后就較早的長大。在生產(chǎn)中對于滾珠軸承鋼、工具鋼要求原始組織為粒狀珠光體,原因之一就是這種組織不易過熱。3)、加入一定量的合金元素12、細化晶粒的措施可以采用重結(jié)晶處理來細化晶粒。工件經(jīng)熱加工(鑄造、鍛造、軋制、焊接等)以后,往往造成晶粒粗大,使工件的力學性能降低,同時對最終熱處理帶來不利的影響。為此,可通過重結(jié)晶來細化晶粒。例如
14、:對于有粗大晶粒的亞共析鋼,可以采取完全退火(加熱到Ac33050 保溫后爐冷)或正火(加熱到Ac3以上 保溫后空冷)來細化晶粒。13、試畫出亞共析碳鋼、共析碳鋼和過共析碳鋼奧氏體等溫形成示意圖。F+P+APF F+AC亞共析碳鋼奧氏體等溫形成示意圖共析碳鋼奧氏體等溫形成示意圖C+P+APC 過共析碳鋼奧氏體等溫形成示意圖14、選擇題:1、提高奧氏體的形成溫度有利于獲得細小的_d_a. 實際晶粒度; b. 起始晶粒度;c. 本質(zhì)晶粒度;d. 都不對2、 氏體中碳原子可能位于鐵原子組成晶胞的_a. 體心; b. 棱邊中心;c. 體心或棱邊中心;d. 體心和棱邊中心;(C原子在-Fe點陣中處于由F
15、e原子組成的八面體中心間隙位置,即面心立方晶胞的中心或棱邊中點)15、綜述奧氏體的主要性能。答:奧氏體是碳溶于rFe中的間隙固溶體,碳的溶入,使點陣發(fā)生畸變,從而點陣常數(shù)增大;雖然,大多合金元素為置換型的,但由于二者的原子半徑不等,從而亦引起點陣畸變,上述因素均使奧氏體得到強化。 在鋼的各種組織中,A的比容最小,而線膨脹系數(shù)最大,且為順磁性,根據(jù)這些性能不僅可以定量分析奧氏體量,測定相對開始點,而且可以用來控制熱處理變形及制作功能元器件。 A的導熱系數(shù)較小,僅比滲碳體大,為避免工件的變形,故不宜采用過大的加熱速度。 由于奧氏體塑性好,S較低,易于塑性變形,故工件的塑性變形常常加熱到奧氏體單相區(qū)
16、中進行。奧氏體的形成1 從熱力學出發(fā),合金相可能存在哪幾種狀態(tài)?試舉例說明。 答:按照熱力學第二定律,隔離體系中,過程自發(fā)的方向為自由能降低的方向??梢耘袛?,體系處于自由能最低的狀態(tài)為穩(wěn)定狀態(tài)。照此規(guī)律,合金相可以分下述三種狀態(tài): 1) 穩(wěn)定相:在體系中處于自由能最低的相。例如,在室溫存在的鐵素體,在9101394存在的奧氏體等; 2) 亞穩(wěn)相:在
17、體系中處于自由能較低且與最低自由能位的相由能壘相分隔的相。例如,在室溫存在的滲碳體,馬氏體等; 3) 不穩(wěn)定相:在體系中處于自由能較低且與穩(wěn)定相和亞穩(wěn)相之間無能壘相分隔的相。例如,過冷奧氏體等。 2 綜述奧氏體的主要性能。(200字以內(nèi)) 答:奧氏體是碳溶于rFe中的間隙固溶體,碳的溶入,使點陣發(fā)生畸變,從而點陣常數(shù)增大;雖然,大多合金元素為置換型的,但由于二者的原子半徑不等,從而亦引起點陣畸變,上述因素均使奧氏體得到強化。 在鋼的各種組織中,A的比容最小,而線膨
18、脹系數(shù)最大,且為順磁性,根據(jù)這些性能不僅可以定量分析奧氏體量,測定相對開始點,而且可以用來控制熱處理變形及制作功能元器件。 A的導熱系數(shù)較小,僅比滲碳體大,為避免工件的變形,故不宜采用過大的加熱速度。 由于奧氏體塑性好,S較低,易于塑性變形,故工件的塑性變形常常加熱到奧氏體單相區(qū)中進行。 3 畫出Fe-Fe3C亞穩(wěn)平衡圖,說明加熱時奧氏體的形成機理。 答:加熱時,奧氏體的形成,是在固態(tài)下實現(xiàn)的相變,它屬于形核長大型,是受擴散控制的。 1)奧氏體的形核 (1)
19、60; 形核的成分、結(jié)構(gòu)條件 由 FeFe3C 相圖知,在A1溫度 C% 0.0218 6.69 0.77 結(jié)構(gòu) 體心立方 復雜斜方 面心立方 可見,轉(zhuǎn)變前的二相與轉(zhuǎn)變產(chǎn)物不僅在成分上,而且在結(jié)構(gòu)上都很大差異。所以,奧氏體的形核需同時滿足成分、結(jié)構(gòu)及能量上的要求。 (2) 形核的自由能判據(jù) 珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時,體系總的自由能變化為 其中 為與的自由能差 為晶體缺陷處形核時引起的自由能降低 為彈性應(yīng)變能 為產(chǎn)生新相后
20、引入的界面能 由熱力學知,在溫度, ,而 、 、 均為正植,并且僅僅依靠缺陷以及能量起伏提供的能量,并不能使 ,所以相變必須在一定的過熱度下,使得 , 才能得 。由此可見,相變必須在高于A1的某一溫度下才能發(fā)生,奧氏體才能開始形核。 (3)形核位置 鑒于相變對成分、結(jié)構(gòu)以及能量的要求,奧氏體晶核將在FFe3C相界面上優(yōu)先形成,這是由于: 如所前所述,晶界形核,可以消除部分晶體缺陷而使體系的自由能降低,有利于相變對能量的要求。 相界面兩邊的碳濃度差大,較易獲得與新相奧氏體相適配的碳濃度,況且碳原子沿晶界擴散也較晶內(nèi)為快,從而加速了奧氏體的形核。 晶界處,原子排列較不規(guī)則,易于產(chǎn)生結(jié)構(gòu)起伏,從而由
21、bcc改組成fcc。一旦在相界面處形成奧氏體核心,則產(chǎn)生三相平衡,且晶核的生長隨之開始。 )奧氏體晶核的生長 由于PA的轉(zhuǎn)變是擴散型相變,且相變是在較高溫度下進行的,二相的自由能差較小,故奧氏體的生長主要受控于C、Fe原子的擴散,根據(jù) Fick第一定律,擴散通量與濃度梯度成正比,且向著濃度降低的方向進行,所以我們只要分析相界面處與奧氏體晶核內(nèi)部的濃度梯度,就可預測晶核長大的趨勢。 由Fe-Fe3C相圖知(相圖略),PA時,將產(chǎn)生兩個相界面、+Fe3C,而Fe3C相界面消失,各界面處的濃度為: (最大) (最?。?(中等) 從而在相內(nèi)產(chǎn)生碳濃度差 (雖然在相內(nèi)亦存在濃度梯度,但比起相內(nèi)的要小的多
22、,故予以忽略),從而產(chǎn)生濃度梯度,引起碳的擴散;擴散的結(jié)果, , ,這就破壞了該溫度下 、 相界面處原子的平衡,為了得到這種平衡,在 相界面處,必須通過 溶入奧氏體,使 ,則奧氏體向 推進了一段距離;與此同時,在 相界面處,必須通過 ,使 ,則奧氏體又向 推進一段距離,從而實現(xiàn)了奧氏體晶核的生長。由于 相界面處的濃度差遠大于 相界面處的濃度差,奧氏體向鐵素體推進的速度遠大于向 推進的速度,所以在奧氏體生長過程中,往往是鐵素體優(yōu)先消失,而 有剩余。 )殘留Fe3C的溶解 由于殘留Fe3C中的C通過擴散進入奧氏體,而A中的Fe則通過擴散,進入Fe3C陣點,隨之Fe3C中的C濃度降低,使得復雜斜方結(jié)
23、構(gòu)變得不穩(wěn)定,逐漸改組為面心立方點陣,實現(xiàn)了殘留奧氏體的溶解。 )奧氏體成分的均勻化 綜上所述,珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的過程是一個形核長大的過程,是受擴散控制的。由于相變對成分、結(jié)構(gòu)、能量的要求,A首先在/Fe3C相界面上形核,從而產(chǎn)生/,/Fe3C二個相界面。奧氏體晶核借助于相界面上的濃度差而產(chǎn)生的濃度梯度,通過擴散生長。在A生長過程中,鐵素體優(yōu)先消失,殘留滲碳體則借助于Fe、C原子的擴散進一步溶解,最后經(jīng)過Fe、C原子在A內(nèi)部的進一步擴散,而得到成分均勻的奧氏體。 4 綜述奧氏體晶粒度的概念,說明如何加熱可得到細晶奧氏體。 答:晶粒度晶粒大小的尺度,共分8級,14級為粗
24、晶粒;58級為細晶粒。超過8級的為超細晶粒。可分為下述三種: 起始晶粒度。奧氏體轉(zhuǎn)變剛剛完成,其晶粒邊界剛剛接觸時的晶粒大小。一般地講,這時的奧氏體由一批晶粒大小不一,晶粒易彎曲的晶粒組成。 實際晶粒度:在某一加熱條件下最終獲得的奧氏體晶格大小。它基本決定了熱處理后的晶粒大小及該加熱條件下奧氏體的性能。 本質(zhì)晶粒度:在一定熱條件下,奧氏體晶粒長大的傾向,它基本上由鋼材冶煉時的脫氧方法所決定。 條件:930±10,保溫38小時,晶粒度為14級,本質(zhì)細晶結(jié)構(gòu),而58級則為本質(zhì)細晶粒鋼。 5 設(shè)Fe的點陣常數(shù)為3.64 ,C的原子半徑為0.77 ,解:若平
25、均2.5個Fe晶胞中溶入一個C原子,則單胞的相對膨脹量為多大? 解:依題意,F(xiàn)e的點陣常數(shù) ,設(shè)Fe的八面體間隙半徑為r8,則 ,碳原子進入八面體間隙后,八面體間隙脹大的體積為 3,故相對膨脹量為 。貝氏體轉(zhuǎn)變1在普通的中高碳鋼中,上B和下B的形成溫度范圍?A1-550,P轉(zhuǎn)變(高溫轉(zhuǎn)變)550-Ms,B轉(zhuǎn)變(中溫轉(zhuǎn)變)< Ms, M轉(zhuǎn)變(低溫轉(zhuǎn)變)B轉(zhuǎn)變中,550-350 上B 350- Ms 下B貝氏體:過飽和碳的與彌散分布的碳化物所組成的非層片狀的兩相混合物。2在光鏡下,上B和下B的組織形態(tài)特征?根據(jù)電鏡觀察上B和下B中碳化物分布特點及其類型和形狀?上B:(中溫區(qū)上部,550-35
26、0,普通中高碳鋼)組織形態(tài):光鏡下:羽毛狀,電鏡下:在晶界形核,板條狀的+條間的K。板條狀的平行排列,條間的K粒狀,短桿狀,條狀,有方向性。亞結(jié)構(gòu):上B的中,有位錯壓結(jié)構(gòu)纏結(jié)。下B:(350- Ms)組織形態(tài):(可在晶內(nèi)或晶界形核)光鏡下:針片狀,互成一定角度,分布雜亂。電鏡下:可在晶界和晶內(nèi)形核,鐵素體片中分布著排列成行的細片狀或粒狀碳化物,以55-600角度與長軸相交。下B的碳化物僅分布在鐵素體片內(nèi)部。亞結(jié)構(gòu):位錯(比上B多)3粒狀B的形成條件?光鏡下組織形態(tài)?亞結(jié)構(gòu)?粒狀B的形成條件?¨粒狀B的形成條件:形成于比上B稍高的溫度等溫;形成于低碳鋼或低、中碳合金鋼化后空冷(熱軋、焊
27、接)。¨組織形態(tài):粒狀組織是由不規(guī)則的塊狀鐵素體和無規(guī)則分布的島狀富碳奧氏體所構(gòu)成¨亞結(jié)構(gòu):中為位錯;小島中為孿晶。¨4B轉(zhuǎn)變的熱力學特點?分析其原因?較小的T下,Bs>>MsGV體積自由能,Gs表面能,Ge彈性應(yīng)變能原因:1)由于C的擴散,降低了B中的C,使GB,根據(jù),可知道GV,驅(qū)動力。 2)由于碳的脫溶,使B與之間的比容差,使得Ge,阻力。5.B轉(zhuǎn)變的動力學特點?影響B(tài)轉(zhuǎn)變的動力學因素?B轉(zhuǎn)變的動力學特點:(1)貝氏體轉(zhuǎn)變速度比馬氏體轉(zhuǎn)變速度慢得多原因是:貝氏體的長大速度受碳原子從鉄素體中脫溶所控制。(2)貝氏體轉(zhuǎn)變的不完全性,具有自制現(xiàn)象(3)
28、可能與珠光體轉(zhuǎn)變或馬氏體轉(zhuǎn)變重疊影響B(tài)轉(zhuǎn)變的動力學因素:1) 化學成分 C的影響:C強烈的推遲B轉(zhuǎn)變,使鼻尖(Bs)C%VB 合金元素影響:除Co,Al加速B相變外,其余均使B轉(zhuǎn)變曲線右移,鼻尖2) 晶粒大小dr,VB,C曲線向右移3) 化溫度化溫度,K溶解,均勻性, dr,使VB,C曲線右移。4) 冷卻的不同溫度停留及部分發(fā)生相變的影響。(a) 在珠光體相變與貝氏體相變之間的過冷奧氏體穩(wěn)定區(qū)停留時會加速隨后的貝氏體相變速度。(b) 在貝氏體形成溫度范圍的高溫區(qū)停留,形成部分上貝氏體后再冷卻至貝氏體相變的低溫區(qū)時,將使下貝氏體相變的孕育期延長,降低其轉(zhuǎn)變速度,減少最終貝氏體轉(zhuǎn)變量。(c) 在M
29、s點稍下溫度或在貝氏體形成溫度范圍的低溫區(qū)停留,先形成少量的馬氏體或下貝氏體后再升高至較高溫度時,先形成的馬氏體或下貝氏體都將使隨后的貝氏體(下貝氏體或上貝氏體)相變加速。5) 應(yīng)力及塑變的影響(a)應(yīng)力影響:拉應(yīng)力使VB。塑變的溫度:較高溫度區(qū)域(800-1000)變形,使VB;較低溫度區(qū)域(300-350)變形,使VB。6影響B(tài)強度和硬度的組織因素?四個組織因素:1) B中的晶粒大?。l或片的粗細)(%C與形成溫度決定),晶粒越細小,HRC。2) 碳化物的彌散度:K彌散度,HRC。3) 碳和合金元素的固溶強化:碳和合金元素的固溶度,強化效應(yīng),HRC。4) 位錯密度:,HRC。附:隨著B形成
30、溫度下降,B晶粒尺寸,K彌散度, B中C%,(固溶度),使HRC,所以下B的強度硬度比上B高。7比較上B和下B的機械性能并解釋原因?強度硬度性能:下B>上B;韌性:K下B>K上B原因:對于上B:上B中K主要分布在條間條和K分布有明顯的方向性和K的尺寸較大 對于下B:下B中片分布無明顯的方向性尺寸小K成彌散分布。上B中一旦產(chǎn)生裂紋,易擴展。B淬火,必定是指下B淬火。馬氏體相變1 馬氏體相變最基本的特點是什么?無擴散性和切變共格性2 按金相形態(tài)分,鋼中M的兩種主要類型是什么?它們的金相形態(tài)特征,亞結(jié)構(gòu),性能特點各是什么?鋼中M:過飽和碳原子的Fe固溶體。按金相形態(tài)分:板條狀和片狀。1)
31、 板條狀M(低碳M,位錯M)金相形態(tài):呈板條狀,平行成束分布,顏色較片狀M深。亞結(jié)構(gòu):位錯亞結(jié)構(gòu)(纏結(jié)位錯,呈胞狀分布),位錯密度很高(隨C,)。性能特點:具有較高強度,且韌性較好。原因:滑移系,塑變抗力,塑韌性,顯微裂紋少,不造成脆性增加。2) 片狀M(高碳M,孿晶M)金相形態(tài):呈片狀(針狀,竹葉狀),馬氏體片間不相互平行,互有一定角度。在一個成份均勻的內(nèi),先形成的第一片M貫穿整個晶粒,分為兩半,隨后的M片大小受限制,在M中可見到有明顯的中脊線。亞結(jié)構(gòu):主要為孿晶,有少量位錯。性能特點:具有高強度,但脆性大,韌性很差。原因:滑移系,塑變抗力,塑韌性,顯微裂紋,脆性,k分步不均勻,脆性。附:兩
32、種M的形成條件:>1.0C的(不是鋼的成分,是中碳含量),完全轉(zhuǎn)變成片狀M;<0.3C的,完全轉(zhuǎn)變成板條狀M;0.31.0C的,轉(zhuǎn)變成板條狀M+片狀M的混合組織CMo%,使Ms,有使片狀M產(chǎn)生的傾向。(>1.0C的鋼不一定全為片狀M,因為可能還有Fe3C的成份。3 鋼中M最主要的性能特點是什么?M的強化機制?鋼中M最主要的性能特點是:高硬度和高強度。(其硬度隨含碳量增加而增加,強度隨含碳量先增加后穩(wěn)定。相同碳含量的合金鋼與碳鋼,硬度差不多,合金鋼的強度更大)M的強化機制:1) 固溶強化:碳原子強制固溶于點陣中造成不對稱畸變,會阻礙位錯運動,因而造成硬化和強化。2) 相變強化:
33、由M相變的切變特性造成晶體內(nèi)產(chǎn)生大量微觀缺陷(位錯,孿晶,層錯等),會阻礙位錯的運動,使M強化。3) 時效強化:M形成后,碳及合金元素向位錯和其它晶體缺陷處偏聚或析出,釘扎位錯,使位錯運動受阻,造成時效強化。C,時效強化效果越明顯。附:Fe3C分解溶入,>Acm加熱后淬火,C,HRC。因為C,Ms,M,所以HRC。4 鋼和鐵合金中M相變動力學有哪幾種類型?降溫轉(zhuǎn)變的動力學特點?相變類型:降溫轉(zhuǎn)變; (工業(yè)用鋼)爆發(fā)式轉(zhuǎn)變;恒(等)溫轉(zhuǎn)變;表面轉(zhuǎn)變。降溫轉(zhuǎn)變動力學特點: 降溫形式:相變時M轉(zhuǎn)變量只隨溫度下降而增加。MsM轉(zhuǎn)變溫度,Tg:實際降到的溫度 瞬時形核,瞬時長大,不需要孕育期,長大
34、速度極快。 相變不完整性:<100M,Ms,書上:(一),當冷到Ms以下時,在該溫度下能夠形成M的晶核瞬時形成,必須不斷降溫才能使M晶核不斷形成;(二)M晶核形成后長大速度極快,甚至在低溫下,所需激活能小。(三)一個M單晶長大到一定尺寸后就不再長大,而是依靠影響M晶核形成,長成新的M。5 影響M中強韌性的主要因素?M的HRC,主要取決于碳含量。M的塑性,韌性主要取決于亞結(jié)構(gòu)。6 Ms點的物理意義?影響Ms的主要因素?Ms點的物理意義:和M兩相的化學自由能之差達到相變所需要的最小驅(qū)動力時的溫度。 Ms,。影響Ms的主要因素:1) 的化學成份C、N含量的影響:最顯著,C,Ms(影響低);合金
35、元素:除Al、Co外,其余Me,使Ms(影響高)2) 晶粒度的影響:d使Ms,因為d,晶體缺陷,s使Ms。3) 形變和應(yīng)力的影響:形變:a在MdMs之間,可誘發(fā)M轉(zhuǎn)變,Ms;b在MsMf之間的形變,促使M轉(zhuǎn)變,形變量越大,轉(zhuǎn)變的M;c能析出K的,塑性變形使K析出,中C,Me, Ms應(yīng)力:a拉應(yīng)力和單向壓應(yīng)力使Ms;b多向壓應(yīng)力使Ms。4) 化條件對Ms的影響:加熱時間,保溫時間,有利于C、Co溶入中,Ms;d使Ms。7 什么是奧氏體穩(wěn)定化?主要表現(xiàn)?種類?轉(zhuǎn)變遲滯效應(yīng)?穩(wěn)定化:指在淬火過程中,由于外界條件影響而引起其穩(wěn)定性增高的效應(yīng)。(奧氏體內(nèi)部結(jié)構(gòu)在外界因素作用下發(fā)生某種變化而使奧氏體向馬氏
36、體轉(zhuǎn)變呈遲滯的現(xiàn)象。主要表現(xiàn):1. Ms點;2. 轉(zhuǎn)變發(fā)生遲滯,最終M,;3. 對于恒溫M轉(zhuǎn)變,則使孕育期,C曲線右移。穩(wěn)定化種類:1. 熱穩(wěn)定化:是指在淬火時因慢冷或中間停留而造成的穩(wěn)定化。在Ms點以上點停留,使Ms,停留時間,Ms多;在Ms點以下點停留一段時間,繼續(xù)冷卻時,M轉(zhuǎn)變并不立即進行,而是冷過一段溫度后才繼續(xù)轉(zhuǎn)變,這種現(xiàn)象稱“轉(zhuǎn)變遲滯效應(yīng)”。停留溫度一定,隨停留時間,穩(wěn)定化程度轉(zhuǎn)變遲滯,M,;停留時間相同,隨停留溫度,穩(wěn)定化程度;鋼中C%,穩(wěn)定化程度,金屬元素中K形成元素,促進穩(wěn)定化程度,非K形成元素,無影響。2. 機械穩(wěn)定化:在淬火過程中受到較大塑性變形而引起的穩(wěn)定化現(xiàn)象。變形溫
37、度,穩(wěn)定化程度,變形量。M相變造成大量塑性變形,使穩(wěn)定化。少量塑性變形反而使穩(wěn)定化降低,稱反穩(wěn)定化。8 何謂淬透性?淬硬性?各與什么有關(guān)?淬透性:表示鋼材接受淬火的能力,即獲得M的能力。淬透性與的成份,晶粒度,均勻性有關(guān),與合金元素關(guān)系大。淬硬性:鋼經(jīng)淬火后內(nèi)能夠達到的最高硬度。淬硬性與C%有關(guān),與合金元素關(guān)系不大。9 何謂半M組織?臨界硬度?淬透層深度?半M組織:50M+50非M的組織。臨界硬度:半M組織的硬度。隨鋼中C%增加而增加。淬透層深度:由表面到半M組織層的距離。表示淬透性的評定標準。端淬曲線拐點處的硬度與半M組織的臨界硬度相當,所得拐點處的距離可認為是淬透層深度。10 表面浮凸現(xiàn)象
38、?共格長大?共格切變?表面浮凸現(xiàn)象:在預先拋光的試樣表面觀察到,在M形成的地方,會出現(xiàn)宏觀的傾動,通常稱為表面浮凸現(xiàn)象。共格長大:在長大過程中維持共格界面叫共格長大。共格切變:新相與母相共有一個界面,界面上原子移動作有規(guī)則的整體協(xié)調(diào)運動,相鄰原子間的相對移動距離不超過原子間距。(界面能小,彈性應(yīng)變能很大)。11 位向關(guān)系?KS關(guān)系?慣習面?位向關(guān)系:新舊兩相之間一定的晶面(最密排面)和晶向相互平行的關(guān)系。1)K-S關(guān)系:011M111;111M1012)西山關(guān)系;3)G-T關(guān)系。慣習面:M總是沿母相的某一晶面開始產(chǎn)生的,這個晶面在相變過程中不發(fā)生轉(zhuǎn)動和畸變,稱該晶面的慣習面。(慣習面與C%有關(guān)
39、系)。淬火鋼回火時的轉(zhuǎn)變1試述回火的定義和目的回火:把淬火組織加熱到A1一下某一溫度保溫,繼以一定方式冷卻到室溫的一種熱處理工藝?;鼗鹉康模韩@得所需要的穩(wěn)定的組織和性能,并消除或減少淬火內(nèi)應(yīng)力,增加塑性、韌性。2回火溫度由低到高依次有那些回火組織?回火M(150250):在M基體上分布著大量微細的-k(Fe2.4C),二者保持共格關(guān)系。易腐蝕。M形態(tài)不變?;鼗餞(300500):在基體上彌散分布著微小粒狀或片狀。更易腐蝕?;鼗餝(500600):在基體中均勻分布著細粒狀k,不宜腐蝕。(M形態(tài)開始變化)回火P(>650):在基體中均勻分布著粗粒狀k,不易腐蝕。原M形態(tài)全部消失。(粒狀P的三
40、中形成途徑 , M回火,球化退火)3淬火碳素鋼的回火轉(zhuǎn)變過程(由低溫到高溫)(一)M中碳原子偏聚(<100)(回火前期階段)C在晶格內(nèi)重新分布偏聚降低能量 彈性偏聚:碳原子向位錯線偏聚,導致M彈性畸變能下降,發(fā)生在<0.2%C的M中,偏聚可能性;擴散能力,溶度,偏聚可能性 化學偏聚:在晶格中軸中的()面上偏聚,并伴有化學自由能的降低。發(fā)生在>0.2%C的中(對電阻率,彈性偏聚電阻率,化學偏聚電阻率)(二)的分解(100250)(回火第一階段)>0.2%C的(化學偏聚,高碳偏聚區(qū)-k)沿()M析出,成小片狀與共格中,點陣常數(shù)cac/a影響分解的因素:a. 回火溫度,分解速
41、度b. 回火時間:<0.5h,M中C%>0.5h,分解速度M>2h,趨于穩(wěn)定<0.2%C的仍處于偏聚狀態(tài)(三)殘余奧氏體的分解(200300)(回火第二階段)回火,s點以下回火(低碳-k)下,s點以下回火(四)碳化物的轉(zhuǎn)變(250450)(回火第三階段)-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)相的回復,再結(jié)晶及碳化物的聚集長大(>400)(回火第四階段)相回復(>400)相的再結(jié)晶(>600)回復組織等軸晶粒,M形態(tài)消失k聚集長大>400,k開始聚集長大,細粒狀k>600,k迅速聚集長大,粒狀k(球狀k)機制:大晶粒吞并小晶粒(六)內(nèi)應(yīng)力變化第一類內(nèi)應(yīng)力:工件區(qū)域間的內(nèi)應(yīng)力(宏觀):淬火內(nèi)應(yīng)力第二類內(nèi)應(yīng)力:晶粒與晶粒間的內(nèi)應(yīng)力(微觀):共格切變造成第三類內(nèi)應(yīng)力:晶包內(nèi)的應(yīng)力(微觀):晶格畸變造成隨回火溫度,內(nèi)應(yīng)力>350,第三類內(nèi)應(yīng)力全部消失回復完成,第二類內(nèi)應(yīng)力全
43、部消失再結(jié)晶后,第一類內(nèi)應(yīng)力全部消失4從點陣常數(shù),顯微組織和相碳含量諸方面的變化來分析回火時馬氏體的分解反應(yīng)?影響M分解速度的因素?影響M分解速度的因素:1) Me的作用: 影響C的擴散 影響k微粒的聚集速度 影響C從固溶體中脫溶a) 非k(弱k)形成元素Ni(Mn),對M分解無影響b) 強k形成元素Cr、Mo、W、Ti、V,MC(C在M中的擴散激活能)DMCM分解速度c) 非k形成元素Si、Co,能溶入-k中,使-k穩(wěn)定,-k不易長大d) 溶于中的Me:C的脫溶,M分解速度2) 回火溫度,M分解速度3) 回火時間<0.5h,M中C%>0.5h,分解速度M>2h,趨于穩(wěn)定點陣
44、常數(shù):由于M中含碳量下降,點陣常數(shù)Ca正方度c/a顯微組織:沿()M析出-k,成小片狀,并與基本共格相含碳量增高5淬火碳鋼回火時可能出現(xiàn)的碳化物類型及轉(zhuǎn)變機制-Fe2.4C,F(xiàn)e5C2,-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轉(zhuǎn)變機制:原位轉(zhuǎn)變(in-situ):在原k基礎(chǔ)上發(fā)生成分變化和點陣改組(新k慣習面與舊k相同)獨立(離位)(separate)轉(zhuǎn)變:在其他位置重新形核、長大、原k溶解(新k慣習面與舊k不同)6何謂二次硬化?對二次硬化有貢獻的因素?提高鋼二次硬
45、化效應(yīng)的途徑?二次硬化:某些高碳合金鋼在高溫回火時析出大量彌散分布的特殊k,導致硬度升高的現(xiàn)象貢獻因素:特殊k的彌散強化(硬化)特殊k與之間的共格畸變相的位錯密度增加提高二次硬化效應(yīng)的途徑: 提高(如采用低溫形變熱處理),k的彌散度增加 鋼中加入某些Me,使DMk減小,k的聚集長大7.回火穩(wěn)定性?二次淬火?回火穩(wěn)定性:指在回火過程中隨回火溫度的升高,鋼抵抗硬度下降的能力二次淬火:某些淬火高合金鋼在高溫回火后的冷卻過程中所發(fā)生的M現(xiàn)象8回火脆性?第I,II類回火脆性?防止和消除回火脆性的方法?試述鋼的I,II類回火脆性的特征?形成原因?回火脆性:隨著回火溫度升高,k反而明顯下降的現(xiàn)象稱為回火脆性
46、。第一類回火脆性:(低溫回火脆性,不可逆回火脆性)250400間出現(xiàn)的回火脆性特征:a不可逆性:在250400回火出現(xiàn)了回火脆性后,在更高的溫度下回火時,其脆性消失。再在250400回火,不會重新產(chǎn)生回火脆性。b與回火后冷速無關(guān)c與雜質(zhì)有關(guān)(P,Sn,Sb,As)d斷口是晶間斷裂(沿晶界)e所有工業(yè)鋼都存在著第一類回火脆性形成原因:A -kx-k或-k沿M片或條的界面呈薄片狀析出,這種k既硬又脆,是造成“I脆”的主要原因B T,B或M,使脆性C 雜質(zhì)元素向晶界偏聚,使晶界斷裂強度下降第II類回火脆性:(高溫回火脆性,可逆回火脆性)400600間長時間回火或回火后慢冷所造成的回火脆性。特征:a可
47、逆性,已經(jīng)產(chǎn)生“II脆”的工件重新在該區(qū)域回火并快冷,則可消除回火脆性,再在該區(qū)域回火并慢冷又會出現(xiàn)回火脆性b與回火后冷速有關(guān)c與雜質(zhì)元素(P,Sn,Sb,As)及某些Me(Mn,Cr,Ni)有關(guān)d斷口是晶間斷裂e碳素鋼無第二類回火脆性形成原因:P,Sn,Sb,As等雜質(zhì)元素和Mn,Cr,Ni等向原晶界偏聚,降低晶界斷裂強度,增加回火脆性防止與消除回火脆性的方法:A 提高鋼的純潔度B 在合金鋼中加入適量的Mo,W或TiC 合理選擇熱處理工藝:a不選第二類區(qū)域回火b在450600回火后快冷c對亞共析鋼,可采用等溫淬火(二相區(qū)加熱淬火)d采用形變熱處理9回火鋼中形成特殊碳化物的條件?特殊碳化物的形
48、成機制?鋼中形成特殊k的條件(WC,Mo2C,VC)A含有強k形成元素B含有足夠多的合金元素和碳含量C在500以上回火,保溫足夠長時間回火是特殊k的形成機制:A原位轉(zhuǎn)變Fe3C(Fe、Me)3C點陣改組特殊k。(<4%Cr鋼)B獨立成核長大。直接從中析出特殊k10二次淬火與二次硬化的差異?二次淬火:在回火加熱、保溫過程中殘余奧氏體不發(fā)生分解,而在隨后的冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,即所謂的“二次淬火”現(xiàn)象。二次硬化:回火時將會析出細小的特殊碳化物,導致因回火溫度升高,-碳化物粗化而軟化的鋼再度硬化,這種現(xiàn)象稱為二次硬化。相同點:二者都是在回火工藝過程中發(fā)生的不同點:二次淬火是在回火隨后的冷卻過
49、程發(fā)生的,二次硬化是在回火過程中發(fā)生的。硬化的原因:二次淬火是殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體導致的。二次硬化是回火時析出細小的特殊碳化物導致的。11解釋為何合金鋼中有可能發(fā)生二次硬化,而碳鋼中不發(fā)生二次硬化現(xiàn)象。但是,當鋼中含有Mo、V、W、Ta、Nb和Ti等強碳化物形成元素時,將減弱軟化傾向,即增大了軟化抗力。當馬氏體中含有足夠量的碳化物形成元素時,在500以上回火時將會析出細小的特殊碳化物,導致因回火溫度升高,-碳化物粗化而軟化的鋼再度硬化,這種現(xiàn)象稱為二次硬化。有時二次硬化峰的硬度可能比淬火硬度還高。但是由于碳鋼中無這些強碳化物形成元素的存在,所以不會析出細小的特殊碳化物,所以無二次硬化現(xiàn)象發(fā)生
50、。12試解釋為何W18Cr4V鋼在回火時會發(fā)生在500600度區(qū)間硬度升高(超過淬火后回火前的硬度),如圖。解釋:由油冷至20的曲線分析可能有二次淬火現(xiàn)象和二次硬化現(xiàn)象同時發(fā)生。但是由冷至196的曲線分析,在此溫度下殘余奧氏體已經(jīng)大部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,所以在回火過程中的二次淬火現(xiàn)象不會出生明顯的硬化現(xiàn)象??梢哉J為二次淬火現(xiàn)象不是產(chǎn)生硬化的根本原因。所以可以認為該現(xiàn)象主要是回火時析出細小的特殊碳化物所產(chǎn)生的二次硬化造成的。13某電站汽輪發(fā)電機轉(zhuǎn)子,由30CrNi3制成,熱處理工藝為:淬火和550回火(回火后緩慢冷卻到室溫),長期運行后轉(zhuǎn)子發(fā)生沿晶斷裂,造成嚴重事故。試分析原因并說明這種現(xiàn)象的主要特
51、征、影響因素和機制。應(yīng)如何預防此類事故? 特征:a可逆性,已經(jīng)產(chǎn)生“II脆”的工件重新在該區(qū)域回火并快冷,則可消除回火脆性,再在該區(qū)域回火并慢冷又會出現(xiàn)回火脆性b與回火后冷速有關(guān)c與雜質(zhì)元素(P,Sn,Sb,As)及某些Me(Mn,Cr,Ni)有關(guān)d斷口是晶間斷裂形成原因:P,Sn,Sb,As等雜質(zhì)元素和Mn,Cr,Ni等向原晶界偏聚,降低晶界斷裂強度,增加回火脆性防止與消除回火脆性的方法:A 提高鋼的純潔度B 在合金鋼中加入適量的Mo,W或TiC 合理選擇熱處理工藝:a不選第二類區(qū)域回火b在450600回火后快冷c對亞共析鋼,可采用等溫淬火(二相區(qū)加熱淬火)d采用形變熱處理固態(tài)相變原理習題與
52、參考答案作業(yè)題1某一齒輪用鋼(主要化學成分:0.2%C,0.3%Si,0.5%Mn,1.5%Cr,3.5%Ni)在經(jīng)過表面滲碳處理后(表面碳濃度到1.0%,然后緩慢冷卻到室溫,假設(shè)冷卻后其表面與心部均為珠光體組織。在考慮表面與心部含碳量不同的情況下請給出其進行最終淬火的奧氏體化溫度,說明理由,并預測如果高于(或低于)該溫度會出現(xiàn)的結(jié)果。分別畫出在不同奧氏體化溫度下的表面和心部轉(zhuǎn)變的全過程示意圖圖。附錄:計算Ac1與Ac3的公式(省略了其它元素):Ac1( )72320.7Mn16.9Ni29.1Si16.9CrAc3( )91020315.2Ni 44.7Si化學符號表示該元素含量的重量百分數(shù)參考答案:問題1:奧氏體化溫度的確定已知:某一齒輪用鋼經(jīng)滲碳處理后表面碳濃度達到到1.0%(為
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