金屬學(xué)熱處理下冊(cè)答案

1、第八章 擴(kuò)散 8-1 何為擴(kuò)散？固態(tài)擴(kuò)散有哪些種類？ 答：擴(kuò)散是物質(zhì)中原子（或）分子的遷移現(xiàn)象，是位置傳輸?shù)囊环N方式。 根據(jù)擴(kuò)散過(guò)程是否發(fā)生濃度變化可分為：自擴(kuò)散、互擴(kuò)散 根據(jù)擴(kuò)散方向是否與濃度梯度的方向相同可分為：下坡擴(kuò)散、上坡擴(kuò)散 根據(jù)擴(kuò)散過(guò)程是否出現(xiàn)新相可分為：原子擴(kuò)散、反應(yīng)擴(kuò)散 8-2 何為上坡擴(kuò)散和下坡擴(kuò)散？舉例說(shuō)明。 答： 下坡擴(kuò)散：原子或分子沿濃度降低的方向進(jìn)行擴(kuò)散，使?jié)舛融呌诰鶆蚧?。比?鑄件的均勻化退火、工件的表面滲碳過(guò)程均屬于下坡擴(kuò)散。 上坡擴(kuò)散：原子或分子沿濃度升高的方向進(jìn)行擴(kuò)散，即由低濃度向高濃度方向 擴(kuò)散，使?jié)舛融呌趦蓸O分化。例如奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變過(guò)程中，碳原子從濃度

2、 較低的奧氏體中向濃度較高的滲碳體中擴(kuò)散。 8-3 擴(kuò)散系數(shù)的物理意義是什么？影響因素有哪些？ 答：擴(kuò)散系數(shù)的物理意義：濃度梯度為 1 時(shí)的擴(kuò)散通量。D 越大，擴(kuò)散速度越 快。 影響因素： 1、溫度：擴(kuò)散系數(shù)與溫度呈指數(shù)關(guān)系，隨溫度升高，擴(kuò)散系數(shù)急劇增大。 2、鍵能和晶體結(jié)構(gòu)：鍵能高，擴(kuò)散激活能大，擴(kuò)散系數(shù)減小；不同的晶體結(jié)構(gòu) 具有不同的擴(kuò)散系數(shù)：例如從晶體結(jié)構(gòu)來(lái)考慮，碳原子在鐵素體中的擴(kuò)散系 數(shù)比在奧氏體中的大。 3、固溶體類型：不同類型的固溶體，擴(kuò)散激活能不同，間隙原子的擴(kuò)散激活能 比置換原子的小，擴(kuò)散系數(shù)大。 4、晶體缺陷：晶體缺陷處，自由能較高，擴(kuò)散激活能變小，擴(kuò)散易于進(jìn)行。 5、化學(xué)

3、成分：當(dāng)合金元素提高合金熔點(diǎn)，擴(kuò)散系數(shù)減??；若降低合金熔點(diǎn)，擴(kuò) 散系數(shù)增加 8-4 固態(tài)合金中要發(fā)生擴(kuò)散必須滿足那些條件？為什么？ 答： 1、擴(kuò)散需有驅(qū)動(dòng)力。擴(kuò)散過(guò)程都是在擴(kuò)散驅(qū)動(dòng)力的作用下進(jìn)行的，如沒(méi)有擴(kuò)散 驅(qū)動(dòng)力，也就不能發(fā)生擴(kuò)散。 2、擴(kuò)散原子要固溶。擴(kuò)散原子在基體中必須由一定的固溶度，形成固溶體，才 能進(jìn)行固態(tài)擴(kuò)散。 3、溫度要足夠高。固態(tài)擴(kuò)散是依靠原子熱激活而進(jìn)行的，溫度越高，原子的熱 振動(dòng)越激烈，原子被激活發(fā)生遷移的可能性就越大。 4、時(shí)間要足夠長(zhǎng)。原子在晶體中每躍遷一次最多只能移動(dòng) 0.3-0.5nm 的距離， 只有經(jīng)過(guò)相當(dāng)長(zhǎng)的時(shí)間才能形成物質(zhì)的宏觀定向遷移。 8-5 鑄造合金均

4、勻化退火前的冷塑性變形對(duì)均勻化過(guò)程有和影響？是加速還是減 緩？為什么？答：加速。 原因：鑄造合金經(jīng)非平衡結(jié)晶后，會(huì)出現(xiàn)不同程度的枝晶偏析。根據(jù)擴(kuò)散第二 定律可得知，鑄錠均勻化退火所需時(shí)間與枝晶間距的平方成正比，與擴(kuò)散系數(shù) 成反比。所以在退火前對(duì)合金進(jìn)行冷塑性變形可破碎枝晶，減小枝晶間距，另 外塑形變形使金屬內(nèi)部的位錯(cuò)密度增加，缺陷越多，擴(kuò)散系數(shù) D 越大，擴(kuò)散越 快，因此可以縮短均勻化的時(shí)間。 8-6 計(jì)算擴(kuò)散系數(shù) 答：477時(shí) D750=2.8×10 -11 cm 2 /s， 497時(shí) D770=4.9×10 -11 cm 2 /s 8-7（消除枝晶偏析時(shí)間計(jì)算） 答：4

5、77時(shí) t=4.15×10 5 s=115h 497時(shí) t=2.35×10 5 s=67h 8-8 可否用鉛代替鉛錫合金做對(duì)鐵進(jìn)行釬焊的材料，試分析說(shuō)明之？ 答：不能。 原因： 因?yàn)殁F焊過(guò)程只是釬料熔化，母材仍處?kù)豆腆w狀態(tài)。因此要求釬料與母材不但 液態(tài)時(shí)能互溶，固態(tài)時(shí)也必須互溶，依靠他們之間的互擴(kuò)散形成牢固的金屬結(jié) 合。而鉛是不固溶于鐵的，因此如果以鉛來(lái)做釬料，鐵做母材，則鉛是無(wú)法擴(kuò) 散到母材中的，無(wú)法起到釬焊的效果。 8-9 答：在壓力使兩塊板實(shí)現(xiàn)分子間貼合，高溫長(zhǎng)時(shí)間加熱發(fā)生擴(kuò)散現(xiàn)象，因此兩 塊板子會(huì)焊接在一起（壓力焊原理），根據(jù)相圖純銅板結(jié)合處室溫下組織是+ （+），

6、純銀板結(jié)合處室溫下組織是+（+），由此可見(jiàn)內(nèi)部出現(xiàn)了 共晶組織，共晶組織的熔點(diǎn)低，分布在晶界處，易熔化而出現(xiàn)過(guò)燒現(xiàn)象，因此 工藝要通過(guò)控制溫度和時(shí)間來(lái)控制相互溶解的量，避免出現(xiàn)共晶組織。 8-10 滲碳是將零件置于滲碳介質(zhì)中使碳原子進(jìn)入工件表面，然后以下坡擴(kuò)散的 方式使碳原子從表層向內(nèi)部擴(kuò)散的熱處理方法。試問(wèn)： 1）溫度高低對(duì)滲碳速度有何影響？ 2）滲碳應(yīng)在奧氏體中還是鐵素體中進(jìn)行？ 3）空位密度、位錯(cuò)密度和晶粒大小對(duì)滲碳速度有何影響？ 答： 1）溫度越高，滲碳速度越快。因?yàn)閿U(kuò)散系數(shù)隨溫度升高，急劇增大。 2）在奧氏體中進(jìn)行。雖然碳在鐵素體中的擴(kuò)散系數(shù)比在奧氏體中大，但是當(dāng)把 鋼加熱至奧氏體時(shí)

7、，一方面溫度升高，擴(kuò)散系數(shù)急劇增加；另一方面，奧氏 體的溶碳能力急劇增大，可增加滲層深度。 3）空位密度和位錯(cuò)密度越多，滲碳速度越快。因?yàn)槿毕萏幠芰枯^高，擴(kuò)散激活 能降低，增大擴(kuò)散系數(shù)。晶粒越小，滲碳速度越快。因?yàn)榫ЯＴ叫?，晶界?積越大，而原子沿晶界的擴(kuò)散速度較快。 第九章 鋼的熱處理原理 9-1 金屬固態(tài)相變有哪些主要特征？哪些因素構(gòu)成相變的阻力？ 答： 固體相變主要特征：1、相變阻力大 2、新相晶核與母相晶核存在一定的晶體學(xué)位向關(guān)系。 3、母相中的晶體學(xué)缺陷對(duì)相變其促進(jìn)作用。 4、相變過(guò)程中易出現(xiàn)過(guò)渡相。 相變阻力構(gòu)成： 1、表面能的增加。 2、彈性應(yīng)變能的增加，這是由于新舊兩相的比體積

8、不同，相變時(shí)必然發(fā)生體積 的變化，或者是由于新舊兩相相界面的不匹配而引起彈性畸變，都會(huì)導(dǎo)致彈 性應(yīng)變能的增加。 3、固態(tài)相變溫度低，原子擴(kuò)散更困難，例如固態(tài)合金中原子的擴(kuò)散速度為 10 -7 10 -8 cm/d，而液態(tài)金屬原子的擴(kuò)散速度為10 -7 cm/s。 9-2 何謂奧氏體晶粒度？說(shuō)明奧氏體晶粒大小對(duì)鋼的性能影響？ 答： 奧氏體晶粒度：是奧氏體晶粒大小的度量。當(dāng)以單位面積內(nèi)晶粒的個(gè)數(shù)或每個(gè) 晶粒的平均面積與平均直徑來(lái)描述晶粒大小時(shí)，可以建立晶粒大小的概念。通 常采用金相顯微鏡 100 倍放大倍數(shù)下，在 645mm2 范圍內(nèi)觀察到的晶粒個(gè)數(shù)來(lái) 確定奧氏體晶粒度的級(jí)別。 對(duì)鋼的性能的影響：

9、 奧氏體晶粒小：鋼熱處理后的組織細(xì)小，強(qiáng)度高、塑性好，沖擊韌性高。 奧氏體晶粒大：鋼熱處理后的組織粗大，顯著降低鋼的沖擊韌性，提高鋼的韌 脆轉(zhuǎn)變溫度，增加淬火變形和開(kāi)裂的傾向。當(dāng)晶粒大小不均勻 時(shí)，還顯著降低鋼的結(jié)構(gòu)強(qiáng)度，引起應(yīng)力集中，容易產(chǎn)生脆性 斷裂。 9-3 試述珠光體形成時(shí)鋼中碳的擴(kuò)散情況及片、粒狀珠光體的形成過(guò)程？ 答： 珠光體形成時(shí)碳的擴(kuò)散：珠光體形成過(guò)程中在奧氏體內(nèi)或晶界上由于滲碳體和 鐵素體形核，造成其與原奧氏體形成的相界面兩側(cè)形成碳的濃度差，從而造成 碳在滲碳體和鐵素體中進(jìn)行擴(kuò)散，簡(jiǎn)言之，在奧氏體中由于碳的擴(kuò)散形成富碳 區(qū)和貧碳區(qū)，從而促使?jié)B碳體和鐵素體不斷地交替形核長(zhǎng)大，直

10、至消耗完全部 奧氏體。 片狀珠光體形成過(guò)程：片狀珠光體是滲碳體呈片狀的珠光體。 （完全奧氏體化且 冷速緩慢如爐冷時(shí)形成片狀珠光體） 首先在奧氏體晶界形成滲碳體晶核，核剛形成時(shí)與奧氏體保持共格關(guān)系，為減 小形核的應(yīng)變能而呈片狀。滲碳體長(zhǎng)大的同時(shí)，使其兩側(cè)的奧氏體出現(xiàn)貧碳 區(qū)，從而為鐵素體在滲碳體兩側(cè)形核創(chuàng)造條件，在滲碳體兩側(cè)形成鐵素體后， 鐵素體長(zhǎng)大的同時(shí)造成其與奧氏體體界面處形成富碳區(qū)，這又促使形成新的滲 碳體片。滲碳體和鐵素體如此交替形核長(zhǎng)大形成一個(gè)片層相間大致平行的珠光 體區(qū)域，當(dāng)其與其他部位形成的珠光體區(qū)域相遇并占據(jù)整個(gè)奧氏體時(shí)，珠光體 轉(zhuǎn)變結(jié)束，得到片狀珠光體組織。 粒狀珠光體的形成過(guò)

11、程：粒狀珠光體是滲碳體呈顆粒狀分布在鐵素體基體上。 （非完全奧氏體化且冷速緩慢如爐冷時(shí)形成粒狀珠光體） 粒狀珠光體可以有過(guò)冷奧氏體直接分解而成(如組織為+P的亞共析鋼，加熱到+時(shí)，若短時(shí)間保溫成分不均勻中有貧碳區(qū)和富碳區(qū)，富碳區(qū)就是滲碳 體的形核部位)，也可以由片狀珠光體球化而成(如組織為P+Fe3C的過(guò)共析鋼， 加熱到+Fe3C時(shí)，在緩冷時(shí)形成粒狀珠光體），還可以由淬火組織回火形成如 回火索氏體） 。原始組織不同，其形成機(jī)理也不同。 這里只介紹由過(guò)冷奧氏體直接分解得到粒狀珠光體的過(guò)程： 要由過(guò)冷奧氏體直接形成粒狀珠光體，必須使奧氏體晶粒內(nèi)形成大量均勻彌散 的滲碳體晶核，即控制奧氏體化溫度，使

12、奧氏體內(nèi)殘存大量未溶的滲碳體顆 粒；同時(shí)使奧氏體內(nèi)碳濃度不均勻，存在高碳區(qū)和低碳區(qū)。再將奧氏體冷卻至 略低于 Ar1 以下某一溫度緩冷，在過(guò)冷度較小的情況下就能在奧氏體晶粒內(nèi)形 成大量均勻彌散的滲碳體晶核，每個(gè)滲碳體晶核在獨(dú)立長(zhǎng)大的同時(shí)，必然使其 周圍母相奧氏體貧碳而形成鐵素體，從而直接形成粒狀珠光體。 9-4 試比較貝氏體轉(zhuǎn)變與珠光體轉(zhuǎn)變和馬氏體轉(zhuǎn)變的異同。 答： 貝氏體轉(zhuǎn)變：是在珠光體轉(zhuǎn)變溫度以下馬氏體轉(zhuǎn)變溫度以上過(guò)冷奧氏體所發(fā)生 的中溫轉(zhuǎn)變。 與珠光體轉(zhuǎn)變的異同點(diǎn)： 相同點(diǎn)：相變都有碳的擴(kuò)散現(xiàn)象；相變產(chǎn)物都是鐵素體+碳化物的機(jī)械混合物 不同點(diǎn)：貝氏體相變奧氏體晶格向鐵素體晶格改組是通過(guò)切

13、變完成的，珠光體 相變是通過(guò)擴(kuò)散完成的。并且貝氏體中鐵素體中碳的過(guò)飽和度大，上貝氏體碳 化物是不連續(xù)的短桿狀，下貝氏體的碳化物分布在鐵素體內(nèi)（原因：產(chǎn)物的溫 度降低，碳的擴(kuò)散變慢） 與馬氏體轉(zhuǎn)變的異同點(diǎn)（可擴(kuò)展） ： 相同點(diǎn)：晶格改組都是通過(guò)切變完成的；新相和母相之間存在一定的晶體學(xué)位 相關(guān)系。 不同點(diǎn)：貝氏體是兩相組織，馬氏體是單相組織；貝氏體相變有擴(kuò)散現(xiàn)象，可 以發(fā)生碳化物沉淀，而馬氏體相變無(wú)碳的擴(kuò)散現(xiàn)象。 9-5 簡(jiǎn)述鋼中板條馬氏體和片狀馬氏體的形貌特征和亞結(jié)構(gòu)，并說(shuō)明它們?cè)谛阅?上的差異。 答： 板條馬氏體的形貌特征：其顯微組織是由成群的板條組成。一個(gè)奧氏體晶?？?以形成幾個(gè)位向不同的

14、板條群，板條群由板條束組成，而一個(gè)板條束內(nèi)包含很 多近乎平行排列的細(xì)長(zhǎng)的馬氏體板條。每一個(gè)板條馬氏體為一個(gè)單晶體，其立 體形態(tài)為扁條狀，寬度在 0.025-2.2 微米之間。在這些密集的板條之間通常由含 碳量較高的殘余奧氏體分割開(kāi)。 板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)：高密度的位錯(cuò)，這些位錯(cuò)分布不均勻，形成胞狀亞結(jié) 構(gòu)，稱為位錯(cuò)胞。 片狀馬氏體的形貌特征：片狀馬氏體的空間形態(tài)呈凸透鏡狀，由于試樣磨面與 其相截，因此在光學(xué)顯微鏡下呈針狀或竹葉狀，而且馬氏體片互相不平行，大 小不一，越是后形成的馬氏體片尺寸越小。片狀馬氏體周圍通常存在殘留奧氏 體。 片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)：主要為孿晶，分布在馬氏體片的中部，在馬氏體片

15、邊緣 區(qū)的亞結(jié)構(gòu)為高密度的位錯(cuò)。板條馬氏體與片狀馬氏體性能上的差異: 馬氏體的強(qiáng)度取決于馬氏體板條或馬氏體片的尺寸，尺寸越小，強(qiáng)度越高，這 是由于相界面阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)造成的。 馬氏體的硬度主要取決于其含碳量。 馬氏體的塑性和韌性主要取決于馬氏體的亞結(jié)構(gòu)。 差異性： 片狀馬氏體強(qiáng)度高、塑性韌性差，其性能特點(diǎn)是硬而脆。 板條馬氏體同時(shí)具有較高的強(qiáng)度和良好的塑韌性，并且具有韌脆轉(zhuǎn)變溫度低、 缺口敏感性和過(guò)載敏感性小等優(yōu)點(diǎn)。 9-6 試述鋼中典型的上、下貝氏體的組織形態(tài)、立體模型并比較它們的異同。 答： 上貝氏體的組織形態(tài)、立體模型： 在光學(xué)顯微鏡下，上貝氏體的典型特征呈羽毛狀。在電子顯微鏡下，上貝氏體

16、 由許多從奧氏體晶界向晶內(nèi)平行生長(zhǎng)的條狀鐵素體和在相鄰鐵素體條間存在的 斷續(xù)的、短桿狀的滲碳體組成。其立體形態(tài)與板條馬氏體相似呈扁條狀，亞結(jié) 構(gòu)主要為位錯(cuò)。 下貝氏體的組織形態(tài)、立體模型： 在光學(xué)顯微鏡下，下貝氏體呈黑色針狀。在電子顯微鏡下，下貝氏體由含碳過(guò) 飽和的片狀鐵素體和其內(nèi)部析出的微細(xì)-碳化物組成。其立體形態(tài)與片狀馬氏 體一樣，也是呈雙凸透鏡狀，亞結(jié)構(gòu)為高密度位錯(cuò)。 異同點(diǎn)： 相同點(diǎn)：都是鐵素體和碳化物的機(jī)械混合物，組織亞結(jié)構(gòu)都是高密度的位錯(cuò)。 不同點(diǎn)：組織形態(tài)不同，立體模型不同，鐵素體和碳化物的混合方式不同。 9-7 何謂魏氏組織？簡(jiǎn)述魏氏組織的形成條件、對(duì)鋼的性能的影響及其消除方

17、法？ 答： 魏氏組織：含碳小于 0.6%的亞共析鋼或大于 1.2%的過(guò)共析鋼在鑄造、鍛造、 軋制后的空冷，或者是焊縫熱影響區(qū)的空冷過(guò)程中，或者當(dāng)加熱溫度過(guò)高并以 較快速度冷卻時(shí)，先共析鐵素體或先共析滲碳體從奧氏體晶界沿一定的晶面向 晶內(nèi)生長(zhǎng)，并且呈針片狀析出。在光學(xué)顯微鏡下可以觀察到從奧氏體晶界生長(zhǎng) 出來(lái)的近乎平行或其他規(guī)則排列的針狀鐵素體或滲碳體以及其間存在的珠光體 組織，這類組織稱為魏氏組織。前者稱鐵素體魏氏組織，后者稱滲碳體魏氏組 織。 魏氏組織的形成條件：魏氏組織的形成與鋼中的含碳量、奧氏體晶粒大小及冷 卻速度有關(guān)。只有在一定含碳范圍內(nèi)并以較快速度冷卻時(shí)才可能形成魏氏組 織，而且當(dāng)奧氏

18、體晶粒越細(xì)小時(shí)，形成魏氏組織的含碳量范圍越窄。因此魏氏 組織通常伴隨奧氏體粗晶組織出現(xiàn)。 對(duì)鋼性能的影響：其為鋼的一種過(guò)熱缺陷組織，使鋼的力學(xué)性能指標(biāo)下降，尤 其是塑韌性顯著降低，脆性轉(zhuǎn)折溫度升高，容易引起脆性斷裂。需要指出的 是，只有當(dāng)奧氏體晶粒粗化，出現(xiàn)粗大的鐵素體或滲碳體魏氏組織并嚴(yán)重切割 基體時(shí)降，才使鋼的強(qiáng)度和韌性顯著降低。 消除方法：可以通過(guò)控制塑性變形程度、降低加熱溫度、降低熱加工終止溫度，降低熱加工后的冷卻速度，改變熱處理工藝，例如通過(guò)細(xì)化晶粒的調(diào)質(zhì)、 正火、完全退火等工藝來(lái)防止或消除魏氏組織。 9-8 簡(jiǎn)述碳鋼的回火轉(zhuǎn)變和回火組織。 答： 碳鋼的回火轉(zhuǎn)變過(guò)程及回火組織： 1、

19、馬氏體中碳原子的偏聚，組織為淬火馬氏體+殘留奧氏體，與淬火組織相同 （馬氏體中的碳含量是過(guò)飽和的，當(dāng)回火溫度在 100以下時(shí)，碳原子可以 做短距離的擴(kuò)散遷移。在板條馬氏體中，碳原子偏聚在位錯(cuò)線附近的間隙位 置，形成碳的偏聚區(qū)，降低馬氏體的彈性畸變能。在片狀馬氏體中，除少量 碳原子向位錯(cuò)線偏聚外，大量碳原子將垂直于馬氏體 C 軸的（100）晶面富 集。） 2、馬氏體分解，組織為回火馬氏體+殘留奧氏體 （當(dāng)回火溫度超過(guò) 100時(shí)，馬氏體開(kāi)始發(fā)生分解，碳原子偏聚區(qū)的碳原子 將發(fā)生有序化，繼而轉(zhuǎn)變成碳化物從過(guò)飽和相中析出。將馬氏體分解后形 成的低碳相和彌散的碳化物組成的雙相組織稱為回火馬氏體） 3、殘

20、留奧氏體轉(zhuǎn)變，組織為回火馬氏體 （鋼淬火后總是存在一些殘留奧氏體，其含量隨淬火加熱時(shí)奧氏體中碳和合 金元素的含量增加而增多。當(dāng)回火溫度高于 200時(shí)，殘留奧氏體將發(fā)生分 解。殘留奧氏體在貝氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍內(nèi)回火將轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，在珠光體轉(zhuǎn) 變溫度范圍內(nèi)回火將先析出先共析碳化物，隨后分解為珠光體。） 4、碳化物的轉(zhuǎn)變，組織為回火托氏體 （馬氏體分解及殘留奧氏體轉(zhuǎn)變形成的碳化物是亞穩(wěn)定相，當(dāng)回火溫度升 高至 250以上時(shí)，將會(huì)形成更穩(wěn)定的碳化物直至碳化物。當(dāng)回火溫度 升高至 400，淬火馬氏體完全分解，但相仍保持針狀外形，之前形成的 碳化物和碳化物全部轉(zhuǎn)變?yōu)樘蓟?，即滲碳體。這種由針狀相和無(wú) 共格聯(lián)

21、系的細(xì)粒狀滲碳體組成的機(jī)械混合物稱為回火托氏體。） 5、滲碳體的聚集長(zhǎng)大和相的回復(fù)、再結(jié)晶，組織為回火索氏體。 （當(dāng)回火溫度升高至 400以上時(shí)，已脫離共格關(guān)系的滲碳體開(kāi)始聚集長(zhǎng) 大，按照細(xì)粒溶解，粗粒長(zhǎng)大的機(jī)制進(jìn)行。與此同時(shí)，相的狀態(tài)也在不斷 發(fā)生變化。馬氏體晶格是通過(guò)切變方式重組的，晶格缺陷密度很高，自由能 高，因此在回火過(guò)程中相也會(huì)要發(fā)生變化來(lái)降低自由能。當(dāng)回火溫度升高 至 400以上時(shí)，相開(kāi)始出現(xiàn)回復(fù)現(xiàn)象，使位錯(cuò)密度減少或?qū)\晶消失，但 是相晶粒仍保持板條狀或針狀。當(dāng)回火溫度升高至 600以上時(shí)，板條狀 或針狀相消失，形成等軸的相。將淬火鋼在 500-650回火得到的回復(fù) 或再結(jié)晶了的相

22、和粗粒狀滲碳體的機(jī)械混合物稱為回火索氏體。） 9-9 比較珠光體、索氏體、托氏體和回火珠光體、回火索氏體、回火托氏體的組 織和性能。 答： 組織比較： 珠光體：片狀鐵素體+片狀滲碳體，片間距 0.6-1m，形成溫度：A1- 650。 索氏體：片狀鐵素體+片狀滲碳體，片間距 0.25-0.3m，形成溫度：650-600。 托氏體：片狀鐵素體+片狀滲碳體，片間距 0.1-0.15m，形成溫度：600以 下。 以上三類珠光體是由過(guò)冷奧氏體直接轉(zhuǎn)變而得。 回火索氏體：將淬火鋼經(jīng)高溫回火后得到的回復(fù)或再結(jié)晶了的相和粗粒狀 滲碳體的機(jī)械混合物稱為回火索氏體。 回火托氏體：將淬火鋼經(jīng)中溫回火后得到的由針狀相

23、和無(wú)共格聯(lián)系的細(xì)粒 狀滲碳體組成的機(jī)械混合物稱為回火托氏體。 通過(guò)以上分析，可以看到以上珠光體組織主要區(qū)別在于碳化物的形狀不同， 可以分為片狀珠光體和粒狀珠光體兩類組織。 性能比較： 1、與片狀珠光體相比，粒狀珠光體的硬度和強(qiáng)度較低，塑性和韌性較好。 2、在相同硬度條件下，片狀珠光體和粒狀珠光體抗拉強(qiáng)度相近，但粒狀珠 光體的屈服強(qiáng)度、塑性、韌性等性能都優(yōu)于片狀珠光體組織。（這是因?yàn)椋?片狀珠光體受力時(shí)，位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)被限制在鐵素體內(nèi)，當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)至片狀碳化 物界面時(shí)形成較大的平面位錯(cuò)塞積群，使基體產(chǎn)生很大的應(yīng)力集中，易使碳 化物脆斷或形成微裂紋。而粒狀碳化物對(duì)鐵素體的變形阻礙作用大大減弱， 塑性和韌

24、性得到提高，當(dāng)粒狀碳化物均勻地分布在塑性基體上時(shí)，由于位錯(cuò) 和第二相粒子的交互作用產(chǎn)生彌散強(qiáng)化或沉淀強(qiáng)化，提高鋼的塑性變形抗 力，從而提高強(qiáng)度。） 3、粒冷珠光體的冷變形性能、可加工性能以及淬火工藝性能都比片狀珠光 體好。 9-10 為了要獲得均勻奧氏體，在相同奧氏體化加熱溫度下，是原始組織為球狀 珠光體的保溫時(shí)間短還是細(xì)片狀珠光體的保溫時(shí)間短？試?yán)脢W氏體的形 成機(jī)制說(shuō)明之？ 答： 細(xì)片狀珠光體的保溫時(shí)間短。 原因： 1、將鋼加熱到 AC1以上某一溫度時(shí)，珠光體處于不穩(wěn)定狀態(tài)，通常首先在 鐵素體和滲碳體的相界面上形成奧氏體晶核，這是因?yàn)殍F素體和滲碳體 的相界面上碳濃度不均勻、原子排列不規(guī)則，

25、易于產(chǎn)生濃度起伏和結(jié)構(gòu) 起伏，為奧氏體形核創(chuàng)造有利條件。 2、原始組織為片狀珠光體時(shí)的相界面面積大于球狀珠光體，也就是可供奧 氏體形核的位置越多，則奧氏體形核越多，晶核長(zhǎng)大速度越快，因此可 加速奧氏體的形成，縮短保溫時(shí)間。 9-11 何為第一類回火脆性和第二類回火脆性？它們產(chǎn)生的原因和消除方法？ 答： 定義： 回火脆性：淬火鋼回火時(shí)的沖擊韌性并不總是隨回火溫度的升高單調(diào)的增高， 有些鋼在一定的溫度范圍內(nèi)回火時(shí)，其沖擊韌性顯著下降，這種脆 化現(xiàn)象稱為回火脆性。 第一類回火脆性：鋼在250-400溫度范圍內(nèi)回火時(shí)出現(xiàn)的回火脆性稱為第一類回火脆性，也稱低溫回火脆性。 第二類回火脆性：鋼在450-65

26、0溫度范圍內(nèi)回火時(shí)出現(xiàn)的回火脆性稱為第二類 回火脆性，也叫高溫回火脆性。 產(chǎn)生原因： 第一類回火脆性：低溫回火脆性幾乎在所有的工業(yè)用鋼中都會(huì)出現(xiàn)。一般認(rèn) 為，其產(chǎn)生是由于馬氏體分解時(shí)沿馬氏體條或片的界面上析出斷續(xù)的 薄殼狀碳化物，降低了晶界的斷裂強(qiáng)度，使晶界稱為裂紋擴(kuò)展的路 徑，因而產(chǎn)生脆性。 第二類回火脆性：高溫回火脆性主要在合金結(jié)構(gòu)鋼中出現(xiàn)，碳鋼中一般不出現(xiàn) 這種脆性。其產(chǎn)生原因主要是 As、Sn、Pb、Sb、Bi、P、S 等有害雜 質(zhì)元素在回火冷卻過(guò)程中向原奧氏體晶界偏聚，減弱了奧氏體晶界上 原子間的結(jié)合力，降低晶界的斷裂強(qiáng)度。Mn、Ni、Cr 等合金元素不 但促進(jìn)這些雜質(zhì)元素向晶界偏聚

27、，而且自身也向晶界偏聚，進(jìn)一步降 低了晶界斷裂強(qiáng)度，增加回火脆性。 消除方法： 第一類回火脆性： A、避開(kāi)脆化溫度范圍回火 B、用等溫淬火代替淬火+回火 C、在鋼中加入Nb、V、Ti等細(xì)化奧氏體晶粒元素，增加晶界面積 D、降低雜質(zhì)元素含量 第二類回火脆性： A、高溫回火后采用快速冷卻方法可以抑制回火脆性，但不適用于對(duì) 回火脆性敏感的較大工件 B、在鋼中加入Nb、V、Ti等細(xì)化奧氏體晶粒元素，增加晶界面積 C、降低雜質(zhì)元素含量 D、加入適量的 Mo、W 等合金元素可抑制雜質(zhì)元素向原奧氏體晶界 的偏聚 E、對(duì)亞共析鋼可采取 A1-A3臨界區(qū)的亞溫淬火方法，使 P等雜質(zhì)元 素溶入殘留的鐵素體中，減輕

28、它們向原奧氏體晶界的偏聚程度 F、采用形變熱處理方法，可以細(xì)化晶粒，減輕高溫回火脆性 9-12 比較過(guò)共析鋼的 TTT 曲線和 CCT 曲線的異同點(diǎn)。為什么在連續(xù)冷卻過(guò)程 中得不到貝氏體組織？與亞共析鋼的 CCT 曲線中 Ms 線相比，過(guò)共析鋼 的Ms線有何不同點(diǎn)，為什么？ 答： TTT曲線和 CCT曲線的異同點(diǎn)： 相同點(diǎn)： 1、都具有滲碳體的先共析線。 2、相變都有一定的孕育期。 3、曲線中都有一條相變開(kāi)始線和一條相變完成線。 不同點(diǎn)： 1、CCT曲線中無(wú)貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)。 2、CCT曲線中發(fā)生相變的溫度比TTT曲線中的低 3、CCT曲線中發(fā)生相變的孕育期比TTT曲線中長(zhǎng)。得不到貝氏體組織的原因

29、： 在過(guò)共析鋼的奧氏體中，碳濃度高，使貝氏體孕育期大大延長(zhǎng)，在連續(xù)冷卻轉(zhuǎn) 變時(shí)貝氏體轉(zhuǎn)變來(lái)不及進(jìn)行便冷卻至低溫。 Ms線的不同點(diǎn)及原因： 不同點(diǎn)：亞共析鋼的 CCT曲線中的 Ms線右端呈下降趨勢(shì)，而過(guò)共析鋼的 CCT 曲線中的Ms線右端呈上升趨勢(shì)。 原因：這是因?yàn)樵趤喒参鲣撝杏捎谙裙参鲨F素體的析出和貝氏體轉(zhuǎn)變，造成周 圍奧氏體的富碳，從而導(dǎo)致 Ms 線下降。而過(guò)共析鋼由于先共析滲碳體的析 出，而且在連續(xù)冷卻過(guò)程中也無(wú)貝氏體轉(zhuǎn)變，使周圍奧氏體貧碳，導(dǎo)致 Ms 線 上升。 9-13 闡述獲得粒狀珠光體的兩種方法？（有三種工藝：等溫球化退火，普通球 化退火，調(diào)質(zhì)（淬火+高溫回火） 答： 粒狀珠光體可

30、以有過(guò)冷奧氏體直接分解而成，也可以由片狀珠光體球化而成， 可以由淬火組織回火形成。原始組織不同，其形成機(jī)理也不同。 1、由過(guò)冷奧氏體直接分解得到粒狀珠光體的過(guò)程： 要由過(guò)冷奧氏體直接形成粒狀珠光體，必須使奧氏體晶粒內(nèi)形成大量均勻彌散 的滲碳體晶核，即控制奧氏體化溫度，使奧氏體內(nèi)殘存大量未溶的滲碳體顆 粒；同時(shí)使奧氏體內(nèi)碳濃度不均勻，存在高碳區(qū)和低碳區(qū)。再將奧氏體冷卻至 略低于 Ar1 以下某一溫度緩冷，在過(guò)冷度較小的情況下就能在奧氏體晶粒內(nèi)形 成大量均勻彌散的滲碳體晶核，每個(gè)滲碳體晶核在獨(dú)立長(zhǎng)大的同時(shí)，必然使其 周圍母相奧氏體貧碳而形成鐵素體，從而直接形成粒狀珠光體。 2、由片狀珠光體直接球化

31、而成的過(guò)程： 將片狀珠光體鋼加熱至略低于 A1 溫度長(zhǎng)時(shí)間保溫，得到粒狀珠光體。此時(shí)， 片狀珠光體球化的驅(qū)動(dòng)力是鐵素體和滲碳體之間相界面（或界面能）的減少。 3、由淬火組織回火形成的過(guò)程 將淬火馬氏體鋼加熱到一定溫度以上回火，使馬氏體分解、析出顆粒狀滲碳 體，得到回復(fù)或再結(jié)晶的鐵素體加粒狀滲碳體的組織。 9-14 金屬和合金的晶粒大小對(duì)力學(xué)性能有何影響？獲得細(xì)晶粒的方法？ 答：此題主要是指奧氏體晶粒 晶粒大小對(duì)力學(xué)性能影響： 奧氏體晶粒?。轰摕崽幚砗蟮慕M織細(xì)小，強(qiáng)度高、塑性好，沖擊韌性高。 奧氏體晶粒大：鋼熱處理后的組織粗大，顯著降低鋼的沖擊韌性，提高鋼的韌 脆轉(zhuǎn)變溫度，增加淬火變形和開(kāi)裂的傾

32、向。當(dāng)晶粒大小不均勻 時(shí)，還顯著降低鋼的結(jié)構(gòu)強(qiáng)度，引起應(yīng)力集中，容易產(chǎn)生脆性 斷裂。 獲得細(xì)晶粒的方法： 1、降低加熱溫度，加快加熱速度，縮短保溫時(shí)間，采用快速加熱短時(shí)保溫的奧 氏體化工藝。 2、冶煉過(guò)程中用 Al 脫氧或在鋼種加入 Zr、Ti、Nb、V 等強(qiáng)碳化物形成元素， 能形成高熔點(diǎn)的彌散碳化物和氮化物，可以細(xì)化奧氏體晶粒。 3、細(xì)小的原始組織可以得到細(xì)小的奧氏體晶粒，可以采用多次快速加熱-冷卻的方法細(xì)化奧氏體晶粒。 4、采用形變熱處理可以細(xì)化奧氏體晶粒。 9-15 有一共析鋼試樣，其顯微組織為粒狀珠光體。問(wèn)通過(guò)何種熱處理工序可分 別得到片狀珠光體、粗片狀珠光體和比原始組織更細(xì)小的粒狀珠

33、光體？ 答： 獲得片狀珠光體工序： 正火：將粒狀珠光體鋼完全奧氏體化，然后在空氣中冷卻至室溫。 （正火工藝） 獲得粗片狀珠光體工序： 完全退火：將粒狀珠光體鋼完全奧氏體化，然后在隨爐緩慢冷卻至室溫。 獲得更小的粒狀珠光體工序： 調(diào)質(zhì)（淬火+高溫回火）：將粒狀珠光體鋼完全奧氏體化，淬火成馬氏體組織， 再將馬氏體組織鋼加熱到一定溫度回火使馬氏體分解、析出細(xì)粒狀滲碳體，得 到針狀鐵素體加細(xì)粒狀滲碳體的粒狀珠光體組織· 9-16 為了提高過(guò)共析鋼的的強(qiáng)韌性，希望淬火時(shí)控制馬氏體使其具有較低的含 碳量，并希望有部分板條馬氏體。試問(wèn)如何進(jìn)行熱處理才能達(dá)到上述目 的？ 答： 熱處理方法： 1、采用

34、亞溫淬火+預(yù)冷淬火的方法，即將過(guò)共析鋼快速加熱至 AC1-ACcm 之間 略高于 AC1 某一溫度短時(shí)保溫，得到細(xì)小的碳濃度不均勻奧氏體晶粒和未 溶的滲碳體顆粒。淬火前將奧氏體鋼在空氣中預(yù)冷，使其析出部分先共析滲 碳體，降低奧氏體含碳量，然后再淬火可以得到碳含量較低的細(xì)小片狀馬氏 體，以及部分板條馬氏體，從而得到以片狀馬氏體為主加粒狀碳化物以及部 分板條馬氏體組織，使鋼具有高的強(qiáng)度并且具有良好的韌性。 2、適當(dāng)?shù)慕档痛慊鹄鋮s速度，因?yàn)槔鋮s速度越大，形成片狀馬氏體的含碳量越 低，不易形成板條馬氏體。 9-17 如何把含碳 0.8%的碳鋼的球化組織轉(zhuǎn)變?yōu)椋?、細(xì)片狀珠光體；2、粗片狀 珠光體；3、

35、比原來(lái)組織更小的球化組織。 答： 獲得細(xì)片狀珠光體工序： 正火：將粒狀珠光體鋼完全奧氏體化，快速冷卻至 Ar1 以下較低溫度保溫一段 時(shí)間后緩冷至室溫。 獲得粗片狀珠光體工序： 完全退火：將粒狀珠光體鋼完全奧氏體化，快速冷卻至略低于 Ar1 以下某一溫 度保溫然后在隨爐緩慢冷卻至室溫。 獲得更小的粒狀珠光體工序： 調(diào)質(zhì)（亞溫淬火+高溫回火）：將粒狀珠光體鋼加熱至 AC1-ACcm 之間某一溫度 保溫，得到細(xì)小的奧氏體晶粒和未溶的滲碳體顆粒后，淬火成馬氏體組織，再 將馬氏體組織鋼加熱到一定溫度回火使馬氏體分解、析出細(xì)粒狀滲碳體，得到 針狀鐵素體加細(xì)粒狀滲碳體的粒狀珠光體組織9-18 如何把含碳

36、0.4%的退火碳鋼處理成：1、在大塊游離鐵素體和鐵素體基體 上分布著細(xì)球狀碳化物；2、鐵素體基體上分布著細(xì)球狀碳化物。 答： 第 1種組織熱處理工藝： 球化退火：由于是退火亞共析鋼，其原始組織為塊狀先共析鐵素體加片狀珠光 體，因此只需加珠光體中的片狀滲碳體處理成球狀滲碳體?？梢詫⑼嘶鹛间摷?熱至 AC1-AC3之間保溫，保留先共析塊狀鐵素體和部分未溶滲碳體質(zhì)點(diǎn)，得到 碳含量不均勻的奧氏體組織，然后在 Ar1 以下較高溫度保溫球化，獲得在大塊 游離鐵素體和鐵素體基體上分布著細(xì)球狀碳化物的組織（此工藝是亞溫退火的 原理） 。 （或者先加熱到+，再淬火成+M,最后回火使 M分解、析出細(xì)粒狀 滲碳體，

37、得到塊狀鐵素體和鐵素體基體加細(xì)球狀滲碳體組織。原理自己仿照上 述方法自己整理） 第 2種組織熱處理工藝： 調(diào)質(zhì)：將退火碳鋼加熱到 AC3 溫度以上完全奧氏體化，淬火成馬氏體，再將馬 氏體組織加熱到一定溫度回火使馬氏體分解、析出細(xì)粒狀滲碳體，得到鐵素體 基體加細(xì)球狀滲碳體組織。 9-19 假定將已淬火而未回火的含碳 0.8%的碳鋼件（馬氏體組織）放入 800爐 內(nèi)，上述組織對(duì) 800奧氏體化時(shí)間有什么影響？如果隨后淬火發(fā)現(xiàn)零件 上油裂紋，試解釋裂紋產(chǎn)生的原因。 答： 馬氏體組織對(duì)奧氏體化時(shí)間影響： 會(huì)加快奧氏體化時(shí)間。原因：因?yàn)閷⒋慊痄摷訜岬綂W氏體溫度時(shí)，淬火馬氏體 處于非常不穩(wěn)定狀態(tài)，通常首先

38、在馬氏體相界面上形成奧氏體晶核，這是因?yàn)?相界面上碳濃度不均勻、原子排列不規(guī)則易于產(chǎn)生促進(jìn)形核的濃度起伏和結(jié)構(gòu) 起伏。所以當(dāng)原始組織為片狀馬氏體時(shí)，馬氏體片越細(xì)，它們的相界面越多， 則形成奧氏體的晶核越多，晶核長(zhǎng)大速度越快，因此可加速奧氏體的形成，縮 短奧氏體化時(shí)間。 裂紋產(chǎn)生的原因： 這是因?yàn)楹?0.8%的碳鋼件淬火時(shí)形成片狀馬氏體，馬氏體片形成速度很快， 在其相互碰撞或與奧氏體晶界相碰撞時(shí)產(chǎn)生很大的應(yīng)力場(chǎng)，片狀馬氏體本身也 很脆，不能通過(guò)滑移或?qū)\生變形使應(yīng)力得到松弛，因此容易產(chǎn)生淬火顯微裂 紋。這些顯微裂紋在隨后的再次淬火過(guò)程中受到較大內(nèi)應(yīng)力的作用，裂紋尖端 應(yīng)力集中，從而使裂紋得到擴(kuò)展

39、，最終在零件表面形成宏觀裂紋。 （在組織應(yīng)力 和熱應(yīng)力的作用下皆可產(chǎn)生裂紋，在解熱時(shí)，若鋼的導(dǎo)熱性能差，內(nèi)外溫差大 也可形成裂紋，如合金鋼要采用預(yù)熱防止裂紋，同學(xué)考研時(shí)盡可能回答全面和 具體） 第十章 鋼的熱處理工藝 10-1 何謂鋼的退火？退火種類及用途如何？ 答： 鋼的退火：退火是將鋼加熱至臨界點(diǎn) AC1 以上或以下溫度，保溫一定時(shí)間以后 隨爐緩慢冷卻以獲得近于平衡狀態(tài)組織的熱處理工藝。退火種類：根據(jù)加熱溫度可以分為在臨界溫度 AC1 以上或以下的退火，前者包 括完全退火、不完全退火、球化退火、均勻化退火，后者包括再結(jié)晶退火、去 應(yīng)力退火，根據(jù)冷卻方式可以分為等溫退火和連續(xù)冷卻退火。 退火

40、用途： 1、完全退火：完全退火是將鋼加熱至 AC3以上 20-30，保溫足夠長(zhǎng)時(shí)間，使 組織完全奧氏體化后隨爐緩慢冷卻以獲得近于平衡狀態(tài)組織的熱處理工藝。 其主要應(yīng)用于亞共析鋼，其目的是細(xì)化晶粒、消除內(nèi)應(yīng)力和加工硬化、提高 塑韌性、均勻鋼的化學(xué)成分和組織、改善鋼的切削加工性能，消除中碳結(jié)構(gòu) 鋼中的魏氏組織、帶狀組織等缺陷。 2、不完全退火：不完全退火是將鋼加熱至 AC1- AC3（亞共析鋼）或 AC1- ACcm（過(guò)共析鋼）之間，保溫一定時(shí)間以后隨爐緩慢冷卻以獲得近于平衡 狀態(tài)組織的熱處理工藝。對(duì)于亞共析鋼，如果鋼的原始組織分布合適，則可 采用不完全退火代替完全退火達(dá)到消除內(nèi)應(yīng)力、降低硬度的目

41、的。對(duì)于過(guò)共 析鋼，不完全退火主要是為了獲得球狀珠光體組織，以消除內(nèi)應(yīng)力、降低硬 度，改善切削加工性能。 3、球化退火：球化退火是使鋼中碳化物球化，獲得粒狀珠光體的熱處理工藝。 主要用于共析鋼、過(guò)共析鋼和合金工具鋼。其目的是降低硬度、改善切削加 工性能，均勻組織、為淬火做組織準(zhǔn)備。 4、均勻化退火：又稱擴(kuò)散退火，它是將鋼錠、鑄件或鍛軋坯加熱至略低于固相 線的溫度下長(zhǎng)時(shí)間保溫，然后緩慢冷卻至室溫的熱處理工藝。其目的是消除 鑄錠或鑄件在凝固過(guò)程中產(chǎn)生的枝晶偏析及區(qū)域偏析，使成分和組織均勻 化。 5、再結(jié)晶退火：將冷變形后的金屬加熱到再結(jié)晶溫度以上保持適當(dāng)時(shí)間，然后 緩慢冷卻至室溫的熱處理工藝。其目

42、的是使變形晶粒重新轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆虻容S晶 粒，同時(shí)消除加工硬化和殘留內(nèi)應(yīng)力，使鋼的組織和性能恢復(fù)到冷變形前的 狀態(tài)。 6、去應(yīng)力退火：在冷變形金屬加熱到再結(jié)晶溫度以下某一溫度，保溫一段時(shí)間 然后緩慢冷卻至室溫的熱處理工藝。其主要目的是消除鑄件、鍛軋件、焊接 件及機(jī)械加工工件中的殘留內(nèi)應(yīng)力（主要是第一類內(nèi)應(yīng)力），以提高尺寸穩(wěn) 定性，減小工件變形和開(kāi)裂的傾向。 10-2 何謂鋼的正火？目的如何？有何應(yīng)用？ 答： 鋼的正火：正火是將鋼加熱到 AC3 或 Accm 以上適當(dāng)溫度，保溫適當(dāng)時(shí)間進(jìn)行 完全奧氏體化以后，以較快速度（空冷、風(fēng)冷或噴霧）冷卻，得到珠光體類組 織的熱處理工藝。正火過(guò)程的實(shí)質(zhì)是完全奧氏體

43、化加偽共析轉(zhuǎn)變。 目的：細(xì)化晶粒、均勻成分和組織、消除內(nèi)應(yīng)力、調(diào)整硬度、消除魏氏組織、 帶狀組織、網(wǎng)狀碳化物等缺陷，為最終熱處理提供合適的組織狀態(tài)。 應(yīng)用： 1、改善低碳鋼的切削加工性能。 2、消除中碳鋼的熱加工缺陷（魏氏組織、帶狀組織、粗大晶粒）。 3、消除過(guò)共析鋼的網(wǎng)狀碳化物，便于球化退火，為淬火做好組織準(zhǔn)備。 4、作為最終熱處理，提高普通結(jié)構(gòu)件的力學(xué)性能。10-3 在生產(chǎn)中為了提高亞共析鋼的強(qiáng)度，常用的方法是提高亞共析鋼中珠光體 的含量，問(wèn)應(yīng)該采用什么熱處理工藝？ 答： 應(yīng)該采用正火工藝。 原因：亞共析鋼過(guò)冷奧氏體在冷卻過(guò)程中會(huì)析出先共析鐵素體，冷卻速度越 慢，先共析鐵素體的含量越多，從

44、而導(dǎo)致珠光體的含量變少，降低亞共析鋼的 硬度和強(qiáng)度。而正火工藝的實(shí)質(zhì)就是完全奧氏體化加上偽共析轉(zhuǎn)變，可以通過(guò) 增大冷卻速度降低先共析鐵素體的含量，使亞共析成分的鋼轉(zhuǎn)變成共析組織， 即增加了珠光體的含量，從而可以提高亞共析鋼的強(qiáng)度和硬度。(本題問(wèn)的是工 藝，這樣回答就可以了，若問(wèn)采用什么措施？除了以上內(nèi)容要再加一點(diǎn)，加入 微量的合金元素，也就是書(shū)上的低合金高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)鋼，不能加入過(guò)多的合金元 素，因?yàn)楹辖鹪囟鄷?huì)影響結(jié)構(gòu)鋼的焊接性，加入合金元素提高強(qiáng)度的原因， 除了合金元素的固溶強(qiáng)化外，還有就是合金元素使 S 點(diǎn)左移，使亞共析鋼形成 偽共析組織更容易，增加P的量) 10-4 淬火的目的是什么？淬火

45、方法有幾種？比較幾種淬火方法的優(yōu)缺點(diǎn)？ 答： 淬火的目的：獲得盡量多的馬氏體，可以顯著提高鋼的強(qiáng)度、硬度、耐磨性， 與各種回火工藝相配合可以使鋼在具有高強(qiáng)度高硬度的同時(shí)具有良好的塑韌性 將鋼加熱至臨界點(diǎn) AC3 或 AC1 以上一定溫度，保溫適當(dāng)時(shí)間后以大于臨界冷 卻速度的冷速冷卻得到馬氏體（或下貝氏體）的熱處理工藝叫做淬火。 淬火方法：按冷卻方式可以分為：?jiǎn)我捍慊鸱?、雙液淬火法、分級(jí)淬火法、等 有優(yōu)缺點(diǎn)比較： 10-5 試述亞共析鋼和過(guò)共析鋼淬火加熱溫度的選擇原則。為什么過(guò)共析鋼淬火 加熱溫度不能超過(guò) Accm線？ 答： 淬火加熱溫度選擇原則：以得到均勻細(xì)小的奧氏體晶粒為原則，以便獲得細(xì)小

46、的馬氏體組織。亞共析鋼通常加熱至 AC3 以上 30-50，過(guò)共析鋼加熱至 AC1 以上30-50. 1、過(guò)共析鋼的淬火加熱溫度超過(guò) Accm 線，碳化物全部溶入奧氏體中，使奧氏 體的含碳量增加，降低鋼的 Ms和 Mf點(diǎn)，淬火后殘留奧氏體量增多，會(huì)降低鋼的硬度和耐磨性 2、過(guò)共析鋼淬火溫度過(guò)高，奧氏體晶粒粗化、含碳量又高，淬火后易得到有顯 微裂紋的粗針狀馬氏體，降低鋼的塑韌性 3、高溫淬火時(shí)淬火熱應(yīng)力大，氧化脫碳嚴(yán)重，也增大鋼件變形和開(kāi)裂的傾向。 10-6 何謂鋼的淬透性、淬硬性？影響鋼的淬透性、淬硬性及淬透層深度的因 素？ 答： 淬透性：鋼的淬透性是指奧氏體化后的鋼在淬火時(shí)獲得馬氏體的能力，

47、它反映 過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性，與鋼的臨界冷卻速度有關(guān)。其大小以鋼在一定條件下淬 火獲得的淬透層深度和硬度分布來(lái)表示。 淬硬性：鋼的淬硬性是指奧氏體化后的鋼在淬火時(shí)硬化的能力，主要取決于馬 氏體中的含碳量，用淬火馬氏體可能達(dá)到的最高硬度來(lái)表示。 淬透層深度：淬透層深度是指鋼在具體條件下淬火時(shí)測(cè)定的半馬氏體區(qū)至工件 表面的深度。它與鋼的淬透性、工件形狀尺寸、淬火介質(zhì)的冷卻能力有關(guān)。 10-7 有一圓柱形工件，直徑 35mm，要求油淬后心部硬度大于 45HRC，能否采 用40Cr鋼？ 答：解答此題需用到40Cr的淬透性曲線圖（端淬曲線圖） 根據(jù)手冊(cè)可以查到 40Cr端淬曲線圖，直徑 35mm圓柱工件在

48、油淬后的心部硬度 范圍為 34-50HRC（鋼的淬透性受化學(xué)成分、晶粒度、冶煉情況等因素素影 響，一條淬透性曲線實(shí)際上是一條淬透性帶），也就是是說(shuō)心部硬度有可能大于 45HRC，也有可能小于45HRC，所以不建議使用40Cr鋼。 10-8 有一40Cr鋼圓柱形工件，直徑50mm，求油淬后其橫截面的硬度分布？ 答：解答此題需用到40Cr的淬透性曲線圖（端淬曲線圖） 根據(jù)手冊(cè)可以查到40Cr端淬曲線圖，查圖可得： 油淬后中心硬度范圍：28-43.5HRC 油淬后距中心3/4R硬度范圍：33.5-50 HRC 油淬后表面硬度范圍：45-57HRC 10-9 何謂調(diào)質(zhì)處理？回火索氏體比正火索氏體的力學(xué)

49、性能為何較優(yōu)越？ 答： 調(diào)質(zhì)處理：習(xí)慣上將淬火加高溫回火稱為調(diào)質(zhì)處理，其目的是為了獲得既有較 高的強(qiáng)度、硬度，又有良好的塑性及沖擊韌性的綜合力學(xué)性能。 性能比較： 在相同硬度條件下，回火索氏體和正火索氏體抗拉強(qiáng)度相近，但回火索氏體的 屈服強(qiáng)度、塑性、韌性等性能都優(yōu)于正火索氏體。 這是因?yàn)?，回火索氏體是由淬火馬氏體分解而得到，其組織為鐵素體加顆粒狀 碳化物。而正火索氏體是由過(guò)冷奧氏體直接分解而來(lái)，其組織為鐵素體加片狀 碳化物。正火索氏體受力時(shí)，位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)被限制在鐵素體內(nèi)，當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)至片 狀碳化物界面時(shí)形成很大的平面位錯(cuò)塞積群，使基體產(chǎn)生很大的應(yīng)力集中，易 使碳化物脆斷或形成微裂紋。而粒狀碳化物對(duì)

50、鐵素體的變形阻礙作用大大減 弱，塑性和韌性得到提高，當(dāng)粒狀碳化物均勻地分布在塑性基體上是，由于位錯(cuò)和第二相粒子的交互作用產(chǎn)生彌散強(qiáng)化或沉淀強(qiáng)化，提高鋼的塑性變形抗 力，從而提高強(qiáng)度。 因此相比較正火索氏體，回火索氏體具有更好的強(qiáng)度、塑性、韌性等性能。 10-10 為了減少淬火冷卻過(guò)程中的變形和開(kāi)裂，應(yīng)當(dāng)采取什么措施？ 答： 變形和開(kāi)裂原因：由于冷卻過(guò)程中工件內(nèi)外溫度的不均勻性以及相變的不同時(shí) 性造成工件中產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力，淬火內(nèi)應(yīng)力分為熱應(yīng)力和組織應(yīng)力兩種。當(dāng)淬火 應(yīng)力超過(guò)材料的屈服強(qiáng)度時(shí)，就會(huì)產(chǎn)生塑性變形，當(dāng)淬火應(yīng)力超過(guò)材料的斷裂 強(qiáng)度時(shí)，工件則發(fā)生開(kāi)裂。 應(yīng)采取的措施（工藝角度） ： 1、控制

51、淬火加熱溫度不宜過(guò)高：加熱溫度高，奧氏體晶粒粗化，淬火后得到粗 大的馬氏體，應(yīng)力和脆性均顯著增大。而且高溫加熱，氧化脫碳嚴(yán)重，也增 大鋼件變形和開(kāi)裂傾向。 2、選擇適當(dāng)?shù)睦鋮s方法：降低馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)的冷卻速度，可以降低馬氏體的轉(zhuǎn) 變速度，減少淬火應(yīng)力，降低工件變形和開(kāi)裂的傾向。 3、選擇合適的淬火冷卻介質(zhì)：具有理想冷卻特性（珠光體轉(zhuǎn)變點(diǎn)以上冷速較 慢，快速通過(guò) C曲線鼻尖，在 Ms點(diǎn)以下緩慢冷卻）的冷卻介質(zhì)可以在獲得 馬氏體組織前提下減少淬火應(yīng)力，降低工件變形和開(kāi)裂的傾向。 10-11 現(xiàn)有一批 45 鋼普通車床傳動(dòng)齒輪，其工藝路線為鍛造-熱處理-機(jī)械加工- 高頻感應(yīng)加熱淬火-回火。試問(wèn)鍛后應(yīng)進(jìn)

52、行何種熱處理？為什么？ 答： 鍛后熱處理：調(diào)質(zhì)熱處理 原因：調(diào)質(zhì)處理后零件具有良好的綜合機(jī)械性能，廣泛應(yīng)用于各種重要的結(jié)構(gòu) 零件，特別是那些在交變負(fù)荷下工作的連桿、螺栓、齒輪及軸類等。由于調(diào)質(zhì) 后表面硬度較低，不耐磨。可用調(diào)質(zhì)表面淬火提高零件表面硬度。 中碳結(jié)構(gòu)鋼鑄件、鍛軋件中，可能存在魏氏組織、帶狀組織、晶粒粗大等缺 陷，粗大魏氏組織顯著降低鋼塑性和韌性，帶狀組織使鋼的性能具有方向性。 可以先正火熱處理，細(xì)化晶粒，消除內(nèi)應(yīng)力，消除魏氏組織和帶狀組織缺陷。 10-12 有一直徑 10mm的 20 鋼制工件，經(jīng)滲碳熱處理后空冷，隨后進(jìn)行正常的 淬火、回火處理，試分析滲碳空冷后及淬火、回火后，由表

53、面到心部的組 織。 答：滲碳空冷后：表層：P+Fe3C 中部：P 心部：+P 淬火后：表層：M+ / +Fe3C 中部：M+ / 心部：+M （說(shuō)明：由于表面滲碳后過(guò)共析鋼成分，因此淬火加熱的溫度是 AC1 以上 30- 50.在此溫度下，心部是+，20 號(hào)鋼直徑 10mm 可判斷能淬透，因此淬火 后為+M，若直徑再大些為+T+M,若直徑更大，則保留原始組織+P） 回火后：表層：M 回+ / +Fe3C 中部：M 回+ / 心部：+M 回 （說(shuō)明：滲碳后鋼制工件采用低溫回火工藝） 10-13 設(shè)有一種 490柴油機(jī)連桿，直徑 12mm，長(zhǎng) 77mm，材料為 40Cr，調(diào)質(zhì)處 理。要求淬火后心部

54、硬度大于 45HRC，調(diào)質(zhì)處理后心部硬度為 22-33HRC。試制定熱處理工藝。 答：解答此題需要 40Cr 臨界相變點(diǎn) AC3 和淬透性曲線（通過(guò)查手冊(cè)： AC3=782） 熱處理工藝： 奧氏體化溫度=AC3+（30-50），取820 保溫時(shí)間=KD=15min，K=1.5mm/min 根據(jù) 40Cr 的淬透性曲線可以得出，直徑 12mm 的 40Cr 鋼油淬后的心部硬度最 低為47 HRC。 查手冊(cè)可以發(fā)現(xiàn) 40Cr 在 650回火，其硬度為 25-30HRC，符合心部硬度要 求?；鼗饡r(shí)間= KD=24min，K=2mm/min，為防止產(chǎn)生回火脆性回火后冷卻可采 用空冷或水冷。 熱處理工藝

55、為：將連桿加熱至 820保溫 15min，油淬至室溫，再加熱至 650 保溫24min，空冷至室溫。 10-14 寫(xiě)出 20Cr2Ni4A 鋼重載滲碳齒輪的冷、熱加工工序安排，并說(shuō)明熱處理 所起的作用。 答： 冷、熱加工工序安排：冶煉-鑄造-擴(kuò)散退火-鍛造-完全退火-粗加工-滲碳-（淬火 +低溫回火）-精加工 熱處理所起作用： 擴(kuò)散退火：消除凝固過(guò)程的枝晶偏析和區(qū)域偏析，均勻化學(xué)成分和組織。 完全退火：細(xì)化晶粒、均勻鋼的化學(xué)成分和組織、消除內(nèi)應(yīng)力和加工硬化、消 除魏氏組織和帶狀組織等缺陷、改善鋼的切削加工性能。 滲碳：使活性碳原子滲入齒輪表面，獲得一定深度高碳滲層（一般碳含量： 0.85-1.05%，滲層深度：0.5-2mm） 淬火-低溫回火：使齒輪表面獲得高碳細(xì)針狀回火馬氏體組織+少量殘留奧氏 體，具有高硬度、良好的耐磨性以及接觸疲勞強(qiáng)度；使心部獲得低碳板條回火 馬氏體+少量鐵素體組織，具有較高的強(qiáng)度和良好的塑韌性。 10-15 指出直徑10mm的45鋼（退火狀態(tài)），經(jīng)下列溫度加熱并水冷所獲得的組