材料相變原理總復(fù)習(xí)題只是分享

1、資料收集于網(wǎng)絡(luò)，如有侵權(quán)請聯(lián)系網(wǎng)站刪除08年工大材料系材料相變原理總復(fù)習(xí)題（貌似考研也能用）題：材料相變原理復(fù)習(xí)題第一章：1說明成分、相、結(jié)構(gòu)和組織四個概念的含義，并討論45#鋼室溫平衡狀態(tài)下的成分、相、結(jié)構(gòu)和組織。2試述金屬固態(tài)相變的主要特征。3哪些基本變化可以被稱為固態(tài)相變？4簡述固態(tài)相變過程中界面應(yīng)變能產(chǎn)生的原因。5簡述固態(tài)相變形成新相的形狀與界面能和界面應(yīng)變能的關(guān)系，6擴散型相變和無擴散型相變各有哪些主要特點？第二章：1試述鋼中奧氏體和鐵素體的晶體結(jié)構(gòu)、碳原子可能存在的部位以及碳原子在奧氏體和鐵素體中的最大理論含量和實際含量。2以共析鋼為例說明奧氏體的形成過程，并說明為什么在鐵素體消失

2、的瞬間還有部分滲碳體未溶解。3試述影響奧氏體晶粒長大的因素。4解釋下列概念：慣習(xí)面，非均勻形核，奧氏體的起始晶粒度、實際晶粒度和本質(zhì)晶粒度，鋼在加熱時的過熱現(xiàn)象，鋼的組織遺傳和斷口遺傳。第三章：1試述影響珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)的因素。2試述鋼中相間沉淀長生條件和機理。word可編輯資料收集于網(wǎng)絡(luò)，如有侵權(quán)請聯(lián)系網(wǎng)站刪除3概念解釋：偽共析組織，魏氏組織，“派敦”處理。第四章：1試述馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)及其產(chǎn)生原因。2簡述馬氏體異常正方度的產(chǎn)生原因。3試述馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特點。4試述鋼中板條狀馬氏體和片狀馬氏體的形貌特征和亞結(jié)構(gòu)并說明它們的性能差異。5 Ms點的定義和物理意義。6試述影響Ms點的主要因素。7

3、試述引起馬氏體高強度的原因。8概念解釋：奧氏體的熱穩(wěn)定化，奧氏體的機械穩(wěn)定化，馬氏體的逆轉(zhuǎn)變，偽彈性，相變冷 作硬化，形狀記憶效應(yīng)。第五章：1試述貝氏體轉(zhuǎn)變的基本特征。2試述鋼中上貝氏體和下貝氏體的形貌特征和亞結(jié)構(gòu)并說明它們的性能差異。3試述影響貝氏體性能的基本因素。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。第七章：word可編輯資料收集于網(wǎng)絡(luò)，如有侵權(quán)請聯(lián)系網(wǎng)站刪除1什么是回火？回火的目的是什么？2試述淬火鋼回火轉(zhuǎn)變的基本過程。3簡述第一類回火脆性的特點及產(chǎn)生原因。4簡述第二類回火脆性的特點及產(chǎn)生原因。5簡述預(yù)防和減輕第二類回火脆性的方法。6概念解釋：二次硬化，二次淬火，回火脆性敏感

4、度，回火脆度。第八章：1概念解釋：固溶處理，脫溶，時效，時效合金的回歸現(xiàn)象，調(diào)幅分解。2以Al-Cu合金為例，說明時效合金的脫溶過程及各種脫溶物的特征。word可編輯資料收集于網(wǎng)絡(luò)，如有侵權(quán)請聯(lián)系網(wǎng)站刪除一女生做的答案：1說明成分、相、結(jié)構(gòu)和組織四個概念的含義，并討論 45#鋼室溫平衡狀態(tài)下的成分、相、 結(jié)構(gòu)和組織。答：成分一一元素的組成和含量；相一一具有相同物理化學(xué)性質(zhì)且與其他部分以界面分開的 局暈部分；結(jié)構(gòu)原子的排列；組織各相的大小形狀。45#鋼0.45%C+99.55%Fea-Fe+Fe3c a-Fe體心立方點陣片狀或?qū)訝?試述金屬固態(tài)相變的主要特征。答：相界面：金屬固態(tài)相變時，新相和母

5、相的界面分為兩種。位相關(guān)系：兩相界面為共格或半共格時新相和母相之間必然有一定位相關(guān)系，兩項之間沒有位相關(guān)系則為非共格界面。慣習(xí)面：新相往往在母相一定晶面上形成，這個晶面稱為慣習(xí)面。應(yīng)變能：圓盤型粒子所導(dǎo)致的應(yīng)變能最小，其次是針狀，球狀最大。固態(tài)相變阻力包括界面能和應(yīng)變能。晶體缺陷的影響：新相往往在缺陷處優(yōu)先成核。原子的擴散：收擴散控制的固態(tài)相變可以產(chǎn)生很大程度的過冷。無擴散型的相變形成亞穩(wěn)定的過度相。過度相的形成：固態(tài)相變的過程往往先形成亞穩(wěn)相以減少表面能，因而常形成過度點陣。3哪些基本變化可以被稱為固態(tài)相變？答：1、晶體結(jié)構(gòu)的變化；2、化學(xué)成分的變化；3、固溶體有序化程度的變化。4簡述固態(tài)相

6、變過程中界面應(yīng)變能產(chǎn)生的原因。答：新相和母相的比容不同，新相形成時的體積變化將受到周圍母相的約束而產(chǎn)生彈性應(yīng)變。兩項界面不匹配也引起彈性應(yīng)變能，以共格界面為最大，半共格次之，非共格為0.5簡述固態(tài)相變形成新相的形狀與界面能和界面應(yīng)變能的關(guān)系。答：圓盤形粒子所導(dǎo)致的應(yīng)變能最小，其次是針狀，球形粒子最大。界面不共格時，盤狀應(yīng) 變能最低，界面能較高，球形界面能最低，但應(yīng)變能最大。6擴散型相變和無擴散型相變各有哪些主要特點？答：擴散型：a有原子擴散運動，轉(zhuǎn)變速率決定于擴散速度。B新相和母相成分往往不同。C只有因比容不同引起的體積變化，沒有形狀改變。D位相關(guān)系可有可無。無擴散形：a存在由于均勻切變引起的

7、形狀改變，相變過程中原子為集體的協(xié)同運動，所以使晶體外形發(fā)生變化。B新相和母相化學(xué)成分相同 c新相和母相之間存在一定的位相關(guān)系d相界面移動速度極快，可接近聲速。1試述鋼中奧氏體和鐵素體的晶體結(jié)構(gòu)、碳原子可能存在的部位以及碳原子在奧氏體和鐵素體中的最大理論含量和實際含量。答：奧氏體為c在r-Fe中的固溶體，c原子在面心立方的中心或棱邊的中點。 理論含量為20% ,實際最大為2.11% 。鐵素體c原子在體心立方晶胞的 八面體間隙處，c理論含量為39.1% 實際含量為0.02% （重量百分濃度）2以共析鋼為例說明奧氏體的形成過程，并說明為什么在鐵素體消失的瞬間還有部分滲碳體word可編輯資料收集于網(wǎng)

8、絡(luò)，如有侵權(quán)請聯(lián)系網(wǎng)站刪除未溶解。答：1奧氏體晶核的形成：奧氏體晶核易于在鐵素體與滲碳體相界面形成2奧氏體的長大：奧氏體中的碳含量是不均勻的，與鐵素體相接處碳含量較低，與滲碳體相接處碳含量較高， 引起碳的擴散，破壞了原先碳濃度的平衡， 為了恢復(fù)碳濃度的平衡， 促使鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn) 變以及fe3c的溶解，直至鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體為止。3殘余滲碳體的溶解：鐵素體比奧氏體先消失，因此還殘留未溶解的滲碳體，隨時間的延長不斷融入奧氏體，直至全部消失。4奧氏體均勻化：殘余滲碳體全部溶解時，奧氏體中的碳濃度依然是不均勻的，繼續(xù)延長保 溫時間，通過碳的擴散， 可使奧氏體碳含量逐漸趨于均勻。滲碳體殘余的原因：

9、相界面向鐵 素體中的推移速度比向滲碳體中推移速度快14.8倍，但是鐵素體片厚度僅比滲碳體片大7倍,所以鐵素體先消失，還有相當數(shù)量的剩余滲碳體未完全溶解。3試述影響奧氏體晶粒長大的因素。答：受到加熱速度、保溫時間，鋼的成分，沉淀析出粒子性質(zhì)、數(shù)量，大小和分布，以及原 始組織和加熱速度的影響。1加熱溫度和保溫時間的影響：加熱溫度越高，保溫時間越長，奧氏體晶粒將越粗大。低溫時保溫時間影響較小，高溫時保溫時間影響開始較大，隨后減弱。2加熱速度的影響：加熱速度越快，奧氏體起始晶粒度越細小。3鋼的碳含量：在一定碳含量范圍內(nèi)奧氏體晶粒大小隨鋼中碳含量增加而增大，超過限度時，碳含量進一步增加，奧氏體晶粒反而減

10、小。4合金元素的影響：鋼中加入適量形成難熔化合物的合金元素，強烈阻礙 奧氏體晶粒長大，使奧氏體晶粒粗化溫度顯著提高。4解釋下列概念：慣習(xí)面，非均勻形核，奧氏體的起始晶粒度、實際晶粒度和本質(zhì)晶粒度，鋼在加熱時的過熱現(xiàn)象，鋼的組織遺傳和斷口遺傳。答：固態(tài)相變時，新相往往在母相的一定界面上開始形成，這個晶面即稱為慣習(xí)面。非均勻 成核：新相核心主要是在母相的晶界、層錯、位錯等晶體缺陷處形成。奧氏體起始晶粒度： 奧氏體形成剛結(jié)束， 其晶粒邊界剛剛相互接觸時晶粒的大小。實際晶粒度：鋼經(jīng)熱處理后獲得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度，彳呆溫38小時 后測定的奧氏體晶粒大小

11、。鋼在加熱時的過熱現(xiàn)象：鋼在熱處理時，由于加熱工藝不當而引 起的奧氏體實際晶粒度粗大，以至在隨后淬火成正火時得到十分粗大的組織，從而使鋼的機械性能顯著惡化。鋼的組織遺傳：在原始奧氏體晶粒粗大的情況下若鋼以非平衡組織加熱奧 氏體化，則在一定的加熱條件下， 新形成的奧氏體化晶粒會繼承和恢復(fù)原始粗大的奧氏體晶 粒。鋼的斷口遺傳：原始奧氏體晶粒粗大的非平衡組織鋼，再次以中等加熱速度加熱到ac3以上，奧氏體晶粒會明顯細化，但細晶粒纖維組織出現(xiàn)了粗晶斷口。1試述影響珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)的因素。珠光體的轉(zhuǎn)變決定于成核和長大的速度影響因素可以分為兩類：鋼本身內(nèi)在的因素：1、化學(xué)成分2、組織結(jié)構(gòu)的狀態(tài)。外界因素：1

12、、加熱因素，保溫時間。一、溫度。溫度太低 c原子無法擴散，很難形成珠光體。二、碳含量的影響。三、奧氏體成分的均勻性和過剩相溶解情況的影響。四、奧氏體晶粒度的影響。五、奧氏體化溫度和時間的影響。六、應(yīng)力和塑性變形的影響。2試述鋼中相間沉淀長生條件和機理。答：1、低碳。2、強碳化合物合金元素。3、適當?shù)膴W氏體化條件。4、轉(zhuǎn)變條件：溫度、冷卻速度。5、應(yīng)力和索性形變。3概念解釋：偽共析組織，魏氏組織，“派敦”處理。word可編輯資料收集于網(wǎng)絡(luò)，如有侵權(quán)請聯(lián)系網(wǎng)站刪除答：偽共析組織：在 A1點以下，隨著過冷奧氏體轉(zhuǎn)變溫度的降低，亞共析鋼中先共析鐵素體的數(shù)量和過共析鋼中先共析滲碳體析出數(shù)量都減少，當過冷

13、到T2溫度轉(zhuǎn)變時，將不再析出鐵素體和滲碳體在這種情況下過冷奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w型組織，但因合金的成分并非共析成分魏氏組織：工業(yè)上將具有先共析片狀鐵素體或針狀滲碳體加珠光體的組織，都成為魏氏組織。前者為阿爾法-Fe魏氏組織，后者為滲碳體魏氏組織派頓處理：使高碳鋼獲得細珠光體，再經(jīng)過深度冷拔，獲得高強度鋼絲、1試述馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)及其產(chǎn)生原因。答：晶體結(jié)構(gòu)：馬氏體是由fe元素和c元素組成的單向結(jié)構(gòu)， 其中fe原子構(gòu)成了體心立方， c原子分布在八面體間隙中。產(chǎn)生原因：c原子在馬氏體點陣中可能位置為由fe原子組成的扁八面體空隙中，c原子有效半徑 扁八面體孔隙在短軸方向上的半徑，故在平衡狀態(tài)下，C的溶

14、解度極小，然而一般鋼中馬氏體碳含量遠遠超過這個數(shù)值，引起點陣畸變，C溶入點陣扁八面體空隙后，力圖使其變?yōu)檎嗣骟w，結(jié)果使短軸伸長，另外兩個方向收縮， 從而使體心立方轉(zhuǎn)向體心正方點陣。2簡述馬氏體異常正方度的產(chǎn)生原因。答：正方度=c/a異常低正方度產(chǎn)生原因：正方度是由c原子在同一個亞點陣間隙中分布而造成的，所以在快冷的情況下，本來分布均勻的c原子要跑到同一亞點陣中需要運動時間，所以鋼新生成時，c原子還沒有運動分布到同一亞點陣中就開始測量，因而出現(xiàn)異常正方度。偏高：鋼形成時，若全部跑到同一亞點陣中，結(jié)果就偏高，但是，計算發(fā)現(xiàn)即使全部c原子占據(jù)第三亞點陣，馬氏體正方度也不能達到實驗中測量的，因此，異

15、常高正方度還與合金元素的有序分布有關(guān)。 3試述馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特點。答：1切變共格和表面浮凸現(xiàn)象，（1）馬氏體形成以切變的方式實現(xiàn)的，同時馬氏體和奧氏 體之間界面上的原子是共有的，切變共格界面，且新相與母相之間永遠共格（2）相變區(qū)和未相變區(qū)表面上的浮凸現(xiàn)象 2馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴散性，（1）原子不發(fā)生擴散，只發(fā)生整體運 動，每個原子的相鄰關(guān)系和環(huán)境不變。（2）成分不發(fā)生變化（3）轉(zhuǎn)變溫度低，轉(zhuǎn)變速度高，低溫下擴散速度極小轉(zhuǎn)變不能以擴散方式進行。3具有一定的位向關(guān)系和慣習(xí)面 （1）馬氏體轉(zhuǎn)變新相母相之間存在一定的位相關(guān)系。KS關(guān)系，西山關(guān)系，GT關(guān)系。（2）馬氏體是在 母相的一定晶面上開始形成的。隨

16、馬氏體形成溫度下降慣習(xí)面有向高指數(shù)變化的趨勢。4馬氏體轉(zhuǎn)變是在一個 溫度范圍內(nèi)形成的。5馬氏體 轉(zhuǎn)變具有可逆性，一般將馬氏體直接向奧氏 體轉(zhuǎn)變稱為逆轉(zhuǎn)變， 但是逆轉(zhuǎn)變很難，形狀記憶功能是存在于有可逆性的馬氏體中，馬氏體相變區(qū)別于其他相變的 最基本/I點（1）相變以共格切變方式進行（2）相變無擴散型 4試述鋼中板條狀馬氏體和片狀馬氏體的形貌特征和亞結(jié)構(gòu)并說明它們的性能差異。答：形貌特征：板條：慣習(xí)面為（111） r。板條體常自奧氏體晶界向晶內(nèi)平行排列成群，一 個奧氏體晶粒內(nèi)包含幾個板條群，板條體之間為小晶界，板條群之間為大晶界。片狀： 凸透鏡片狀中間較厚，初生者較厚較長，橫貫奧氏體晶粒，次生者尺

17、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。亞結(jié)構(gòu)：板條狀：位錯網(wǎng)絡(luò)，位錯密 度隨c含量升高而增大，有時亦可見到少量細小攣晶。片狀：細小攣晶以中脊為中心組成相變攣晶區(qū)，隨ms點陣低，相變攣晶區(qū)增大，片的邊緣部分為復(fù)雜的位錯組列，攣晶面為（112）a',攣晶方向為111a'。性能差異：屈服強度相同的條件下，位錯形馬氏體比攣晶形的韌性 word可編輯資料收集于網(wǎng)絡(luò)，如有侵權(quán)請聯(lián)系網(wǎng)站刪除好得多。板條狀馬氏體有相當高的強度，片狀馬氏體有高的強度。5 Ms點的定義和物理意義。答：定義為奧氏體和馬氏體的兩項自由能之差達到相變所需的最小驅(qū)動力值時的溫度。物理意義

18、為馬氏體的切變阻力大，需要足夠大的驅(qū)動力才能使相變發(fā)生，隨著溫度下降，馬氏體驅(qū)動力上升，當 T下降到可以克服相變阻力的時候，馬氏體可以發(fā)生轉(zhuǎn)變，此時對應(yīng)的溫 度就是ms點6試述影響Ms點的主要因素。答：1化學(xué)成分：c含量上升，ms點下降，合金元素：取代了 fe的位置，使完美的形態(tài)受 到破壞，使 ms點下降，但是al與co使ms上升。2形變與應(yīng)力：形變量越大，轉(zhuǎn)變的 m 越多，形變溫度越低形成的 m量也越多。拉應(yīng)力或單向壓應(yīng)力使ms上升，多向壓縮應(yīng)力使ms下降。3奧氏體化條件對 ms點的影響：加熱溫度和時間的增加會使 ms點下降。但是， 加熱溫度繼續(xù)上升，抑制了形核，使阻力變小了，ms上升。另一

19、角度，所有影響 a晶核完美的條件都會阻礙 m的形成。4淬火速度：ms點隨淬火速度上升而升高。冷卻慢時，易形 成c原子氣團，使 ms下降，冷卻速度很快時，c原子氣團來不及形成，使 ms上升5磁場對 ms的影響：加磁場只使 ms點升高，對ms點一下的轉(zhuǎn)變行為并無影響。7試述引起馬氏體高強度的原因。答：1相變強化：馬氏體相變的切變特征造成晶體內(nèi)產(chǎn)生大量微觀缺陷，是馬氏體強化。2固溶強化：能否形成畸變偶極應(yīng)力場是決定固溶強化的強度的標志。3時效強化：要靠c原子的擴散，溫度越高越好。4M的形變強化特征：馬氏體本身比較軟，但在外力作用下因塑性變形而急劇加工硬化，所以M的形變強化指數(shù)很大，加工硬化率高。5攣

20、晶對M強度的貢獻6原始奧氏體晶粒大小和板條馬氏體束大小對馬氏體強度的影響：原始A晶粒越細小，半條馬氏體束越小，則馬氏體的強度越高。8概念解釋：奧氏體的熱穩(wěn)定化，奧氏體的機械穩(wěn)定化，馬氏體的逆轉(zhuǎn)變，偽彈性，相變冷 作硬化，形狀記憶效應(yīng)。答：奧氏體的熱穩(wěn)定化：淬火時因緩慢冷卻或在冷卻過程中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。奧氏體的機械穩(wěn)定化： 在md點以上的溫度下對奧氏體進行塑性變形，會使隨后的馬氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生困難，ms點降低，引起奧氏體穩(wěn)定化。馬氏體的逆轉(zhuǎn)變：在某些合金中奧氏體冷卻轉(zhuǎn)變成馬氏體，重新加熱時，已形成的馬氏體又可以通過逆向馬氏體轉(zhuǎn)變機構(gòu)轉(zhuǎn)化為奧氏體。偽彈性：具有熱彈

21、性馬氏體相變的合金在ms點以上，md點以下加應(yīng)力，會誘發(fā)馬氏體相變， 并產(chǎn)生宏觀應(yīng)變，而當應(yīng)力減少或撤除時，立即發(fā)生逆 轉(zhuǎn)變，同時宏觀應(yīng)變恢復(fù)。相變冷作硬化：在非彈性馬氏體可逆轉(zhuǎn)變過程中，當經(jīng)過一正一 反相變后，由馬氏體轉(zhuǎn)變來的逆轉(zhuǎn)變奧氏體與原始狀態(tài)奧氏體相比，已經(jīng)有很大變化，其中微觀缺陷密度大大升高并產(chǎn)生了內(nèi)應(yīng)力等逆轉(zhuǎn)變，奧氏體的性能與原始狀態(tài)比較，強度明顯升高，而塑性韌性下降的現(xiàn)象。形狀記憶效應(yīng)：完全或部分馬氏體相變的試樣加熱到Af點以上時，則其回復(fù)到原來母相狀態(tài)下所給予的形狀。word可編輯資料收集于網(wǎng)絡(luò)，如有侵權(quán)請聯(lián)系網(wǎng)站刪除1試述貝氏體轉(zhuǎn)變的基本特征。答：1、貝氏體轉(zhuǎn)變需要一定的孕育

22、期。2、貝氏體轉(zhuǎn)變是一種成核和長大的過程。3、貝氏體轉(zhuǎn)變有一上限溫度，也有一下限溫度。4、鋼中貝氏體德碳化物分布狀態(tài)隨形成溫度的不同而異。5、貝氏體轉(zhuǎn)變時，F(xiàn)e和金屬元素的原子不發(fā)生擴散，C原子發(fā)生擴散。6、貝氏體中鐵素體有一定的慣習(xí)面并與母相奧氏體之間保持一定的晶體學(xué)位向關(guān)系2試述鋼中上貝氏體和下貝氏體的形貌特征和亞結(jié)構(gòu)并說明它們的性能差異。 答：形貌特征：上貝氏體：在光學(xué)顯微鏡下觀察時呈羽毛狀。在掃描電鏡觀察為一群由奧氏體晶界內(nèi)平行長大的板條狀或針狀鐵素體，在相鄰鐵素體條 （針）之間夾雜著斷續(xù)的短桿狀碳化物。下貝氏體：在光學(xué)顯微鏡下觀察時呈竹葉狀。鐵素體呈片狀，片與片之間以一定角度相交。（

23、大部分呈60度和120度），在鐵素體片內(nèi)部分布碳化物。碳化物排列大部分與鐵素體片的長軸約成60度角。亞結(jié)構(gòu)：上：位錯纏結(jié)。下：纏結(jié)位錯。性能差異：下貝氏體具有高的強度和韌性，高的耐磨性，沖擊韌性比上貝氏體好的多。3試述影響貝氏體性能的基本因素。答：一、阿爾法一Fe的影響1、貝氏體中的阿爾法一 Fe呈塊狀具有較高的硬度和強度，隨 轉(zhuǎn)變溫度的下降，貝氏體中的阿爾法一Fe由塊狀向條狀、針狀或片狀轉(zhuǎn)化。2、貝氏體中的阿爾法一Fe晶粒越小，強度越高，而韌性不僅不降低，甚至還有所提高。3、貝氏體中阿爾法一Fe晶粒尺寸受A晶粒大小和轉(zhuǎn)變溫度的影響。4、貝氏體中的阿爾法一 Fe的亞結(jié)構(gòu)主要為纏結(jié)位錯，這些位錯

24、主要是由相變產(chǎn)生的，隨轉(zhuǎn)變溫度的降低，位錯密度降低，強度韌 性增高，雖貝氏體中鐵素體基元的尺寸的減小，強度和韌性也增高。滲碳體的影響1、在滲碳體尺寸和大小相同的情況下，貝氏體中滲碳體數(shù)量越多，硬度和強 度越高，韌性、塑性越低。2、當鋼的成分一定時，隨著轉(zhuǎn)變溫度的降低，滲碳體的尺寸減小，數(shù)量增多，硬度和強度增高，但韌性和塑性均較少，3、滲碳體是粒狀的韌性高，細小片狀的強度較高，斷續(xù)桿狀或?qū)訝畹拇嘈暂^大4、滲碳體等向均勻分布是，強度較高，韌性較大。若不均勻分布，強度較低且脆性較大。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：馬氏體轉(zhuǎn)變較低溫度切變共格發(fā)生形變有表面浮凸現(xiàn)象新相和母相之間存

25、在一定的位相關(guān)系和慣習(xí)面新相和母相化學(xué)成分不同界面移動的速度極快，接近聲速無擴散性貝氏體轉(zhuǎn)變上貝：形成溫度高；下貝：較低C:擴散Fe：切變不一定共格只有應(yīng)新相合母相比容不同引起的體積變化，沒有形狀及表面浮凸有一定的位相關(guān)系和慣習(xí)面新相和母相化學(xué)成分不同轉(zhuǎn)變的不完全性長大速度很慢，轉(zhuǎn)變速度取決于C的擴散速度 擴散性珠光體轉(zhuǎn)變不一定共格新相和母相化學(xué)成分不同取決于原子的擴散速度 擴散性word可編輯資料收集于網(wǎng)絡(luò)，如有侵權(quán)請聯(lián)系網(wǎng)站刪除馬氏體轉(zhuǎn)變較低溫度切變共格發(fā)生形變有表面浮凸現(xiàn)象新相和母相之間存在一定的位相關(guān)系和慣習(xí)面新相和母相化學(xué)成分不同界面移動的速度極快，接近聲速無擴散性貝氏體轉(zhuǎn)變上貝：形

26、成溫度高；下貝：較低C:擴散Fe：切變不一定共格只有應(yīng)新相合母相比容不同引起的體積變化，沒有形狀及表面浮凸有一定的位相關(guān)系和慣習(xí)面新相和母相化學(xué)成分不同轉(zhuǎn)變的不完全性長大速度很慢，轉(zhuǎn)變速度取決于C的擴散速度擴散性珠光體轉(zhuǎn)變不一定共格新相和母相化學(xué)成分不同取決于原子的擴散速度擴散性1什么是回火？回火的目的是什么？答：回火，淬火后將零件加熱到低于臨界點的某一溫度，保持一定時間，然后以適當?shù)睦鋮s方式冷卻到室溫的一種熱處理操作?；鼗鹉康模?1,獲得需要的穩(wěn)定的組織與性能；2,提高韌性；3消除或減少內(nèi)應(yīng)力。2試述淬火鋼回火轉(zhuǎn)變的基本過程。答：1前期階段（預(yù)備階段）（非相變）回火溫度 80度100度，發(fā)生

27、碳原子的偏聚。2第一階段：回火溫度在80度170度之間，式樣尺寸減小+將并放熱，發(fā)生的反應(yīng)是過飽和的碳從 正方馬氏體中以微小的 e碳化物析出，使基本的碳濃度減少，變成立方馬氏體?；鼗鸬谝?階段獲得的立方馬氏體的碳含量與淬火鋼的碳含量無關(guān)，均為0.25%左右，這一階段獲得的馬氏體+e-碳化物=回火馬氏體。3第二階段：回火溫度250度300度殘余奧氏體分解為低 碳馬氏體+e-碳化物。4,第三階段；回火溫度 270 400度e-碳化物向滲碳體轉(zhuǎn)變，通過e- 碳化物的溶解和滲碳體重新從馬氏體基體中析出的方式完成，最終得到鐵素體和滲碳體.5后期階段：晶體缺陷逐漸消失 回火溫度升高，400度，得到回火索氏

28、體（2）400度以下，得到回 火屈氏體.3簡述第一類回火脆性的特點及產(chǎn)生原因。答：特點：1,已經(jīng)產(chǎn)生脆性工件，在更高的溫度回火，脆性消失，在繼續(xù)回火，也不會重 新變脆（不可逆性）2,第一類回火脆性于回火后的冷卻速度無關(guān)，3脆性工件的斷口為晶間端裂或穿晶斷裂。 產(chǎn)生原因：主要與低溫回火時的碳化物析出形態(tài)不良有關(guān)，不少試驗證實，如果繼續(xù)提高回火溫度，由于析出的碳化物聚集和球化，改善了脆化界面的狀態(tài)， 因而有可能使鋼的韌性得到恢復(fù)和提高。4簡述第二類回火脆性的特點及產(chǎn)生原因。答：1,對冷卻速度的敏感性，回火保溫后：1快冷可消除或減弱第二類回火脆性，2慢冷是該類脆性得以發(fā)展。2可逆性：將處于催化狀態(tài)的

29、式樣重新回火并快速冷卻至室溫，則又可 恢復(fù)到韌性狀態(tài)，使沖擊韌性提高。與此相反，對處于韌性狀態(tài)的式樣再經(jīng)脆化處理，又會變成脆性狀態(tài)，式?jīng)_擊韌性降低，3斷口呈晶間斷裂。產(chǎn)生原因：Sb,Sn,P等雜質(zhì)元素向原始奧氏體晶界偏聚是產(chǎn)生第二類回火脆性的主要原因， 2, Ni, Or,促進雜質(zhì)元素向晶界偏聚，本身也向晶界偏聚，從而降低了晶界斷裂強度，增 大了回火脆化傾向。3, Mo與雜質(zhì)元素發(fā)生交互作用，抑制雜質(zhì)元素向晶界偏聚，從而減 輕回火脆化傾向。5簡述預(yù)防和減輕第二類回火脆性的方法。答：1,對于回火脆性敏感鋼料制造的小尺寸工件，可采用回火快冷的方法抑制回火脆性，2采用含Mo鋼，以抑制回火脆性發(fā)生。3對亞共析鋼采用亞溫淬火的方法，減少了 P等元素在原始奧氏體晶界上的偏聚濃度，從而抑制了鋼的回火催化傾向。4,采用有害雜質(zhì)元素極 word可編輯資料收集于網(wǎng)絡(luò)，如有侵權(quán)請聯(lián)系網(wǎng)站刪除少的高濃度鋼。5采用形變熱處理方法以減弱回火脆性。6概念解釋：二次硬化，二次淬火，回火脆性敏感度，回火脆度。答：二次硬化；在回火第三階段，隨著滲碳體顆粒的長大 ，碳鋼將不斷軟化，但是，當鋼中含有 Mo,V,Ti等強碳化合物形成元素時，將減弱軟化傾向，繼續(xù)提高回火溫度，將進入回火第四 階段，析出Mo2C,v4c3,