金屬學與熱管理組織課后知識題目解析(崔忠圻版)東北大學

.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AC1以上或以下溫度，保溫一定時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，后者包括再結晶退火、去應力退火，根據(jù)冷卻方式可以分為等溫退火和連續(xù)冷卻退火。退火用途：完全退火：完全退火是將鋼加熱至AC3以上20-30℃，保溫足夠長時間，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。其主要應用于亞共析鋼，其目的是細化晶粒、消除內應力和加工硬化、提高塑韌性、均勻鋼的化學成分和組織、改善鋼的切削加工性能，消除中碳結構鋼中的魏氏組織、帶狀組織等缺陷。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（過共析鋼）之間，保溫一定時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到消除內應力、降低硬度的目的。對于過共析鋼，不完全退火主要是為了獲得球狀珠光體組織，以消除內應力、降低硬度，改善切削加工性能。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、為淬火做組織準備。均勻化退火：又稱擴散退火，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時間保溫，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程中產生的枝晶偏析及區(qū)域偏析，使成分和組織均勻化。再結晶退火：將冷變形后的金屬加熱到再結晶溫度以上保持適當時間，然后緩慢冷卻至室溫的熱處理工藝。其目的是使變形晶粒重新轉變?yōu)榫鶆虻容S晶粒，同時消除加工硬化和殘留內應力，使鋼的組織和性能恢復到冷變形前的狀態(tài)。去應力退火：在冷變形金屬加熱到再結晶溫度以下某一溫度，保溫一段時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、焊接件及機械加工工件中的殘留內應力（主要是第一類內應力），以提高尺寸穩(wěn)定性，減小工件變形和開裂的傾向。10-2何謂鋼的正火？目的如何？有何應用？答：鋼的正火：正火是將鋼加熱到AC3或Accm以上適當溫度，保溫適當時間進行完全奧氏體化以后，以較快速度（空冷、風冷或噴霧）冷卻，得到珠光體類組織的熱處理工藝。正火過程的實質是完全奧氏體化加偽共析轉變。目的：細化晶粒、均勻成分和組織、消除內應力、調整硬度、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)。應用：改善低碳鋼的切削加工性能。消除中碳鋼的熱加工缺陷（魏氏組織、帶狀組織、粗大晶粒）。消除過共析鋼的網(wǎng)狀碳化物，便于球化退火，為淬火做好組織準備。作為最終熱處理，提高普通結構件的力學性能。10-3在生產中為了提高亞共析鋼的強度，常用的方法是提高亞共析鋼中珠光體的含量，問應該采用什么熱處理工藝？答：應該采用正火工藝。原因：亞共析鋼過冷奧氏體在冷卻過程中會析出先共析鐵素體，冷卻速度越慢，先共析鐵素體的含量越多，從而導致珠光體的含量變少，降低亞共析鋼的硬度和強度。而正火工藝的實質就是完全奧氏體化加上偽共析轉變，可以通過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度和硬度。10-4淬火的目的是什么？淬火方法有幾種？比較幾種淬火方法的優(yōu)缺點？答：淬火的目的：獲得盡量多的馬氏體，可以顯著提高鋼的強度、硬度、耐磨性，與各種回火工藝相配合可以使鋼在具有高強度高硬度的同時具有良好的塑韌性將鋼加熱至臨界點AC3或AC1以上一定溫度，保溫適當時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：單液淬火法、雙液淬火法、分級淬火法、等溫淬火法優(yōu)缺點比較：淬火方法優(yōu)點缺點單液淬火法操作簡單、應用廣泛1、只適用于小尺寸且形狀簡單的工件2、淬火應力大3、不容易選擇冷卻能力和冷卻特性較合適的冷卻介質雙液淬火法降低組織應力，減小工件變形、開裂的傾向適用于尺寸較大的工件操作不容易控制，需要求豐富的經(jīng)驗和熟練的技術分級淬火法1、降低熱應力和組織應力，減小工件變形、開裂的傾向2、操作相對容易控制只適用于尺寸較小的工件等溫淬火法降低熱應力和組織應力，顯著減小工件變形、開裂傾向適宜處理形狀復雜、尺寸要求精密的工件只適用于尺寸較小的工件10-5試述亞共析鋼和過共析鋼淬火加熱溫度的選擇原則。為什么過共析鋼淬火加熱溫度不能超過Accm線？答：淬火加熱溫度選擇原則：以得到均勻細小的奧氏體晶粒為原則，以便獲得細小的馬氏體組織。亞共析鋼通常加熱至AC3以上30-50℃，過共析鋼加熱至AC1以上30-50℃.1、過共析鋼的淬火加熱溫度超過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，淬火后殘留奧氏體量增多，會降低鋼的硬度和耐磨性2、過共析鋼淬火溫度過高，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、高溫淬火時淬火熱應力大，氧化脫碳嚴重，也增大鋼件變形和開裂的傾向。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獲得馬氏體的能力，它反映過冷奧氏體的穩(wěn)定性，與鋼的臨界冷卻速度有關。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表示。淬硬性：鋼的淬硬性是指奧氏體化后的鋼在淬火時硬化的能力，主要取決于馬氏體中的含碳量，用淬火馬氏體可能達到的最高硬度來表示。淬透層深度：淬透層深度是指鋼在具體條件下淬火時測定的半馬氏體區(qū)至工件表面的深度。它與鋼的淬透性、工件形狀尺寸、淬火介質的冷卻能力有關。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)手冊可以查到40Cr端淬曲線圖，直徑35mm圓柱工件在油淬后的心部硬度范圍為34-50HRC（鋼的淬透性受化學成分、晶粒度、冶煉情況等因素素影響，一條淬透性曲線實際上是一條淬透性帶），也就是是說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：33.5-50HRC油淬后表面硬度范圍：45-57HRC10-9何謂調質處理？回火索氏體比正火索氏體的力學性能為何較優(yōu)越？答：調質處理：習慣上將淬火加高溫回火稱為調質處理，其目的是為了獲得既有較高的強度、硬度，又有良好的塑性及沖擊韌性的綜合力學性能。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度相近，但回火索氏體的屈服強度、塑性、韌性等性能都優(yōu)于正火索氏體。這是因為，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冷奧氏體直接分解而來，其組織為鐵素體加片狀碳化物。正火索氏體受力時，位錯的運動被限制在鐵素體內，當位錯運動至片狀碳化物界面時形成很大的平面位錯塞積群，使基體產生很大的應力集中，易使碳化物脆斷或形成微裂紋。而粒狀碳化物對鐵素體的變形阻礙作用大大減弱，塑性和韌性得到提高，當粒狀碳化物均勻地分布在塑性基體上是，由于位錯和第二相粒子的交互作用產生彌散強化或沉淀強化，提高鋼的塑性變形抗力，從而提高強度。因此相比較正火索氏體，回火索氏體具有更好的強度、塑性、韌性等性能。10-10為了減少淬火冷卻過程中的變形和開裂，應當采取什么措施？答：變形和開裂原因：由于冷卻過程中工件內外溫度的不均勻性以及相變的不同時性造成工件中產生的內應力，淬火內應力分為熱應力和組織應力兩種。當淬火應力超過材料的屈服強度時，就會產生塑性變形，當淬火應力超過材料的斷裂強度時，工件則發(fā)生開裂。應采取的措施（工藝角度）：控制淬火加熱溫度不宜過高：加熱溫度高，奧氏體晶粒粗化，淬火后得到粗大的馬氏體，應力和脆性均顯著增大。而且高溫加熱，氧化脫碳嚴重，也增大鋼件變形和開裂傾向。選擇適當?shù)睦鋮s方法：降低馬氏體轉變時的冷卻速度，可以降低馬氏體的轉變速度，減少淬火應力，降低工件變形和開裂的傾向。選擇合適的淬火冷卻介質：具有理想冷卻特性（珠光體轉變點以上冷速較慢，快速通過C曲線鼻尖，在Ms點以下緩慢冷卻）的冷卻介質可以在獲得馬氏體組織前提下減少淬火應力，降低工件變形和開裂的傾向。10-11現(xiàn)有一批45鋼普通車床傳動齒輪，其工藝路線為鍛造-熱處理-機械加工-高頻感應加熱淬火-回火。試問鍛后應進行何種熱處理？為什么？答：鍛后熱處理：完全退火或不完全退火原因：中碳結構鋼鑄件、鍛軋件中，可能存在魏氏組織、帶狀組織、晶粒粗大等缺陷，粗大的魏氏組織顯著降低鋼的塑性和韌性，帶狀組織使鋼的性能具有方向性。完全退火可以細化晶粒，消除內應力，消除魏氏組織和帶狀組織缺陷。如果其鍛造工藝正常，原始組織分布合適，只是珠光體片間距小、硬度偏高、內應力較大，則可以用不完全退火代替完全退火。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，由表面到心部的組織。答：表層組織：高碳細針狀回火馬氏體及少量殘余奧氏體心部組織：先共析鐵素體和珠光體10-13設有一種490柴油機連桿，直徑12mm，長77mm，材料為40Cr，調質處理。要求淬火后心部硬度大于45HRC，調質處理后心部硬度為22-33HRC。試制定熱處理工藝。答：解答此題需要40Cr臨界相變點AC3和淬透性曲線（通過查手冊：AC3=782℃）熱處理工藝：奧氏體化溫度=AC3+（30-50℃），取820℃保溫時間=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47HRC。查手冊可以發(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間=KD=24min，K=2mm/min，為防止產生回火脆性回火后冷卻可采用空冷或水冷。熱處理工藝為：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寫出20Cr2Ni4A鋼重載滲碳齒輪的冷、熱加工工序安排，并說明熱處理所起的作用。答：冷、熱加工工序安排：冶煉-鑄造-擴散退火-鍛造-完全退火-粗加工-滲碳-（淬火+回火）-精加工熱處理所起作用：擴散退火：消除凝固過程的枝晶偏析和區(qū)域偏析，均勻化學成分和組織。完全退火：細化晶粒、均勻鋼的化學成分和組織、消除內應力和加工硬化、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-回火：使齒輪表面獲得高碳細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織：700℃、760℃、840℃。答：解答此題需找到45鋼的臨界相變點AC1和AC3（可查手冊得知：AC1=724℃，AC3=780℃）700℃：將45鋼加熱至700℃未發(fā)生珠光體組織向奧氏體轉變，因此水冷時無奧氏體向馬氏體轉變，所以水冷后的組織仍為退火狀態(tài)的組織：珠光體+塊狀鐵素體760℃：760℃介于AC1和AC3之間，在此溫度加熱保溫，珠光體組織轉變?yōu)閵W氏體，但保留一部分先共析鐵素體和未熔的滲碳體顆粒，水冷時發(fā)生奧氏體向馬氏體的轉變，所以水冷后的組織為：馬氏體+塊狀鐵素體+粒狀碳化物840℃：在此溫度下保溫，鐵素體+珠光體組織將全部轉變?yōu)閵W氏體，水冷后的組織為馬氏體+殘留奧氏體10-16T10鋼經(jīng)過何種熱處理能獲得下述組織：1）粗片狀珠光體+少量球狀滲碳體2）細片狀珠光體3）細球狀珠光體4）粗球狀珠光體答：熱處理工藝（待論證）：1）粗片狀珠光體+少量球狀滲碳體：亞溫加熱+等溫退火2）細片狀珠光體：正火處理3）細球狀珠光體：淬火+中溫回火或循環(huán)球化退火工藝4）粗球狀珠光體：淬火+高溫回火或球化退火工藝10-17一零件的金相組織是：在黑色的馬氏體基體上分布有少量的珠光體組織，問此零件原來是如何熱處理的？答：熱處理工藝（待論證）：淬火+低溫回火，淬火得到馬氏體基體+殘留奧氏體，經(jīng)低溫回火后馬氏體變成黑色針狀回火馬氏體，殘留奧氏體轉變?yōu)橹楣怏w。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？哪些因素構成相變的阻力？答：固體相變主要特征：相變阻力大新相晶核與母相晶核存在一定的晶體學位向關系。母相中的晶體學缺陷對相變其促進作用。相變過程中易出現(xiàn)過渡相。相變阻力構成：表面能的增加。彈性應變能的增加，這是由于新舊兩相的比體積不同，相變時必然發(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，都會導致彈性應變能的增加。固態(tài)相變溫度低，原子擴散更困難，例如固態(tài)合金中原子的擴散速度為10-7—10-8cm/d，而液態(tài)金屬原子的擴散速度為10-7cm/s。9-2何謂奧氏體晶粒度？說明奧氏體晶粒大小對鋼的性能影響？答：奧氏體晶粒度：是奧氏體晶粒大小的度量。當以單位面積內晶粒的個數(shù)或每個晶粒的平均面積與平均直徑來描述晶粒大小時，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范圍內觀察到的晶粒個數(shù)來確定奧氏體晶粒度的級別。對鋼的性能的影響：奧氏體晶粒?。轰摕崽幚砗蟮慕M織細小，強度高、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，提高鋼的韌脆轉變溫度，增加淬火變形和開裂的傾向。當晶粒大小不均勻時，還顯著降低鋼的結構強度，引起應力集中，容易產生脆性斷裂。9-3試述珠光體形成時鋼中碳的擴散情況及片、粒狀珠光體的形成過程？答：珠光體形成時碳的擴散：珠光體形成過程中在奧氏體內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形成碳的濃度差，從而造成碳在滲碳體和鐵素體中進行擴散，簡言之，在奧氏體中由于碳的擴散形成富碳區(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大，直至消耗完全部奧氏體。片狀珠光體形成過程：片狀珠光體是滲碳體呈片狀的珠光體。首先在奧氏體晶界形成滲碳體晶核，核剛形成時與奧氏體保持共格關系，為減小形核的應變能而呈片狀。滲碳體長大的同時，使其兩側的奧氏體出現(xiàn)貧碳區(qū)，從而為鐵素體在滲碳體兩側形核創(chuàng)造條件，在滲碳體兩側形成鐵素體后，鐵素體長大的同時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大形成一個片層相間大致平行的珠光體區(qū)域，當其與其他部位形成的珠光體區(qū)域相遇并占據(jù)整個奧氏體時，珠光體轉變結束，得到片狀珠光體組織。粒狀珠光體的形成過程：粒狀珠光體是滲碳體呈顆粒狀分布在鐵素體基體上。粒狀珠光體可以有過冷奧氏體直接分解而成，也可以由片狀珠光體球化而成，還可以由淬火組織回火形成。原始組織不同，其形成機理也不同。這里只介紹由過冷奧氏體直接分解得到粒狀珠光體的過程：要由過冷奧氏體直接形成粒狀珠光體，必須使奧氏體晶粒內形成大量均勻彌散的滲碳體晶核，即控制奧氏體化溫度，使奧氏體內殘存大量未溶的滲碳體顆粒；同時使奧氏體內碳濃度不均勻，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，在過冷度較小的情況下就能在奧氏體晶粒內形成大量均勻彌散的滲碳體晶核，每個滲碳體晶核在獨立長大的同時，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試比較貝氏體轉變與珠光體轉變和馬氏體轉變的異同。答：貝氏體轉變：是在珠光體轉變溫度以下馬氏體轉變溫度以上過冷奧氏體所發(fā)生的中溫轉變。與珠光體轉變的異同點：相同點：相變都有碳的擴散現(xiàn)象；相變產物都是鐵素體+碳化物的機械混合物不同點：貝氏體相變奧氏體晶格向鐵素體晶格改組是通過切變完成的，珠光體相變是通過擴散完成的。與馬氏體轉變的異同點（可擴展）：相同點：晶格改組都是通過切變完成的；新相和母相之間存在一定的晶體學位相關系。不同點：貝氏體是兩相組織，馬氏體是單相組織；貝氏體相變有擴散現(xiàn)象，可以發(fā)生碳化物沉淀，而馬氏體相變無碳的擴散現(xiàn)象。9-5簡述鋼中板條馬氏體和片狀馬氏體的形貌特征和亞結構，并說明它們在性能上的差異。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。一個奧氏體晶?？梢孕纬蓭讉€位向不同的板條群，板條群由板條束組成，而一個板條束內包含很多近乎平行排列的細長的馬氏體板條。每一個板條馬氏體為一個單晶體，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。板條馬氏體的亞結構：高密度的位錯，這些位錯分布不均勻，形成胞狀亞結構，稱為位錯胞。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。片狀馬氏體的亞結構：主要為孿晶，分布在馬氏體片的中部，在馬氏體片邊緣區(qū)的亞結構為高密度的位錯。板條馬氏體與片狀馬氏體性能上的差異:馬氏體的強度取決于馬氏體板條或馬氏體片的尺寸，尺寸越小，強度越高，這是由于相界面阻礙位錯運動造成的。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構。差異性：片狀馬氏體強度高、塑性韌性差，其性能特點是硬而脆。板條馬氏體同時具有較高的強度和良好的塑韌性，并且具有韌脆轉變溫度低、缺口敏感性和過載敏感性小等優(yōu)點。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，上貝氏體由許多從奧氏體晶界向晶內平行生長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，亞結構主要為位錯。下貝氏體的組織形態(tài)、立體模型：在光學顯微鏡下，下貝氏體呈黑色針狀。在電子顯微鏡下，下貝氏體由含碳過飽和的片狀鐵素體和其內部析出的微細ε-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，亞結構為高密度位錯。異同點：相同點：都是鐵素體和碳化物的機械混合物，組織亞結構都是高密度的位錯。不同點：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？簡述魏氏組織的形成條件、對鋼的性能的影響及其消除方法？答：魏氏組織：含碳小于0.6%的亞共析鋼或大于1.2%的過共析鋼在鑄造、鍛造、軋制后的空冷，或者是焊縫熱影響區(qū)的空冷過程中，或者當加熱溫度過高并以較快速度冷卻時，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生長，并且呈針片狀析出。在光學顯微鏡下可以觀察到從奧氏體晶界生長出來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。只有在一定含碳范圍內并以較快速度冷卻時才可能形成魏氏組織，而且當奧氏體晶粒越細小時，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)。對鋼性能的影響：其為鋼的一種過熱缺陷組織，使鋼的力學性能指標下降，尤其是塑韌性顯著降低，脆性轉折溫度升高，容易引起脆性斷裂。需要指出的是，只有當奧氏體晶粒粗化，出現(xiàn)粗大的鐵素體或滲碳體魏氏組織并嚴重切割基體時降，才使鋼的強度和韌性顯著降低。消除方法：可以通過控制塑性變形程度、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，例如通過細化晶粒的調質、正火、完全退火等工藝來防止或消除魏氏組織。9-8簡述碳鋼的回火轉變和回火組織。答：碳鋼的回火轉變過程及回火組織：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飽和的，當回火溫度在100℃以下時，碳原子可以做短距離的擴散遷移。在板條馬氏體中，碳原子偏聚在位錯線附近的間隙位置，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線偏聚外，大量碳原子將垂直于馬氏體C軸的（100）晶面富集。）馬氏體分解，組織為回火馬氏體+殘留奧氏體（當回火溫度超過100℃時，馬氏體開始發(fā)生分解，碳原子偏聚區(qū)的碳原子將發(fā)生有序化，繼而轉變成碳化物從過飽和α相中析出。將馬氏體分解后形成的低碳α相和彌散的ε碳化物組成的雙相組織稱為回火馬氏體）殘留奧氏體轉變，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奧氏體中碳和合金元素的含量增加而增多。當回火溫度高于200℃時，殘留奧氏體將發(fā)生分解。殘留奧氏體在貝氏體轉變溫度范圍內回火將轉變?yōu)樨愂象w，在珠光體轉變溫度范圍內回火將先析出先共析碳化物，隨后分解為珠光體。）碳化物的轉變，組織為回火托氏體（馬氏體分解及殘留奧氏體轉變形成的ε碳化物是亞穩(wěn)定相，當回火溫度升高至250℃以上時，將會形成更穩(wěn)定的χ碳化物直至θ碳化物。當回火溫度升高至400℃，淬火馬氏體完全分解，但α相仍保持針狀外形，之前形成的ε碳化物和χ碳化物全部轉變?yōu)棣忍蓟?，即滲碳體。這種由針狀α相和無共格聯(lián)系的細粒狀滲碳體組成的機械混合物稱為回火托氏體。）滲碳體的聚集長大和α相的回復、再結晶，組織為回火索氏體。（當回火溫度升高至400℃以上時，已脫離共格關系的滲碳體開始聚集長大，按照細粒溶解，粗粒長大的機制進行。與此同時，α相的狀態(tài)也在不斷發(fā)生變化。馬氏體晶格是通過切變方式重組的，晶格缺陷密度很高，自由能高，因此在回火過程中α相也會要發(fā)生變化來降低自由能。當回火溫度升高至400℃以上時，α相開始出現(xiàn)回復現(xiàn)象，使位錯密度減少或孿晶消失，但是α相晶粒仍保持板條狀或針狀。當回火溫度升高至600℃以上時，板條狀或針狀α相消失，形成等軸的α相。將淬火鋼在500-650℃回火得到的回復或再結晶了的α相和粗粒狀滲碳體的機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0.6-1μm，形成溫度：A1-650℃。索氏體：片狀鐵素體+片狀滲碳體，片間距0.25-0.3μm，形成溫度：650-600℃。托氏體：片狀鐵素體+片狀滲碳體，片間距0.1-0.15μm，形成溫度：600℃以下。以上三類珠光體是由過冷奧氏體直接轉變而得。回火索氏體：將淬火鋼經(jīng)高溫回火后得到的回復或再結晶了的α相和粗粒狀滲碳體的機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α相和無共格聯(lián)系的細粒狀滲碳體組成的機械混合物稱為回火托氏體。通過以上分析，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度相近，但粒狀珠光體的屈服強度、塑性、韌性等性能都優(yōu)于片狀珠光體組織。（這是因為，片狀珠光體受力時，位錯的運動被限制在鐵素體內，當位錯運動至片狀碳化物界面時形成較大的平面位錯塞積群，使基體產生很大的應力集中，易使碳化物脆斷或形成微裂紋。而粒狀碳化物對鐵素體的變形阻礙作用大大減弱，塑性和韌性得到提高，當粒狀碳化物均勻地分布在塑性基體上時，由于位錯和第二相粒子的交互作用產生彌散強化或沉淀強化，提高鋼的塑性變形抗力，從而提高強度。）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間短還是細片狀珠光體的保溫時間短？試利用奧氏體的形成機制說明之？答：細片狀珠光體的保溫時間短。原因：將鋼加熱到AC1以上某一溫度時，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，這是因為鐵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，易于產生濃度起伏和結構起伏，為奧氏體形核創(chuàng)造有利條件。原始組織為片狀珠光體時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，晶核長大速度越快，因此可加速奧氏體的形成，縮短保溫時間。9-11何為第一類回火脆性和第二類回火脆性？它們產生的原因和消除方法？答：定義：回火脆性：淬火鋼回火時的沖擊韌性并不總是隨回火溫度的升高單調的增高，有些鋼在一定的溫度范圍內回火時，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℃溫度范圍內回火時出現(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450-650℃溫度范圍內回火時出現(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)用鋼中都會出現(xiàn)。一般認為，其產生是由于馬氏體分解時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度，使晶界稱為裂紋擴展的路徑，因而產生脆性。第二類回火脆性：高溫回火脆性主要在合金結構鋼中出現(xiàn)，碳鋼中一般不出現(xiàn)這種脆性。其產生原因主要是As、Sn、Pb、Sb、Bi、P、S等有害雜質元素在回火冷卻過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合力，降低晶界的斷裂強度。Mn、Ni、Cr等合金元素不但促進這些雜質元素向晶界偏聚，而且自身也向晶界偏聚，進一步降低了晶界斷裂強度，增加回火脆性。消除方法：第一類回火脆性：A、避開脆化溫度范圍回火B(yǎng)、用等溫淬火代替淬火+回火C、在鋼中加入Nb、V、Ti等細化奧氏體晶粒元素，增加晶界面積D、降低雜質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，但不適用于對回火脆性敏感的較大工件B、在鋼中加入Nb、V、Ti等細化奧氏體晶粒元素，增加晶界面積C、降低雜質元素含量D、加入適量的Mo、W等合金元素可抑制雜質元素向原奧氏體晶界的偏聚E、對亞共析鋼可采取A1-A3臨界區(qū)的亞溫淬火方法，使P等雜質元素溶入殘留的鐵素體中，減輕它們向原奧氏體晶界的偏聚程度F、采用形變熱處理方法，可以細化晶粒，減輕高溫回火脆性9-12比較過共析鋼的TTT曲線和CCT曲線的異同點。為什么在連續(xù)冷卻過程中得不到貝氏體組織？與亞共析鋼的CCT曲線中Ms線相比，過共析鋼的Ms線有何不同點，為什么？答：TTT曲線和CCT曲線的異同點：相同點：都具有滲碳體的先共析線。相變都有一定的孕育期。曲線中都有一條相變開始線和一條相變完成線。不同點：CCT曲線中無貝氏體轉變區(qū)。CCT曲線中發(fā)生相變的溫度比TTT曲線中的低CCT曲線中發(fā)生相變的孕育期比TTT曲線中長。得不到貝氏體組織的原因：在過共析鋼的奧氏體中，碳濃度高，使貝氏體孕育期大大延長，在連續(xù)冷卻轉變時貝氏體轉變來不及進行便冷卻至低溫。Ms線的不同點及原因：不同點：亞共析鋼的CCT曲線中的Ms線右端呈下降趨勢，而過共析鋼的CCT曲線中的Ms線右端呈上升趨勢。原因：這是因為在亞共析鋼中由于先共析鐵素體的析出和貝氏體轉變，造成周圍奧氏體的富碳，從而導致Ms線下降。而過共析鋼由于先共析滲碳體的析出，而且在連續(xù)冷卻過程中也無貝氏體轉變，使周圍奧氏體貧碳，導致Ms線上升。9-13闡述獲得粒狀珠光體的兩種方法？答：粒狀珠光體可以有過冷奧氏體直接分解而成，也可以由片狀珠光體球化而成，還可以由淬火組織回火形成。原始組織不同，其形成機理也不同。1、由過冷奧氏體直接分解得到粒狀珠光體的過程：要由過冷奧氏體直接形成粒狀珠光體，必須使奧氏體晶粒內形成大量均勻彌散的滲碳體晶核，即控制奧氏體化溫度，使奧氏體內殘存大量未溶的滲碳體顆粒；同時使奧氏體內碳濃度不均勻，存在高碳去和低碳區(qū)。再將奧氏體冷卻至略低于Ar1以下某一溫度緩冷，在過冷度較小的情況下就能在奧氏體晶粒內形成大量均勻彌散的滲碳體晶核，每個滲碳體晶核在獨立長大的同時，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而成的過程：將片狀珠光體鋼加熱至略低于A1溫度長時間保溫，得到粒狀珠光體。此時，片狀珠光體球化的驅動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，得到回復或再結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力學性能有何影響？獲得細晶粒的方法？答：此題主要是指奧氏體晶粒晶粒大小對力學性能影響：奧氏體晶粒?。轰摕崽幚砗蟮慕M織細小，強度高、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，提高鋼的韌脆轉變溫度，增加淬火變形和開裂的傾向。當晶粒大小不均勻時，還顯著降低鋼的結構強度，引起應力集中，容易產生脆性斷裂。獲得細晶粒的方法：降低加熱溫度，加快加熱速度，縮短保溫時間，采用快速加熱短時保溫的奧氏體化工藝。冶煉過程中用Al脫氧或在鋼種加入Zr、Ti、Nb、V等強碳化物形成元素，能形成高熔點的彌散碳化物和氮化物，可以細化奧氏體晶粒。細小的原始組織可以得到細小的奧氏體晶粒，可以采用多次快速加熱-冷卻的方法細化奧氏體晶粒。采用形變熱處理可以細化奧氏體晶粒。9-15有一共析鋼試樣，其顯微組織為粒狀珠光體。問通過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小的粒狀珠光體？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。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：調質（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、析出細粒狀滲碳體，得到針狀鐵素體加細粒狀滲碳體的粒狀珠光體組織9-16為了提高過共析鋼的的強韌性，希望淬火時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。試問如何進行熱處理才能達到上述目的？答：熱處理方法：采用亞溫淬火+預冷淬火的方法，即將過共析鋼快速加熱至AC1-ACcm之間略高于AC1某一溫度短時保溫，得到細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，使鋼具有高的強度并且具有良好的韌性。適當?shù)慕档痛慊鹄鋮s速度，因為冷卻速度越大，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變?yōu)椋?、細片狀珠光體；2、粗片狀珠光體；3、比原來組織更小的球化組織。答：獲得細片狀珠光體工序：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：調質（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、析出細粒狀滲碳體，得到針狀鐵素體加細粒狀滲碳體的粒狀珠光體組織9-18如何把含碳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球狀碳化物；2、鐵素體基體上分布著細球狀碳化物。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嘶鹛间摷訜嶂罙C1-AC3之間保溫，保留先共析塊狀鐵素體和部分未溶滲碳體質點，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球狀碳化物的組織。第2種組織熱處理工藝：調質：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、析出細粒狀滲碳體，得到鐵素體基體加細球狀滲碳體組織。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，上述組織對800℃奧氏體化時間有什么影響？如果隨后淬火發(fā)現(xiàn)零件上油裂紋，試解釋裂紋產生的原因。答：馬氏體組織對奧氏體化時間影響：會加快奧氏體化時間。原因：因為將淬火鋼加熱到奧氏體溫度時，淬火馬氏體處于非常不穩(wěn)定狀態(tài)，通常首先在馬氏體相界面上形成奧氏體晶核，這是因為相界面上碳濃度不均勻、原子排列不規(guī)則易于產生促進形核的濃度起伏和結構起伏。所以當原始組織為片狀馬氏體時，馬氏體片越細，它們的相界面越多，則形成奧氏體的晶核越多，晶核長大速度越快，因此可加速奧氏體的形成，縮短奧氏體化時間。裂紋產生的原因：這是因為含碳0.8%的碳鋼件淬火時形成片狀馬氏體，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產生很大的應力場，片狀馬氏體本身也很脆，不能通過滑移或孿生變形使應力得到松弛，因此容易產生淬火顯微裂紋。這些顯微裂紋在隨后的再次淬火過程中受到較大內應力的作用，裂紋尖端應力集中，從而使裂紋得到擴展，最終在零件表面形成宏觀裂紋。第八章擴散8-1何為擴散？固態(tài)擴散有哪些種類？答：擴散是物質中原子（或）分子的遷移現(xiàn)象，是位置傳輸?shù)囊环N方式。根據(jù)擴散過程是否發(fā)生濃度變化可分為：自擴散、互擴散根據(jù)擴散方向是否與濃度梯度的方向相同可分為：下坡擴散、上坡擴散根據(jù)擴散過程是否出現(xiàn)新相可分為：原子擴散、反應擴散8-2何為上坡擴散和下坡擴散？舉例說明。答：下坡擴散：原子或分子沿濃度降低的方向進行擴散，使?jié)舛融呌诰鶆蚧?。比如鑄件的均勻化退火、工件的表面滲碳過程均屬于下坡擴散。上坡擴散：原子或分子沿濃度升高的方向進行擴散，即由低濃度向高濃度方向擴散，使?jié)舛融呌趦蓸O分化。例如奧氏體向珠光體轉變過程中，碳原子從濃度較低的奧氏體中向濃度較高的滲碳體中擴散。8-3擴散系數(shù)的物理意義是什么？影響因素有哪些？答：擴散系數(shù)的物理意義：濃度梯度為1時的擴散通量。D越大，擴散速度越快。影響因素：1、溫度：擴散系數(shù)與溫度呈指數(shù)關系，隨溫度升高，擴散系數(shù)急劇增大。2、鍵能和晶體結構：鍵能高，擴散激活能大，擴散系數(shù)減?。徊煌木w結構具有不同的擴散系數(shù)：例如從晶體結構來考慮，碳原子在鐵素體中的擴散系數(shù)比在奧氏體中的大。3、固溶體類型：不同類型的固溶體，擴散激活能不同，間隙原子的擴散激活能比置換原子的小，擴散系數(shù)大。4、晶體缺陷：晶體缺陷處，自由能較高，擴散激活能變小，擴散易于進行。5、化學成分：當合金元素提高合金熔點，擴散系數(shù)減小；若降低合金熔點，擴散系數(shù)增加8-4固態(tài)合金中要發(fā)生擴散必須滿足那些條件？為什么？答：1、擴散需有驅動力。擴散過程都是在擴散驅動力的作用下進行的，如沒有擴散驅動力，也就不能發(fā)生擴散。2、擴散原子要固溶。擴散原子在基體中必須由一定的固溶度，形成固溶體，才能進行固態(tài)擴散。3、溫度要足夠高。固態(tài)擴散是依靠原子熱激活而進行的，溫度越高，原子的熱振動越激烈，原子被激活發(fā)生遷移的可能性就越大。4、時間要足夠長。原子在晶體中每躍遷一次最多只能移動0.3-0.5nm的距離，只有經(jīng)過相當長的時間才能形成物質的宏觀定向遷移。8-5鑄造合金均勻化退火前的冷塑性變形對均勻化過程有和影響？是加速還是減緩？為什么？答：加速。原因：鑄造合金經(jīng)非平衡結晶后，會出現(xiàn)不同程度的枝晶偏析。根據(jù)擴散第二定律可得知，鑄錠均勻化退火所需時間與枝晶間距的平方成正比，與擴散系數(shù)成反比。所以在退火前對合金進行冷塑性變形可破碎枝晶，減小枝晶間距，縮短均勻化的時間。8-6略（擴散系數(shù)計算）8-7略（消除枝晶偏析時間計算）8-8可否用鉛代替鉛錫合金做對鐵進行釬焊的材料，試分析說明之？答：不能。原因：因為釬焊過程只是釬料熔化，母材仍處於固體狀態(tài)。因此要求釬料與母材不但液態(tài)時能互溶，固態(tài)時也必須互溶，依靠他們之間的互擴散形成牢固的金屬結合。而鉛是不固溶于鐵的，因此如果以鉛來做釬料，鐵做母材，則鉛是無法擴散到母材中的，無法起到釬焊的效果。8-9略8-10滲碳是將零件置于滲碳介質中使碳原子進入工件表面，然后以下坡擴散的方式使碳原子從表層向內部擴散的熱處理方法。試問：1）溫度高低對滲碳速度有何影響？2）滲碳應在奧氏體中還是鐵素體中進行？3）空位密度、位錯密度和晶粒大小對滲碳速度有何影響？答：1）溫度越高，滲碳速度越快。因為擴散系數(shù)隨溫度升高，急劇增大。2）在奧氏體中進行。雖然碳在鐵素體中的擴散系數(shù)比在奧氏體中大，但是當把鋼加熱至奧氏體時，一方面溫度升高，擴散系數(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）空位密度和位錯密度越多，滲碳速度越快。因為缺陷處能量較高，擴散激活能降低，增大擴散系數(shù)。晶粒越小，滲碳速度越快。因為晶粒越小，晶界面積越大，而原子沿晶界的擴散速度較快。第七章金屬及合金的回復和再結晶7-1用冷拔銅絲線制作導線，冷拔之后應如何如理，為什么？答：應采取回復退火（去應力退火）處理：即將冷變形金屬加熱到再結晶溫度以下某一溫度，并保溫足夠時間，然后緩慢冷卻到室溫的熱處理工藝。原因：銅絲冷拔屬于再結晶溫度以下的冷變形加工，冷塑性變形會使銅絲產生加工硬化和殘留內應力，該殘留內應力的存在容易導致銅絲在使用過程中斷裂。因此，應當采用去應力退火使冷拔銅絲在基本上保持加工硬化的條件下降低其內應力（主要是第一類內應力），改善其塑性和韌性，提高其在使用過程的安全性。7-2一塊厚純金屬板經(jīng)冷彎并再結晶退火后，試畫出截面上的顯微組織示意圖。答：解答此題就是畫出金屬冷變形后晶粒回復、再結晶和晶粒長大過程示意圖（可參考教材P195，圖7-1）7-3已知W、Fe、Cu的熔點分別為3399℃、1538℃和1083℃，試估算其再結晶溫度。答：再結晶溫度：通常把經(jīng)過嚴重冷變形（變形度在70%以上）的金屬，在約1h的保溫時間內能夠完成超過95%再結晶轉變量的溫度作為再結晶溫度。1、金屬的最低再結晶溫度與其熔點之間存在一經(jīng)驗關系式：T再≈δTm，對于工業(yè)純金屬來說：δ值為0.35-0.4，取0.4計算。2、應當指出，為了消除冷塑性變形加工硬化現(xiàn)象，再結晶退火溫度通常要比其最低再結晶溫度高出100-200℃。如上所述取T再=0.4Tm，可得：W再=3399×0.4=1359.6℃Fe再=1538×0.4=615.2℃Cu再=1083×0.4=433.2℃7-4說明以下概念的本質區(qū)別：1、一次再結晶和二次在結晶。2、再結晶時晶核長大和再結晶后的晶粒長大。答：一次再結晶和二次在結晶。定義一次再結晶：冷變形后的金屬加熱到一定溫度，保溫足夠時間后，在原來的變形組織中產生了無畸變的新的等軸晶粒，位錯密度顯著下降，性能發(fā)生顯著變化恢復到冷變形前的水平，稱為（一次）再結晶。它的實質是新的晶粒形核、長大的過程。二次再結晶：經(jīng)過劇烈冷變形的某些金屬材料，在較高溫度下退火時，會出現(xiàn)反常的晶粒長大現(xiàn)象，即少數(shù)晶粒具有特別大的長大能力，逐步吞食掉周圍的小晶粒，其最終尺寸超過原始晶粒的幾十倍或上百倍，比臨界變形后的再結晶晶粒還要粗大得多，這個過程稱為二次再結晶。二次再結晶并不是晶粒重新形核和長大的過程，它是以一次再結晶后的某些特殊晶粒作為基礎而異常長大，嚴格來說它是特殊條件下的晶粒長大過程，并非是再結晶過程。本質區(qū)別：是否有新的形核晶粒。再結晶時晶核長大和再結晶后的晶粒長大。定義再結晶晶核長大：是指再結晶晶核形成后長大至再結晶初始晶粒的過程。其長大驅動力是新晶粒與周圍變形基體的畸變能差，促使晶核界面向畸變區(qū)域推進，界面移動的方向，也就是晶粒長大的方向總是遠離界面曲率中心，直至所有畸變晶粒被新的無畸變晶粒代替。再結晶后的晶粒長大：是指再結晶晶核長大成再結晶初始晶粒后，當溫度繼續(xù)升高或延長保溫時間，晶粒仍然繼續(xù)長大的過程。此時，晶粒長大的驅動力是晶粒長大前后總的界面能的差，界面移動的方向，也就是晶粒長大的方向都朝向晶界的曲率中心，直至晶界變成平面狀，達到界面能最低的穩(wěn)定狀態(tài)。本質區(qū)別：長大驅動力不同長大方向不同，即晶界的移動方向不同。7-5分析回復和再結晶階段空位與位錯的變化及其對性能的影響。答：回復階段：回復：是指冷塑性變形的金屬在加熱時，在光學顯微組織發(fā)生改變前（即再結晶晶粒形成前）所產生的某些亞結構和性能的變化過程?？瘴缓臀诲e的變化及對性能的影響：回復過程中，空位和位錯發(fā)生運動，從而改變了他們的數(shù)量和組態(tài)。低溫回復時，主要涉及空位的運動?？瘴豢梢砸浦帘砻?、晶界或位錯處消失，也可以聚集形成空位對、空位群，還可以與間隙原子相互作用而消失，總之空位運動的結果使空位密度大大減小。電阻率對空位密度比較敏感，因此其數(shù)值會有顯著下降。而力學性能對空位的變化不敏感，沒有變化。中溫回復時，主要涉及位錯的運動。由于位錯滑移會導致同一滑移面上異號位錯合并而相互抵消，位錯密度略有下降，但降低幅度不大，力學性能變化不大。高溫回復時，主要涉及位錯的運動。位錯不但可以滑移、而且可以攀移，發(fā)生多邊化，使錯密度有所降低，降低系統(tǒng)部分內應力，從而使硬度、強度略有下降，塑性、韌性得到改善。綜上，回復過程可以使冷塑性變形的金屬在基本保持加工硬化的狀態(tài)下降低其內應力（主要是第一類內應力），減輕工件的翹曲和變形，降低電阻率，提高材料的耐蝕性并改善其塑性和韌性，提高工件使用時的安全性。再結晶階段：再結晶：冷變形后的金屬加熱到一定溫度，保溫足夠時間后，在原來的變形組織中產生了無畸變的新的等軸晶粒，位錯密度顯著下降，性能也發(fā)生顯著變化并恢復到冷變形前的水平。空位和位錯的變化及對性能的影響：再結晶階段主要是位錯發(fā)生滑移、攀移和多變化，新的無畸變晶粒形成，位錯密度顯著下降，因塑性變形而造成的內應力可完全被消除，促使硬度和強度顯著下降，塑性和韌性得到明顯提高。7-6何謂臨界變形度？在工業(yè)生產中有何實際意義。答：臨界變形度：金屬在冷塑性變形時，當變形度達到某一數(shù)值（一般金屬均在2%-10%范圍內）時，再結晶后的晶粒變得特別粗大。這是由于此時的變形度不大，晶核長大線速度和形核率的比值很大，因此得到特別粗大的晶粒。把對應得到特別粗大晶粒的變形度稱為臨界變形度。實際意義：通常，粗大的晶粒對金屬的力學性能十分不能，降低力學性能指標，因此在實際生產時，應當避免在臨界變形度范圍內進行壓力加工。但是，有時為了某種特殊目的，需要得到粗晶粒鋼時，例如用于制造電機或變壓器的硅鋼來說，晶粒越粗大越好（磁滯損耗小，效應高），，可以利用這種現(xiàn)象，制取粗晶粒甚至單晶。7-7一塊純錫板被槍彈擊穿，經(jīng)再結晶退火后，彈孔周圍的晶粒大小有何特征，并說明原因。答：彈孔周圍晶粒大小特征：晶粒大小隨距彈孔的距離產生梯度變化，即距離彈孔距離越近晶粒越細，距離越遠晶粒越大，并且在某一距離處（變形量處于臨界變形量范圍內），出現(xiàn)特別粗大晶粒組織。原因：錫板被槍彈擊穿產生的彈孔相當于彈孔處產生了劇烈的冷塑性變形，且距離彈孔越近則變形越劇烈。對冷塑性變形的金屬進行再結晶退火，則冷變形的晶粒必然要發(fā)生再結晶，且再結晶后的晶粒大小與變形度密切相關，這是因為隨著變形度的增加，形變儲存能增加，再結晶驅動力增加，形核率N和晶粒長大線速度G同時增加，但G/N的比值減小，使再結晶的晶粒隨變形度增加而變細。然而，當變形度在某一臨界變形度范圍內（一般金屬在2%-10%范圍內），由于變形度不大，G/N的比值很大，使再結晶的晶粒特別粗大。7-8某廠對高錳鋼制碎礦機顎板進行固溶處理時，經(jīng)1100℃加熱后，用冷拔鋼絲繩吊掛，由起重吊車送往淬火水槽。行至途中，鋼絲繩突然斷裂。這條鋼絲繩是新的，事先經(jīng)過檢查，并無瑕疵。試分析鋼絲繩斷裂原因。答：原因：按題中所述鋼絲繩的質量沒有問題，那么鋼絲繩發(fā)生斷裂則必然使是由于所吊顎板重力對鋼絲繩產生的應力超過了鋼絲繩的抗拉強度造成的。在吊運過程中顎板對鋼絲繩產生的應力沒有變化，那么發(fā)生變化的則必然是鋼絲繩的強度。由題述，該鋼絲繩是冷拔而成，及結果冷塑性變形而成，必然產生了加工硬化現(xiàn)象。由于顎板經(jīng)過1100加熱固溶處理，所以在吊運過程中，高溫顎板對冷拔鋼絲繩起到了加熱作用，當鋼絲繩溫度超過其再結晶溫度時，則會發(fā)生再結晶現(xiàn)象，導致鋼絲繩強度顯著下降，致使顎板重力對鋼絲繩產生的應力超過了鋼絲繩的強度，導致鋼絲繩斷裂。7-9設有一楔形板坯結果冷軋后得到相同厚度的板材，然后進行再結晶退火，試問該板材的晶粒大小是否均勻？答：不均勻原因：1、對冷塑性變形的金屬進行再結晶退火，則冷變形的晶粒必然要發(fā)生再結晶，且再結晶后的晶粒大小與變形度密切相關，這是因為隨著變形度的增加，形變儲存能增加，再結晶驅動力增加，形核率N和晶粒長大線速度G同時增加，但G/N的比值減小，使再結晶的晶粒隨變形度增加而變細。2、此外，當變形度在臨界變形度范圍內（一般金屬在2%-10%范圍內），由于變形度不大，G/N的比值很大，使再結晶的晶粒特別粗大。3、由題述，是由厚度不一的楔形板冷變形成相同厚度的板材，則板材的不同位置的變形度必然不同，所以再結晶后的晶粒大小也必然不同。7-10金屬材料在熱加工時為了獲得細小晶粒組織，應該注意一些什么問題？答：熱加工是在高于再結晶溫度以上的塑性變形過程，塑性變形引起的加工硬化和回復再結晶引起的軟化幾乎同時進行。所以，在熱加工時為了獲得細小晶粒我覺得應該注意以下幾點：變形程度。變形度越大則再結晶晶粒的尺寸越小，同時要避開臨界變形度范圍，防止產生粗大晶粒。熱加工的溫度。即再結晶溫度，再結晶溫度越高，再結晶的晶粒越大，而且易于引起二次再結晶，得到異常粗大的晶粒組織。變形速度。增大變形速度，可推遲再結晶，并提高再結晶轉變速度，細化晶粒。熱加工后的冷卻。冷卻速度過慢，會造成晶粒粗大。原始晶粒的大小。這是因為當變形度一定時，材料的原始晶粒越細，則再結晶后的晶粒越細。在金屬材料中加入適量的Al、Ti、V、Nb等碳、氮化物形成元素，析出彌散的第二相質點，可以有效地阻止高溫下晶粒的長大。7-11為獲得細小的晶粒組織，應根據(jù)什么原則制訂塑性變形及退火工藝？答：塑性變形原則：增大變形度，避開臨界變形度范圍，保證變形均勻性。退火工藝原則：降低再結晶退火溫度，縮短再結晶退火保溫時間。第六章金屬及合金的塑性變形和斷裂6-1鋅單晶體試樣截面積A=78.5mm2，經(jīng)拉伸試驗測定的有關數(shù)據(jù)如下表：屈服載荷/N620252184148174273525φ角（°）8372.56248.530.51765λ角（°）25.52638466374.882.5τk（Mpa）0.870.870.870.870.890.90.87cosλcosφ0.110.270.370.460.40.260.13σs（Mpa）7.903.212.341.892.223.486.69根據(jù)以上數(shù)據(jù)求出臨界分切應力τk并填入上表求出屈服載荷下的取向因子，作出取向因子和屈服應力的關系曲線，說明取向因子對屈服應力的影響。答：需臨界臨界分切應力的計算公式：τk=σscosφcosλ，σs為屈服強度=屈服載荷/截面積需要注意的是：在拉伸試驗時，滑移面受大小相等，方向相反的一對軸向力的作用。當載荷與法線夾角φ為鈍角時，則按φ的補角做余弦計算。cosφcosλ稱作取向因子，由表中σs和cosφcosλ的數(shù)值可以看出，隨著取向因子的增大，屈服應力逐漸減小。cosφcosλ的最大值是φ、λ均為45度時，數(shù)值為0.5，此時σs為最小值，金屬最易發(fā)生滑移，這種取向稱為軟取向。當外力與滑移面平行（φ=90°）或垂直（λ=90°）時，cosφcosλ為0，則無論τk數(shù)值如何，σs均為無窮大，表示晶體在此情況下根本無法滑移，這種取向稱為硬取向。6-2畫出銅晶體的一個晶胞，在晶胞上指出：1）發(fā)生滑移的一個滑移面2）在這一晶面上發(fā)生滑移的一個方向3）滑移面上的原子密度與{001}等其他晶面相比有何差別4）沿滑移方向的原子間距與其他方向有何差別。答：解答此題首先要知道銅在室溫時的晶體結構是面心立方。發(fā)生滑移的滑移面通常是晶體的密排面，也就是原子密度最大的晶面。在面心立方晶格中的密排面是{111}晶面。發(fā)生滑移的滑移方向通常是晶體的密排方向，也就是原子密度最大的晶向，在{111}晶面中的密排方向<110>晶向。{111}晶面的原子密度為原子密度最大的晶面，其值為2.3/a2，{001}晶面的原子密度為1.5/a2滑移方向通常是晶體的密排方向，也就是原子密度高于其他晶向，原子排列緊密，原子間距小于其他晶向，其值為1.414/a。6-3假定有一銅單晶體，其表面恰好平行于晶體的（001）晶面，若在[001]晶向施加應力，使該晶體在所有可能的滑移面上滑移，并在上述晶面上產生相應的滑移線，試預計在表面上可能看到的滑移線形貌。答：對受力后的晶體表面進行拋光，在金相顯微鏡下可以觀察到在拋光的表面上出現(xiàn)許多相互平行的滑移帶。在電子顯微鏡下，每條滑移帶是由一組相互平行的滑移線組成，這些滑移線實際上是晶體中位錯滑移至晶體表面產生的一個個小臺階，其高度約為1000個原子間距。相臨近的一組小臺階在宏觀上反映的就是一個大臺階，即滑移帶。所以晶體表面上的滑移線形貌是臺階高度約為1000個原子間距的一個個小臺階。6-4試用多晶體的塑性變形過程說明金屬晶粒越細強度越高、塑性越好的原因？答：多晶體的塑性變形過程：多晶體中由于各晶粒的位向不同，則各滑移系的取向也不同，因此在外加拉伸力的作用下，各滑移系上的分切應力也不相同。由此可見，多晶體中各個晶粒并不是同時發(fā)生塑性變形，只有那些取向最有利的晶粒隨著外力的增加最先發(fā)生塑性變形。晶粒發(fā)生塑性變形就意味著滑移面上的位錯源已開啟，位錯將會源源不斷地沿著滑移面上的滑移方向運動。但是，由于相鄰晶粒的位向不同，滑移系的取向也不同，因此運動著的位錯不能夠越過晶界，滑移不能發(fā)展到相鄰晶粒中，于是位錯在晶界處受阻，形成位錯的平面塞積群。位錯平面塞積群在其前沿附近造成很大的應力集中，這一集中應力與不斷增加的外加載荷相疊加，使相鄰晶粒某些滑移系上的分切應力達到臨界值，于是位錯源開動，開始塑性變形。為了協(xié)調已發(fā)生變形的晶粒形狀的改變，要求相鄰晶粒必須進行多系滑移，這樣就會使越來越多的晶粒參與塑性變形。在多晶體的塑性變形中，由外加載荷直接引起塑性變形的晶粒只占少數(shù)，不產生明顯的宏觀效果，多數(shù)晶粒的塑性變形是由已塑性變形的晶粒中位錯平面塞積群所造成的應力集中所引起，并造成一定的宏觀塑性變形效果。多晶體的塑性變形具有不均勻性。由于各晶粒間以及晶粒內和晶界位向不同的影響，各個晶粒間及晶粒內的變形都是不均勻的。晶粒越細強度越高、塑性越好的原因：強度：由多晶體的塑性變形過程可知，多數(shù)晶粒的塑性變形是由先塑性變形晶粒中的位錯平面塞積群引起的應力集中于外加載荷相疊加而引起的。由位錯運動理論可以得知，位錯塞積群在障礙處產生的應力集中與位錯數(shù)目有關，位錯數(shù)目越多，造成的應力集中越大，而位錯數(shù)目與位錯源到障礙物的距離成正比。所以晶粒越小，位錯源到障礙物（晶界）的距離越短，位錯數(shù)目越少，造成的應力集中越小，此時如果要是相鄰晶粒發(fā)生塑性變形，則需要較大的外加載荷，也就是抵抗塑性變形的能力月強，強度越高。塑性：由多晶體的塑性變形過程可知，多晶體的塑性變形具有不均勻性。晶粒越細，各晶粒間或晶粒內部與晶界處的應變相差越小，變形較均勻，相對來說因不均勻變形產生應力集中引起開裂的機率較小，這就有可能在斷裂前承受較大的塑性變形量，可以得到較高的伸長率和斷面收縮率。韌性：由于細晶粒的變形較均勻，不易產生應力集中裂紋，而且晶粒越細晶界面積越大，對裂紋擴展的阻力越大，因此在斷裂過程中可以吸收更多的能量，表現(xiàn)出較高的韌性。6-5口杯采用低碳鋼板冷沖而成，如果鋼板的晶粒大小很不均勻，那么沖壓后常常發(fā)現(xiàn)口杯底部出現(xiàn)裂紋，這是為什么？答：裂紋原因：低碳鋼板冷沖時，各部分的塑性變形是不均勻的，在口杯局內在宏觀內應力。由于多晶體晶粒變形的不均勻性，加上原始晶粒大小不一，則更加促進了變形的不均勻性，由此產生較大的第二類內應力。所以，沖壓后口杯底部出現(xiàn)裂紋的原因是由鋼板不均勻變形產生的宏觀內應力和晶粒變形不均勻造成的內應力相疊加，超過了鋼板的斷裂強度，出現(xiàn)裂紋。6-6滑移與孿生有何區(qū)別，試比較它們在塑性變形過程中的作用。答：滑移定義：晶體在切應力作用下，晶體的一部分相對于另一部分沿某些晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）發(fā)生滑動的現(xiàn)象。本質：滑移并不是晶體的一部分相對于另一部分作整體的剛性移動，而是位錯在切應力的作用下沿著滑移面上的滑移方向逐步移動的結果。孿生定義：晶體在切應力作用下，晶體的一部分沿一定的晶面（孿生面）和一定的晶向（孿生方向）相對于另一部分晶體做均勻地切變；在切變區(qū)域內，與孿生面平行的的每層原子的切變量與它距離孿生面的距離成正比，而且不是原子間距的整數(shù)倍，這種切變不會改變晶體的點陣類型，但可使變形部分晶體的位向發(fā)生變化，并與未變形部分的晶體以孿晶界為分界面構成鏡面對稱的位向關系。通常把對稱的兩部分晶體稱為孿晶，而將形成孿晶的過程稱為孿生?；圃谒苄宰冃芜^程中的作用：在常溫和低溫下金屬的塑性變形主要通過滑移方式進行。晶體中滑移系越多，則可供滑移采用的空間位向越多，塑性變形越容易進行。當沿滑移面上滑移方向的分切應力達到臨界分切應力時，滑移就可進行，而且位錯只需一個很小的切應力就可以實現(xiàn)運動。在晶體發(fā)生滑移的同時，滑移面和滑移方向會發(fā)生轉動，造成滑移系取向的變化，有可能使其他滑移系的分切應力達到臨界值，產生多滑移現(xiàn)象，促進晶體的塑性變形。孿生在塑性變形過程中的作用：孿生對塑性變形的貢獻比滑移要小。孿生的臨界分切應力要比滑移的臨界分切應力大得多，只有在滑移很難進行的條件下，晶體才進行孿生變形。但是，由于孿生后變形部分的晶體位向發(fā)生改變，可能會使原來處于不利取向的滑移系轉變?yōu)樾碌挠欣∠?，這樣可以激發(fā)晶體的進一步塑性變形。所以當金屬中存在大量孿晶時，可以促進塑性變形。6-7試述金屬經(jīng)塑性變形后組織結構與性能之間的關系，闡明加工硬化在機械零構件生產和服役過程中的重要意義。答：金屬塑性變形后組織結構與性能之間的關系：金屬塑性變形后，晶粒形狀發(fā)生變化，沿變形方向伸長，當變形量很大時出現(xiàn)纖維組織，使金屬的力學性能呈方向性。金屬塑性變形后，晶體中的亞結構得到細化，形成大量的胞狀亞結構。位錯密度增加，位錯相互交割出現(xiàn)位錯割階和位錯纏結現(xiàn)象，產生加工硬化，硬度、強度增加，塑性、韌性降低。金屬塑性變形后，當變形量很大時，多晶體中原為任意取向的各個晶粒逐漸調整其取向而趨于彼此一致，產生形變織構。金屬性能表現(xiàn)為各向異性。金屬塑性變形后，晶體缺陷增加，產生大量的空位?？瘴辉黾?，電阻率增大，導電性能和導熱性能略為下降。內能增加，化學性提高，耐腐蝕性能降低。加工硬化在機械零件生產和服役過程中的重要意義：加工硬化：金屬在塑性變形過程中，隨著變形程度的增加，金屬的硬度、強度增加，而塑性、韌性下降的現(xiàn)象。又稱形變強化。原因：隨著塑性變形的進行，位錯密度不斷增大，位錯在運動時的相互交割加劇，產生位錯割階和位錯纏結等障礙，使位錯運動的阻力增大，造成晶體的塑性變形抗力增大。在零件生產中的意義：對于用熱處理方法不能強化的材料來說，可以用加工硬化方法提高其強度。如塑性很好而強度較低的鋁、銅及某些不銹鋼，在生產中往往制成冷拔棒材或冷軋板材使用。加工硬化也是某些工件或半成品能夠加工成型的重要因素。例如鋼絲冷拔過程中產生加工硬化保證其不被拉斷。在零件使用過程中的意義：提高零件在使用過程中的安全性。零件在使用過程中各個部位的受力是不均勻的，往往會在某些部位產生應力集中和過載現(xiàn)象，使該處產生塑性變形。如果沒有加工硬化，則該處變形會越來越大直至斷裂。正是由于加工硬化的原因，這種偶爾過載部位的變形會因為強度的增加而自行停止，從而提高零件的安全性。需要指出的是：加工硬化現(xiàn)象也會給零件生產和使用帶來一些不利因素金屬隨著塑性變形程度的增加，塑性變形抗力不斷增大，進一步的變形就必須增大設備功率，增加能源動力的消耗。金屬經(jīng)加工硬化后，塑性大為降低，在使用過程中，如果繼續(xù)變形容易導致開裂。6-8金屬材料經(jīng)塑性變形后為什么會保留殘留內應力，研究這部分內應力有什么意義？答：殘留內應力的形成原因：金屬材料經(jīng)塑性變形后，外力所做的功大部分轉化為熱能消耗掉，但尚有一小部分（約占總變形功的10%）保留在金屬內部，形成殘留內應力。主要分為以下三類：宏觀內應力（第一類內應力）：它是由于金屬材料各部分的不均勻變形引起的，是整個物體范圍內處于平衡的力。微觀內應力（第二類內應力）：它是由于晶?；騺喚Я２痪鶆蜃冃味鸬?，是在晶?；騺喚Я７秶鷥忍幱谄胶獾牧?。點陣畸變（第三類內應力）：它是由于塑性變形使金屬內部產生大量的位錯和空位，使點陣中的一部分原子偏離其平衡位置，造成點陣畸變。它是只在晶界、滑移面等附近不多的原子群范圍內保持平衡的力。研究這部分內應力的意義：通常情況下，殘留內應力的存在對金屬材料的力學性能是有害的，它會導致材料的變形、開裂和產生應力腐蝕，降低材料的力學性能。但是當工件表面殘留一薄層壓應力時，可以在服役時抵消一部分外加載荷，反而對使用壽命有利。因此，研究這部分內應力可以降低其對金屬材料的損害，甚至可以利用內應力來提高工件的使用壽命。6-9何謂脆性斷裂和塑性斷裂，若在材料中存在裂紋時，試述裂紋對脆性材料和塑性材料斷裂過程的影響。答：塑性斷裂：又稱為延性斷裂，斷裂前發(fā)生大量的宏觀塑性變形，斷裂時承受的工程應力大于材料的屈服強度。脆性斷裂：又稱為低應力斷裂，斷裂前極少有或沒有宏觀塑性變形，但在局部區(qū)域仍存在一定的微觀塑性變形，斷裂時承受的工程應力通常不超過材料的屈服強度，甚至低于按宏觀強度理論確定的許用應力。裂紋對材料斷裂的影響：當存在裂紋的材料受到外力作用時，會在裂紋尖端附近產生復雜的應力狀態(tài)，并引起應力集中。對于塑性材料，在外力作用下裂紋尖端區(qū)域的應力集中很快會超過材料的屈服極限，形成塑性變形區(qū)，微孔很容易在此變形區(qū)形成、擴大，并與裂紋連接，使裂紋失穩(wěn)擴展，導致材料發(fā)生斷裂。對于脆性材料，其塑性較差，在裂紋尖端區(qū)域出現(xiàn)析出質點的幾率很大，因此，一旦在裂紋尖端附近形成一個不大的塑性變形區(qū)后，此區(qū)的析出相質點附近就可能形成微孔并導致裂紋失穩(wěn)擴展，直至斷裂。此時整個裂紋界面的平均應力σc仍低于σ0.2，也就是說含裂紋的脆性材料往往表現(xiàn)出低應力斷裂，但斷裂源于微孔聚集方式，微觀斷口形貌仍具有韌窩特征。6-10何謂斷裂韌度，它在機械設計中有何功用？答：應力強度因子：材料中不可避免的存在裂紋，當含有裂紋的材料受外加應力σ作用時，裂紋尖端應力場的各應力分量中均有一個共同因子KI（KI=σ√πa，a為裂紋長度的一半），用KI表示裂紋尖端應力場的強弱，簡稱應力強度因子。斷裂韌度：當外加應力達到臨界值σc時，裂紋開始失穩(wěn)擴展，引起斷裂，相應地KI值增加到臨界值Kc，這個臨界應力場強度因子Kc稱為材料的斷裂韌度，可以通過實驗測得。平面應變斷裂韌度：對同一材料來說，Kc取決于材料的厚度：隨著厚度的增加，Kc單調減小至一常數(shù)KIc，這時裂紋尖端區(qū)域處于平面應變狀態(tài)，KIc稱為平面應變斷裂韌度。在機械設計中的功用：確定構件的安全性。根據(jù)探傷測定構件中的缺陷尺寸，在確定構件工作應力后，即可算出裂紋尖端應力強度因子KI。與構件材料的KIc相比，如果KI＜KIc，則構件安全，否則有脆斷危險。確定構件承載能力。根據(jù)探傷測出構件中最大裂紋尺寸，通過實驗測得材料的KIc，就可由σc=KIc/√πa計算出斷裂應力，從而確定構件的安全承載能力。確定臨界裂紋尺寸。若已知材料KIc的和構件的實際工作應力，則可根據(jù)ac=KIc2/πσc2求出臨界裂紋尺寸。如果探傷測定構件實際裂紋尺寸a＜2ac，則構件安全，否則有脆斷危險。第四章鐵碳合金4-1分析Wc=0.2%，Wc=0.6%，Wc=1.2%，的鐵碳合金從液態(tài)平衡冷卻至室溫的轉變過程，用冷卻曲線和組織示意圖說明各階段的組織，并分別計算室溫下的相組成物及組織組成物的含量。答：Wc=0.2%的轉變過程及相組成物和組織組成物含量計算轉變過程：1）液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金中按勻晶轉變析出δ鐵素體，L≒δ，組織為液相+δ鐵素體2）液態(tài)合金冷卻至包晶溫點（1495℃），液相合金和δ鐵素體發(fā)生包晶轉變，形成奧氏體γ，L+δ≒γ，由于Wc=0.2%高于包晶點0.17%，因此組織為奧氏體加部分液相。3）繼續(xù)冷卻，部分液相發(fā)生勻晶轉變析出奧氏體γ，直至消耗完所有液相，全部轉變?yōu)閵W氏體組織。4）當合金冷卻至與鐵素體先共析線相交時，從奧氏體中析出先共析鐵素體α，組織為奧氏體+先共析鐵素體5）當合金冷卻至共析溫度時，奧氏體碳含量沿鐵素體先共析線變化至共析點碳含量，發(fā)生共析轉變γ≒α+Fe3C，此時組織為先共析鐵素體+珠光體6）繼續(xù)冷卻，先共析鐵素體和珠光體中的鐵素體都將析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，可忽略不計。所以室溫下的組織為：先共析鐵素體+珠光體。組織含量計算：組織含量計算：Wα（先）=（0.77-0.2）/（0.77-0.0218）×100%≈76.2%，Wp=1-Wα（先）≈23.8%相含量計算：Wα=（6.69-0.2）/（6.69-0.0218）×100%≈97.3%，WFe3C=1-Wα≈2.7%Wc=0.6%的轉變過程及相組成物和組織組成物含量計算轉變過程：1）液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金處按勻晶轉變析出奧氏體，L≒γ，組織為液相+奧氏體。2）繼續(xù)冷卻，直至消耗完所有液相，全部轉變?yōu)閵W氏體組織。4）當合金冷卻至與鐵素體先共析線相交時，從奧氏體中析出先共析鐵素體α，組織為奧氏體+先共析鐵素體5）當合金冷卻至共析溫度（727℃）時，奧氏體碳含量沿鐵素體先共析線變化至共析點，發(fā)生共析轉變γ≒α+Fe3C，此時組織為先共析鐵素體+珠光體6）珠光體中的鐵素體都將析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，可忽略不計。所以室溫下的組織為：先共析二次滲碳體+珠光體組織含量計算：組織含量計算：Wα（先））=（0.77-0.6）/（0.77-0.0218）×100%≈22.7%，Wp=1-Wα（先）≈77.3%相含量計算：Wα=（6.69-0.6）/（6.69-0.0218）×100%≈91.3%，WFe3C=1-Wα≈8.7%Wc=1.2%的轉變過程及相組成物和組織組成物含量計算轉變過程：1）液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金處按勻晶轉變析出奧氏體，L≒γ，組織為液相+奧氏體。2）繼續(xù)冷卻，直至消耗完所有液相，全部轉變?yōu)閵W氏體組織。3）當合金冷卻至與滲碳體先共析線（碳在奧氏體中的溶解度曲線）相交時，從奧氏體中析出先共析二次滲碳體，組織為奧氏體+先共析二次滲碳體4）當溫度冷卻至共析溫度（727℃）時，奧氏體碳含量沿溶解度曲線變化至共析點碳含量，發(fā)生共析轉變γ≒α+Fe3C，組織為珠光體+先共析二次滲碳體5）珠光體中的鐵素體都將析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，可忽略不計。所以室溫下的組織為：先共析二次滲碳體+珠光體組織含量計算：組織含量計算：WFe3C（先）=（1.2-0.77）/（6.69-0.77）×100%≈7.3%，Wp=1-WFe3C（先）≈92.7%相含量計算：Wα=（6.69-1.2）/（6.69-0.0218）×100%≈82.3%，WFe3C=1-Wα≈16.7%4-2分析Wc=3.5%，Wc=4.7%的鐵碳合金從液態(tài)到室溫的平衡結晶過程，畫出冷卻曲線和組織變化示意圖，并計算室溫下的組織組成物和相組成物。答：1、Wc=3.5%的轉變過程及相組成物和組織組成物含量計算轉變過程：1）液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金中按勻晶轉變析出奧氏體，L≒γ，組織為液相合金+奧氏體。2）當合金溫度冷卻至共晶溫度（1127℃）時，液相合金中的含碳量變化至共晶點，液相合金發(fā)生共晶轉變L≒γ+Fe3C，組織為共晶萊氏體Ld+奧氏體。3）溫度繼續(xù)降低，勻晶奧氏體和萊氏體中的奧氏體將析出二次滲碳體。所以組織為：奧氏體+萊氏體+二次滲碳體。4）當溫度降低至共析溫度（727℃），奧氏體中的碳含量變化值共析點，發(fā)生共析轉變形成珠光體，γ≒α+Fe3C，組織為珠光體（低溫萊氏體L’d）+二次滲碳體。5）繼續(xù)冷卻，珠光體中的鐵素體將會析出按此滲碳，但數(shù)量很少，可以忽略不計。所以室溫下的組織為：珠光體（低溫萊氏體L’d）+滲碳體（二次滲碳體+共晶滲碳體）。組織含量計算：組織含量計算：WFe3CⅡ={（2.11-0.77）/（6.69-0.77）}×{（6.69-3.5）/（6.69-2.11）}×