分析固態(tài)相變的動(dòng)力和阻力。動(dòng)力：體系自由能差2.置要偏離其平衡位置，產(chǎn)生額外應(yīng)變能。討論固態(tài)相變新相形狀的影響因素。擴(kuò)散型相變非擴(kuò)散型相變擴(kuò)散型相變非擴(kuò)散型相變外形變化無外形變化外形有變化，產(chǎn)生表面浮凸成分變化新相與母相成分不同，有成分變化新相與母相成分相同，無成分變化位向關(guān)系新相與母相之間的晶體學(xué)位向關(guān)系可新相與母相之間有一定的晶體學(xué)位向關(guān)系有可無長大速度相界面移動(dòng)速度極快，接近聲速長大速度取決于原子擴(kuò)散速度1部分滲碳體未溶解?A共析鋼在加熱和冷卻過程中經(jīng)過A1變，奧氏體形成時(shí)系統(tǒng)總自由能變化為

線時(shí)，發(fā)生珠光體與奧氏體間的相互轉(zhuǎn)GGGG GVSeA1

時(shí)，珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力才能克服界面能，奧氏是由碳含量和點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)不同的兩個(gè)相轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的均勻相，包括C原子的擴(kuò)散重新分布和Fe原子由體心立方向面心立方的點(diǎn)陣重構(gòu)。1。奧氏體的形核形核部位：鐵素體和滲碳體兩相界面上，以及珠光體團(tuán)邊界處。奧氏體晶核長大，碳在奧氏體中擴(kuò)散，也在鐵素體中擴(kuò)散。剩余碳化物溶解奧氏體均勻化余。2奧氏體的晶粒度由幾種表示方法？并討論影響奧氏體晶粒度的影響因素。起始晶粒度；實(shí)際晶粒度；本質(zhì)晶粒度。加熱溫度和保溫時(shí)間的影響大，隨后逐漸降低。加熱溫度較高時(shí)，保溫時(shí)間應(yīng)當(dāng)縮短，才能保持較小的奧氏體晶粒。加熱速度的影響鋼中碳含量的影響：阻礙奧氏體晶粒長大。合金元素的影響：阻礙奧氏體晶粒長大。用Al脫氧的鋼，形成的AlN阻在奧氏體晶粒長大，屬于本質(zhì)細(xì)晶粒鋼。用Si和Mn脫氧的鋼，不形成難溶第二相，屬于本質(zhì)粗晶粒鋼。3解釋鋼的組織遺傳現(xiàn)象和斷口遺傳現(xiàn)象，分析產(chǎn)生原因，討論防止方法。組織遺傳：具有粗大晶粒的原始奧氏體冷卻得到的非平衡組織加熱奧氏體化晶粒。這種粗大奧氏體晶粒的遺傳性，稱為鋼的組織遺傳現(xiàn)象。只有采用中等速度加熱奧氏體化才有可能不出現(xiàn)組織遺傳。加熱速度較快時(shí)，板條馬氏體沒有發(fā)生再結(jié)晶，形成針形奧氏體，抑制了球形奧氏體的形成，組織遺傳性增大。加熱速度很慢時(shí)，部分碳和合金元素向馬氏體板條邊界或束界上偏聚，使馬氏體不易發(fā)生再結(jié)晶，有利于針形奧氏體形成，導(dǎo)致組織遺傳。斷口遺傳：具有粗大晶粒的原始奧氏體冷卻得到的非平衡組織加熱奧氏體化Ac3生組織遺傳，但這種細(xì)晶組織卻出現(xiàn)了粗晶斷口，這種現(xiàn)象稱為斷口遺傳現(xiàn)象產(chǎn)生斷口遺傳現(xiàn)象的可能原因：MnS沉淀粒子，使晶界強(qiáng)度下降。晶粒。CCr下降，引起粗大奧氏體晶界斷裂。控制粗大奧氏體晶粒遺傳的方法：粗大奧氏體晶粒遺傳的主要原因是針形奧氏體的形成及其長大合并。控制粗大奧氏體晶粒遺傳的方法有：利用奧氏體的自發(fā)再結(jié)晶，可消除粗大奧氏體晶粒的遺傳。對(duì)低合金鋼，可采用多次正火，減弱或消除組織遺傳。珠光體片層間距的控制方法、原理和意義。珠光體的片層間距主要取決于珠光體形成時(shí)的過冷度，而與奧氏體晶粒度無關(guān)。過冷度越大，珠光體形成溫度越低，珠光體片層間距越小，存在如下經(jīng)驗(yàn)關(guān)系： S0=(8.02/?T)×103(nm) 式中過冷度?T的單位為K。研究珠光體轉(zhuǎn)變的目的之一是為獲得需要的珠光體組織而指定合適的珠光體轉(zhuǎn)變工藝提供理論根據(jù)。特點(diǎn)：1珠光體轉(zhuǎn)變有孕育期。增加。50%直至轉(zhuǎn)變完成。碳含量的影響：變速度提高。奧氏體成分均勻性和碳化物溶解情況的的影響：奧氏體成分不均勻和有未溶碳化物時(shí)，先共析相和珠光體的形成速度提高。奧氏體晶粒度的影響：奧氏體晶粒細(xì)小，先共析相和珠光體的形成速度提高。奧氏體化溫度和時(shí)間的影響：進(jìn)一步長大，珠光體轉(zhuǎn)變推遲。應(yīng)力和塑性變形的影響：對(duì)奧氏體進(jìn)行拉應(yīng)力或塑性變形，珠光體轉(zhuǎn)變速度加快。3亞共析鋼中相間沉淀的產(chǎn)生條件、強(qiáng)化機(jī)理和影響因素。產(chǎn)生條件：合金中有一定的碳（氮）和強(qiáng)碳（氮）化物形成元素，一般為低碳低合金鋼。合適的奧氏體化溫度，使合金中的碳化物和氮化物充分溶解。鋼的性能下降；冷速過快，則細(xì)小特殊碳化物來不及形成，發(fā)生其它轉(zhuǎn)變。等溫轉(zhuǎn)變時(shí)，轉(zhuǎn)變溫度較高或者較低都使相間析出深度減慢，具有C曲線動(dòng)力學(xué)特征，符合擴(kuò)散型相變的形核長大規(guī)律。A1體繼續(xù)長大。相間沉淀的碳化物與鐵素體具有一定的晶體學(xué)位向關(guān)系。由于碳化物是在相變過程中的相界面處形成，空間呈層狀分布影響因素：相間沉淀產(chǎn)物的形態(tài)與性能，相間沉淀組織中，分布粒狀碳化物的平（面間距越小。相間沉淀產(chǎn)物的強(qiáng)度主要取決于碳化物的彌散強(qiáng)化和晶粒細(xì)化強(qiáng)化。1試述馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)及其長生原因。馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)是體心正方。馬氏體體心立方晶體的八面體間隙可以分成80％的碳原子都占據(jù)三組中的一組，則體心立方點(diǎn)陣的一個(gè)軸被拉長，稱為體心正方晶體。這就是馬氏體是體心正方結(jié)構(gòu)的原因。隨碳含量提高，馬氏體的點(diǎn)陣常數(shù)中c線性增大，a線性降低，c/a線性增大試述馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特點(diǎn)。二、馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴(kuò)散性轉(zhuǎn)變過程不發(fā)生成分變化，但卻發(fā)生了晶體結(jié)構(gòu)的變化。轉(zhuǎn)變溫度很低，但轉(zhuǎn)變速度極快。三、具有一定的位向關(guān)系和慣習(xí)面：四、馬氏體轉(zhuǎn)變是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成的：馬氏體轉(zhuǎn)變是奧氏體冷卻的某一溫度時(shí)才開始的，這一溫度稱為馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度，簡稱Ms點(diǎn)。馬氏體轉(zhuǎn)變開始后，必須在不斷降低溫度的條件下才能使轉(zhuǎn)變繼續(xù)進(jìn)行，如冷卻中斷，則轉(zhuǎn)變立即停止。當(dāng)冷卻到某一溫度時(shí)，馬氏體轉(zhuǎn)變基本完成，轉(zhuǎn)變不再進(jìn)行，這一溫度稱為馬氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度，簡稱Mf點(diǎn)。五、馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性在某些合金中，奧氏體冷卻轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體后，重新加熱時(shí)，已經(jīng)形成的馬氏體又可以通過逆向馬氏體轉(zhuǎn)變機(jī)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。這就是馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性。將馬氏體直接向奧氏體轉(zhuǎn)變的稱為逆轉(zhuǎn)變差異。一、板條狀馬氏體：板條馬氏體是低、中碳鋼中形成的一種典型馬氏體組織，其形貌特征可描述如下：在一個(gè)原奧氏體晶粒內(nèi)部有幾個(gè)個(gè)）二、片狀馬氏體：在一個(gè)原奧氏體晶粒內(nèi)部有許多相互有一定角度的馬氏體片。馬氏體片的空所以馬氏體片的尺寸取決于原始奧氏體晶粒的尺寸。片狀馬氏體的形成溫度較低，在馬氏體片的周圍往往存在著殘余奧氏體。特征板條狀馬氏體特征板條狀馬氏體片狀馬氏體碳含量<0.3%1.0%－1.4%1.4%－2.0%形成溫度Ms>350℃Ms≈100－200℃Ms<100℃慣習(xí)面(111)γ(225)γ(259)γ位向關(guān)系K-S關(guān)系－西ft關(guān)系K-S關(guān)系西ft關(guān)系亞結(jié)構(gòu)位錯(cuò)孿晶Ms點(diǎn)的定義和物理意義。Ms點(diǎn)的定義：馬氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度。Ms要求的能量，相變可以發(fā)生。Ms點(diǎn)的主要因素。Ms點(diǎn)的影響碳含量增加，馬氏體轉(zhuǎn)變切變阻力提高，Ms點(diǎn)降低，Mf點(diǎn)也降低，同時(shí)擴(kuò)大了Ms－Mf溫度范圍。Ms點(diǎn)的影響Md－MsMsMs－Mf變，增加馬氏體轉(zhuǎn)變量。Ms點(diǎn)的影響一方面，隨奧氏體化溫度提高和保溫時(shí)間延長，有利于碳和合金元素充分溶入奧氏體中，使Ms點(diǎn)降低。另一方面，隨奧氏體化溫度提高和保溫時(shí)間延長，奧氏體晶粒長大，晶體缺陷減少，相變切變阻力減小，使Ms點(diǎn)升高。Ms點(diǎn)的影響在高速淬火時(shí)，隨淬火速度提高，Ms點(diǎn)上升。Ms點(diǎn)的影響外加磁場使Ms點(diǎn)上升。磁場使鐵磁性馬氏體穩(wěn)定，自由能降低。試述引起馬氏體高強(qiáng)度的原因。使馬氏體強(qiáng)化。極應(yīng)力場，將與位錯(cuò)產(chǎn)生強(qiáng)烈的交互作用，使馬氏體強(qiáng)化。時(shí)效強(qiáng)化在相變冷卻過程或馬氏體轉(zhuǎn)變完成后，碳原子發(fā)生偏聚的現(xiàn)象稱為自回火。這種由碳原子擴(kuò)散偏聚釘扎位錯(cuò)引起的使馬氏體強(qiáng)化稱為時(shí)效強(qiáng)化。（4）變形強(qiáng)化馬氏體本身比較軟，但在外力作用下因塑性變形而急劇加工硬化，所以馬氏體的變形強(qiáng)化指數(shù)很大，加工硬化率高。偽彈性，相變冷作硬化，形狀記憶效應(yīng)Md點(diǎn)以上溫度對(duì)奧氏體進(jìn)行塑性變形時(shí)，不僅不能誘發(fā)馬氏體相變，還使隨后馬氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生困難，降低Ms點(diǎn)，增加殘余奧氏體，這種現(xiàn)象為奧氏體機(jī)械穩(wěn)定化。1試述貝氏體轉(zhuǎn)變的基本特征。貝氏體轉(zhuǎn)變需要一定的孕育期，可以等溫形成，也可以連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變。碳原子可以擴(kuò)散，鐵素體長大速度受碳擴(kuò)散控制，速度較慢。貝氏體轉(zhuǎn)變有上限溫度（）和下限溫度（。較高溫度形成的貝氏體中碳化物分布在鐵素體條之間，較低溫度形成的貝含量升高。決于碳在鐵素體中的擴(kuò)散速度。上貝氏體中鐵素體的慣習(xí)面是(111)γ；下貝氏體鐵素體的慣習(xí)面是(225)γK-S位向關(guān)系。異。上貝氏體：上貝氏體為成束分布、平行排列的條狀鐵素體和夾于其間的斷續(xù)條狀滲碳體的混合物。多在奧氏體晶界形核，自晶界的一側(cè)或兩側(cè)向晶內(nèi)長大，具有羽毛狀特征。上貝氏體中鐵素體的亞結(jié)構(gòu)是位錯(cuò)，其密度比板條馬氏體低2－3個(gè)數(shù)量級(jí)，隨形成溫度降低，位錯(cuò)密度增大。隨碳含量增加，上貝氏體中鐵素體條增多、變薄，滲碳體數(shù)量增多、變細(xì)。隨轉(zhuǎn)變溫度降低，上貝氏體中鐵素體條變薄，滲碳體細(xì)化。上貝氏體中鐵素體條間還可能存在未轉(zhuǎn)變的殘余奧氏體。下貝氏體在奧氏體晶界形核，也可在奧氏體晶內(nèi)形核。下貝氏體的鐵素體中碳化物細(xì)小、彌散、呈粒狀或條狀，沿著與鐵素體長軸成一定角度平行排列。下貝氏體鐵素體的亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)，密度比上貝氏體高。下貝氏體中鐵素體過飽和碳含量高于上貝氏體。上貝氏體機(jī)械性能低劣，使用價(jià)值不大。下貝氏體亞結(jié)構(gòu)為高密度位錯(cuò),下貝氏體具有優(yōu)良的強(qiáng)韌性，硬度和耐磨性也很高，缺口敏感性和脆性轉(zhuǎn)變溫度較低，是一種理想的淬火組織，具有很高的實(shí)用價(jià)值試述影響貝氏體性能的基本因素。什么是回火？回火的目的是什么？回火是將淬火鋼加熱到低于臨界點(diǎn)A1的某一溫度，保溫一定時(shí)間，使淬火鋼組織轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的回火組織，然后以適當(dāng)?shù)姆绞嚼鋮s到室溫的一種熱處理工藝。回火處理的目的是穩(wěn)定組織，降低應(yīng)力，改善性能試述淬火鋼回火轉(zhuǎn)變的基本過程。淬火碳鋼回火時(shí)，比容逐漸減小，體積縮小：馬氏體－－回火馬氏體－－回火索氏體淬火鋼回火時(shí)，隨著回火溫度升高和時(shí)間的延長，將發(fā)生以下幾種轉(zhuǎn)變：①前期階段：馬氏體中碳的偏聚；②第一階段：馬氏體分解；③第二階段：殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變；④第三階段：碳化物的轉(zhuǎn)變；⑤后期階段：滲碳體長大及鐵素體回復(fù)與再結(jié)晶簡述第一類回火脆性的特點(diǎn)及產(chǎn)生原因。250－400溫回火脆性。第一類回火脆性的特點(diǎn)：①已經(jīng)產(chǎn)生回火脆性的工件在更高溫度回火時(shí)，脆性消失，再在回火脆性溫度區(qū)間回火，不會(huì)重新變脆，不可逆性；②第一類回火脆性與回火后的冷卻速度無關(guān)；③脆化工件的斷口為晶間斷裂或穿晶斷裂。第一類回火脆性產(chǎn)生原因：碳化物析出狀態(tài)不良。避免方法：不在發(fā)生回火脆性的溫度范圍內(nèi)回火。簡述第二類回火脆性的特點(diǎn)及產(chǎn)生原因。450－650溫回火脆性。第二類回火脆性的特點(diǎn)：①對(duì)冷卻速度的敏感性；②可逆性；③脆化工件的斷口為晶間斷裂。第二類回火脆性敏感度：①韌性狀態(tài)的沖擊韌性（aK1）與脆性狀態(tài)的沖擊韌性（aK2）1前后脆性轉(zhuǎn)變溫度之差（，回火脆度。產(chǎn)生機(jī)制：P等雜質(zhì)元素在原奧氏體晶界的偏聚。第二類回火脆性的預(yù)防與減輕方法：①回火快冷，低溫去應(yīng)力退火，工件尺寸小。②在鋼中添加Mo元素。P等雜質(zhì)元素含量。④亞共析鋼采用亞溫淬火方法。⑤采用高溫形變淬火。概念解釋：二次硬化，二次淬火，回火脆性敏感度，回火脆度。鋼中合金元素可以減小回火過程硬度下降速度，提高回火穩(wěn)定性。強(qiáng)碳化物形成元素可以在高溫回火時(shí)析出彌散的特殊合金碳化物，造成二次硬化。當(dāng)殘余奧氏體比較穩(wěn)定，在較高溫度回火加熱保溫時(shí)未發(fā)生分解，而在隨后脆化處理前后脆性轉(zhuǎn)變溫度之差（，回火脆度。（aK1（aK2）之比概念解釋：固溶處理，脫溶，時(shí)效，時(shí)效合金的回歸現(xiàn)象，調(diào)幅分解。為脫溶。為時(shí)效。合金在脫溶過程中硬度和強(qiáng)度升高的現(xiàn)象稱為時(shí)效硬化或時(shí)效強(qiáng)化。象會(huì)立即消除，硬度基本恢復(fù)到固溶處理狀態(tài)，這種現(xiàn)象稱為回歸現(xiàn)象。低碳鋼淬火后進(jìn)行塑性變形，再在較低溫度下進(jìn)行時(shí)效，C、N原子在偏聚在位錯(cuò)線附近，形成氣團(tuán)，或析出碳化物，釘扎位錯(cuò)，使鋼的屈服強(qiáng)度升高。這種硬化現(xiàn)象稱為應(yīng)變時(shí)效。調(diào)幅分解是固溶體分解的一種特殊形式。它不存在形核階段，按擴(kuò)散偏聚機(jī)制，由一種固溶體分解為兩種結(jié)構(gòu)相同但成分不同的固溶體。調(diào)幅分解的產(chǎn)物只有溶質(zhì)的富區(qū)和貧區(qū)，二者之間沒有清晰的界面，因而具有很好的強(qiáng)韌性。Al-Cu一、區(qū)的形成及其結(jié)構(gòu)Cu原子通過擴(kuò)散，沿母相Al的{100}晶面偏聚富集，形成的薄片狀的Cu原子富集區(qū)，二、過渡相的形成與結(jié)構(gòu)1.過渡相θ”的形成：Cu原子進(jìn)一步擴(kuò)散，G.P.區(qū)長大，形成有序結(jié)構(gòu)，因其有一定的成分和結(jié)構(gòu)，稱為過渡相θ”。形核：由G.P.區(qū)轉(zhuǎn)化或直接由固溶體析出θ”相的形狀：薄片狀,0.8-2