1、材料相變原理復習提綱第 1 1 章1 1 分析固態相變的動力和阻力。相變驅動力是使系統自由焓下降的因素，相變阻力是相變導致系統自由焓升高的因素。 G G = = G G 相變+ + G G 界面+ + G G 畸式中 G G 相變一項為相變驅動力。其值是新舊相自由焓之差。相變阻力包括很多內容：如晶界能、相界面能、位錯畸變能、孿晶界面能、層錯能、表面能、 相變潛熱等。綜合為界面能和畸變能。2 2 討論固態相變新相形狀的影響因素。新相的形狀決定于長大速率的方向性，它受晶面的界面張力、表面或界面雜質吸附、溫度和濃 度梯度等影響。如生鐵中石墨沿基面方向長大，成為片狀石墨；如沿垂直于基面方向長大，則 成

2、為扇形石墨的復合體，即球狀石墨。3 3 比較擴散型相變和非擴散型相變的特點。擴散羣相變非擴It?&相麥無外形變化外形肴變代，產生衷面淳凸新相與母擁成分不同.有成 分變化新相與疇成分相同，無成分 變化新相與每相之間的晶體學位 向關系刊有門匚新相與母相之間有-淀的晶體 學位向關務丘大速度相界而移動速虔扱快，接近聲速長大速度取決于原子擴散謹度1.以共析鋼為例，說明奧氏體的形成過程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，為了恢復碳濃度的平衡，

3、促使鐵素體向奧氏體轉變以及 fe3c 的溶解，直至鐵素體全部轉變為奧氏體為止。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：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，還有相當數量的剩余滲碳體未完全溶解。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晶粒度是指晶粒大小，晶粒大小

4、可用多種方法表示，晶粒大小與晶粒度級別（N）的 關系為：n = 2N-1n 為放大 100 倍視野中單位面積內的數。N 般為 1-8，級別越高，晶粒越細。起始晶粒度；實際晶粒度；本質晶粒度。本質細晶粒鋼：5-8 級；本質粗晶粒鋼：1-4 級。奧氏體起始晶粒度大小決定于奧氏體的 形核率（N）和長大速率（G。n = 1.01（N/G）1/2n 為 1mm 面積內的晶粒數。影響奧氏體晶粒長大的因素1 加熱溫度和保溫時間的影響：2 加熱速度的影響：3 鋼中碳含量的影響：4 合金元素的影響：3.解釋鋼的組織遺傳現象和斷口遺傳現象，分析產生原因，討論防止方法。具有粗大晶粒的原始奧氏體冷卻得到的非平衡組織加

5、熱奧氏體化時，在一定的加熱 條件下，新形成的奧氏體晶粒會繼承和恢復原始粗大的奧氏體晶粒。這種粗大奧氏 體晶粒的遺傳性，稱為鋼的 組織遺傳 現象。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時，以中等加熱速度加熱到 Ac3 以上時，新形成的奧氏體晶粒會得到細化，不發生組織遺傳，但這也 細晶組織卻出現了粗晶斷口，這種現象稱為 斷口遺傳現象。產生原因：組織遺傳：合金鋼以非平衡組織加熱時，采用慢速加熱和快速加熱均容易出現組織 遺傳斷口遺傳：1.原始粗大奧氏體晶界上有 MnS 沉淀粒子，使晶界強度下降。2.原奧氏體晶粒內的細小奧氏體晶?？臻g取向一致，形成晶內織構，相 當于粗大晶粒。3.原始奧

6、氏體晶界富集 C 和 Cr 元素，形成碳化鉻沿晶界析出，導致晶界 結合力下降，引起粗大奧氏體晶界斷裂。防止方法： 組織遺傳：采用中等速度加熱奧氏體化才有可能不出現組織遺傳1.珠光體片層間距的控制方法、原理和意義 珠光體的片層間距用 S0 表示，它是用來衡量珠光體組織粗細的一個重要指標。 珠光 體的片層間距主要取決于珠光體形成時的過冷度，而與奧氏體晶粒度無關。過冷度 越大，珠光體形成溫度越低，珠光體片層間距越小，存在如下經驗關系：SO = ( 8.02/?T ) x 103 (nm)式中過冷度？T 的單位為 Ko2. 珠光體轉變動力學特點和影響因素一、 珠光體的形核率和長大速率 珠光體的形核率和

7、長大速率 與形成溫度的關系：隨轉變溫度降低 (過冷度增大) ，奧氏體與珠光體的自由能差增大，轉變動力增大， 形核率增大。隨轉變溫度降低，原子活動能力減弱，形核率減小。隨轉變溫度降低，原子擴散速度減慢，晶核長大速度降低。隨轉變溫度降低，奧氏體中碳濃度增大，碳擴散速度提高，晶核長大速度提高。 珠光體的形核率和長大速度與轉變溫度的關系曲線均具有極大值。珠光體的形核率和長大速率 與轉變時間的關系：隨轉變時間的增加，珠光體的形核率增大，晶核長大速度變化不大。二、 珠光體轉變動力學圖 珠光體轉變有孕育期。隨轉變溫度降低， 孕育期減小， 某一溫度孕育期最短， 溫度再降低，孕育期又增加 隨轉變時間增加，轉變速

8、度提高，當轉變量超過 50%時，轉變速度又逐漸降低，直 至轉變完成。三、 影響珠光體轉變動力學的因素1. 碳含量的影響： 對于亞共析鋼，隨碳含量增加，先共析鐵素體析出速度降低，珠光體的轉變速度也 降低。對于過共析鋼， 隨碳含量增加， 先共析滲碳體析出速度增大， 珠光體轉變速度提高2. 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，先共析相和珠光體的形成速度提高。3. 奧氏體晶粒度的影響： 奧氏體晶粒細小，先共析相和珠光體的形成速度提高。4. 奧氏體化溫度和時間的影響：奧氏體化溫度提高或保溫時間延長，碳化物進一步溶解，奧氏體更加均勻，晶粒進 一步長大，珠光體轉變推遲

9、。5. 應力和塑性變形的影響： 對奧氏體進行拉應力或塑性變形，珠光體轉變速度加快。3. 亞共析鋼中相間沉淀的產生條件、強化機理和影響因素。一、相間沉淀條件 合金中有一定的碳（氮）和強碳（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。 連續冷卻轉變時，冷卻深度要適中。冷速太慢，則特殊碳化物容易聚集長大，鋼的 性能下降；冷速過快，則細小特殊碳化物來不及形成，發生其它轉變。 等溫轉變時，轉變溫度較高或者較低都使相間析出深度減慢，具有C 曲線動力學特征，符合擴散型相變的形核長大規律。二、相間沉淀機理 亞共析鋼奧氏體冷卻到 A1 以下某一溫度時， 首先在奧

10、氏體晶界上形成鐵素體， 并向 奧氏體中長大，使鐵素體附近的奧氏體碳濃度提高，鐵素體長大受阻。如在鐵素體 奧氏體界面形成碳化物，則可降低界面奧氏體碳濃度，使鐵素體繼續長大。由于合金元素擴散速度較低，鋼中碳含量較低，形成的合金碳化物尺寸很小。 相間沉淀的碳化物與鐵素體具有一定的晶體學位向關系。 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。三、影響因素 相間沉淀組織中，分布粒狀碳化物的平面之間的距離（面間距）隨等溫轉變溫度降 低或冷卻速度的增大而減小，同時碳化物顆粒細化。合金元素越多，碳化物顆粒越 細，面間距越小。碳含量越高，碳化物素量越多，面間距越小。第4章1試述馬氏體的晶體結構及其產

11、生原因晶體結構：馬氏體是由 fe 元素和 c 元素組成的單向結構，其中 fe 原子構成了體心 立方，c 原子分布在八面體間隙中。產生原因：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，故在平衡狀態下，C 的溶解度極小，然而一般鋼中馬氏體碳含量遠遠超過這個 數值，引起點陣畸變，C 溶入點陣扁八面體空隙后，力圖使其變為正八面體，結果 使短軸伸長，另外兩個方向收縮，從而使體心立方轉向體心正方點陣。2 簡述馬氏體異常正方度的產生原因。正方度=c/a 異常低正方度產生原因：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

12、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， 因而出現異常正方度。偏高：鋼形成時，若全部跑到同一亞點陣中，結果就偏高， 但是，計算發現即使全部 c 原子占據第三亞點陣，馬氏體正方度也不能達到實驗中 測量的，因此，異常高正方度還與合金元素的有序分布有關。3 試述馬氏體轉變的主要特點。1 切變共格和表面浮凸現象，（1）馬氏體形成以切變的方式實現的， 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）相變區和未相變區表面上的浮凸現象2 馬氏體轉變的無擴散性， （1）原子不發

13、生擴散，只發生整體運動，每個原子的相鄰關系和環境不變。（2）成分不發生變化（3）轉變溫度低，轉變速度高，低溫下擴散速度極小轉變不能以擴散方式進行。3 具有一定的位向關系和慣習面馬氏體轉變新相母相之間存在一定的位相關系。KS 關系，西山關系，GT 關系。（2）馬氏體是在 母相的一定晶面上開始形成的。隨馬氏體形成溫度下降慣習面有 向高指數變化的趨勢。4 馬氏體轉變是在一個 溫度范圍內形成的。5 馬氏體 轉變具有可逆性， 一般將馬氏體直接向奧氏體轉變稱為逆轉變， 但是逆轉 變很難，形狀記憶功能是存在于有可逆性的馬氏體中，馬氏體相變區別于其他相變的 最基本特點（ 1） 相變以共格切變方式進行（ 2）相

14、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構并說明它們的性能差異。形貌特征：板條：慣習面為（111） r。板條體常自奧氏體晶界向晶內平行排列成群， 一個奧氏體晶粒內包含幾個板條群，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。亞結構： 板條狀：位錯網絡，位錯密度隨 c 含量升高而增大，有時亦可見到少量細小孿晶。 片狀：細小孿晶以中脊為中心組成相變孿晶區， 隨 ms 點陣低，相變孿晶區增大，片 的邊緣部分為復雜的位錯組列，孿晶面為（ 1

15、12） a ，孿晶方向為 111a 。性能差 異：屈服強度相同的條件下，位錯形馬氏體比孿晶形的韌性好得多。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。 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動力值時的溫度。 物理意義為馬氏體的切變阻力大，需要足夠大的驅動力才能使相變發生，隨著溫度 下降，馬氏體驅動力上升，當 T 下降到可以克服相變阻力的時候，馬氏體可以發生 轉變，此時對應的溫度就是 ms 點6 試述影響 Ms 點的主要因素。1 化學成分：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 受到破壞，使 ms 點下降，

16、但是 al 與 co 使 ms 上升。2 形變與應力：形變量越大，轉變的 m 越多，形變溫度越低形成的 m 量也越多。拉 應力或單向壓應力使 ms 上升，多向壓縮應力使 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 熱溫度繼續上升，抑制了形核，使阻力變小了，ms 上升。另一角度，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

17、轉變行為并無影響。7 試述引起馬氏體高強度的原因。1 相變強化： 馬氏體相變的切變特征造成晶體內產生大量微觀缺陷，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。4 M 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 的形變強化指數很大，加工硬化率高。5 孿晶對 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： 奧氏體的熱穩定化， 奧氏體的機械穩定化， 馬氏體的逆轉變， 偽彈性，相變

18、冷作硬化，形狀記憶效應 奧氏體的熱穩定化：淬火時因緩慢冷卻或在冷卻過程中停留引起的奧氏體穩定性提高，而使馬氏體轉變遲滯的現象。奧氏體的機械穩定化：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變發生困難，ms 點降低，弓 I 起奧氏體穩定化。馬氏體的逆轉變：在某些合金中奧氏體冷卻轉變成馬氏體，重新加熱時，已形 成的馬氏體又可以通過逆向馬氏體轉變機構轉化為奧氏體。偽彈性：具有熱彈性馬 氏體相變的合金在 ms 點以上，md 點以下加應力，會誘發馬氏體相變，并產生宏觀 應變，而當應力減少或撤除時，立即發生逆轉變，同時宏觀應變恢復。相變冷作硬 化：在非彈性馬氏體可逆轉變過程中，當經

19、過一正一反相變后，由馬氏體轉變來的 逆轉變奧氏體與原始狀態奧氏體相比，已經有很大變化，其中微觀缺陷密度大大升 高并產生了內應力等逆轉變，奧氏體的性能與原始狀態比較，強度明顯升高，而塑 性韌性下降的現象。 形狀記憶效應：完全或部分馬氏體相變的試樣加熱到 Af 點以上 時，則其回復到原來母相狀態下所給予的形狀。第5章1 試述貝氏體轉變的基本特征。1、 貝氏體轉變需要一定的孕育期。2、 貝氏體轉變是一種成核和長大的過程。3、 貝氏體轉變有一上限溫度，也有一下限溫度。4、 鋼中貝氏體德碳化物分布狀態隨形成溫度的不同而異。5、 貝氏體轉變時，Fe 和金屬元素的原子不發生擴散，C 原子發生擴散。6、 貝氏

20、體中鐵素體有一定的慣習面并與母相奧氏體之間保持一定的晶體學位向關 系2 試述鋼中上貝氏體和下貝氏體的形貌特征和亞結構并說明它們的性能差異。 形貌特征 :上貝氏體: 在光學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）之間夾雜著斷續的短桿狀碳化物。下貝氏體 : 在光學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。（大部分呈 60 度和 120 度），在鐵素 體片內部分布碳化物。碳化物排列大部分與鐵素體片的長軸約成 60 度角。 亞結構：上：位錯纏結。下：纏結位錯。性能差異：下貝氏體具有高的強度和韌性，高的耐磨性，

21、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。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3、 貝氏體中阿爾法一 Fe 晶粒尺寸受 A 晶粒大小和轉變溫度的影響。4、 貝氏體中的阿爾法一 Fe 的亞結構主要為纏結位錯，這些位錯主要是由相變產生 的，隨轉變溫度的降低，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。二、 滲碳體的影響 1、在滲碳體尺寸和大

22、小相同的情況下，貝氏體中滲碳體數量越 多，硬度和強度越高，韌性、塑性越低。 2、當鋼的成分一定時，隨著轉變溫度的降 低，滲碳體的尺寸減小，數量增多，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，斷續桿狀或層狀的脆性較大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。第6章1 什么是回火？回火的目的是什么？ 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，然后以適當的 冷卻方式冷卻到室溫的一種熱處理操作。 回火目的， 1，獲得需要的穩定的組織與性 能；2，提高韌性； 3 消除或減少內應力。2 試述淬火鋼回火轉變的基本

23、過程。答：1 前期階段（預備階段）（非相變）回火溫度80 度100 度，發生碳原子的偏聚。 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，發生的 反應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?；鼗鸬谝浑A段獲得的立方馬氏體的碳含量與淬火鋼的碳含量無關，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 度一300 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 270400 度 e-碳化物向滲碳體轉變,通過 e-碳化物的溶解和滲碳體重新從馬氏 體基體中

24、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(1) 回火溫度升高 ,400 度,得到回火索氏體 (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生原因。 答：特點： 1，已經產生脆性工件，在更高的溫度回火，脆性消失，在繼續回火，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， 3 脆性工 件的斷口為晶間端裂或穿晶斷裂。產生原因：主要與低溫回火時的碳化物析出形態 不良有關，不少試驗證實， 如果繼續提高回火溫度， 由于析出的碳化物聚集和球化，改善了脆化界面的狀態， 因而有可能使鋼的韌性得到恢復和提高。4 簡述第二類回

25、火脆性的特點及產生原因。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展。 2 可逆性：將處于催化狀態的式樣重新回火并快速冷卻 至室溫，則又可恢復到韌性狀態，使沖擊韌性提高。與此相反，對處于韌性狀態的 式樣再經脆化處理，又會變成脆性狀態，式沖擊韌性降低， 3 斷口呈晶間斷裂。 產生原因： Sb,Sn,P等雜質元素向原始奧氏體晶界偏聚是產生第二類回火脆性的主 要原因，2, Ni, Cr,促進雜質元素向晶界偏聚，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 與雜質元素發生交互作用，抑制雜質元 素向晶界偏聚，從而

26、減輕回火脆化傾向。5 簡述預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, 采用有害雜質元素極少的高濃度鋼。 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，繼續提高回火溫度， 將進入回火第四階段，析出 Mo2C,v4c3,Tic 等特殊化合物，導致鋼的再度硬化，成 為二次硬化。二次淬火：殘余奧氏體在回火加熱，保溫過程中不發生分解，而是在 隨后的冷卻過程中轉變為馬氏體，即二次淬火現象回火脆性敏感度：用鋼材處于韌 性狀態的沖擊韌性 ak1