1、“材料科學基礎（下）”試題（A）適用于金屬材料工程、材料成型與控制工程專業一、解釋下列名詞（每個名詞2分，共10分）1、馬氏體轉變 是一種固態相變，是通過母相宏觀切變，原子整體有規律遷移完成的無擴散相變。2、TTT曲線 是過冷奧氏體等溫轉變圖，是描述過冷奧氏體等溫轉變形為，即等溫溫度、等溫時間和轉變產物的綜合曲線。3、反穩定化 在熱穩定化上限溫度MC以下，熱穩定程度隨溫度的升高而增加；但有些鋼，當溫度達到某一溫度后穩定化程度反而下降的現象。4、時效硬化 時效合金隨第二相的析出，強度硬度升高而塑性下降的現象稱為時效硬化。5、珠光體晶粒 在片狀珠光體中，片層排列方向大致相同的區域稱為珠光體團二、說

2、出下符號的名稱和意義（6分）1、MS 馬氏體點，馬氏體轉變的開始溫度，母相與馬氏體兩相的體積自由能之差達到相變所需最小驅動值時的溫度。2、S0 片狀珠光體的片間距離，即一片鐵素體和一片滲碳體的總厚度，或相鄰兩片鐵素體或滲碳體之間的中心距離。3、MC 奧氏體熱穩定化的上限溫度，超過此溫度奧氏體將出現熱穩定化現象。三、簡答下各題（每題8分，共40分）1、何謂奧氏體的本質晶粒度、起始晶粒度和實際晶粒度。鋼中彌散析出的第二相對奧氏體晶粒的長大有何影響。 起始晶粒度：指臨界溫度以上奧氏體形成剛剛完成，其晶粒邊界剛剛互相接觸時的晶粒大小。 實際晶粒度：指在某一熱處理加熱條件下，所得到的晶粒尺寸。 本質晶粒

3、度：是根據標準實驗條件，在930±10，保溫足夠時間（38小時）后，測定的鋼中奧氏體晶粒的大小。晶粒的長大主要表現為晶界的移動，高度彌散的、難熔的非金屬或金屬化合物顆粒對晶粒長大起很大的抑制作用，為了獲得細小的奧氏體晶粒，必須保證鋼中有足夠數量和足夠細小難熔的第二相顆粒。2、片狀珠光體可分為幾類，片間離不同的珠光體在光學顯微鏡和電子顯微鏡下的形態特征。 通常所說的珠光體是指在光學顯微鏡下能清楚分辨出片層狀態的一類珠光體，而當片間距離小到一定程度后，光學顯微鏡就分辨不出片層的狀態了。根據片間距離的大小，通常把珠光體分為普通珠光體、索氏體和屈氏體。 普通珠光體P：S0=15004500

4、Å，光學顯微鏡下能清晰分辨出片層結構； 索氏體S： S0=8001500 Å，光學顯微鏡下很難分辨出片層結構； 屈氏體T： S0=8001500 Å，光學顯微鏡下無法分辨片層結構。 但是在電子顯微鏡下觀察各類片狀珠光體是沒有區別的，只是片間距離不同而已。3、鋼中馬氏體的晶體結構如何？碳原子在馬氏體點陣中的分布與馬氏體點陣的正方度有何關系？ Fe-C合金的馬氏體是C在中的過飽和間隙固溶體。X-射線衍射分析證實，馬氏體具有體心正方點陣。 通常假設馬氏體點陣中的C原子優先占據八面體間隙位置的第三亞點陣，即C原子平行于001方向排列。結果使c軸伸長，a軸縮短，使體心立方點

5、陣的-Fe變成體心正方點陣的馬氏體，研究表明，并不是所有的C原子都占據第三亞點陣的位置，通過中子輻照分析的結論是近80%的C原子優先占據第三亞點陣，而20%的C原子分布其他兩個亞點陣，即在馬氏體中，C原子呈部分有序分布。4、CCT曲線與等溫轉變曲線有何不同？1、共析碳鋼和過共析碳鋼的連續冷卻轉變圖，只有高溫區的P轉變和低溫區的M轉變，而無中溫區的B轉變，亞共析碳鋼可以有B轉變。亞共析鋼和過共析鋼有先共析相F和Cem析出線，由于先共析相的析出，可以改變A的C含量，從而使隨后在低溫區發生M轉變的Ms發生相應的變化。 2、合金鋼的CCT圖，可以有P轉變無B轉變或只有B轉變無P轉變等多種不同的情況，具

6、體的情況由加入的合金元素種類和數量而定。 3、在等溫條件下合金元素推遲過冷A的等溫轉變，在連續冷卻條件下，合金元素也降低過冷A的轉變速度，使CCT曲線右移。 4、A晶粒度對CCT圖的影響規律是，A晶粒粗大CCT圖移向右下方。 5、連續冷卻轉變曲線位于等溫轉變曲線的右下方。這說明連續冷卻轉變的溫度低，孕育期長。 6、不論P轉變，還是B轉變的連續冷卻轉變曲線，都只有相當于C曲線的上半部分。 7、連續冷卻時，在一定的冷卻條件下，A在高溫區的轉變不能完成，余下的A則在中溫區及低溫的M轉變區繼續轉變，最終得到混合組織。由于在高溫和中溫區的轉變，會改變余下A的C含量，從而使Ms發生相應的變化。5、何謂二次

7、硬化和二次淬火？以以W18Cr4V鋼的熱處理工藝為例說明二者間的區別。由于A´本身的穩定性高或在P和B區之間A´比較穩定的區域保持時， A´可以不發生分解，而在隨后冷卻時轉變為M，這種現象稱為二次淬火。 通常淬火鋼回火時，硬度隨回火溫度的升高是逐漸下降的，但當鋼中含有某些特殊類型碳化物形成元素時，回火溫度達到某一溫度后，硬度反而隨回火溫度的升高而升高的現象，稱為二次硬化。 W18Cr4V鋼的正常熱處理工藝為1280加熱淬火，5601小時三次高溫回火，淬火時由于奧氏體的穩定性較，組織中有大量的殘余奧氏體，在回火時保溫時殘余奧氏體不發生分解，但是鋼中含有W、V等碳化物

8、形成元素，將由馬氏體中析出大量彌散分布的碳化物，使鋼的硬度升高，出現二次硬化。而在隨后勁的冷卻過程中殘余奧氏體將轉變為馬氏體，出現二次淬火。可見二次硬化是在回火保溫過程中由于特殊碳化物析出抽至，而二次淬火則是由于殘余奧氏體在回火冷卻過程中轉變為馬氏體所至。四、敘述下列各題（共44分）1、以共析碳鋼為例說明奧氏體向珠光體轉變的過程，并分析當三相共存時碳的擴散規律？（20分）珠光體相變的領先相 珠光體相變符合一般的相變規律，是一個形核及核長大過程。由于珠光體是由兩個相組成，因此成核有領先相問題。某些研究認為，珠光體形成的領先相，可以隨相變發生的溫度和奧氏體成分的不同而異。過冷度小時滲碳體是領先相；

9、過冷度大時鐵素體是領先相。在亞共析鋼中鐵素體是領先相，在過共析鋼中滲碳體是領先相，而在共析鋼中滲碳體和鐵素體作領先相的趨勢是相同的。但是，一般認為共析鋼中珠光體形成時的領先相是滲碳體。珠光體的形成機理(0.77%C) (0.02%C) + cem(6.67%C) (面心立方) （體心立方） （復雜單斜） 可以看出，珠光體的形成過程，包含著兩個同時進行的過程，一個是碳的擴散，以生成高碳的滲碳體和低碳的鐵素體；另一個是晶體點陣的重構，由面心立方的奧氏體轉變為體心立方點陣的鐵素體和復雜單斜點陣的滲碳體。形核 條件：同樣需要滿足系統內的“結構起伏、成分起伏和能量起伏”。 部位：晶核多半產生在奧氏體的晶

10、界上（晶界的交叉點更有利于珠光體晶核形成），或其它晶體缺陷（如位錯）比較密集的區域。當奧氏體中碳濃度很不均勻或者有較多未溶解的滲碳體存在時，珠光體的晶核也可以在奧氏體晶粒內出現。片狀珠光體形成過程示意圖 形狀：片狀形核。首先在奧氏體晶界上形成一小片滲碳體，這就可以看成是珠光體轉變的晶核。片狀形核的原因是：1新相產生時引起的應變能較小；2片狀伸展時獲得碳原子的面積增大；3片狀形核時碳原子的擴散距離相對縮短。長大片狀珠光體形成時C的擴散示意圖 由于能量、成分和結構的起伏，首先在奧氏體晶界上產生了一小片滲碳體（晶核）。這種片狀珠光體晶核，按非共格擴散方式不僅向縱的方向長大，而且也向橫的方向長大。滲碳

11、體橫向長大時，吸收了兩側的C原子，而使其兩側的奧氏體含碳量降低，當碳含量降低到足以形成鐵素體時，就在滲碳體片兩側出現鐵素體片。新生成的鐵素體片，除了伴隨滲碳體片向縱向長大外，也向橫向長大。鐵素體橫向長大時，必然要向兩側的奧氏體中排出多余的C，因而增高側面奧氏體的C濃度，這就促進了另一片滲碳體的形成，出現了新的滲碳體片。如此連續進行下去，就形成了許多鐵素體-滲碳體相間的片層。珠光體的橫向長大，主要是靠鐵素體和滲碳體片不斷增多實現的。這時在晶界的其它部分有可能產生新的晶核（滲碳體小片）。當奧氏體中已經形成了片層相間的鐵素體與滲碳體的集團，繼續長大時，在長大著的珠光體與奧氏體的相界上，也有可能產生新

12、的具有另一長大方向的滲碳體晶核，這時在原始奧氏體中，各種不同取向的珠光體不斷長大，而在奧氏體晶界上和珠光體-奧氏體相界上，又不斷產生新的晶核，并不斷長大，直到長大著的各個珠光體晶群相碰，奧氏體全部轉變為珠光體時，珠光體形成即告結束。 由上述珠光體形成過程可知，珠光體形成時，縱向長大是滲碳體片和鐵素體片同時連續向奧氏體中延伸；而橫向長大是滲碳體片與鐵素體片交替堆疊增多。珠光體轉變時碳的擴散規律 當珠光體剛剛出現是時，在三相共存的情況下，過冷奧氏體的C濃度是不均勻的，C濃度分布情況可由Fe-Fe3C相圖得到，如圖所示，即與鐵素體相接的奧氏體C濃度Cr-a較高，與滲碳體接觸處的奧氏體的C濃度Cr-c

13、em較低。因此在奧氏體中就產生了C濃度差，從而引起了C的擴散，其擴散示意圖如圖所示。2、試述淬火鋼回火脆性的特征、產生的原因、抑制和消除的方法。（12分）(一)第一類回火脆性特征:（1）具有不可逆性；（2）與回火后的冷卻速度無關；（3）斷口為沿晶脆性斷口。產生的原因 到目前為止有很多種不同的說法，尚無定論，很可能是多種因素綜合作用的結果，而對于不同的鋼材來說，也可能是不同因素所致。大致有以下三種觀點：（1）殘余A轉變理論 根據第一類回火脆性出現的溫度范圍正好與碳鋼回火時殘余A轉變的溫度范圍相對應。但有些鋼第一類回火脆性與殘余A轉變并為完全對應，故殘余A轉變理論，不能解釋各種鋼的第一類回火脆性。

14、（2）碳化物析出理論 鋼回火時，-FeXC轉變為-Fe5C2或-Fe3C的溫度與產生第一類回火脆性的溫度相近，而新形成的碳化物呈薄片狀，且沿板條M的板條間、板條束的邊界或片狀M的孿晶帶或晶界上析出，從而使材料的脆性增加。回火溫度如進一步提高，薄片狀碳化物將聚集長大和球化，將導致脆性降低，沖擊韌性升高。（3）雜質偏聚理論 也有人認為，S、P、Sb（銻）、As（砷）等雜質元素在回火時向晶界、亞晶界上偏聚，降低了晶界的斷裂強度，引起了第一類回火脆性。防止方法 目前，第一類回火脆性是無法消除的。沒有一個有效的熱處理方法能消除鋼中這種回火脆性，除非不在這個溫度范圍內回火，也沒有能夠有效抑制產生這種回火脆

15、性的合金元素。但可以采取以下措施減輕第一類回火脆性。（1）降低鋼中雜質元素的含量；（2）用Al脫氧或加入Nb、V、Ti等合金元素細化A晶粒；（3）加入Mo、W等可以減輕；（4）加入Cr、Si調整溫度范圍（推向高溫）；（5）采用等溫淬火代替淬火回火工藝。（二）第二類回火脆性1、溫度范圍內 450650之間，也稱為高溫回火脆性。2、特征（1）具有可逆性；（2）與回火后的冷卻速度有關；回火保溫后，緩冷出現，快冷不出現，出現脆化后可重新加熱后快冷消除。（3）與組織狀態無關，但以M的脆化傾向大；（4）在脆化區內回火，回火后脆化與冷卻速度無關；（5）斷口為沿晶脆性斷口。3、產生的機理 Sb、Sn、P等雜質

16、元素向原A晶界偏聚是產生第二類回火脆性的主要原因，而Ni、Cr不僅促進雜質元素的偏聚，且本身也偏聚，從而降低了晶界的斷裂強度，產生回火脆性。4、防止方法（1）提高鋼材的純度，盡量減少雜質；（2）加入適量的Mo、W等有益的合金元素；（3）對尺寸小、形狀簡單的零件，采用回火后快冷的方法；（4）采用亞溫淬火（A1A3）：（5）采用高溫形變熱處理，使晶粒超細化，晶界面積增大，降低雜質元素偏聚的濃度。3、說明鋼中板條狀馬氏體和片狀馬氏體的形態特征，并指出它們的性能差異。（12分）(1)、板條狀馬氏體板條狀馬氏體是低、中碳鋼，馬氏體時效鋼，不銹鋼等鐵系合金中形成的一種典型的馬氏體組織。馬氏體呈板條狀，一束

17、束排列在原奧氏體晶粒內。因其顯微組織是由許多成群的板條組成，故稱為板條馬氏體。對某些鋼因板條不易浸蝕顯現出來，而往往呈現為塊狀，所以有時也之為塊狀馬氏體。又因為這種馬氏體的亞結構主要為位錯，通常也稱為位錯型馬氏體。這種馬氏體是由若干個板條群組成的，也有群狀馬氏體之稱。每個板條群是由若干個尺寸大致相同的板條所組織，這些板條成大致平行且方向一定的排列。板條馬氏體與母相奧氏體的晶體學位向關系是KS關系，慣習面為（111），(2)片狀馬氏體 是鐵系合金中出現的另一種典型的馬氏體組織，常見于淬火高、中碳鋼及高Ni的Fe-Ni合金中。高碳鋼中典型的片狀馬氏體組織如圖16所示。這種馬氏體的空間形態呈雙凸透鏡

18、片狀，所以也稱之為透鏡片狀馬氏體。因與試樣磨面相截而在顯微鏡下呈現為針狀或竹葉狀，故又稱之為針狀馬氏體或竹葉狀馬氏體。片狀馬氏體的亞結構主要為孿晶，因此又稱其為孿晶型馬氏體。 片狀馬氏體的顯微組織特征是，馬氏體片大小不一，馬氏體片不平行，互成一定夾角。第一片馬氏體形成時貫穿整個奧氏體晶粒而將奧氏體分割成兩半，使以后形成的馬氏體片大小受到限制，后形成的馬氏體片逐漸變小，即馬氏體形成時具有分割奧氏體晶粒的作用。馬氏體片的大小幾乎完全取決于奧氏體晶粒的大小。片狀馬氏體的慣習及位向關系與形成溫度有關，形成溫度高時，慣習面為（225），與奧氏體的位向關系為KS關系；形成溫度低時，慣習面、（259）為，位

19、向關系西山關系，可以爆發形成，馬氏體片有明顯的中脊。(3)兩種馬氏體性能的差異鋼中馬氏體的性能主要表現為高強度、高硬度的特點。但是，由于鋼在淬火時所得馬氏體的形態不同，其力學性能的表現也是有差異的，通常高碳片狀馬氏體具有高的強度和硬度，但是非常脆，而低碳板條馬氏體具有較高的強度硬度和韌性，特別是韌性較高是低碳板條馬氏體的一大特點。“材料科學基礎（下）”試題（B）適用于金屬材料工程、材料成型與控制工程專業一、解釋下列名詞（每個名詞2分，共10分）1、組織遺傳；指非平衡組織重新加熱淬火后，其奧氏體晶粒大小仍然保持原奧氏體晶粒大小和形狀的現象。2、相遺傳；母相將其晶體學缺陷遺傳給新相的現象稱為相遺傳

20、。3、獨立形核原碳化物回溶到母相中，而新的、更穩定的碳化物在其他部位重新形核長大。4、調幅分解某些固溶體合金，在一定條件下，能夠不經過形核過程，分解為晶體結構相同成份在一定范圍內連續變化的兩相，即溶質原子富集與溶質原于貧化的兩相，這種固態相變稱為調幅分解。5、形變馬氏體 由形變誘發馬氏體轉變生成的馬氏體稱為形變馬氏體。二、說出下符號的名稱和意義（6分）1、Md 形變馬氏體點，能夠形成形變誘發馬氏體轉變的上限溫度2、SV 高碳片狀馬氏體顯微裂紋敏感度，單位體積馬氏體組織中，顯微裂紋的面積。3、S0片狀珠光體的片間距離，即一片鐵素體和一片滲碳體的總厚度，或相鄰兩片鐵素體或滲碳體之間的中心距離。三、

21、簡答下各題（每題8分，共40分）1、鋼在連續加熱時珠光體向奧氏體轉變有何特點。（1）在一定的加熱速度范圍內，臨界點隨加熱速度增大而升高（2）相變是在一個溫度范圍內完成的（3）可以獲得超細晶粒（4）鋼中原始組織的不均勻使連續加熱時的奧氏體化溫度升高（5）快速連續加熱時形成的奧氏體成分不均勻性增大Cr-a降低，Cr-cem升高。（6）在超快速加熱條件下，鐵素體轉變為奧氏體的點陣改組屬于無擴散型相變。2、試從經典結晶理論說明奧氏體向珠光體轉變動力學曲線具有“C”字形。 按經典結晶理論，奧氏體向珠光體轉變是通過形核長大完成的。奧氏體向珠光體轉變時隨過冷度增大臨界形核功減小，這將促進奧氏體向珠光體轉變，

22、使轉變的孕育期縮短，轉變速度加快。但是奧氏體向珠光體轉變屬于擴散型相變，而隨溫度的降低原子的活動下降，這又將阻礙奧氏體向珠光體的轉變，使轉變的孕育延長，轉變速度下降。兩個影響因素互相矛盾，過冷度較小時，轉變溫度較高，臨界形核功的變化起主導作用，隨過冷度增大，孕育期縮短，當轉變溫度達到某一溫度后碳原子擴散能力的影響將起主導作用，這又將使孕育期延長。在這兩個相互矛盾綜合作用下使奧氏體向珠光體轉變曲線呈現出“C”字形。3、鋼中馬氏體相變的熱力學特點是什么？并說明為什么Md點的上限溫度是T0。 鋼中馬氏體轉變熱力學特點是，1、熱滯很大，奧氏體只有在很大的過冷度下才能轉變成馬氏體；2、馬氏體轉變有一固定

23、的溫度，稱為馬氏體點，用MS表示；3、通常馬氏體只能在不斷的降溫過程中才能形成，等溫停留轉變將立即停止。當溫度低于某一溫度后，馬氏體轉變將不能進行，此點稱為馬氏體轉變終了點，此時組織中將保留一定數量的未轉變奧氏體，稱為殘余奧氏體；4、MS點可以通過對奧氏體的塑性變形而升高，使馬氏體轉變提前發生，稱為形變誘發馬氏體轉變，能夠發生形變誘發馬氏體轉變的上限溫度稱為形變誘發馬氏體轉變的開始溫度，簡稱形變馬氏體點。 從奧氏體與馬氏體兩相系統的吉布斯自由曲線來看，兩條曲線的交點溫度為T0，即兩相自由能平衡點，奧氏體向馬氏體轉變必須要在T0溫度以下的一定溫度才能發生，但可以通過引入塑性變形使MS點升高，通過

24、合適的變形方式能使MS升高到T0溫度，但不能超過T0溫度，因為在T0溫度以上，奧氏體是穩定相，而馬氏體的不穩定相，換言之，奧氏體如果向馬氏體轉變將使系統的自由能升高，這是不可能的。4、鋼中貝氏體組織有那幾種主要形態？其特征如何？鋼中主要的貝氏體組織有無碳化物貝氏體、上貝氏體、下貝氏體、粒狀貝氏體等。其中無碳化物貝氏體板條鐵素體束及未轉變的奧氏體組成，在鐵素體之間為富碳的奧氏體，鐵素體與奧氏體內均無碳化物析出，故稱為無碳化物貝氏體，是貝氏體的一種特殊形態。是一種單相組織，由大致平行的鐵素體板條組成。鐵素體板條自奧氏體晶界處形成，成束地向一側晶粒內長大，鐵素體板條較寬，板條之間的距離也較大。上貝氏

25、體是一種兩相組織，由鐵素體和滲碳體組成。成束大致平行的鐵素體板條自奧氏體晶界向一側或兩側奧氏體晶內長入。滲碳體（有時還有殘余奧氏體）分布于鐵素體板之間，整體在光學顯微鏡下呈羽毛狀，故可稱上貝氏體為羽毛狀貝氏體。下貝氏體也是一種兩相組織，是由鐵素體和碳化物組成。但鐵素體的形態及碳化物的分布均不同于上貝氏體。下貝氏體鐵素體的形態與馬氏體很相似，亦與奧氏體碳含量有關。含碳量低時呈板條狀，含碳量高時呈透鏡片狀，碳含量中等時兩種形態兼有。形核部位大多在奧氏體晶界上，也有相當數量位于奧氏體晶內。碳化物為滲碳體或-碳化物，碳化物呈極細的片狀或顆粒狀，排列成行，約以5560°的角度與下貝氏體的長軸相

26、交，并且僅分布在鐵素體的內部。粒狀貝氏體塊狀鐵素體基體和富碳奧氏體區所組成。由于基中的富碳奧氏體區一般呈顆粒狀，因而得名。實際上富碳奧氏體區一般呈小島狀、小河狀等，形狀是很不規則，在鐵素體基體呈不連續平行分布。5、過冷奧氏體連續冷卻轉變曲線有何特點和用途？ （1）、共析碳鋼和過共析碳鋼的連續冷卻轉變圖，只有高溫區的P轉變和低溫區的M轉變，而無中溫區的B轉變，亞共析碳鋼可以有B轉變。亞共析鋼和過共析鋼有先共析相F和Cem析出線，由于先共析相的析出，可以改變A的C含量，從而使隨后在低溫區發生M轉變的Ms發生相應的變化。 （2）合金鋼的CCT圖，可以有P轉變無B轉變或只有B轉變無P轉變等多種不同的情

27、況，具體的情況由加入的合金元素種類和數量而定。 （3）連續冷卻轉變曲線位于等溫轉變曲線的右下方。這說明連續冷卻轉變的溫度低，孕育期長。 （4）不論P轉變，還是B轉變的連續冷卻轉變曲線，都只有相當于C曲線的上半部分。 （5）連續冷卻時，在一定的冷卻條件下，A在高溫區的轉變不能完成，余下的A則在中溫區及低溫的M轉變區繼續轉變，最終得到混合組織。由于在高溫和中溫區的轉變，會改變余下A的C含量，從而使Ms發生相應的變化。 用途主要有1、預計熱處理后的組織和硬度；2、選擇冷卻規范、確定淬火介質四、敘述下列各題（共44分）1、何謂珠光體團、珠光體晶粒。以Fe3C為領先相說明珠光體團的形成過程，并說明奧氏體

28、向珠光體轉變過程中碳的擴散規律。（20分）在片狀珠光體中，片層排列方向大致相同的區域稱為珠光體團或珠光體晶粒。珠光體的形成機理(0.77%C) (0.02%C) + cem(6.67%C) (面心立方) （體心立方） （復雜單斜） 可以看出，珠光體的形成過程，包含著兩個同時進行的過程，一個是碳的擴散，以生成高碳的滲碳體和低碳的鐵素體；另一個是晶體點陣的重構，由面心立方的奧氏體轉變為體心立方點陣的鐵素體和復雜單斜點陣的滲碳體。形核 條件：同樣需要滿足系統內的“結構起伏、成分起伏和能量起伏”。 部位：晶核多半產生在奧氏體的晶界上（晶界的交叉點更有利于珠光體晶核形成），或其它晶體缺陷（如位錯）比較密

29、集的區域。當奧氏體中碳濃度很不均勻或者有較多未溶解的滲碳體存在時，珠光體的晶核也可以在奧氏體晶粒內出現。片狀珠光體形成過程示意圖 形狀：片狀形核。首先在奧氏體晶界上形成一小片滲碳體，這就可以看成是珠光體轉變的晶核。片狀形核的原因是：1新相產生時引起的應變能較小；2片狀伸展時獲得碳原子的面積增大；3片狀形核時碳原子的擴散距離相對縮短。長大片狀珠光體形成時C的擴散示意圖 由于能量、成分和結構的起伏，首先在奧氏體晶界上產生了一小片滲碳體（晶核）。這種片狀珠光體晶核，按非共格擴散方式不僅向縱的方向長大，而且也向橫的方向長大。滲碳體橫向長大時，吸收了兩側的C原子，而使其兩側的奧氏體含碳量降低，當碳含量降

30、低到足以形成鐵素體時，就在滲碳體片兩側出現鐵素體片。新生成的鐵素體片，除了伴隨滲碳體片向縱向長大外，也向橫向長大。鐵素體橫向長大時，必然要向兩側的奧氏體中排出多余的C，因而增高側面奧氏體的C濃度，這就促進了另一片滲碳體的形成，出現了新的滲碳體片。如此連續進行下去，就形成了許多鐵素體-滲碳體相間的片層。珠光體的橫向長大，主要是靠鐵素體和滲碳體片不斷增多實現的。這時在晶界的其它部分有可能產生新的晶核（滲碳體小片）。當奧氏體中已經形成了片層相間的鐵素體與滲碳體的集團，繼續長大時，在長大著的珠光體與奧氏體的相界上，也有可能產生新的具有另一長大方向的滲碳體晶核，這時在原始奧氏體中，各種不同取向的珠光體不

31、斷長大，而在奧氏體晶界上和珠光體-奧氏體相界上，又不斷產生新的晶核，并不斷長大，直到長大著的各個珠光體晶群相碰，奧氏體全部轉變為珠光體時，珠光體形成即告結束。 由上述珠光體形成過程可知，珠光體形成時，縱向長大是滲碳體片和鐵素體片同時連續向奧氏體中延伸；而橫向長大是滲碳體片與鐵素體片交替堆疊增多。珠光體轉變時碳的擴散規律 當珠光體剛剛出現是時，在三相共存的情況下，過冷奧氏體的C濃度是不均勻的，C濃度分布情況可由Fe-Fe3C相圖得到，如圖所示，即與鐵素體相接的奧氏體C濃度Cr-a較高，與滲碳體接觸處的奧氏體的C濃度Cr-cem較低。因此在奧氏體中就產生了C濃度差，從而引起了C的擴散，其擴散示意圖

32、如圖所示。2、鋼中馬氏體高強度和高硬度的本質。（12分）（1）相變強化 馬氏體相變的特性造成在晶體內產生大量微觀缺陷（位錯、孿晶及層錯等），使馬氏體強化，即相變強化。無碳馬氏體的屈服極限為284MPa與強化F的S很接近，而退火的F的S僅為98137MPa，也就是說相變強化，使強度提高了147186MPa。（2）固溶強化C原子溶入M點陣中，使扁八面體短軸方向上的Fe原子間距增長了36%，而另外兩個方向上則收縮4%，從而使體心立方變成了體心正方點陣，由間隙C原子所造成的這種不對稱畸變稱為畸變偶極，可以視其為一個強烈的應力場，C原子就在這個應力場的中心，這個應力場與位錯產生強烈的交互作用，而使M的強

33、度提高。當C%超過0.4%后，由于碳原子靠得太近，使相鄰碳原子所造成的應力場相互重迭，以致抵消而降低了強化效應。（3）時效強化 理論計算得出，在室溫下只要幾分鐘甚至幾秒鐘即可通過C原子擴散而產生時效強化，在-60以上，時效就能進行發生碳原子偏聚現象，是M自回火的一種表現，C原子含量越高時效強化效果越大。（4）動態應變時效： M 本來比較軟，在外力作用下通過應變時效才能使強度顯著提高，碳含量越高，應變時效作用越明顯。0.2幾乎與C%無關且數值也不高只有196MPa，而2 則隨C%增加而急劇增加。3、試述淬火鋼回火脆性的特征、產生的原因、抑制和消除的方法。（12分）(一)第一類回火脆性特征:（1）

34、具有不可逆性；（2）與回火后的冷卻速度無關；（3）斷口為沿晶脆性斷口。產生的原因 到目前為止有很多種不同的說法，尚無定論，很可能是多種因素綜合作用的結果，而對于不同的鋼材來說，也可能是不同因素所致。大致有以下三種觀點：（1）殘余A轉變理論 根據第一類回火脆性出現的溫度范圍正好與碳鋼回火時殘余A轉變的溫度范圍相對應。但有些鋼第一類回火脆性與殘余A轉變并為完全對應，故殘余A轉變理論，不能解釋各種鋼的第一類回火脆性。（2）碳化物析出理論 鋼回火時，-FeXC轉變為-Fe5C2或-Fe3C的溫度與產生第一類回火脆性的溫度相近，而新形成的碳化物呈薄片狀，且沿板條M的板條間、板條束的邊界或片狀M的孿晶帶或

35、晶界上析出，從而使材料的脆性增加。回火溫度如進一步提高，薄片狀碳化物將聚集長大和球化，將導致脆性降低，沖擊韌性升高。（3）雜質偏聚理論 也有人認為，S、P、Sb（銻）、As（砷）等雜質元素在回火時向晶界、亞晶界上偏聚，降低了晶界的斷裂強度，引起了第一類回火脆性。防止方法 目前，第一類回火脆性是無法消除的。沒有一個有效的熱處理方法能消除鋼中這種回火脆性，除非不在這個溫度范圍內回火，也沒有能夠有效抑制產生這種回火脆性的合金元素。但可以采取以下措施減輕第一類回火脆性。（1）降低鋼中雜質元素的含量；（2）用Al脫氧或加入Nb、V、Ti等合金元素細化A晶粒；（3）加入Mo、W等可以減輕；（4）加入Cr、

36、Si調整溫度范圍（推向高溫）；（5）采用等溫淬火代替淬火回火工藝。（二）第二類回火脆性1、溫度范圍內 450650之間，也稱為高溫回火脆性。2、特征（1）具有可逆性；（2）與回火后的冷卻速度有關；回火保溫后，緩冷出現，快冷不出現，出現脆化后可重新加熱后快冷消除。（3）與組織狀態無關，但以M的脆化傾向大；（4）在脆化區內回火，回火后脆化與冷卻速度無關；（5）斷口為沿晶脆性斷口。3、產生的機理 Sb、Sn、P等雜質元素向原A晶界偏聚是產生第二類回火脆性的主要原因，而Ni、Cr不僅促進雜質元素的偏聚，且本身也偏聚，從而降低了晶界的斷裂強度，產生回火脆性。4、防止方法（1）提高鋼材的純度，盡量減少雜質

37、；（2）加入適量的Mo、W等有益的合金元素；（3）對尺寸小、形狀簡單的零件，采用回火后快冷的方法；（4）采用亞溫淬火（A1A3）：（5）采用高溫形變熱處理，使晶粒超細化，晶界面積增大，降低雜質元素偏聚的濃度。“材料科學基礎（下）”試題（C）適用于金屬材料工程、材料成型與控制工程專業、無機非金屬材料工程一、解釋下列名詞（每個名詞2分，共10分）1、回火抗力 在合金鋼中，由于合金元素的作用，M分解溫度將推向高溫，即在較高溫度下回火，仍然可以保持相具有一定的過飽和度和細小的碳化物，使鋼保持較高的強度和硬度。通常把這種性質稱為回火穩定性。2、原位形核在原碳化物基礎上發生成分變化和點陣重構，形成更穩定的

38、碳化物。3、奧氏體本質晶粒度是根據標準實驗條件，在930±10，保溫足夠時間（38小時）后，測定的鋼中奧氏體晶粒的大小。4、調幅分解某些固溶體合金，在一定的條件下，能夠不經過形核過程，分解為晶體結構相同，成分在一定范圍內連續變化的兩相，即溶質原子原子富集與溶質原子貧化的兩個相，這種固態相變稱為調幅分解。也叫亞穩分解、增幅分解。5、二次硬化通常淬火鋼回火時，硬度隨回火溫度的升高是逐漸下降的，但當鋼中含有某些特殊類型碳化物形成元素時，回火溫度達到某一溫度后，硬度反而隨回火溫度的升高而升高的現象，稱為二次硬化。二、說出下符號的名稱和意義（6分）1、AS 馬氏體逆轉變的開始溫度，低于此溫度馬

39、氏體不能向奧氏體轉變，即馬氏體逆轉變的下限溫度。2、MS 馬氏體點，馬氏體轉變的開始溫度，母相與馬氏體兩相的體積自由能之差達到相變所需最小驅動值時的溫度。3、S0片狀珠光體的片間距離，即一片鐵素體和一片滲碳體的總厚度，或相鄰兩片鐵素體或滲碳體之間的中心距離。三、簡答下各題（每題8分，共40分）1、何謂馬氏體顯微裂紋敏感度？它受那些因素影響？是由于M形成時互相碰撞形成的，M形成速度極快，相互碰撞或與A晶界相撞時，將因沖擊而形成相當大的應力場，又因為高碳片狀M很脆不能通過滑移或孿生變形來消除應力，因此容易形成撞擊裂紋，這種先天性的缺陷使高碳附加了脆性。鋼中M顯微裂形成的難易程度用馬氏體顯微裂紋敏感

40、度來表示。以單位M體積中出現裂紋的面積作為馬氏體內形成顯微裂紋的敏感度，用SV（mm-1）表示。影響顯微裂紋敏感度的因素（1）碳含量的影響：是影響SV的主要因素，C%小于1.4%時隨C%的增加SV急劇增加，當C%大于1.4%時SV隨C%的增加反而下降。C%小于1.4%，M為225慣習面，而當C%大于1.4%，后M為259慣習面。（2）奧氏體晶粒大小的影響：隨A晶粒直徑的增大SV急劇增加。（3）淬火冷卻溫度的影響：冷卻溫度越低，M轉變量越多，殘余奧氏體量越少，SV越大。（4）馬氏體轉變量的影響：隨M量的增加SV增大，但當M的體積份數f大于0.27后，SV不再隨f增大。（5）馬氏體片長度的影響：S

41、V隨M片長度（即片的最大尺寸）的增大而升高。2、試從經典結晶理論說明奧氏體向珠光體轉變動力學曲線具有“C”字形。 按經典結晶理論，奧氏體向珠光體轉變是通過形核長大完成的。奧氏體向珠光體轉變時隨過冷度增大臨界形核功減小，這將促進奧氏體向珠光體轉變，使轉變的孕育期縮短，轉變速度加快。但是奧氏體向珠光體轉變屬于擴散型相變，而隨溫度的降低原子的活動下降，這又將阻礙奧氏體向珠光體的轉變，使轉變的孕育延長，轉變速度下降。兩個影響因素互相矛盾，過冷度較小時，轉變溫度較高，臨界形核功的變化起主導作用，隨過冷度增大，孕育期縮短，當轉變溫度達到某一溫度后碳原子擴散能力的影響將起主導作用，這又將使孕育期延長。在這兩

42、個相互矛盾綜合作用下使奧氏體向珠光體轉變曲線呈現出“C”字形。3、鋼中馬氏體相變的熱力學特點是什么？并說明為什么Md點的上限溫度是T0。 鋼中馬氏體轉變熱力學特點是，1、熱滯很大，奧氏體只有在很大的過冷度下才能轉變成馬氏體；2、馬氏體轉變有一固定的溫度，稱為馬氏體點，用MS表示；3、通常馬氏體只能在不斷的降溫過程中才能形成，等溫停留轉變將立即停止。當溫度低于某一溫度后，馬氏體轉變將不能進行，此點稱為馬氏體轉變終了點，此時組織中將保留一定數量的未轉變奧氏體，稱為殘余奧氏體；4、MS點可以通過對奧氏體的塑性變形而升高，使馬氏體轉變提前發生，稱為形變誘發馬氏體轉變，能夠發生形變誘發馬氏體轉變的上限溫

43、度稱為形變誘發馬氏體轉變的開始溫度，簡稱形變馬氏體點。 從奧氏體與馬氏體兩相系統的吉布斯自由曲線來看，兩條曲線的交點溫度為T0，即兩相自由能平衡點，奧氏體向馬氏體轉變必須要在T0溫度以下的一定溫度才能發生，但可以通過引入塑性變形使MS點升高，通過合適的變形方式能使MS升高到T0溫度，但不能超過T0溫度，因為在T0溫度以上，奧氏體是穩定相，而馬氏體的不穩定相，換言之，奧氏體如果向馬氏體轉變將使系統的自由能升高，這是不可能的。4、鋼中上貝氏體和下貝氏體的顯微組織特征。上貝氏體是一種兩相組織，由鐵素體和滲碳體組成。成束大致平行的鐵素體板條自奧氏體晶界向一側或兩側奧氏體晶內長入。滲碳體（有時還有殘余奧

44、氏體）分布于鐵素體板之間，整體在光學顯微鏡下呈羽毛狀，故可稱上貝氏體為羽毛狀貝氏體。下貝氏體也是一種兩相組織，是由鐵素體和碳化物組成。但鐵素體的形態及碳化物的分布均不同于上貝氏體。下貝氏體鐵素體的形態與馬氏體很相似，亦與奧氏體碳含量有關。含碳量低時呈板條狀，含碳量高時呈透鏡片狀，碳含量中等時兩種形態兼有。形核部位大多在奧氏體晶界上，也有相當數量位于奧氏體晶內。碳化物為滲碳體或-碳化物，碳化物呈極細的片狀或顆粒狀，排列成行，約以5560°的角度與下貝氏體的長軸相交，并且僅分布在鐵素體的內部。5、何為臨界冷卻速度？影響臨界冷卻速度的因素有那些？ 臨界冷卻速度：連續冷卻時，在某幾個特定的冷

45、卻速度下，所得到的組織將發生突變，這些冷卻速度稱為臨界冷卻速度。通常所說的臨界冷卻速度是指獲得100%馬氏體轉變的最小的冷卻速度。 凡影響A穩定性、影響CCT曲線形狀的因素均影響VC，使曲線右移的均降低VC，左移的均使VC提高。（1）碳含量：低碳鋼隨C含量增加，VC顯著降低，但在0.31.0%范圍內，VC下降的不多。C%>1.0%后，隨C含量的增加， VC增高。（2）合金元素的影響：除Co以外，大部分合金元素溶入A中，都增加A的穩定性，使VC下降；若未溶入A中，以碳化物形式存在，則會使VC升高。（3）A晶粒度的影響：隨A晶粒尺寸增大，VC 減小，對受P轉變制約的VC 影響較大，而對受B轉

46、變制約的VC 影響較小。（4）A化溫度的影響：A化溫度升高，A的合金化程度增大，穩定性升高，從而使VC 降低。（5）A中非金屬夾雜物和穩定碳化物：硫化物、氧化物、氮化物及難溶的穩定碳化物，在A化時，能阻礙A晶粒的長大，促進非M組織的形成，使VC 增大。四、敘述下列各題（共44分）1、以共析碳鋼為例說明奧氏體的形成過程，并討論為什么奧氏體全部形成后還會有部分滲碳體未溶解？（20分）從珠光體向奧氏體轉變的轉變方程， + Fe3CC% 0.0218 6.69 0.77 晶格類型 體心立方 復雜斜方 面心立方我們可以看出：珠光體向奧氏體轉變包括鐵原子的點陣改組，碳原子的擴散和滲碳體的溶解。實驗證明珠光

47、體向奧氏體轉變符合一般的相變規律，是一個晶核的形成和晶核長大過程。共析珠光體向奧氏體轉變包括奧氏體晶核的形成、晶核的長大、殘余滲碳體溶解和奧氏體成分均勻化等四個階段。1、奧氏體的形核（1）形核條件 奧氏體晶核的形成條件是系統的能量、結構和成分起伏。（2）形核部位 奧氏體晶核通常優先在鐵素體和滲碳體的相界面上形成，此外，在珠光體團的邊界，過冷度較大時在鐵素體內的亞晶界上也都可以成為奧氏體的形核部位。2、奧氏體的長大共析鋼奧氏體長大示意圖 奧氏體晶核形成后便開始長大。奧氏體長大的機制可做如下的解釋。在AC1以上某一t1形成一奧氏體晶核。奧氏體晶核形成之后，將產生兩個新的相界面，一個是奧氏體與滲碳體

48、相界面，另一個是奧氏體與鐵素體相界面。為討論問題的方便，我們假定兩個相界面都是平直的（參見圖）。根據Fe-Fe3C 相圖可知，奧氏體與鐵素體相鄰的邊界處的碳濃度為C-，奧氏體與滲碳體相鄰的邊界處的碳濃度為C-c。此時，兩個邊界處于界面的平衡狀態，這是系統自由能最低的狀態。由于C-c>C-，因此，在奧氏體出現碳的濃度梯度，從而引起碳在奧氏體中由高濃度向低濃度的擴散，使奧氏體內部的碳的分布驅于均勻分布，即使奧氏體與鐵素體相鄰的邊界處碳濃度升高，而奧氏體與滲碳體相鄰的邊界處碳濃度降低。從而破壞了相界面處的碳濃度平衡，使系統自由能升高。為了恢復平衡，滲體體勢必溶入奧氏體，使它們相鄰界面

49、的碳濃度恢復到C-c，與此同時，另一個界面上將發生鐵素體向奧氏體的晶格改組，使其相鄰邊界的碳濃度恢復到C-，從而恢復界面的平衡，降低系統的自由能。這樣相當于奧氏體的晶核分別向滲碳體和鐵素體中推移，奧氏體晶核得以長大。由于界面處碳濃度的恢復又增加了奧氏體中的碳濃度分布梯度，又會引起碳在奧氏體中的擴散，破壞界面處碳濃度的平衡，引起滲碳體的溶解和鐵素體的轉變，再次恢復平衡。此過程循環往復地進行，奧氏體便不斷地向鐵素體和滲碳體中長大。直到將鐵素體和滲碳體消耗完了奧氏體晶核的長大結束。 由圖，在鐵素體內，鐵素體與滲碳體和鐵素體與奧氏體兩個相界面之間也存在著碳濃度差C-c-C-，因此，當碳在奧氏體中進行擴

50、散的同時，在鐵素體中也進行著擴散。擴散的結果，也將促進鐵素體向奧氏體的轉變，從而促進奧氏體的長大。3、剩余滲碳體的溶解 實驗表明在珠光體向奧轉變過程中，鐵素體和滲碳體并不是同時消失，而總是鐵素體首先消失，將有一部分滲碳體殘留下來。這部分滲碳體在鐵素體消失后，隨著保溫時間的延長或溫度的升高，通過碳原子的擴散不斷溶入奧氏體中。一旦滲碳體全部溶入奧氏體中，這一階段便告結束。 為什么鐵素體和滲碳體不能同時消失，而總有部分滲碳體剩余？ 按相平衡理論，從Fe-Fe3C相圖可以看出，在高于AC1溫度，剛剛形成的奧氏體，靠近Cem的C濃度高于共析成分較少，而靠近F處的C濃度低于共析成分較多（即ES線的斜率較大

51、，GS線的斜率較小）。所以，在奧氏體剛剛形成時，即F全部消失時，奧氏體的平均C濃度低于共析成分，這就進一步說明，共析鋼的P剛剛形成的A的平均碳含量降低，低于共析成分，必然有部分碳化物殘留，只有繼續加熱保溫，殘留碳化物才能逐漸溶解。 碳化物溶入A的機理，現在還不十分清楚，有人認為是通過碳化物中的碳原子向奧氏體中擴散和Fe原子向貧碳的滲碳體區擴散，以及Fe3C向A晶體點陣改組來完成的。4、奧氏體成分均勻化 珠光體轉變為奧氏體時，在殘留滲碳體剛剛完全溶入奧氏體的情況下，C在奧氏體中的分布是不均勻的。原來為滲碳體的區域碳含量較高，而原來是鐵素體的區域，碳含量較低。這種碳濃度的不均勻性隨加熱速度增大而越

52、加嚴重。因此，只有繼續加熱或保溫，借助于C原子的擴散才能使整個奧氏體中碳的分布趨于均勻。 以上共析碳鋼珠光體向奧氏體等溫形成過程，可以用下圖形象地表示出來。珠光體向奧氏體等溫轉變過程示意圖2、何謂時效？與回火有何異同？（12分）在析出過程中，合金的機械性能、物理性能、化學性能等隨之發生變化，這種現象稱為時效。 時效與回火過程都是過飽和固溶體析出第二相的過程，兩者之間即有相同之處，也有各自的特點，主要表現在以下幾個方面：1、過飽和固溶體的獲得方式各不相同，馬氏體是由晶體結構不同的母相通過相變轉變而成的，而時效合金中的過飽和固溶體在獲得時是不發生晶體結構變化的；2、兩者都是過飽和固溶體的析出過程，

53、第二相析出的過程基本上是相同的，都具有溶質偏聚、過渡相析出、最后析出平衡相等不同的階段；3、在析出過程中，隨第二相的析出，固溶體的性能變化規律也基本上是相同的；4、兩者的目的是不同的，時效的目的主要是為了提高合金的強度和硬度，而回火的目的主要為了降低脆性、穩定組織，通常隨回火溫度的升高強度和硬度下降，而塑性和韌性升高；5、回火時組織中的殘余奧氏體將發生相應的轉變，這是時效合金中不存在的。3、試述淬火鋼回火脆性的特征、產生的原因、抑制和消除的方法。（12分）(一)第一類回火脆性特征:（1）具有不可逆性；（2）與回火后的冷卻速度無關；（3）斷口為沿晶脆性斷口。產生的原因 到目前為止有很多種不同的說

54、法，尚無定論，很可能是多種因素綜合作用的結果，而對于不同的鋼材來說，也可能是不同因素所致。大致有以下三種觀點：（1）殘余A轉變理論 根據第一類回火脆性出現的溫度范圍正好與碳鋼回火時殘余A轉變的溫度范圍相對應。但有些鋼第一類回火脆性與殘余A轉變并為完全對應，故殘余A轉變理論，不能解釋各種鋼的第一類回火脆性。（2）碳化物析出理論 鋼回火時，-FeXC轉變為-Fe5C2或-Fe3C的溫度與產生第一類回火脆性的溫度相近，而新形成的碳化物呈薄片狀，且沿板條M的板條間、板條束的邊界或片狀M的孿晶帶或晶界上析出，從而使材料的脆性增加。回火溫度如進一步提高，薄片狀碳化物將聚集長大和球化，將導致脆性降低，沖擊韌

55、性升高。（3）雜質偏聚理論 也有人認為，S、P、Sb（銻）、As（砷）等雜質元素在回火時向晶界、亞晶界上偏聚，降低了晶界的斷裂強度，引起了第一類回火脆性。防止方法 目前，第一類回火脆性是無法消除的。沒有一個有效的熱處理方法能消除鋼中這種回火脆性，除非不在這個溫度范圍內回火，也沒有能夠有效抑制產生這種回火脆性的合金元素。但可以采取以下措施減輕第一類回火脆性。（1）降低鋼中雜質元素的含量；（2）用Al脫氧或加入Nb、V、Ti等合金元素細化A晶粒；（3）加入Mo、W等可以減輕；（4）加入Cr、Si調整溫度范圍（推向高溫）；（5）采用等溫淬火代替淬火回火工藝。（二）第二類回火脆性1、溫度范圍內 450

56、650之間，也稱為高溫回火脆性。2、特征（1）具有可逆性；（2）與回火后的冷卻速度有關；回火保溫后，緩冷出現，快冷不出現，出現脆化后可重新加熱后快冷消除。（3）與組織狀態無關，但以M的脆化傾向大；（4）在脆化區內回火，回火后脆化與冷卻速度無關；（5）斷口為沿晶脆性斷口。3、產生的機理 Sb、Sn、P等雜質元素向原A晶界偏聚是產生第二類回火脆性的主要原因，而Ni、Cr不僅促進雜質元素的偏聚，且本身也偏聚，從而降低了晶界的斷裂強度，產生回火脆性。4、防止方法（1）提高鋼材的純度，盡量減少雜質；（2）加入適量的Mo、W等有益的合金元素；（3）對尺寸小、形狀簡單的零件，采用回火后快冷的方法；（4）采用亞溫淬火（A1A3）：（5）采用高溫形變熱處理，使晶粒超細化，晶界面積增大，降低雜質元素偏聚的濃度。“材料科學基礎（下）”試題（D）適用于金屬材料工程、材料成型與控制工程、無機非金屬材料工程專業一、解釋下列名詞（每個名詞2分，共10分）1、二次珠光體轉