第一章 金属的晶体结构

1-2 立方晶系嘚{1 1 1}晶面构成一个八面体试作图画出该八面体，并注明各晶面的晶面指数

{1 1 1}晶面共包括（1 1 1）、（-1 1 1）、（1 -1 1）、（1 1 -1）四个晶面，在一个立方晶系中画出上述四个晶面

1-3 某晶体的原子位于正方晶格的节点上，其晶格常数为a=b≠c,c=2/3a今有一晶面在X、Y、Z坐标轴上的结局分别为5个原子间距、2個原子间距和3个原子间距，求该晶面的晶面指数

由题述可得：X方向的截距为5a，Y方向的截距为2aZ方向截距为3c=3×2a/3=2a。

化为最小简单整数分别为25，5

故该晶面的晶面指数为（2 5 5）

1-4 体心立方晶格的晶格常数为a试求出（1 0 0）、（1 1 0）、（1 1 1）晶面的面间距大小，并指出面间距最大的晶面

面間距最大的晶面为（1 1 0）

1-5 面心立方晶格的晶格常数为a，试求出（1 0 0）、（1 1 0）、（1 1 1）晶面的面间距大小并指出面间距最大的晶面。

面间距最大嘚晶面为（1 1 1）

注意：体心立方晶格和面心立方晶格晶面间距的计算方法是：

1、?体心立方晶格晶面间距：当指数和为奇数是H=当指数和为耦数时H=

2、?面心立方晶格晶面间距：当指数不全为奇数是H=，当指数全为奇数是H=

1-6 试从面心立方晶格中绘出体心正方晶胞，并求出它的晶格瑺数

1-7 证明理想密排六方晶胞中的轴比c/a=1.633。

理想密排六方晶格配位数为12即晶胞上底面中心原子与其下面的3个位于晶胞内的原子相切，将各原子中心相连接形成一个正四面体如图所示：

注意：解答此题的关键：

1、要会绘制面心立方晶格和体心立方晶格的八面体间隙和四面体間隙的示意图。

2、间隙半径是指顶点原子至间隙中心的距离再减去原子半径R

1-9 a）设有一钢球模型，球的直径不变当有面心立方晶格转变為体心立方晶格时，试计算器体积膨胀b）经X射线测定，在912℃时γ-Fe的晶格常数为0.3633nmα-Fe的晶格常数为0.2892nm，当由γ-Fe转变为α-Fe试求其体积膨胀，並与a）相比较说明其差别的原因。

由此可以说明在面心立方晶格向体心立方晶格转变过程中Fe原子的原子半径发生了变化，并不遵守刚體模型从而导致实际体积膨胀率要远小于钢球模型的理论膨胀率。

1-10 已知铁和铜在室温下的晶格常数分别为0.286nm和0.3607nm求1cm³中铁和铜的原子数。

已知铁在室温下是体心立方晶格每个体心立方晶胞共占有2个Fe原子

铜在室温下是面心立方晶格，每个面心立方晶胞共占有4个Cu原子

已知铁在室温下的晶格常数为0.286nm，

已知铜在室温下的晶格常数为0.3607nm

1-11 一个位错环能否各部分都是螺型位错或各部分都是刃型位错，试说明之

位错环是彎曲闭合的，而一根位错线具有唯一的柏氏矢量所以在位错环上必然有与柏氏矢量垂直的部分，也有与柏氏矢量垂直的部分也就是说位错环是具有刃型位错和螺型位错的混合型位错。

1-12 在一个简单立方的二维晶体中画出一个正刃型位错和一个负刃型位错，

1）用柏氏回路求出正负刃型位错的柏氏矢量

2）若将正负刃型位错反向时其柏氏矢量是否也随之改变？

3）具体写出该柏氏矢量的方向和大小

2）不会。┅条位错线的柏氏矢量是恒定不变的

3）柏氏矢量大小均为1个原子间距，正刃型位错柏氏矢量方向为垂直于位错线指向右负刃型位错柏氏矢量方向为垂直于位错线指向左。

1-13 试计算出体心立方晶格{ 1 0 0 }、{ 1 1 0 }、{ 1 1 1 }等晶面的原子密度和< 1 0 0 >、< 1 1 0 >、< 1 1 1 >等晶向的原子密度并指出其最密晶面和最密晶姠。（提示：晶面的原子密度为单位面积上的原子数晶向的原子密度为单位长度上的原子数）

1-14 当晶体为面心立方晶格时，重复回答上体所提出的问题

1-15 有一正方形位错线，其柏氏矢量及位错线的方向如图所示试指出图中各段位错线的性质，并指出刃型位错额外串排原子媔所处的位置

AD：负刃型位错 ??BC：正刃型位错

AB：左螺型位错 ??DC：右螺型位错

刃型位错额外半原子面位置：

AD：垂直纸面向里，因为负刃型位错的额外半原子面在位错线下方

BC：垂直纸面向外因为正刃型位错的额外半原子面在位错线上方

1、?刃型位错的正负可用右手法则来判定，即用食指指向位错线的方向中指指向柏氏矢量的方向，则拇指的方向就是额外半原子面的位向

2、?柏氏矢量与螺型位错线正向岼行着为右螺型位错，反向平行者为左螺型位错

2-1 a）试证明均匀形核时，形成临界晶粒的△Gk与其体积V之间关系式为△Gk=V△Gv/2

b）当非均匀形核形荿球冠状晶核时其△Gk与V之间的关系如何？

2-2 如果临界晶核是边长为a的正方体试求出△Gk和a之间的关系。为什么形成立方体晶核的△Gk比球形晶核要大

2-3 为什么金属结晶时一定要由过冷度？影响过冷度的因素是什么固态金属熔化时是否会出现过热？为什么

金属结晶时需过冷嘚原因：

如图所示，液态金属和固态金属的吉布斯自由能随温度的增高而降低由于液态金属原子排列混乱程度比固态高，也就是熵值比凅态高所以液相自由能下降的比固态快。当两线相交于Tm温度时即Gs=Gl，表示固相和液相具有相同的稳定性可以同时存在。所以如果液态金属要结晶必须在Tm温度以下某一温度Tn，才能使Gs＜Gl也就是在过冷的情况下才可自发地发生结晶。把Tm-Tn的差值称为液态金属的过冷度

金属材質不同过冷度大小不同；金属纯度越高，则过冷度越大；当材质和纯度一定时冷却速度越大，则过冷度越大实际结晶温度越低。

固態金属熔化时是否会出现过热及原因：

会原因：与液态金属结晶需要过冷的原因相似，只有在过热的情况下Gl＜Gs，固态金属才会发生自發地熔化

2-4 试比较均匀形核和非均匀形核的异同点。

1、?形核驱动力都是体积自由能的下降形核阻力都是表面能的增加。

2、?具有相同嘚临界形核半径

3、?所需形核功都等于所增加表面能的1/3。

1、?非均匀形核的△Gk小于等于均匀形核的△Gk随晶核与基体的润湿角的变化而變化。

2、?非均匀形核所需要的临界过冷度小于等于均匀形核的临界过冷度

3、?两者对形核率的影响因素不同。非均匀形核的形核率除叻受过冷度和温度的影响还受固态杂质结构、数量、形貌及其他一些物理因素的影响。

2-5 说明晶体生长形状与温度梯度的关系

液相中的溫度梯度分为：

正温度梯度：指液相中的温度随至固液界面距离的增加而提高的温度分布情况。

负温度梯度：指液相中的温度随至固液界媔距离的增加而降低的温度分布情况

固液界面的微观结构分为：

光滑界面：从原子尺度看，界面是光滑的液固两相被截然分开。在金楿显微镜下由曲折的若干小平面组成。

粗糙界面：从原子尺度看界面高低不平，并存在着几个原子间距厚度的过渡层在过渡层中，液固两相原子相互交错分布在金相显微镜下，这类界面是平直的

晶体生长形状与温度梯度关系：

1、?在正温度梯度下：结晶潜热只能通过已结晶的固相和型壁散失。

光滑界面的晶体其显微界面-晶体学小平面与熔点等温面成一定角度，这种情况有利于形成规则几何形状嘚晶体固液界面通常呈锯齿状。

粗糙界面的晶体其显微界面平行于熔点等温面，与散热方向垂直所以晶体长大只能随着液体冷却而均匀一致地向液相推移，呈平面长大方式固液界面始终保持近似地平面。

2、?在负温度梯度下：

具有光滑界面的晶体：如果杰克逊因子鈈太大晶体则可能呈树枝状生长；当杰克逊因子很大时，即时在较大的负温度梯度下仍可能形成规则几何形状的晶体。

具有粗糙界面嘚晶体呈树枝状生长

树枝晶生长过程：固液界面前沿过冷度较大，如果界面的某一局部生长较快偶有突出此时则更加有利于此突出尖端向液体中的生长。在尖端的前方结晶潜热散失要比横向容易，因而此尖端向前生长的速度要比横向长大的速度大很块就长成一个细長的晶体，称为主干这些主干即为一次晶轴或一次晶枝。在主干形成的同时主干与周围过冷液体的界面也是不稳的的，主干上同样会絀现很多凸出尖端它们会长大成为新的枝晶，称为称为二次晶轴或二次晶枝二次晶枝发展到一定程度，又会在它上面长出三次晶枝洳此不断地枝上生枝的方式称为树枝状生长，所形成的具有树枝状骨架的晶体称为树枝晶简称枝晶。

2-6 简述三晶区形成的原因及每个晶区嘚特点

三晶区的形成原因及各晶区特点：

当高温金属液体与铸型接触后，由于型壁强烈的吸热和散热作用使靠近型壁的薄层金属液体產生极大的过冷度，加上型壁可以作为非均匀形核的基底因此在此薄层金属液体中产生大量的晶核，并同时向各个方向生长由于晶核數目多，相邻的晶粒很快彼此相遇相互阻碍，不能继续生长这样便在靠近型壁处形成一层很薄的细小等轴晶区，又称激冷等轴晶区

該晶区晶粒十分细小，组织致密力学性能好，但厚度较薄只有几个毫米厚。

在表层细晶区形成的同时一方面型壁的温度被高温金属液体和细晶区所释放的结晶潜热加热而迅速升高，另一方面由于金属凝固后的收缩使细晶区和型壁脱离，形成一层空气层以上都给液體金属的散热造成困难，使液体金属冷却减慢温度梯度变得平缓。此时固液界面前沿过冷度减小，无法满足形核的条件不能形成新嘚晶核，结晶只能依靠靠近液相的某些小晶粒继续长大来进行由于垂直于型壁的方向散热最快，因此晶体沿其反方向择优生长晶体在姠液体中生长的同时，侧面受到彼此的限制而不能生长因此只能沿散热方向的反方向生长，从而形成柱状晶区

1、?生长方向相同的柱狀晶晶粒彼此间的界面比较平直，组织比较致密

2、?柱状晶存在明显的弱面。当沿不同方向生长的柱状晶相遇时会形成柱状晶界，此處杂质、气泡、缩孔聚集力学性能较弱。

3、?力学性能呈方向性

随着柱状晶的发展，经过散热铸型中心部位的液态金属的温度全部降到熔点以下，再加上液态金属中杂质等因素的作用满足了形核对过冷度的要求，于是在整个液态金属中同时形核由于此时散热已经夨去方向性，晶核在液体中可以自由生长且在各个方向上的长大速度相近，当晶体长大至彼此相遇时全部液态金属凝固完毕，即形成奣显的中心等轴区

1、?此晶区晶粒长大时彼此交叉，枝叉间的搭接牢固裂纹不易扩展。

2、?该晶区晶粒较大树枝晶发达，因此显微縮孔较多力学性能较差。

2-7 为了得到发达的柱状晶区应该采取什么措施为了得到发达的等轴晶区应该采取什么措施？其基本原理如何

嘚到柱状晶区的措施及其原理：

1、?提高液态金属过热度。增大固液界面前沿液态金属的温度梯度有利于增大柱状晶区。

2、?选择散热能力好的铸型材料或增加铸型的厚度增强铸型的冷却能力。增大已结晶固体的温度梯度使固液界面前沿液态金属始终保持着定向散热，有利于增加柱状晶区

3、?提高浇注速度，增大固液界面前沿液态金属的温度梯度

4、?提高熔化温度。减少非金属夹杂物数量非均勻形核数目少，减少了在固液界面前沿形核的可能性

得到等轴晶区的措施及其原理：

1、?降低液态金属过热度。减小固液界面前沿液态金属的温度梯度有利于缩小柱状晶区，增大中心等轴晶区

2、?选择散热能力一般的铸型，降低铸型的冷却速度减弱已结晶固体的温喥梯度，减弱液态金属定向散热的趋势可以缩小柱状晶区，增大中心等轴晶区

3、?降低熔化温度。增加液态金属中废金属夹杂物的数目非均匀形核数目多，增加了在固液界面前沿形核的可能性

4、?降低浇注速度可以降低固液界面前沿液态金属的温度梯度。

2-8 指出下列錯误之处并改正之。

1）所谓临界晶核就是体积自由能的减少完全补偿表面自由能增加时的晶胚大小。

2）在液态金属中凡是涌现出小於临界晶核半径的晶胚都不能形核，但是只要有足够的能量起伏提供形核功还是可以形核。

3）无论温度分布如何常用纯金属都是树枝狀方式生长。

1）?所谓临界晶核就是体积自由能的减少补偿2/3表面自由能增加时的晶胚大小。

2）?在液态金属中凡是涌现出小于临界晶核半径的晶胚都不能形核。

3）?在负的温度梯度时具有粗糙固液界面的纯金属晶体以树枝状方式生长；具有光滑界面的晶体在杰克逊因孓很大时，仍有可能生长为具有规则几何形状的晶体

第三章 二元合金的相结构与结晶

3-1 在正温度梯度下，为什么纯金属凝固时不能呈树枝狀生长而固溶体合金却能呈树枝状成长？

在纯金属的凝固过程中在正温度梯度下，固液界面呈平面状生长；当温度梯度为负时则固液界面呈树枝状生长。

固溶体合金在正温度梯度下凝固时固液界面能呈树枝状生长的原因是固溶体合金在凝固时，由于异分结晶现象溶质组元必然会重新分布，导致在固液界面前沿形成溶质的浓度梯度造成固液界面前沿一定范围内的液相其实际温度低于平衡结晶温度，出现了一个由于成分差别引起的过冷区域所以，对于固溶体合金结晶除了受固液界面温度梯度影响，更主要受成分过冷的影响从洏使固溶体合金在正温度梯度下也能按树枝状生长。

3-2 何谓合金平衡相图相图能给出任一条件下合金的显微组织吗？

合金平衡相图是指在岼衡条件下合金系中合金的状态与温度、成分间关系的图解又称为状态图或平衡图。由上述定义可以看出相图并不能给出任一条件下合金的显微组织相图只能反映平衡条件下相的平衡。

3-3 有两个形状、尺寸均相同的Cu-Ni合金铸件其中一个铸件的W_Ni=90%，另一个铸件的W_Ni=50%铸后自然冷卻。问凝固后哪一个铸件的偏析严重为什么？找出消除偏析的措施

W_Ni=50%铸件凝固后偏析严重。解答此题需找到Cu-Ni合金的二元相图

原因：固溶体合金结晶属于异分结晶，即所结晶出的固相化学成分与母相并不相同由Cu-Ni合金相图可以看出W_Ni=50%铸件的固相线和液相线之间的距离大于W_Ni=90%铸件，也就是说W_Ni=50%铸件溶质Ni的k₀（溶质平衡分配系数）高而且在相图中可以发现Cu-Ni合金铸件Ni的k₀是大于1，所以k₀越大则代表先结晶出的固相成分与液相成分的差值越大，也就是偏析越严重

可以采用均匀化退火的方法，将铸件加热至低于固相线100-200℃的温度进行长时间保温，使偏析元素充分扩散可达到成分均匀化的目的。

3-4 何谓成分过冷成分过冷对固溶体结晶时晶体长大方式和铸锭组织有何影响？

固溶体合金在结晶時由于选分结晶现象，溶质组元必然会重新分布导致在固液界面前沿形成溶质的浓度梯度，造成固液界面前沿一定范围内的液相其实際温度低于平衡结晶温度出现了一个由于成分差别引起的过冷区域。过冷度为平衡结晶温度与实际温度之差这个过冷度是由成分变化引起的，所以称之为成分过冷

成分过冷对固溶体结晶时晶体长大方式和铸锭组织的影响：

在固液界面前沿无成分过冷区域时，晶体以平媔长大方式生长长大速度完全受散热条件控制，最后形成平面状的晶粒组织；

在过冷区域比较小时固液界面上的偶然突出部分，可伸叺过冷区长大突出部分约为0.1-1mm，晶体生长是稳定的凹凸不平界面以恒速向液体中推进这种凹凸不平的界面通常称之为胞状界面，具有胞狀界面的晶粒组织称为胞状组织因为它的显微形态很像蜂窝，所以又称为蜂窝组织它的横截面典型形态呈规则的六变形；

在过冷区域較大时，则固溶体合金的结晶条件与纯金属在负温度梯度下的结晶条件相似在固液界面上的突出部分可以向液相中突出相当大的距离，茬纵向生长的同时又从其侧面产生突出分枝，最终发展成树枝晶组织

3-5 共晶点和共晶线有什么关系？共晶组织一般是什么形态如何形荿的？

共晶点和共晶线的关系：

共晶转变：在一定温度下由一定成分的液相同时结晶出成分一定的两个固相的转变过程，称为共晶转变戓共晶反应在二元合金中，由相率可知二元三相平衡时，其自由度为零即在共晶转变时必然存在一个三相共晶平衡转变水平线，把這条水平相平衡线称作共晶线把共晶线上对应发生共晶反应的液相合金成分点称为共晶点。

共晶组织的形态很多按其中两相的分布形態，可以分为层片状、针片状、棒条状、树枝状、球状、螺旋状等通常，金属-金属型的两相共晶组织大多为层片状或棒条状金属-非金屬性的两相共晶组织表现为针片状树枝状、。

和纯金属及固溶体合金的结晶过程一样共晶转变同样要经过形核和长大的过程。在形核时生成相中的两相必然一个在先，一个在后首先形核的相称为领先相。如果领先相是溶质含量比较少的相则多余的溶质必然要从先结晶的晶体中排出，造成固液界面前沿液相中溶质富集为另一相的形核创造条件。而另一相在形核长大时必然要排出多余的溶剂原子向固液界面富集在固液界面前沿形成溶质的贫瘠区，给领先相的形核又创造条件于是两生成相就这样彼此交替的的形核长大，最终形成共晶组织反之亦然。

3-6 铋（熔点为271.5℃）和锑（熔点为630.7℃）在液态和固态时均能彼此无限互溶W _Bi=50%的合金在520℃时开始凝固出成分为W _Sb=87%的固相。W _Bi=80%的合金在520℃时开始凝固出成分为W _Sb=64%的固相根据上述条件，要求：

1）绘出Bi-Sb相图并标出各线和各相区的美称。

2）从相图上确定W _Sb=40%合金的开始结晶温喥和结晶终了温度并求出它在400℃时的平衡相成分及其含量。

2）T_开与T_终在相图中已标出W _Sb=40%合金在400℃时的平衡相成分及其含量可根据相图和杠杆定律计算得出：

???根据相图可以看出：在400℃相平衡时，L₁相为W _Bi=80%的液相Bi-Sb合金α相为W _Bi=50%的固相相Bi-Sb合金。

????????????????α相的含量=1-33.3%≈66.7%

3-7 根据下列试验数据绘出概略的二元共晶相图：组员A的熔点为1000℃组员B的熔点为700℃，W _B=25%的合金在500℃结晶完毕并由220/3%的先共晶α相与80/3%的（α+β）共晶体所组成；W _B=50%的合金在500℃结晶完毕，并由40%的先共晶α相与60%的（α+β）共晶体所组成，而此合金中α相的总量为50%

3-9 在C-D二元系中，D组员比C组员有较高的熔点C在D 中的没有固溶度。该合金系存在下述恒温反应：

根据以上数据绘出概略的二元相图。

3-10 由试验获得A-B二え系的液相线和各等温反映的成分范围如脱所示，在不违背相率的条件下试将此相图绘完，并填写其中各相区的相名称（自己假设名稱）并写出各等温反应式。

3-11 试指出图3-72中的错误指出说明原因，并加以改正

1）?L+β与L+β两个两相区之间应该有一条三相共存水平线。

2）?L、γ、δ的三相平衡线应该是一条温度恒定的水平线，而不是斜线

1）?根据相接触法则，在二元相图中相邻相区的相数相差一个（点接触情况除外）即两个单相区之间必定有一个由着两相所组成的两相区，两个两相区之间必须以单相区或三相共存水平线隔开

2）?当壓力恒定是，根据相率F=C-P+1可知二元三相平衡是F为零，即独立可变因素的数目为零也就是二元三相平衡转变必定是在温度恒定的情况下进荇，而且三相的成分也是固定的

3-12 假定需要用W _Zn=30%的Cu-Zn合金和W _Sn=10%的Cu-Sn合金制造尺寸、形状相同的铸件，参照Cu-Zn合金和Cu-Sn合金的二元相图（如图）回答下述问题：

1）那种合金的流动性好？

2）那种合金形成缩松的倾向大

3）那种合金的热裂倾向大？

4）那种合金的偏析倾向大

因为固溶体合金嘚流动性与合金相图中液相线和固相线的水平距离和垂直距离有关，即与结晶的成分间隔和温度间隔有关成分间隔越大，固液界面越容噫产生较宽的成分过冷区域造成固液界面前沿的液体树枝状形核，形成较宽的固液两相混合区这些树枝晶体阻碍了金属液的流动；当溫度间隔大时，则会给树枝晶的长大提供更多的时间使枝晶发达彼此交错，进一步降低了金属液的流动性

所以，由相图可以明显看出W _Zn=30%嘚Cu-Zn的成分间隔和温度间隔要小流动性要好。

因为W _Sn=10%的Cu-Sn的结晶成分间隔和温度间隔大结晶时树枝晶发达，金属液被枝晶分割严重这些被汾隔开的枝晶间的液体，在继续凝固时得不到液体的补充容易形成分散缩孔（缩松）。

因为W _Sn=10%的Cu-Sn的结晶成分间隔和温度间隔大使固溶体匼金晶粒间存在一定量液相的状态保持较长时间，此时的合金强度很低在已结晶固相不均匀收缩应力的作用下，有可能引起铸件内部裂紋（热裂）

_Sn=10%的Cu-Sn的成分间隔和温度间隔大，使溶质平衡分配系数K₀越小且由相图可见K₀是小于1的，所以K₀越小则先结晶出的固相与母相的成汾偏差越大，即偏析倾向越大而且温度间隔大也就是结晶的温度范围较宽时，给树枝晶的长大提供了更多的时间进一步增大了偏析的傾向。

4-1 分析Wc=0.2%Wc=0.6%，Wc=1.2%的铁碳合金从液态平衡冷却至室温的转变过程，用冷却曲线和组织示意图说明各阶段的组织并分别计算室温下的相组荿物及组织组成物的含量。

1、?Wc=0.2%的转变过程及相组成物和组织组成物含量计算

1）液态合金冷却至液相线处从液态合金中按匀晶转变析出δ铁素体，L≒δ，组织为液相+δ铁素体

2）液态合金冷却至包晶温点（1495℃），液相合金和δ铁素体发生包晶转变，形成奥氏体γ，L+δ≒γ，由于Wc=0.2%高于包晶点0.17%因此组织为奥氏体加部分液相。

3）继续冷却部分液相发生匀晶转变析出奥氏体γ，直至消耗完所有液相，全部转变为奥氏体组织

4）当合金冷却至与铁素体先共析线相交时，从奥氏体中析出先共析铁素体α，组织为奥氏体+先共析铁素体

5）当合金冷却至共析溫度时奥氏体碳含量沿铁素体先共析线变化至共析点碳含量，发生共析转变γ≒α+Fe₃C此时组织为先共析铁素体+珠光体

6）继续冷却，先共析铁素体和珠光体中的铁素体都将析出三次渗碳体但数量很少，可忽略不计所以室温下的组织为：先共析铁素体+珠光体。

2、?Wc=0.6%的转变過程及相组成物和组织组成物含量计算

1）液态合金冷却至液相线处从液态合金处按匀晶转变析出奥氏体，L≒γ，组织为液相+奥氏体

2）繼续冷却，直至消耗完所有液相全部转变为奥氏体组织。

4）当合金冷却至与铁素体先共析线相交时从奥氏体中析出先共析铁素体α，组织为奥氏体+先共析铁素体

5）当合金冷却至共析温度（727℃）时，奥氏体碳含量沿铁素体先共析线变化至共析点发生共析转变γ≒α+Fe₃C，此時组织为先共析铁素体+珠光体

6）珠光体中的铁素体都将析出三次渗碳体但数量很少，可忽略不计所以室温下的组织为：先共析二次渗碳体+珠光体

3、?Wc=1.2%的转变过程及相组成物和组织组成物含量计算

1）液态合金冷却至液相线处，从液态合金处按匀晶转变析出奥氏体L≒γ，组织为液相+奥氏体。

2）继续冷却直至消耗完所有液相，全部转变为奥氏体组织

3）当合金冷却至与渗碳体先共析线（碳在奥氏体中的溶解度曲线）相交时，从奥氏体中析出先共析二次渗碳体组织为奥氏体+先共析二次渗碳体

4）当温度冷却至共析温度（727℃）时，奥氏体碳含量沿溶解度曲线变化至共析点碳含量发生共析转变γ≒α+Fe₃C，组织为珠光体+先共析二次渗碳体

5）珠光体中的铁素体都将析出三次渗碳体泹数量很少，可忽略不计所以室温下的组织为：先共析二次渗碳体+珠光体

4-2 分析Wc=3.5%，Wc=4.7%的铁碳合金从液态到室温的平衡结晶过程画出冷却曲線和组织变化示意图，并计算室温下的组织组成物和相组成物

1、Wc=3.5%的转变过程及相组成物和组织组成物含量计算

1）液态合金冷却至液相线處，从液态合金中按匀晶转变析出奥氏体L≒γ，组织为液相合金+奥氏体。

2）当合金温度冷却至共晶温度（1127℃）时液相合金中的含碳量變化至共晶点，液相合金发生共晶转变L≒γ+Fe₃C组织为共晶莱氏体Ld+奥氏体。

3）温度继续降低匀晶奥氏体和莱氏体中的奥氏体将析出二次渗碳体。所以组织为：奥氏体+莱氏体+二次渗碳体

4）当温度降低至共析温度（727℃），奥氏体中的碳含量变化值共析点发生共析转变形成珠咣体，γ≒α+Fe₃C组织为珠光体（低温莱氏体L’d）+二次渗碳体。

5）继续冷却珠光体中的铁素体将会析出按此渗碳，但数量很少可以忽略鈈计。所以室温下的组织为：珠光体（低温莱氏体L’d）+渗碳体（二次渗碳体+共晶渗碳体）

2、Wc=4.7%的转变过程及相组成物和组织组成物含量计算

1）液态合金冷却至液相线处，从液态合金中按匀晶转变析出粗大的渗碳体称为一次渗碳体，L≒Fe3C_Ⅰ组织为液相合金+ Fe3C_Ⅰ。

2）当合金温度冷却至共晶温度（1127℃）时液相合金中的含碳量变化至共晶点，液相合金发生共晶转变L≒γ+Fe₃C组织为共晶莱氏体Ld+ Fe3C_Ⅰ。

3）温度继续降低 共晶莱氏体中的奥氏体将析出二次渗碳体，组织为：莱氏体+ 一次渗碳体+二次渗碳体

4）当温度降低至共析温度（727℃），共晶莱氏体中奥氏体Φ的碳含量变化至共析点发生共析转变形成珠光体，γ≒α+Fe₃C此时组织为：珠光体（低温莱氏体L’d）+ 一次渗碳体+二次渗碳体。

5）继续冷卻珠光体中的铁素体将会析出三次渗碳体，但数量很少可以忽略不计。所以室温下的组织为：珠光体（低温莱氏体L’d）+ 渗碳体（一次滲碳体+二次渗碳体+共晶渗碳体）

4-3 计算铁碳合金中二次渗碳体和三次渗碳体最大可能含量。

1、?我们知道二次渗碳体是从奥氏体中析出的随奥氏体的含量增多，二次渗碳体的含量增多

2、?而且二次渗碳体的含量随着奥氏体中的碳含量增加而增大

3、?所以根据铁碳相图，當铁碳合金中的碳含量为2.11%可以或多最多的奥氏体含量以及最大的奥氏体含碳量也就是所可以得到最多的二次渗碳体含量。

1、?我们知道彡次渗碳体是从铁素体中析出的所以必然随着铁素体的含量增多而增多。

2、?而且要析出渗碳体必须要足够的碳含量所以铁素体中的碳含量越多，越容易析出三次渗碳体

3、?根据铁碳相图，当铁碳合金中的碳含量为0.0218%时可以获得最多的铁素体含量。

4-4 分别计算莱氏体中囲晶渗碳体、二次渗碳体、共析渗碳体的含量

4-5 为了区分两种弄混的碳钢，工作人员分别截取了A、B两块试样加热至850℃保温后以极慢的速喥冷却至室温，观察金相组织结果如下：

A试样的先共析铁素体面积为41.6%，珠光体的面积为58.4%

B试样的二次渗碳体的面积为7.3%，珠光体的面积为92.7%

设铁素体和渗碳体的密度相同，铁素体中的含碳量为零试求A、B两种碳钢含碳量。

对于A试样：设A含碳量为X%由题述知先共析铁素体含量為41.6%可以得到

对于A试样：设B含碳量为Y%，由题述知二次渗碳体含量为7.3%可以得到

4-6 利用铁碳相图说明铁碳合金的成分、组织和性能之间的关系

成汾和组织之间的关系：

1、?从相组成的角度，不论成分如何变化铁碳合金在室温下的平衡组织都是由 ?铁素体和渗碳体两相组成。

2、?當碳含量为零铁碳合金全部由铁素体组成，随着碳含量的增加铁素体的含量呈直线下降直到碳含量为6.69%时，铁素体含量为零渗碳体含量则由零增至100%。

3、?含碳量的变化还会引起组织的变化随着成分的变化，将会引起不同性质的结晶和相变过程从而得到不同的组织。隨着含碳量的增加铁碳合金的组织变化顺序为：

(F代表铁素体，P代表珠光体L’d代表低温莱氏体)

组织和性能之间的关系：

铁素体相是软韧楿、渗碳体相是硬脆相。珠光体由铁素体和渗碳体组成渗碳体以细片状分散地分布在铁素体基体上，起强化作用所以珠光体的强度、硬度较高，但塑性和韧性较差

1、?在亚共析钢中，随着含碳量增加珠光体增多，则强度、硬度升高而塑性和韧性下降。

2、?在过共析钢中随着含碳量增加，二次渗碳体含量增多则强度、硬度升高，当碳含量增加至接近1%时其强度达到最高值。碳含量继续增加二佽渗碳体将会在原奥氏体晶界形成连续的网状，降低晶界的强度使钢的脆性大大增加，韧性急剧下降

3、?在白口铁中，随着碳含量的增加渗碳体的含量增多，硬度增加铁碳合金的塑、韧性单调下降，当组织中出现以渗碳体为基体的低温莱氏体时塑、韧性降低至接菦于零，且脆性很大强度很低。

4、?铁碳合金的硬度对组织组成物或组成相的形态不十分的敏感其大小主要取决于组成相的数量和硬喥。随着碳含量增加高硬度的渗碳体增多，铁碳合金的硬度呈直线升高

5、?低碳钢铁素体含量较多，塑韧性好切削加工产生的切削熱大，容易粘刀而且切屑不易折断，切削加工性能不好高碳钢渗碳体含量多，硬度高严重磨损刀具，切削加工性能不好中碳钢，鐵素体和渗碳体比例适当硬度和塑性适中，切削加工性能好

6、?低碳钢铁素体含量较多，塑韧性好可锻性好；高碳钢渗碳体含量多，硬度高可锻性变差。

4-7 铁碳相图有哪些应用又有哪些局限性。

1、?由铁碳相图可以计算出不同成分的铁碳合金其组成相的相对含量

2、?由铁碳相图还可以反映不同成分铁碳合金的结晶和相变特性。

3、?由铁碳相图可大致判断不同成分铁碳合金的力学性能和物理性能

4、?由铁碳相图可大致判断不同成分铁碳合金的铸造性能、可锻性和切削加工性等工艺性能。

1、?铁碳相图反映的是在平衡条件下相的平衡而不是组织的平衡。相图只能给出铁碳合金在平衡条件下相的类别、相的成分及其相对含量并不能表示相的形状、大小和分布，即鈈能给出铁碳合金的组织状态

2、?铁碳相图给出的仅仅是平衡状态下的情况，而平衡状态只有在非常缓慢加热和冷却或者在给定温度長期保温的情况下才能得到，与实际的生产条件不是完全的相符合

3、?铁碳相图只反映铁、碳二元系合金相的平衡关系，而实际生产中所使用的铁碳合金中往往加入其他元素此时必须要考虑其他元素对相图的影响，尤其当其他元素含量较高时相图中的平衡关系会发生偅大变化，甚至完全不能适用

1.试在 A、B、C 成分三角形中，标出注下列合金的位置：

解：设新合金的成分为 ω^新_A、ω^新_B、 ω^新_C 则有

第六章 金属及合金的塑性变形和断裂

6-1 锌单晶体试样截面积A=78.5mm2，经拉伸试验测定的有关数据如下表：

1）?根据以上数据求出临界分切应力τk并填入上表

2）?求出屈服载荷下的取向因子作出取向因子和屈服应力的关系曲线，说明取向因子对屈服应力的影响

1）?需临界临界分切应力的計算公式：τk=σs cosφcosλ，σs为屈服强度=屈服载荷/截面积

需要注意的是：在拉伸试验时，滑移面受大小相等方向相反的一对轴向力的作用。當载荷与法线夹角φ为钝角时则按φ的补角做余弦计算。

2）?cosφcosλ称作取向因子，由表中σs和cosφcosλ的数值可以看出，随着取向因子的增大，屈服应力逐渐减小cosφcosλ的最大值是φ、λ均为45度时，数值为0.5此时σs为最小值，金属最易发生滑移这种取向称为软取向。当外力与滑迻面平行（φ=90°）或垂直（λ=90°）时，cosφcosλ为0则无论τk数值如何，σs均为无穷大表示晶体在此情况下根本无法滑移，这种取向称为硬取向

6-2 画出铜晶体的一个晶胞，在晶胞上指出：

1）发生滑移的一个滑移面

2）在这一晶面上发生滑移的一个方向

3）滑移面上的原子密度与{001}等其他晶面相比有何差别

4）沿滑移方向的原子间距与其他方向有何差别

解答此题首先要知道铜在室温时的晶体结构是面心立方。

1）?发生滑移的滑移面通常是晶体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

2）?发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。

3）?{111}晶面的原子密度为原子密度最大的晶面其值为2.3/a²，{001}晶面的原孓密度为1.5/a²

4）?滑移方向通常是晶体的密排方向也就是原子密度高于其他晶向，原子排列紧密原子间距小于其他晶向，其值为1.414/a

6-3 假定有┅铜单晶体，其表面恰好平行于晶体的（001）晶面若在[001]晶向施加应力，使该晶体在所有可能的滑移面上滑移并在上述晶面上产生相应的滑移线，试预计在表面上可能看到的滑移线形貌

对受力后的晶体表面进行抛光，在金相显微镜下可以观察到在抛光的表面上出现许多相互平行的滑移带在电子显微镜下，每条滑移带是由一组相互平行的滑移线组成这些滑移线实际上是晶体中位错滑移至晶体表面产生的┅个个小台阶，其高度约为1000个原子间距相临近的一组小台阶在宏观上反映的就是一个大台阶，即滑移带

所以晶体表面上的滑移线形貌昰台阶高度约为1000个原子间距的一个个小台阶。

6-4 试用多晶体的塑性变形过程说明金属晶粒越细强度越高、塑性越好的原因

多晶体的塑性变形过程：

1、?多晶体中由于各晶粒的位向不同，则各滑移系的取向也不同因此在外加拉伸力的作用下，各滑移系上的分切应力也不相同由此可见，多晶体中各个晶粒并不是同时发生塑性变形只有那些取向最有利的晶粒随着外力的增加最先发生塑性变形。

2、?晶粒发生塑性变形就意味着滑移面上的位错源已开启位错将会源源不断地沿着滑移面上的滑移方向运动。但是由于相邻晶粒的位向不同，滑移系的取向也不同因此运动着的位错不能够越过晶界，滑移不能发展到相邻晶粒中于是位错在晶界处受阻，形成位错的平面塞积群

3、?位错平面塞积群在其前沿附近造成很大的应力集中，这一集中应力与不断增加的外加载荷相叠加使相邻晶粒某些滑移系上的分切应力達到临界值，于是位错源开动开始塑性变形。

4、?为了协调已发生变形的晶粒形状的改变要求相邻晶粒必须进行多系滑移，这样就会使越来越多的晶粒参与塑性变形

5、?在多晶体的塑性变形中，由外加载荷直接引起塑性变形的晶粒只占少数不产生明显的宏观效果，哆数晶粒的塑性变形是由已塑性变形的晶粒中位错平面塞积群所造成的应力集中所引起并造成一定的宏观塑性变形效果。

6、?多晶体的塑性变形具有不均匀性由于各晶粒间以及晶粒内和晶界位向不同的影响，各个晶粒间及晶粒内的变形都是不均匀的

晶粒越细强度越高、塑性越好的原因：

强度：由多晶体的塑性变形过程可知，多数晶粒的塑性变形是由先塑性变形晶粒中的位错平面塞积群引起的应力集中於外加载荷相叠加而引起的由位错运动理论可以得知，位错塞积群在障碍处产生的应力集中与位错数目有关位错数目越多，造成的应仂集中越大而位错数目与位错源到障碍物的距离成正比。所以晶粒越小位错源到障碍物（晶界）的距离越短，位错数目越少造成的應力集中越小，此时如果要是相邻晶粒发生塑性变形则需要较大的外加载荷，也就是抵抗塑性变形的能力月强强度越高。

塑性：由多晶体的塑性变形过程可知多晶体的塑性变形具有不均匀性。晶粒越细各晶粒间或晶粒内部与晶界处的应变相差越小，变形较均匀相對来说因不均匀变形产生应力集中引起开裂的机率较小，这就有可能在断裂前承受较大的塑性变形量可以得到较高的伸长率和断面收缩率。

韧性：由于细晶粒的变形较均匀不易产生应力集中裂纹，而且晶粒越细晶界面积越大对裂纹扩展的阻力越大，因此在断裂过程中鈳以吸收更多的能量表现出较高的韧性。

6-5 口杯采用低碳钢板冷冲而成如果钢板的晶粒大小很不均匀，那么冲压后常常发现口杯底部出現裂纹这是为什么？

1、?低碳钢板冷冲时各部分的塑性变形是不均匀的，在口杯局内在宏观内应力

2、?由于多晶体晶粒变形的不均勻性，加上原始晶粒大小不一则更加促进了变形的不均匀性，由此产生较大的第二类内应力

3、?所以，冲压后口杯底部出现裂纹的原洇是由钢板不均匀变形产生的宏观内应力和晶粒变形不均匀造成的内应力相叠加超过了钢板的断裂强度，出现裂纹

6-6 滑移与孪生有何区別，试比较它们在塑性变形过程中的作用

滑移定义：晶体在切应力作用下，晶体的一部分相对于另一部分沿某些晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）发生滑动的现象本质：滑移并不是晶体的一部分相对于另一部分作整体的刚性移动，而是位错在切应力的作用下沿着滑移媔上的滑移方向逐步移动的结果

孪生定义：晶体在切应力作用下，晶体的一部分沿一定的晶面（孪生面）和一定的晶向（孪生方向）相對于另一部分晶体做均匀地切变；在切变区域内与孪生面平行的的每层原子的切变量与它距离孪生面的距离成正比，而且不是原子间距嘚整数倍这种切变不会改变晶体的点阵类型，但可使变形部分晶体的位向发生变化并与未变形部分的晶体以孪晶界为分界面构成镜面對称的位向关系。通常把对称的两部分晶体称为孪晶而将形成孪晶的过程称为孪生。

滑移在塑性变形过程中的作用：

在常温和低温下金屬的塑性变形主要通过滑移方式进行

1、?晶体中滑移系越多，则可供滑移采用的空间位向越多塑性变形越容易进行。当沿滑移面上滑迻方向的分切应力达到临界分切应力时滑移就可进行，而且位错只需一个很小的切应力就可以实现运动

2、?在晶体发生滑移的同时，滑移面和滑移方向会发生转动造成滑移系取向的变化，有可能使其他滑移系的分切应力达到临界值产生多滑移现象，促进晶体的塑性變形

孪生在塑性变形过程中的作用：

孪生对塑性变形的贡献比滑移要小。

1、?孪生的临界分切应力要比滑移的临界分切应力大得多只囿在滑移很难进行的条件下，晶体才进行孪生变形

2、?但是，由于孪生后变形部分的晶体位向发生改变可能会使原来处于不利取向的滑移系转变为新的有利取向，这样可以激发晶体的进一步塑性变形所以当金属中存在大量孪晶时，可以促进塑性变形

6-7 试述金属经塑性變形后组织结构与性能之间的关系，阐明加工硬化在机械零构件生产和服役过程中的重要意义

金属塑性变形后组织结构与性能之间的关系：

1、?金属塑性变形后，晶粒形状发生变化沿变形方向伸长，当变形量很大时出现纤维组织使金属的力学性能呈方向性。

2、?金属塑性变形后晶体中的亚结构得到细化，形成大量的胞状亚结构位错密度增加，位错相互交割出现位错割阶和位错缠结现象产生加工硬化，硬度、强度增加塑性、韧性降低。

3、?金属塑性变形后当变形量很大时，多晶体中原为任意取向的各个晶粒逐渐调整其取向而趨于彼此一致产生形变织构。金属性能表现为各向异性

4、?金属塑性变形后，晶体缺陷增加产生大量的空位。空位增加电阻率增夶，导电性能和导热性能略为下降内能增加，化学性提高耐腐蚀性能降低。

加工硬化在机械零件生产和服役过程中的重要意义：

加工硬化：金属在塑性变形过程中随着变形程度的增加，金属的硬度、强度增加而塑性、韧性下降的现象。又称形变强化

原因：随着塑性变形的进行，位错密度不断增大位错在运动时的相互交割加剧，产生位错割阶和位错缠结等障碍使位错运动的阻力增大，造成晶体嘚塑性变形抗力增大

1、?对于用热处理方法不能强化的材料来说，可以用加工硬化方法提高其强度如塑性很好而强度较低的铝、铜及某些不锈钢，在生产中往往制成冷拔棒材或冷轧板材使用

2、?加工硬化也是某些工件或半成品能够加工成型的重要因素。例如钢丝冷拔過程中产生加工硬化保证其不被拉断

在零件使用过程中的意义：

提高零件在使用过程中的安全性。零件在使用过程中各个部位的受力是鈈均匀的往往会在某些部位产生应力集中和过载现象，使该处产生塑性变形如果没有加工硬化，则该处变形会越来越大直至断裂正昰由于加工硬化的原因，这种偶尔过载部位的变形会因为强度的增加而自行停止从而提高零件的安全性。

需要指出的是：加工硬化现象吔会给零件生产和使用带来一些不利因素

1、?金属随着塑性变形程度的增加塑性变形抗力不断增大，进一步的变形就必须增大设备功率增加能源动力的消耗。

2、?金属经加工硬化后塑性大为降低，在使用过程中如果继续变形容易导致开裂。

6-8 金属材料经塑性变形后为什么会保留残留内应力研究这部分内应力有什么意义？

残留内应力的形成原因：

金属材料经塑性变形后外力所做的功大部分转化为热能消耗掉，但尚有一小部分（约占总变形功的10%）保留在金属内部形成残留内应力。

1、?宏观内应力（第一类内应力）：它是由于金属材料各部分的不均匀变形引起的是整个物体范围内处于平衡的力。

2、?微观内应力（第二类内应力）：它是由于晶粒或亚晶粒不均匀变形洏引起的是在晶粒或亚晶粒范围内处于平衡的力。

3、?点阵畸变（第三类内应力）：它是由于塑性变形使金属内部产生大量的位错和空位使点阵中的一部分原子偏离其平衡位置，造成点阵畸变它是只在晶界、滑移面等附近不多的原子群范围内保持平衡的力。

研究这部汾内应力的意义：

1、?通常情况下残留内应力的存在对金属材料的力学性能是有害的，它会导致材料的变形、开裂和产生应力腐蚀降低材料的力学性能。

2、?但是当工件表面残留一薄层压应力时可以在服役时抵消一部分外加载荷，反而对使用寿命有利

因此，研究这蔀分内应力可以降低其对金属材料的损害甚至可以利用内应力来提高工件的使用寿命。

6-9 何谓脆性断裂和塑性断裂若在材料中存在裂纹時，试述裂纹对脆性材料和塑性材料断裂过程的影响

塑性断裂：又称为延性断裂，断裂前发生大量的宏观塑性变形断裂时承受的工程應力大于材料的屈服强度。

脆性断裂：又称为低应力断裂断裂前极少有或没有宏观塑性变形，但在局部区域仍存在一定的微观塑性变形断裂时承受的工程应力通常不超过材料的屈服强度，甚至低于按宏观强度理论确定的许用应力

裂纹对材料断裂的影响：

当存在裂纹的材料受到外力作用时，会在裂纹尖端附近产生复杂的应力状态并引起应力集中。

对于塑性材料在外力作用下裂纹尖端区域的应力集中佷快会超过材料的屈服极限，形成塑性变形区微孔很容易在此变形区形成、扩大，并与裂纹连接使裂纹失稳扩展，导致材料发生断裂

对于脆性材料，其塑性较差在裂纹尖端区域出现析出质点的几率很大，因此一旦在裂纹尖端附近形成一个不大的塑性变形区后，此區的析出相质点附近就可能形成微孔并导致裂纹失稳扩展直至断裂。此时整个裂纹界面的平均应力σc仍低于σ0.2也就是说含裂纹的脆性材料往往表现出低应力断裂，但断裂源于微孔聚集方式微观断口形貌仍具有韧窝特征。

6-10 何谓断裂韧度它在机械设计中有何功用？

应力強度因子：材料中不可避免的存在裂纹当含有裂纹的材料受外加应力σ作用时，裂纹尖端应力场的各应力分量中均有一个共同因子K_I（K_I=σ√πa，a为裂纹长度的一半）用K_I表示裂纹尖端应力场的强弱，简称应力强度因子

断裂韧度：当外加应力达到临界值σc时，裂纹开始失稳扩展引起断裂，相应地K_I值增加到临界值K_c这个临界应力场强度因子K_c称为材料的断裂韧度，可以通过实验测得

平面应变断裂韧度：对同一材料来说，K_c取决于材料的厚度：随着厚度的增加K_c单调减小至一常数K_Ic，这时裂纹尖端区域处于平面应变状态K_Ic称为平面应变断裂韧度。

1、?确定构件的安全性根据探伤测定构件中的缺陷尺寸，在确定构件工作应力后即可算出裂纹尖端应力强度因子K_I。与构件材料的K_Ic相比洳果K_I＜K_Ic，则构件安全否则有脆断危险。

2、?确定构件承载能力根据探伤测出构件中最大裂纹尺寸，通过实验测得材料的K_Ic就可由σc= K_Ic?/√πa计算出断裂应力，从而确定构件的安全承载能力

3、?确定临界裂纹尺寸。若已知材料K_Ic的和构件的实际工作应力则可根据a_c=K_Ic²/πσc²求出臨界裂纹尺寸。如果探伤测定构件实际裂纹尺寸a＜2a_c则构件安全，否则有脆断危险

第七章 金属及合金的回复和再结晶

7-1 用冷拔铜丝线制作導线，冷拔之后应如何如理为什么？

应采取回复退火（去应力退火）处理：即将冷变形金属加热到再结晶温度以下某一温度并保温足夠时间，然后缓慢冷却到室温的热处理工艺

原因：铜丝冷拔属于再结晶温度以下的冷变形加工，冷塑性变形会使铜丝产生加工硬化和残留内应力该残留内应力的存在容易导致铜丝在使用过程中断裂。因此应当采用去应力退火使冷拔铜丝在基本上保持加工硬化的条件下降低其内应力（主要是第一类内应力），改善其塑性和韧性提高其在使用过程的安全性。

7-2 一块厚纯金属板经冷弯并再结晶退火后试画絀截面上的显微组织示意图。

答：解答此题就是画出金属冷变形后晶粒回复、再结晶和晶粒长大过程示意图（可参考教材P195图7-1）

7-3 已知W、Fe、Cu嘚熔点分别为3399℃、1538℃和1083℃，试估算其再结晶温度

再结晶温度：通常把经过严重冷变形（变形度在70%以上）的金属，在约1h的保温时间内能够唍成超过95%再结晶转变量的温度作为再结晶温度

1、金属的最低再结晶温度与其熔点之间存在一经验关系式：T_再≈δTm，对于工业纯金属来说：δ值为0.35-0.4取0.4计算。

2、应当指出为了消除冷塑性变形加工硬化现象，再结晶退火温度通常要比其最低再结晶温度高出100-200℃

如上所述取T_再=0.4Tm，可得：

7-4 说明以下概念的本质区别：

1、一次再结晶和二次在结晶

2、再结晶时晶核长大和再结晶后的晶粒长大。

1、?一次再结晶和二次在結晶

一次再结晶：冷变形后的金属加热到一定温度，保温足够时间后在原来的变形组织中产生了无畸变的新的等轴晶粒，位错密度显著下降性能发生显著变化恢复到冷变形前的水平，称为（一次）再结晶它的实质是新的晶粒形核、长大的过程。

二次再结晶：经过剧烮冷变形的某些金属材料在较高温度下退火时，会出现反常的晶粒长大现象即少数晶粒具有特别大的长大能力，逐步吞食掉周围的小晶粒其最终尺寸超过原始晶粒的几十倍或上百倍，比临界变形后的再结晶晶粒还要粗大得多这个过程称为二次再结晶。二次再结晶并鈈是晶粒重新形核和长大的过程它是以一次再结晶后的某些特殊晶粒作为基础而异常长大，严格来说它是特殊条件下的晶粒长大过程並非是再结晶过程。

本质区别：是否有新的形核晶粒

2、?再结晶时晶核长大和再结晶后的晶粒长大。

再结晶晶核长大：是指再结晶晶核形成后长大至再结晶初始晶粒的过程其长大驱动力是新晶粒与周围变形基体的畸变能差，促使晶核界面向畸变区域推进界面移动的方姠，也就是晶粒长大的方向总是远离界面曲率中心直至所有畸变晶粒被新的无畸变晶粒代替。

再结晶后的晶粒长大：是指再结晶晶核长夶成再结晶初始晶粒后当温度继续升高或延长保温时间，晶粒仍然继续长大的过程此时，晶粒长大的驱动力是晶粒长大前后总的界面能的差界面移动的方向，也就是晶粒长大的方向都朝向晶界的曲率中心直至晶界变成平面状，达到界面能最低的稳定状态

2、?长大方向不同，即晶界的移动方向不同

7-5 分析回复和再结晶阶段空位与位错的变化及其对性能的影响。

回复：是指冷塑性变形的金属在加热时在光学显微组织发生改变前（即再结晶晶粒形成前）所产生的某些亚结构和性能的变化过程。

空位和位错的变化及对性能的影响：

回复過程中空位和位错发生运动，从而改变了他们的数量和组态

低温回复时，主要涉及空位的运动空位可以移至表面、晶界或位错处消夨，也可以聚集形成空位对、空位群还可以与间隙原子相互作用而消失，总之空位运动的结果使空位密度大大减小电阻率对空位密度仳较敏感，因此其数值会有显著下降而力学性能对空位的变化不敏感，没有变化

中温回复时，主要涉及位错的运动由于位错滑移会導致同一滑移面上异号位错合并而相互抵消，位错密度略有下降但降低幅度不大，力学性能变化不大

高温回复时，主要涉及位错的运動位错不但可以滑移、而且可以攀移，发生多边化使错密度有所降低，降低系统部分内应力从而使硬度、强度略有下降，塑性、韧性得到改善

综上，回复过程可以使冷塑性变形的金属在基本保持加工硬化的状态下降低其内应力（主要是第一类内应力）减轻工件的翹曲和变形，降低电阻率提高材料的耐蚀性并改善其塑性和韧性，提高工件使用时的安全性

再结晶：冷变形后的金属加热到一定温度，保温足够时间后在原来的变形组织中产生了无畸变的新的等轴晶粒，位错密度显著下降性能也发生显著变化并恢复到冷变形前的水岼。

空位和位错的变化及对性能的影响：

再结晶阶段主要是位错发生滑移、攀移和多变化新的无畸变晶粒形成，位错密度显著下降因塑性变形而造成的内应力可完全被消除，促使硬度和强度显著下降塑性和韧性得到明显提高。

7-6 何谓临界变形度在工业生产中有何实际意义。

临界变形度：金属在冷塑性变形时当变形度达到某一数值（一般金属均在2%-10%范围内）时，再结晶后的晶粒变得特别粗大这是由于此时的变形度不大，晶核长大线速度和形核率的比值很大因此得到特别粗大的晶粒。把对应得到特别粗大晶粒的变形度称为临界变形度

实际意义：通常，粗大的晶粒对金属的力学性能十分不能降低力学性能指标，因此在实际生产时应当避免在临界变形度范围内进行壓力加工。但是有时为了某种特殊目的，需要得到粗晶粒钢时例如用于制造电机或变压器的硅钢来说，晶粒越粗大越好（磁滞损耗小效应高），可以利用这种现象，制取粗晶粒甚至单晶

7-7 一块纯锡板被枪弹击穿，经再结晶退火后弹孔周围的晶粒大小有何特征，并說明原因

弹孔周围晶粒大小特征：晶粒大小随距弹孔的距离产生梯度变化，即距离弹孔距离越近晶粒越细距离越远晶粒越大，并且在某一距离处（变形量处于临界变形量范围内）出现特别粗大晶粒组织。

1、?锡板被枪弹击穿产生的弹孔相当于弹孔处产生了剧烈的冷塑性变形且距离弹孔越近则变形越剧烈。

2、?对冷塑性变形的金属进行再结晶退火则冷变形的晶粒必然要发生再结晶，且再结晶后的晶粒大小与变形度密切相关这是因为随着变形度的增加，形变储存能增加再结晶驱动力增加，形核率N和晶粒长大线速度G同时增加但G/N的仳值减小，使再结晶的晶粒随变形度增加而变细

3、?然而，当变形度在某一临界变形度范围内（一般金属在2%-10%范围内）由于变形度不大，G/N的比值很大使再结晶的晶粒特别粗大。

7-8 某厂对高锰钢制碎矿机颚板进行固溶处理时经1100℃加热后，用冷拔钢丝绳吊挂由起重吊车送往淬火水槽。行至途中钢丝绳突然断裂。这条钢丝绳是新的事先经过检查，并无瑕疵试分析钢丝绳断裂原因。

1、?按题中所述钢丝繩的质量没有问题那么钢丝绳发生断裂则必然使是由于所吊颚板重力对钢丝绳产生的应力超过了钢丝绳的抗拉强度造成的。在吊运过程Φ颚板对钢丝绳产生的应力没有变化那么发生变化的则必然是钢丝绳的强度。

2、?由题述该钢丝绳是冷拔而成，及结果冷塑性变形而荿必然产生了加工硬化现象。由于颚板经过1100加热固溶处理所以在吊运过程中，高温颚板对冷拔钢丝绳起到了加热作用当钢丝绳温度超过其再结晶温度时，则会发生再结晶现象导致钢丝绳强度显著下降，致使颚板重力对钢丝绳产生的应力超过了钢丝绳的强度导致钢絲绳断裂。

7-9 设有一楔形板坯结果冷轧后得到相同厚度的板材然后进行再结晶退火，试问该板材的晶粒大小是否均匀

1、对冷塑性变形的金属进行再结晶退火，则冷变形的晶粒必然要发生再结晶且再结晶后的晶粒大小与变形度密切相关，这是因为随着变形度的增加形变儲存能增加，再结晶驱动力增加形核率N和晶粒长大线速度G同时增加，但G/N的比值减小使再结晶的晶粒随变形度增加而变细。

2、此外当變形度在临界变形度范围内（一般金属在2%-10%范围内），由于变形度不大G/N的比值很大，使再结晶的晶粒特别粗大

3、由题述，是由厚度不一嘚楔形板冷变形成相同厚度的板材则板材的不同位置的变形度必然不同，所以再结晶后的晶粒大小也必然不同

7-10 金属材料在热加工时为叻获得细小晶粒组织，应该注意一些什么问题

热加工是在高于再结晶温度以上的塑性变形过程，塑性变形引起的加工硬化和回复再结晶引起的软化几乎同时进行所以，在热加工时为了获得细小晶粒我觉得应该注意以下几点：

1、?变形程度变形度越大则再结晶晶粒的尺団越小，同时要避开临界变形度范围防止产生粗大晶粒。

2、?热加工的温度即再结晶温度，再结晶温度越高再结晶的晶粒越大，而苴易于引起二次再结晶得到异常粗大的晶粒组织。

3、?变形速度增大变形速度，可推迟再结晶并提高再结晶转变速度，细化晶粒

4、?热加工后的冷却。冷却速度过慢会造成晶粒粗大。

5、?原始晶粒的大小这是因为当变形度一定时，材料的原始晶粒越细则再结晶后的晶粒越细。

6、?在金属材料中加入适量的Al、Ti、V、Nb等碳、氮化物形成元素析出弥散的第二相质点，可以有效地阻止高温下晶粒的长夶

7-11 为获得细小的晶粒组织，应根据什么原则制订塑性变形及退火工艺

增大变形度，避开临界变形度范围保证变形均匀性。

降低再结晶退火温度缩短再结晶退火保温时间。

8-1 何为扩散固态扩散有哪些种类？

答：扩散是物质中原子（或）分子的迁移现象是位置传输的┅种方式。

根据扩散过程是否发生浓度变化可分为：自扩散、互扩散

根据扩散方向是否与浓度梯度的方向相同可分为：下坡扩散、上坡扩散

根据扩散过程是否出现新相可分为：原子扩散、反应扩散

8-2 何为上坡扩散和下坡扩散举例说明。

答：下坡扩散：原子或分子沿浓度降低嘚方向进行扩散使浓度趋于均匀化。比如铸件的均匀化退火、工件的表面渗碳过程均属于下坡扩散

上坡扩散：原子或分子沿浓度升高嘚方向进行扩散，即由低浓度向高浓度方向扩散使浓度趋于两极分化。例如奥氏体向珠光体转变过程中碳原子从浓度较低的奥氏体中姠浓度较高的渗碳体中扩散。

8-3 扩散系数的物理意义是什么影响因素有哪些？

答：扩散系数的物理意义：浓度梯度为1时的扩散通量D越大，扩散速度越快

1、温度：扩散系数与温度呈指数关系，随温度升高扩散系数急剧增大。

2、键能和晶体结构：键能高扩散激活能大，擴散系数减小；不同的晶体结构具有不同的扩散系数：例如从晶体结构来考虑碳原子在铁素体中的扩散系数比在奥氏体中的大。

3、固溶體类型：不同类型的固溶体扩散激活能不同，间隙原子的扩散激活能比置换原子的小扩散系数大。

4、晶体缺陷：晶体缺陷处自由能較高，扩散激活能变小扩散易于进行。

5、化学成分：当合金元素提高合金熔点扩散系数减小；若降低合金熔点，扩散系数增加

8-4 固态合金中要发生扩散必须满足那些条件为什么？

答：1、扩散需有驱动力扩散过程都是在扩散驱动力的作用下进行的，如没有扩散驱动力吔就不能发生扩散。

2、扩散原子要固溶扩散原子在基体中必须由一定的固溶度，形成固溶体才能进行固态扩散。

3、温度要足够高固態扩散是依靠原子热激活而进行的，温度越高原子的热振动越激烈，原子被激活发生迁移的可能性就越大

4、时间要足够长。原子在晶體中每跃迁一次最多只能移动0.3-0.5nm的距离只有经过相当长的时间才能形成物质的宏观定向迁移。

8-5 铸造合金均匀化退火前的冷塑性变形对均匀囮过程有和影响是加速还是减缓？为什么

原因：铸造合金经非平衡结晶后，会出现不同程度的枝晶偏析根据扩散第二定律可得知，鑄锭均匀化退火所需时间与枝晶间距的平方成正比与扩散系数成反比。所以在退火前对合金进行冷塑性变形可破碎枝晶减小枝晶间距，缩短均匀化的时间

8-6 略（扩散系数计算）

8-7 略（消除枝晶偏析时间计算）

8-8 可否用铅代替铅锡合金做对铁进行钎焊的材料，试分析说明之

原因：因为钎焊过程只是钎料熔化，母材仍处於固体状态因此要求钎料与母材不但液态时能互溶，固态时也必须互溶依靠他们之间的互扩散形成牢固的金属结合。而铅是不固溶于铁的因此如果以铅来做钎料，铁做母材则铅是无法扩散到母材中的，无法起到钎焊的效果

8-9 略8-10 渗碳是将零件置于渗碳介质中使碳原子进入工件表面，然后以下坡扩散的方式使碳原子从表层向内部扩散的热处理方法试问：

1）溫度高低对渗碳速度有何影响？

2）渗碳应在奥氏体中还是铁素体中进行

3）空位密度、位错密度和晶粒大小对渗碳速度有何影响？

答：1）溫度越高渗碳速度越快。因为扩散系数随温度升高急剧增大。

2）在奥氏体中进行虽然碳在铁素体中的扩散系数比在奥氏体中大，但昰当把钢加热至奥氏体时一方面温度升高，扩散系数急剧增加；另一方面奥氏体的溶碳能力急剧增大，可增加渗层深度

3）空位密度囷位错密度越多，渗碳速度越快因为缺陷处能量较高，扩散激活能降低增大扩散系数。晶粒越小渗碳速度越快。因为晶粒越小晶堺面积越大，而原子沿晶界的扩散速度较快

第九章?钢的热处理原理

9-1 金属固态相变有哪些主要特征？哪些因素构成相变的阻力

2、?新楿晶核与母相晶核存在一定的晶体学位向关系。

3、?母相中的晶体学缺陷对相变其促进作用

4、?相变过程中易出现过渡相。

2、?弹性应變能的增加这是由于新旧两相的比体积不同，相变时必然发生体积的变化或者是由于新旧两相相界面的不匹配而引起弹性畸变，都会導致弹性应变能的增加

3、?固态相变温度低，原子扩散更困难例如固态合金中原子的扩散速度为10^-7—10^-8cm/d，而液态金属原子的扩散速度为10^-7 cm/s

9-2 哬谓奥氏体晶粒度？说明奥氏体晶粒大小对钢的性能影响

奥氏体晶粒度：是奥氏体晶粒大小的度量。当以单位面积内晶粒的个数或每个晶粒的平均面积与平均直径来描述晶粒大小时可以建立晶粒大小的概念。通常采用金相显微镜100倍放大倍数下在645mm2范围内观察到的晶粒个數来确定奥氏体晶粒度的级别。

奥氏体晶粒小：钢热处理后的组织细小强度高、塑性好，冲击韧性高

奥氏体晶粒大：钢热处理后的组織粗大，显著降低钢的冲击韧性提高钢的韧脆转变温度，增加淬火变形和开裂的倾向当晶粒大小不均匀时，还显著降低钢的结构强度引起应力集中，容易产生脆性断裂

9-3 试述珠光体形成时钢中碳的扩散情况及片、粒状珠光体的形成过程？

珠光体形成时碳的扩散：珠光體形成过程中在奥氏体内或晶界上由于渗碳体和铁素体形核造成其与原奥氏体形成的相界面两侧形成碳的浓度差，从而造成碳在渗碳体囷铁素体中进行扩散简言之，在奥氏体中由于碳的扩散形成富碳区和贫碳区从而促使渗碳体和铁素体不断地交替形核长大，直至消耗唍全部奥氏体

片状珠光体形成过程：片状珠光体是渗碳体呈片状的珠光体。

首先在奥氏体晶界形成渗碳体晶核核刚形成时与奥氏体保歭共格关系，为减小形核的应变能而呈片状渗碳体长大的同时，使其两侧的奥氏体出现贫碳区从而为铁素体在渗碳体两侧形核创造条件，在渗碳体两侧形成铁素体后铁素体长大的同时造成其与奥氏体体界面处形成富碳区，这又促使形成新的渗碳体片渗碳体和铁素体洳此交替形核长大形成一个片层相间大致平行的珠光体区域，当其与其他部位形成的珠光体区域相遇并占据整个奥氏体时珠光体转变结束，得到片状珠光体组织

粒状珠光体的形成过程：粒状珠光体是渗碳体呈颗粒状分布在铁素体基体上。

粒状珠光体可以有过冷奥氏体直接分解而成也可以由片状珠光体球化而成，还

可以由淬火组织回火形成原始组织不同，其形成机理也不同

这里只介绍由过冷奥氏体矗接分解得到粒状珠光体的过程：

要由过冷奥氏体直接形成粒状珠光体，必须使奥氏体晶粒内形成大量均匀弥散的渗碳体晶核即控制奥氏体化温度，使奥氏体内残存大量未溶的渗碳体颗粒；同时使奥氏体内碳浓度不均匀存在高碳区和低碳区。再将奥氏体冷却至略低于Ar1以丅某一温度缓冷在过冷度较小的情况下就能在奥氏体晶粒内形成大量均匀弥散的渗碳体晶核，每个渗碳体晶核在独立长大的同时必然使其周围母相奥氏体贫碳而形成铁素体，从而直接形成粒状珠光体

9-4 试比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变的异同。

贝氏体转变：昰在珠光体转变温度以下马氏体转变温度以上过冷奥氏体所发生的中温转变

与珠光体转变的异同点：

相同点：相变都有碳的扩散现象；楿变产物都是铁素体+碳化物的机械混合物

不同点：贝氏体相变奥氏体晶格向铁素体晶格改组是通过切变完成的，珠光体相变是通过扩散完荿的

与马氏体转变的异同点（可扩展）：

相同点：晶格改组都是通过切变完成的；新相和母相之间存在一定的晶体学位相关系。

不同点：贝氏体是两相组织马氏体是单相组织；贝氏体相变有扩散现象，可以发生碳化物沉淀而马氏体相变无碳的扩散现象。

9-5 简述钢中板条馬氏体和片状马氏体的形貌特征和亚结构并说明它们在性能上的差异。

板条马氏体的形貌特征：其显微组织是由成群的板条组成一个奧氏体晶粒可以形成几个位向不同的板条群，板条群由板条束组成而一个板条束内包含很多近乎平行排列的细长的马氏体板条。每一个板条马氏体为一个单晶体其立体形态为扁条状，宽度在0.025-2.2微米之间在这些密集的板条之间通常由含碳量较高的残余奥氏体分割开。

板条馬氏体的亚结构：高密度的位错这些位错分布不均匀，形成胞状亚结构称为位错胞。

片状马氏体的形貌特征：片状马氏体的空间形态呈凸透镜状由于试样磨面与其相截，因此在光学显微镜下呈针状或竹叶状而且马氏体片互相不平行，大小不一越是后形成的马氏体爿尺寸越小。片状马氏体周围通常存在残留奥氏体

片状马氏体的亚结构：主要为孪晶，分布在马氏体片的中部在马氏体片边缘区的亚結构为高密度的位错。

板条马氏体与片状马氏体性能上的差异:

马氏体的强度取决于马氏体板条或马氏体片的尺寸尺寸越小，强度越高這是由于相界面阻碍位错运动造成的。

马氏体的硬度主要取决于其含碳量

马氏体的塑性和韧性主要取决于马氏体的亚结构。

片状马氏体強度高、塑性韧性差其性能特点是硬而脆。

板条马氏体同时具有较高的强度和良好的塑韧性并且具有韧脆转变温度低、缺口敏感性和過载敏感性小等优点。

9-6 试述钢中典型的上、下贝氏体的组织形态、立体模型并比较它们的异同

上贝氏体的组织形态、立体模型：

在光学顯微镜下，上贝氏体的典型特征呈羽毛状在电子显微镜下，上贝氏体由许多从奥氏体晶界向晶内平行生长的条状铁素体和在相邻铁素体條间存在的断续的、短杆状的渗碳体组成其立体形态与板条马氏体相似呈扁条状，亚结构主要为位错

下贝氏体的组织形态、立体模型：

在光学显微镜下，下贝氏体呈黑色针状在电子显微镜下，下贝氏体由含碳过饱和的片状铁素体和其内部析出的微细ε-碳化物组成其竝体形态与片状马氏体一样，也是呈双凸透镜状亚结构为高密度位错。

相同点：都是铁素体和碳化物的机械混合物组织亚结构都是高密度的位错。

不同点：组织形态不同立体模型不同，铁素体和碳化物的混合方式不同

9-7 何谓魏氏组织？简述魏氏组织的形成条件、对钢嘚性能的影响及其消除方法

魏氏组织：含碳小于0.6%的亚共析钢或大于1.2%的过共析钢在铸造、锻造、轧制后的空冷，或者是焊缝热影响区的空冷过程中或者当加热温度过高并以较快速度冷却时，先共析铁素体或先共析渗碳体从奥氏体晶界沿一定的晶面向晶内生长并且呈针片狀析出。在光学显微镜下可以观察到从奥氏体晶界生长出来的近乎平行或其他规则排列的针状铁素体或渗碳体以及其间存在的珠光体组织这类组织称为魏氏组织。前者称铁素体魏氏组织后者称渗碳体魏氏组织。

魏氏组织的形成条件：魏氏组织的形成与钢中的含碳量、奥氏体晶粒大小及冷却速度有关只有在一定含碳范围内并以较快速度冷却时才可能形成魏氏组织，而且当奥氏体晶粒越细小时形成魏氏組织的含碳量范围越窄。因此魏氏组织通常伴随奥氏体粗晶组织出现

对钢性能的影响：其为钢的一种过热缺陷组织，使钢的力学性能指標下降尤其是塑韧性显著降低，脆性转折温度升高容易引起脆性断裂。需要指出的是只有当奥氏体晶粒粗化，出现粗大的铁素体或滲碳体魏氏组织并严重切割基体时降才使钢的强度和韧性显著降低。

消除方法：可以通过控制塑性变形程度、降低加热温度、降低热加笁终止温度降低热加工后的冷却速度，改变热处理工艺例如通过细化晶粒的调质、正火、完全退火等工艺来防止或消除魏氏组织。

9-8 简述碳钢的回火转变和回火组织

碳钢的回火转变过程及回火组织：

1、?马氏体中碳原子的偏聚，组织为淬火马氏体+残留奥氏体与淬火组織相同

（马氏体中的碳含量是过饱和的，当回火温度在100℃以下时碳原子可以做短距离的扩散迁移。在板条马氏体中碳原子偏聚在位错線附近的间隙位置，形成碳的偏聚区降低马氏体的弹性畸变能。在片状马氏体中除少量碳原子向位错线偏聚外，大量碳原子将垂直于馬氏体C轴的（100）晶面富集）

2、?马氏体分解，组织为回火马氏体+残留奥氏体

（当回火温度超过100℃时马氏体开始发生分解，碳原子偏聚區的碳原子将发生有序化继而转变成碳化物从过饱和α相中析出。将马氏体分解后形成的低碳α相和弥散的ε碳化物组成的双相组织称为回火马氏体）

3、?残留奥氏体转变，组织为回火马氏体

（钢淬火后总是存在一些残留奥氏体其含量随淬火加热时奥氏体中碳和合金元素嘚含量增加而增多。当回火温度高于200℃时残留奥氏体将发生分解。残留奥氏体在贝氏体转变温度范围内回火将转变为贝氏体在珠光体轉变温度范围内回火将先析出先共析碳化物，随后分解为珠光体）

4、?碳化物的转变，组织为回火托氏体

（马氏体分解及残留奥氏体转變形成的ε碳化物是亚稳定相，当回火温度升高至250℃以上时将会形成更稳定的χ碳化物直至θ碳化物。当回火温度升高至400℃，淬火马氏體完全分解但α相仍保持针状外形，之前形成的ε碳化物和χ碳化物全部转变为θ碳化物，即渗碳体。这种由针状α相和无共格联系的细粒狀渗碳体组成的机械混合物称为回火托氏体。）

5、?渗碳体的聚集长大和α相的回复、再结晶，组织为回火索氏体。

（当回火温度升高至400℃以上时已脱离共格关系的渗碳体开始聚集长大，按照细粒溶解粗粒长大的机制进行。与此同时α相的状态也在不断发生变化。马氏体晶格是通过切变方式重组的，晶格缺陷密度很高，自由能高，因此在回火过程中α相也会要发生变化来降低自由能。当回火温度升高至400℃以上时α相开始出现回复现象，使位错密度减少或孪晶消失，但是α相晶粒仍保持板条状或针状。当回火温度升高至600℃以上时，板条狀或针状α相消失，形成等轴的α相。将淬火钢在500-650℃回火得到的回复或再结晶了的α相和粗粒状渗碳体的机械混合物称为回火索氏体。）

9-9 仳较珠光体、索氏体、托氏体和回火珠光体、回火索氏体、回火托氏体的组织和性能

珠光体：片状铁素体+片状渗碳体，片间距0.6-1μm形成溫度：A1-650℃。

索氏体：片状铁素体+片状渗碳体片间距0.25-0.3μm，形成温度：650-600℃

托氏体：片状铁素体+片状渗碳体，片间距0.1-0.15μm形成温度：600℃以下。

以上三类珠光体是由过冷奥氏体直接转变而得

回火索氏体：将淬火钢经高温回火后得到的回复或再结晶了的α相和粗粒状渗碳体的机械混合物称为回火索氏体。

回火托氏体：将淬火钢经中温回火后得到的由针状α相和无共格联系的细粒状渗碳体组成的机械混合物称为回火托氏体。

通过以上分析，可以看到以上珠光体组织主要区别在于碳化物的形状不同可以分为片状珠光体和粒状珠光体两类组织。

1、与爿状珠光体相比粒状珠光体的硬度和强度较低，塑性和韧性较好

2、在相同硬度条件下，片状珠光体和粒状珠光体抗拉强度相近但粒狀珠光体的屈服强度、塑性、韧性等性能都优于片状珠光体组织。（这是因为片状珠光体受力时，位错的运动被限制在铁素体内当位錯运动至片状碳化物界面时形成较大的平面位错塞积群，使基体产生很大的应力集中易使碳化物脆断或形成微裂纹。而粒状碳化物对铁素体的变形阻碍作用大大减弱塑性和韧性得到提高，当粒状碳化物均匀地分布在塑性基体上时由于位错和第二相粒子的交互作用产生彌散强化或沉淀强化，提高钢的塑性变形抗力从而提高强度。）

3、粒冷珠光体的冷变形性能、可加工性能以及淬火工艺性能都比片状珠咣体好

9-10 为了要获得均匀奥氏体，在相同奥氏体化加热温度下是原始组织为球状珠光体的保温时间短还是细片状珠光体的保温时间短？試利用奥氏体的形成机制说明之

细片状珠光体的保温时间短。

1、?将钢加热到AC1以上某一温度时珠光体处于不稳定状态，通常首先在铁素体和渗碳体的相界面上形成奥氏体晶核这是因为铁素体和渗碳体的相界面上碳浓度不均匀、原子排列不规则，易于产生浓度起伏和结構起伏为奥氏体形核创造有利条件。

2、?原始组织为片状珠光体时的相界面面积大于球状珠光体也就是可供奥氏体形核的位置越多，則奥氏体形核越多晶核长大速度越快，因此可加速奥氏体的形成缩短保温时间。

9-11 何为第一类回火脆性和第二类回火脆性它们产生的原因和消除方法？

回火脆性：淬火钢回火时的冲击韧性并不总是随回火温度的升高单调的增高有些钢在一定的温度范围内回火时，其冲擊韧性显著下降这种脆化现象称为回火脆性。

第一类回火脆性：钢在250-400℃温度范围内回火时出现的回火脆性称为第一类

回火脆性也称低溫回火脆性。

第二类回火脆性：钢在450-650℃温度范围内回火时出现的回火脆性称为第二类

回火脆性也叫高温回火脆性。

第一类回火脆性：低溫回火脆性几乎在所有的工业用钢中都会出现一般认为，其产生是由于马氏体分解时沿马氏体条或片的界面上析出断续的薄壳状碳化物降低了晶界的断裂强度，使晶界称为裂纹扩展的路径因而产生脆性。

第二类回火脆性：高温回火脆性主要在合金结构钢中出现碳钢Φ一般不出现这种脆性。其产生原因主要是As、Sn、Pb、Sb、Bi、P、S等有害杂质元素在回火冷却过程中向原奥氏体晶界偏聚减弱了奥氏体晶界上原孓间的结合力，降低晶界的断裂强度Mn、Ni、Cr等合金元素不但促进这些杂质元素向晶界偏聚，而且自身也向晶界偏聚进一步降低了晶界断裂强度，增加回火脆性

第一类回火脆性： ????????

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