答：鋼的退火AC1以上或以下溫度，保溫肯定時(shí)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AC1以上或以下的退火，前者包力退火，依據(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：AC320-30℃，保溫足夠長時(shí)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(yīng)用于亞共析鋼，其目的是細(xì)化晶粒、消退內(nèi)應(yīng)力和加工硬化、提高塑韌性、均勻鋼的化學(xué)成分和組織、改善鋼的切削加工性能，消退中碳構(gòu)造鋼中的魏氏組織、帶狀組織等缺陷。AC1-AC3〔亞共析鋼〕AC1-ACcm〕之間，保溫肯定時(shí)間以后隨爐緩慢冷卻以獲得近于平衡狀態(tài)組善切削加工性能。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、為淬火做組織預(yù)備。4線的溫度下長時(shí)間保溫，然后緩慢冷卻至室溫的熱處理工藝。其目的是消退緩慢冷卻至室溫的熱處理工藝。其目的是使變形晶粒重轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆虻容S晶粒，同時(shí)消退加工硬化和殘留內(nèi)應(yīng)力，使鋼的組織和性能恢復(fù)到冷變形前的狀態(tài)。然后緩慢冷卻至室溫的熱處理工藝。其主要目的是消退鑄件、鍛軋件、焊接〔主要是第一類內(nèi)應(yīng)力性，減小工件變形和開裂的傾向。答：鋼的正火：正火是將鋼加熱到AC3或Accm以上適當(dāng)溫度，保溫適當(dāng)時(shí)間進(jìn)展完〔空冷、風(fēng)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(shí)質(zhì)是完全奧氏體化加偽共析轉(zhuǎn)變。狀組織、網(wǎng)狀碳化物等缺陷，為最終熱處理供給適宜的組織狀態(tài)。應(yīng)用：12〔魏氏組織、帶狀組織、粗大晶粒。34 的含量，問應(yīng)當(dāng)承受什么熱處理工藝答：應(yīng)當(dāng)承受正火工藝。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，光體的含量，從而可以提高亞共析鋼的強(qiáng)度和硬度。答：淬火的目的：獲得盡量多的馬氏體，可以顯著提高鋼的強(qiáng)度、硬度、耐磨性，與各種回火工藝相協(xié)作可以使鋼在具有高強(qiáng)度高硬度的同時(shí)具有良好的塑韌性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。淬火法優(yōu)缺點(diǎn)比較：淬火方法 優(yōu)點(diǎn) 缺點(diǎn)1、只適用于小尺寸且外形簡潔的工件單液淬火法 操作簡潔、應(yīng)用廣泛1件變形、開裂的傾向雙液淬火法2件1

2、淬火應(yīng)力大3質(zhì)操作不簡潔掌握，需要求豐富的閱歷和嫻熟的技術(shù)分級淬火法等溫淬火法

2、操作相對簡潔掌握1力，顯著減小工件變形、開裂傾向2寸要求周密的工件

只適用于尺寸較小的工件只適用于尺寸較小的工件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答：馬氏體組織。亞共析鋼通常加熱至AC330-50℃，過共析鋼加熱至AC1以上30-50℃.1Accm線，碳化物全部溶入奧氏體中，使奧氏的硬度和耐磨性微裂紋的粗針狀馬氏體，降低鋼的塑韌性3、高溫淬火時(shí)淬熾熱應(yīng)力大，氧化脫碳嚴(yán)峻，也增大鋼件變形和開裂的傾向。答：得的淬透層深度和硬度分布來表示。體中的含碳量，用淬火馬氏體可能到達(dá)的最高硬度來表示。的深度。它與鋼的淬透性、工件外形尺寸、淬火介質(zhì)的冷卻力量有關(guān)。 35mm45HRC，能否承受40Cr鋼答：40Cr的淬透性曲線圖〔端淬曲線圖〕35mm圓柱工件在油淬后的心部硬度34-50HRC〔鋼的淬透性受化學(xué)成分、晶粒度、冶煉狀況等因素素影響，一條淬透性曲線實(shí)際上是一條淬透性帶〕，也就是是說心部硬度有可能大于40Cr鋼。50mm，求油淬后其橫截面的硬度分布答：40Cr的淬透性曲線圖〔端淬曲線圖〕油淬后中心硬度范圍：45-57HRC答：的強(qiáng)度、硬度，又有良好的塑性及沖擊韌性的綜合力學(xué)性能。性能比較：服強(qiáng)度、塑性、韌性等性能都優(yōu)于正火索氏體。因此相比較正火索氏體，回火索氏體具有更好的強(qiáng)度、塑性、韌性等性能。答：由于冷卻過程中工件內(nèi)外溫度的不均勻性以及相變的不同時(shí)性工件則發(fā)生開裂。應(yīng)實(shí)行的措施〔工藝角度：大的馬氏體，應(yīng)力和脆性均顯著增大。而且高溫加熱，氧化脫碳嚴(yán)峻，也增大鋼件變形和開裂傾向。變速度，削減淬火應(yīng)力，降低工件變形和開裂的傾向?！仓楣怏w轉(zhuǎn)變點(diǎn)以上冷速較慢，CMs點(diǎn)以下緩慢冷卻〕的冷卻介質(zhì)可以在獲得馬氏體組織前提下削減淬火應(yīng)力，降低工件變形和開裂的傾向。 45鋼一般車床傳動齒輪，其工藝路線為鍛造-熱處理-機(jī)械加工-高頻感應(yīng)加熱淬火-回火。試問鍛后應(yīng)進(jìn)展何種熱處理為什么答：鍛后熱處理：完全退火或不完全退火較大，則可以用不完全退火代替完全退火。 10mm20鋼制工件，經(jīng)滲碳熱處理后空冷，隨后進(jìn)展正常的淬火、回火處理，試分析滲碳空冷后及淬火、回火后，由外表到心部的組織。答：表層組織：高碳細(xì)針狀回火馬氏體及少量剩余奧氏體心部組織：先共析鐵素體和珠光體49012mm77mm40Cr，調(diào)質(zhì)處22-33HRC。試制定熱處理工藝。40Cr臨界相變點(diǎn)AC3〔通過查手冊：AC3=782℃〕熱處理工藝：〔0℃0℃12mm40Cr鋼油淬后的心部硬度最低47HRC。650℃25-30HRC，符合心部硬度要求。或水冷。820℃15min650℃24min，空冷至室溫。 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：完全退火-粗加工-滲碳-〔淬火+回火〕-精加工熱處理所起作用：集中退火：消退凝固過程的枝晶偏析和區(qū)域偏析，均勻化學(xué)成分和組織。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外表，獲得肯定深度高碳滲層〔〕高硬度、良好的耐磨性以及接觸疲乏強(qiáng)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(qiáng)度和良好的塑韌性。 10mm45〔退火狀態(tài)織：700℃、760℃、840℃。5鋼的臨界相變點(diǎn)1和〔℃，AC3=780℃〕700℃：將45700℃未發(fā)生珠光體組織向奧氏體轉(zhuǎn)變，因此水冷時(shí)無奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，所以水冷后的組織仍為退火狀態(tài)的組織：珠光體+塊狀鐵素體氏體的轉(zhuǎn)變，所以水冷后的組織為：馬氏體+塊狀鐵素體+粒狀碳化物織為馬氏體+殘留奧氏體T10鋼經(jīng)過何種熱處理能獲得下述組織：粗片狀珠光體+少量球狀滲碳體細(xì)片狀珠光體細(xì)球狀珠光體粗球狀珠光體答：熱處理工藝〔待論證：粗片狀珠光體+少量球狀滲碳體：亞溫加熱+等溫退火細(xì)片狀珠光體：正火處理細(xì)球狀珠光體：淬火+中溫回火或循環(huán)球化退火工藝粗球狀珠光體：淬火+高溫回火或球化退火工藝 問此零件原來是如何熱處理的答：熱處理工藝〔待論證：+色針狀回火馬氏體，殘留奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。答：固體相變主要特征：123相變阻力構(gòu)成：1的變化，或者是由于舊兩相相界面的不匹配而引起彈性畸變，都會導(dǎo)致彈性應(yīng)變能的增加。310-710-7cm/s。答：范圍內(nèi)觀看到的晶粒個(gè)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(xì)小，強(qiáng)度高、塑性好，沖擊韌性高。答：珠光體形成過程中在奧氏體內(nèi)或晶界上由于滲碳體和鐵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。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?？梢杂纱慊鸾M織回火形成。原始組織不同，其形成機(jī)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：時(shí)使奧氏體內(nèi)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，在過冷度較小的狀況下就能在奧氏體晶粒內(nèi)形成大量均勻氏體貧碳而形成鐵素體，從而直接形成粒狀珠光體。答：中溫轉(zhuǎn)變。與珠光體轉(zhuǎn)變的異同點(diǎn)：一樣點(diǎn)：相變都有碳的集中現(xiàn)象；相變產(chǎn)物都是鐵素體+碳化物的機(jī)械混合物變是通過集中完成的。與馬氏體轉(zhuǎn)變的異同點(diǎn)〔可擴(kuò)展：關(guān)系。發(fā)生碳化物沉淀，而馬氏體相變無碳的集中現(xiàn)象。 上的差異。答：氏體分割開。高密度的位錯(cuò)，這些位錯(cuò)分布不均勻，形成胞狀亞構(gòu)造，稱為位錯(cuò)胞。一，越是后形成的馬氏體片尺寸越小。片狀馬氏體四周通常存在殘留奧氏體。的亞構(gòu)造為高密度的位錯(cuò)。板條馬氏體與片狀馬氏體性能上的差異:由于相界面阻礙位錯(cuò)運(yùn)動造成的。馬氏體的硬度主要取決于其含碳量。差異性：片狀馬氏體強(qiáng)度高、塑性韌性差，其性能特點(diǎn)是硬而脆。口敏感性和過載敏感性小等優(yōu)點(diǎn)。答：上貝氏體的組織形態(tài)、立體模型：很多從奧氏體晶界向晶內(nèi)平行生長的條狀鐵素體和在相鄰鐵素體條間存在的斷要為位錯(cuò)。下貝氏體的組織形態(tài)、立體模型：和的片狀鐵素體和其內(nèi)部析出的微細(xì)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，亞構(gòu)造為高密度位錯(cuò)。異同點(diǎn)：不同點(diǎn)：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。答：魏氏組織：含碳小于%的亞共析鋼或大于%的過共析鋼在鑄造、鍛造、軋制后的為魏氏組織。前者稱鐵素體魏氏組織，后者稱滲碳體魏氏組織。伴隨奧氏體粗晶組織消滅。有當(dāng)奧氏體晶粒粗化，消滅粗大的鐵素體或滲碳體魏氏組織并嚴(yán)峻切割基體時(shí)降，才使鋼的強(qiáng)度和韌性顯著降低。消退方法：可以通過掌握塑性變形程度、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，轉(zhuǎn)變熱處理工藝，例如通過細(xì)化晶粒的調(diào)質(zhì)、正火、完全退火等工藝來防止或消退魏氏組織。答：碳鋼的回火轉(zhuǎn)變過程及回火組織：1、馬氏體中碳原子的偏聚，組織為淬火馬氏體+殘留奧氏體，與淬火組織一樣〔馬氏體中的碳含量是過飽和的，當(dāng)回火溫度在100℃以下時(shí)，碳原子可以做短距離的集中遷移。在板條馬氏體中，碳原子偏聚在位錯(cuò)線四周的間隙位置，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C〔02、馬氏體分解，組織為回火馬氏體+殘留奧氏體〔100℃時(shí)，馬氏體開頭發(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(zhuǎn)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〕3〔鋼淬火后總是存在一些殘留奧氏體，其含量隨淬火加熱時(shí)奧氏體中碳和合金元素的含量增加而增多。當(dāng)回火溫度高于200℃時(shí)，殘留奧氏體將發(fā)生分解。殘留奧氏體在貝氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍內(nèi)回火將轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，在珠光體轉(zhuǎn)〕4〔馬氏體分解及殘留奧氏體轉(zhuǎn)變形成的ε碳化物是亞穩(wěn)定相，當(dāng)回火溫度上升250℃以上時(shí)，將會形成更穩(wěn)定的χ碳化物直至θ碳化物。當(dāng)回火溫度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(zhuǎn)變?yōu)棣忍蓟?，即滲碳體。這種由針狀α相和無〕5α相的回復(fù)、再結(jié)晶，組織為回火索氏體。依據(jù)細(xì)粒溶解，粗粒長大的機(jī)制進(jìn)展。與此同時(shí)，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(dāng)回火溫度上升至400℃以上時(shí)，αα相晶粒仍保持板條狀或針狀。當(dāng)回火溫度上升至600℃以上時(shí)，板條狀或針500-650℃回火得到的回復(fù)或再結(jié)晶了的α〕織和性能。答：組織比較：+μm，形成溫度：A1-650℃。索氏體：片狀鐵素體+片狀滲碳體，片間距，形成溫度：650-600℃。托氏體：片狀鐵素體+片狀滲碳體，片間距，形成溫度：600℃以下。以上三類珠光體是由過冷奧氏體直接轉(zhuǎn)變而得。α相和粗粒狀滲碳體的機(jī)械混合物稱為回火索氏體。α相和無共格聯(lián)系的細(xì)粒狀滲碳體組成的機(jī)械混合物稱為回火托氏體?？梢苑譃槠瑺钪楣怏w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(qiáng)度較低，塑性和韌性較好。2〔這是由于，片狀珠光體受力時(shí)，位錯(cuò)的運(yùn)動被限制在鐵素體內(nèi)，當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動至片狀碳化物界面時(shí)形成較大的平面位錯(cuò)塞積群，使基體產(chǎn)生很大的應(yīng)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(dāng)粒狀碳化物均勻地分布在塑性基體上時(shí)，由于位錯(cuò)和其次相粒子的交互作用產(chǎn)生彌散強(qiáng)化或沉淀強(qiáng)化，提高鋼的塑性變形抗力，從〕好。為了要獲得均勻奧氏體，在一樣奧氏體化加熱溫度下，是原始組織為球狀機(jī)制說明之答：緣由：鐵素體和滲碳體的相界面上形成奧氏體晶核，這是由于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)章，易于產(chǎn)生濃度起伏和構(gòu)造起伏，為奧氏體形核制造有利條件。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(shí)間。答：定義：象稱為回火脆性。250-400℃溫度范圍內(nèi)回火時(shí)消滅的回火脆性稱為第一類回火脆性，也稱低溫回火脆性。溫度范圍內(nèi)回火時(shí)消滅的回火脆性稱為其次類回火脆性，也叫高溫回火脆性。產(chǎn)生緣由：其產(chǎn)生是由于馬氏體分解時(shí)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(qiáng)度，使晶界稱為裂紋擴(kuò)展的路徑，因而產(chǎn)生脆性。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這些雜質(zhì)元素向晶界偏聚，而且自身也向晶界偏聚，進(jìn)一步降低了晶界斷裂強(qiáng)度，增加回火脆性。消退方法：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Nb、V、Ti等細(xì)化奧氏體晶粒元素，增加晶界面積其次類回火脆性：火脆性敏感的較大工件Nb、V、Ti等細(xì)化奧氏體晶粒元素，增加晶界面積C、降低雜質(zhì)元素含量偏聚P等雜質(zhì)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、承受形變熱處理方法，可以細(xì)化晶粒，減輕高溫回火脆性TTTCCT曲線的異同點(diǎn)。為什么在連續(xù)冷卻過程中CCTMsMs線有何不同點(diǎn)，為什么答：TTTCCT曲線的異同點(diǎn)：一樣點(diǎn)：12不同點(diǎn)：CCT曲線中無貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)。TTT曲線中的低TTT曲線中長。得不到貝氏體組織的緣由：時(shí)貝氏體轉(zhuǎn)變來不及進(jìn)展便冷卻至低溫。Ms線的不同點(diǎn)及緣由：CCTMsCCT曲Ms線右端呈上升趨勢。Ms線上升。答：可以由淬火組織回火形成。原始組織不同，其形成機(jī)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：時(shí)使奧氏體內(nèi)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，在過冷度較小的狀況下就能在奧氏體晶粒內(nèi)形成大量均勻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：狀珠光體球化的驅(qū)動力是鐵素體和滲碳體之間相界面〔或界面能〕的削減。3、由淬火組織回火形成的過程得到回復(fù)或再結(jié)晶的鐵素體加粒狀滲碳體的組織。答：此題主要是指奧氏體晶粒晶粒大小對力學(xué)性能影響：奧氏體晶粒小：鋼熱處理后的組織細(xì)小，強(qiáng)度高、塑性好，沖擊韌性高。獲得細(xì)晶粒的方法：1氏體化工藝。形成高熔點(diǎn)的彌散碳化物和氮化物，可以細(xì)化奧氏體晶粒。-冷卻的方法細(xì)化奧氏體晶粒。4別得到片狀珠光體、粗片狀珠光體和比原始組織更細(xì)小的粒狀珠光體答：獲得片狀珠光體工序：獲得粗片狀珠光體工序：獲得更小的粒狀珠光體工序：調(diào)質(zhì)〔+高溫回火狀鐵素體加細(xì)粒狀滲碳體的粒狀珠光體組織 碳量，并期望有局部板條馬氏體。試問如何進(jìn)展熱處理才能到達(dá)上述目的答：熱處理方法：+AC1-ACcm之間略AC1某一溫度短時(shí)保溫，得到細(xì)小的碳濃度不均勻奧氏體晶粒和未溶的降低奧氏體含碳量，然后再淬火可以得到碳含量較低的細(xì)小片狀馬氏體，以及局部板條馬氏體，從而得到以片狀馬氏體為主加粒狀碳化物以及局部板條馬氏體組織，使鋼具有高的強(qiáng)度并且具有良好的韌性。低，不易形成板條馬氏體。 如何把含碳體；3、比原來組織更小的球化組織。答：獲得細(xì)片狀珠光體工序：Ar1以下較低溫度保溫一段時(shí)間后緩冷至室溫。獲得粗片狀珠光體工序：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(diào)質(zhì)〔+高溫回火m之間某一溫度保素體加細(xì)粒狀滲碳體的粒狀珠光體組織 %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(xì)球狀碳化物；2、鐵素體基體上分布著細(xì)球狀碳化物。答：1種組織熱處理工藝：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，保存先共析塊狀鐵素體和局部未溶滲碳體質(zhì)點(diǎn)，得到碳含量Ar1體和鐵素體基體上分布著細(xì)球狀碳化物的組織。第2種組織熱處理工藝：調(diào)質(zhì)：AC3溫度以上完全奧氏體化，淬火成馬氏體，再將馬體加細(xì)球狀滲碳體組織。 〔馬氏體組織〕800℃爐內(nèi)，上述組織對800℃奧氏體化時(shí)間有什么影響假設(shè)隨后淬火覺察零件上油裂紋，試解釋裂紋產(chǎn)生的緣由。答：馬氏體組織對奧氏體化時(shí)間影響：時(shí)間。裂紋產(chǎn)生的緣由：這是由于含碳%的碳鋼件淬火時(shí)形成片狀馬氏體，馬氏體片形成速度很快，在其而使裂紋得到擴(kuò)展，最終在零件外表形成宏觀裂紋。第八章集中何為集中固態(tài)集中有哪些種類答：集中是物質(zhì)中原子〔或〕分子的遷移現(xiàn)象，是位置傳輸?shù)囊环N方式。依據(jù)集中過程是否發(fā)生濃度變化可分為：自集中、互集中依據(jù)集中過程是否消滅相可分為：原子集中、反響集中答：件的均勻化退火、工件的外表滲碳過程均屬于下坡集中。的奧氏體中向濃度較高的滲碳體中集中。集中系數(shù)的物理意義是什么影響因素有哪些答1D影響因素：1、溫度：集中系數(shù)與溫度呈指數(shù)關(guān)系，隨溫度上升，集中系數(shù)急劇增大。具有不同的集中系數(shù)：例如從晶體構(gòu)造來考慮，碳原子在鐵素體中的集中系數(shù)比在奧氏體中的大。比置換原子的小，集中系數(shù)大。4、晶體缺陷：晶體缺陷處，自由能較高，集中激活能變小，集中易于進(jìn)展。系數(shù)增加答：驅(qū)動力，也就不能發(fā)生集中。能進(jìn)展固態(tài)集中。振動越劇烈，原子被激活發(fā)生遷移的可能性就越大。當(dāng)長的時(shí)間才能形成物質(zhì)的宏觀定向遷移。 緩為什么答：加速。化的時(shí)間。略〔集中系數(shù)計(jì)算〕略〔消退枝晶偏析時(shí)間計(jì)算〕答：不能。緣由：材中的，無法起到釬焊的效果。略 方式使碳原子從表層向內(nèi)部集中的熱處理方法。試問：1〕溫度凹凸對滲碳速度有何影響滲碳應(yīng)在奧氏體中還是鐵素體中進(jìn)展答：溫度越高，滲碳速度越快。由于集中系數(shù)隨溫度上升，急劇增大。鋼加熱至奧氏體時(shí)，一方面溫度上升，集中系數(shù)急劇增加；另一方面，奧氏體的溶碳力量急劇增大，可增加滲層深度。能降低，增大集中系數(shù)。晶粒越小，滲碳速度越快。由于晶粒越小，晶界面積越大，而原子沿晶界的集中速度較快。答：應(yīng)實(shí)行回復(fù)退火〔去應(yīng)力退火〕處理：馬上冷變形金屬加熱到再結(jié)晶溫度以下某一溫度，并保溫足夠時(shí)間，然后緩慢冷卻到室溫的熱處理工藝。力〔主要是第一類內(nèi)應(yīng)力，改善其塑性和韌性，提高其在使用過程的安全性。答：解答此題就是畫出金屬冷變形后晶?；貜?fù)、再結(jié)晶和晶粒長大過程示意圖〔P1957-1〕溫度。答：再結(jié)晶溫度：通常把經(jīng)過嚴(yán)峻冷變形〔變形度在70%以上〕的金屬，在約1h的95%再結(jié)晶轉(zhuǎn)變量的溫度作為再結(jié)晶溫度。業(yè)純金屬來說：δ值為，取計(jì)算。

再100-200℃。

=，可得：再W =3399×=℃再Fe =1538×=℃再Cu =1083×=℃再說明以下概念的本質(zhì)區(qū)分：1、一次再結(jié)晶和二次在結(jié)晶。答：1、一次再結(jié)晶和二次在結(jié)晶。定義〔一次〕再結(jié)晶。它的實(shí)質(zhì)是的晶粒形核、長大的過程。是特別條件下的晶粒長大過程，并非是再結(jié)晶過程。本質(zhì)區(qū)分：是否有的形核晶粒。2、再結(jié)晶時(shí)晶核長大和再結(jié)晶后的晶粒長大。定義是指再結(jié)晶晶核形成后長大至再結(jié)晶初始晶粒的過程。其長大粒被的無畸變晶粒代替。是指再結(jié)晶晶核長大成再結(jié)晶初始晶粒后，當(dāng)溫度連續(xù)上升的曲率中心，直至晶界變成平面狀，到達(dá)界面能最低的穩(wěn)定狀態(tài)。本質(zhì)區(qū)分：12答：回復(fù)階段：晶粒形成前〕所產(chǎn)生的某些亞構(gòu)造和性能的變化過程?？瘴缓臀诲e(cuò)的變化及對性能的影響：回復(fù)過程中，空位和位錯(cuò)發(fā)生運(yùn)動，從而轉(zhuǎn)變了他們的數(shù)量和組態(tài)。著下降。而力學(xué)性能對空位的變化不敏感，沒有變化。合并而相互抵消，位錯(cuò)密度略有下降，但降低幅度不大，力學(xué)性能變化不大。塑性、韌性得到改善。應(yīng)力〔主要是第一類內(nèi)應(yīng)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(shí)的安全性。再結(jié)晶階段：復(fù)到冷變形前的水平?？瘴缓臀诲e(cuò)的變化及對性能的影響：降，塑性和韌性得到明顯提高。何謂臨界變形度在工業(yè)生產(chǎn)中有何實(shí)際意義。答：臨界變形度：金屬在冷塑性變形時(shí)，當(dāng)變形度到達(dá)某一數(shù)值〔一般金屬均在2%-10%范圍內(nèi)〕時(shí)，再結(jié)晶后的晶粒變得特別粗大。這是由于此時(shí)的變形度不到特別粗大晶粒的變形度稱為臨界變形度。了某種特別目的，需要得到粗晶粒鋼時(shí)，例如用于制造電機(jī)或變壓器的硅鋼來說，晶粒越粗大越好〔磁滯損耗小，效應(yīng)高，，可以利用這種現(xiàn)象，制取粗晶粒甚至單晶。 并說明緣由。答：晶粒大小隨距彈孔的距離產(chǎn)生梯度變化，即距離彈孔距〔變形量處于臨界變形量范圍內(nèi)，消滅特別粗大晶粒組織。緣由：彈孔越近則變形越猛烈。2且再結(jié)晶后的晶粒大小與變形度親熱相關(guān)，這是由于隨著變形度的增加，形NG同時(shí)增加，的比值減小，使再結(jié)晶的晶粒隨變形度增加而變細(xì)。3〔一般金屬在%范圍內(nèi)于變形度不大，G/N的比值很大，使再結(jié)晶的晶粒特別粗大。 某廠對高錳鋼制碎礦機(jī)顎板進(jìn)展固溶處理時(shí)，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。這條鋼絲繩是的，事先經(jīng)過檢查，并無瑕疵。試分析鋼絲繩斷裂緣由。答：吊顎板重力對鋼絲繩產(chǎn)生的應(yīng)力超過了鋼絲繩的抗拉強(qiáng)度造成的。在吊運(yùn)過程中顎板對鋼絲繩產(chǎn)生的應(yīng)力沒有變化，那么發(fā)生變化的則必定是鋼絲繩的強(qiáng)度。1100冷拔鋼絲繩起到了加熱作用，當(dāng)鋼絲繩溫度超過其再結(jié)晶溫度時(shí)，則會發(fā)生再結(jié)晶現(xiàn)象，導(dǎo)致鋼絲繩強(qiáng)度顯著下降，致使顎板重力對鋼絲繩產(chǎn)生的應(yīng)力超過了鋼絲繩的強(qiáng)度，導(dǎo)致鋼絲繩斷裂。問該板材的晶粒大小是否均勻答：1、對冷塑性變形的金屬進(jìn)展再結(jié)晶退火，則冷變形的晶粒必定要發(fā)生再結(jié)晶，NGG/N的比值減小，使再結(jié)晶的晶粒隨變形度增加而變細(xì)。2、此外，當(dāng)變形度在臨界變形度范圍內(nèi)〔%范圍內(nèi)形度不大，G/N的比值很大，使再結(jié)晶的晶粒特別粗大。置的變形度必定不同，所以再結(jié)晶后的晶粒大小也必定不同。答：應(yīng)當(dāng)留意以下幾點(diǎn)：圍，防止產(chǎn)生粗大晶粒。易于引起二次再結(jié)晶，得到特別粗大的晶粒組織。粒。4晶后的晶粒越細(xì)。6Al、Ti、V、Nb等碳、氮化物形成元素，析出彌散的其次相質(zhì)點(diǎn)，可以有效地阻擋高溫下晶粒的長大。答：塑性變形原則：退火工藝原則：降低再結(jié)晶退火溫度，縮短再結(jié)晶退火保溫時(shí)間。A=，經(jīng)拉伸試驗(yàn)測定的有關(guān)數(shù)據(jù)如下表：/N620252184148174273525φ角〔°〕83621765λ角〔°〕26384663cosλcosφσs〔Mpa〕依據(jù)以上數(shù)據(jù)求出臨界分切應(yīng)力τk并填入上表明取向因子對屈服應(yīng)力的影響。答：載荷/截面積的作用。當(dāng)載荷與法線夾角φ為鈍角時(shí)，則按φ的補(bǔ)角做余弦計(jì)算。時(shí)，數(shù)值為，此時(shí)σs為最小值，金屬最易發(fā)生滑移，這種取向稱為軟取向。無論τk數(shù)值如何，σs均為無窮大，表示晶體在此狀況下根本無法滑移，這種取向稱為硬取向。畫出銅晶體的一個(gè)晶胞，在晶胞上指出：發(fā)生滑移的一個(gè)滑移面在這一晶面上發(fā)生滑移的一個(gè)方向{001}等其他晶面相比有何差異答：解答此題首先要知道銅在室溫時(shí)的晶體構(gòu)造是面心立方。心立方晶格中的密排面是{111}晶面。在{111}晶面中的密排方向<110>晶向。a2a。假定有一銅單晶體，其外表恰好平行于晶體的〔001〕晶面，假設(shè)在[001]晶向的滑移線，試估量在外表上可能看到的滑移線形貌。答：1000個(gè)原子間距。相接近的一組小臺階在宏觀上反映的就是一個(gè)大臺階，即滑移帶。所以晶體外表上的滑移線形貌是臺階高度約為1000個(gè)原子間距的一個(gè)個(gè)小臺階。答：多晶體的塑性變形過程：伸力的作用下，各滑移系上的分切應(yīng)力也不一樣。由此可見，多晶體中各個(gè)晶粒并不是同時(shí)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。沿著滑移面上的滑移方向運(yùn)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(yùn)動著的位錯(cuò)不能夠越過晶界，滑移不能進(jìn)展到相鄰晶粒中，于是位錯(cuò)在晶界處受阻，形成位錯(cuò)的平面塞積群。加的外加載荷相疊加，使相鄰晶粒某些滑移系上的分切應(yīng)力到達(dá)臨界值，于是位錯(cuò)源開動，開頭塑性變形。這樣就會使越來越多的晶粒參與塑性變形。產(chǎn)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(cuò)平面塞積群所造成的應(yīng)力集中所引起，并造成肯定的宏觀塑性變形效果。的影響，各個(gè)晶粒間及晶粒內(nèi)的變形都是不均勻的。晶粒越細(xì)強(qiáng)度越高、塑性越好的緣由：〔晶界〕的距離越短，位錯(cuò)數(shù)目越少，造成的應(yīng)力集中塑性變形的力量月強(qiáng)，強(qiáng)度越高。性變形量，可以得到較高的伸長率和斷面收縮率。出較高的韌性。覺察口杯底部消滅裂紋，這是為什么答：裂紋緣由：1、形的不均勻性，由此產(chǎn)生較大的其次類內(nèi)應(yīng)力。力和晶粒變形不均勻造成的內(nèi)應(yīng)力相疊加，超過了鋼板的斷裂強(qiáng)度，消滅裂紋。答：〔滑移面〕和晶向〔滑移方向〕本質(zhì)：滑移并不是晶體的一局部相移方向逐步移動的結(jié)果?！矊\生面〕和肯定〔孿生方向〕相對于另一局部晶體做均勻地切變；在切變區(qū)域內(nèi)，與孿生把對稱的兩局部晶體稱為孿晶，而將形成孿晶的過程稱為孿生?；圃谒苄宰冃芜^程中的作用：在常溫順低溫下金屬的塑性變形主要通過滑移方式進(jìn)展。當(dāng)沿滑移面上滑移方向的分切應(yīng)力到達(dá)臨界分切應(yīng)力時(shí)，滑移就可進(jìn)展，而且位錯(cuò)只需一個(gè)很小的切應(yīng)力就可以實(shí)現(xiàn)運(yùn)動。變化，有可能使其他滑移系的分切應(yīng)力到達(dá)臨界值，產(chǎn)生多滑移現(xiàn)象，促進(jìn)晶體的塑性變形。孿生在塑性變形過程中的作用：孿生對塑性變形的奉獻(xiàn)比滑移要小。的條件下，晶體才進(jìn)展孿生變形。向的滑移系轉(zhuǎn)變?yōu)榈挠欣∠颍@樣可以激發(fā)晶體的進(jìn)一步塑性變形。所以當(dāng)金屬中存在大量孿晶時(shí)，可以促進(jìn)塑性變形。構(gòu)件生產(chǎn)和服役過程中的重要意義。答：金屬塑性變形后組織構(gòu)造與性能之間的關(guān)系：纖維組織，使金屬的力學(xué)性能呈方向性。2形成大量的胞狀亞構(gòu)造。位錯(cuò)密強(qiáng)度增加，塑性、韌性降低。調(diào)整其取向而趨于彼此全都，產(chǎn)生形變織構(gòu)。金屬性能表現(xiàn)為各向異性。導(dǎo)電性能和導(dǎo)熱性能略為下降。內(nèi)能增加，化學(xué)性提高，耐腐蝕性能降低。加工硬化在機(jī)械零件生產(chǎn)和服役過程中的重要意義：：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(qiáng)度增加，而塑性、韌性下降的現(xiàn)象。又稱形變強(qiáng)化。抗力增大。在零件生產(chǎn)中的意義：如塑性很好而強(qiáng)度較低的鋁、銅及某些不銹鋼，在生產(chǎn)中往往制成冷拔棒材或冷軋板材使用。程中產(chǎn)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(gè)部位的受力是不均勻間或過載部位的變形會由于強(qiáng)度的增加而自行停頓，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(chǎn)和使用帶來一些不利因素增大設(shè)備功率，增加能源動力的消耗。開裂。意義答：殘留內(nèi)應(yīng)力的形成緣由：10%〕保存在金屬內(nèi)部，形成殘留內(nèi)應(yīng)力。主要分為以下三類：的，是整個(gè)物體范圍內(nèi)處于平衡的力。2〔其次類內(nèi)應(yīng)力是在晶?；騺喚Я７秶鷥?nèi)處于平衡的力。3、點(diǎn)陣畸變〔第三類內(nèi)應(yīng)力晶界、滑移面等四周不多的原子群范圍內(nèi)保持平衡的力。爭論這局部內(nèi)應(yīng)力的意義：材料的變形、開裂和產(chǎn)生應(yīng)力腐蝕，降低材料的力學(xué)性能。反而對使用壽命有利。提高工件的使用壽命。塑性材料斷裂過程的影響。答：程應(yīng)力大于材料的屈服強(qiáng)度。度，甚至低于按宏觀強(qiáng)度理論確定的許用應(yīng)力。裂紋對材料斷裂的影響：引起應(yīng)力集中。紋失穩(wěn)擴(kuò)展，導(dǎo)致材料發(fā)生斷裂。能形成微孔并導(dǎo)致裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展，直至斷裂。此時(shí)整個(gè)裂紋界面的平均應(yīng)力σc仍低于σ聚攏方式，微觀斷口形貌仍具有韌窩特征。答：σ作KI〔KI=σ√πa，a為裂紋長度的一半I表示裂紋尖端應(yīng)力場的強(qiáng)弱，簡稱應(yīng)力強(qiáng)度因子。斷裂韌度：當(dāng)外加應(yīng)力到達(dá)臨界值σc時(shí)，裂紋開頭失穩(wěn)擴(kuò)展，引起斷裂，相應(yīng)以通過試驗(yàn)測得。

c

稱為材料的斷裂韌度，可KcKK平面應(yīng)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，KK變斷裂韌度。

Ic

稱為平面應(yīng)Ic在機(jī)械設(shè)計(jì)中的功用：1IcKIKIcKI＜K，則構(gòu)件安全，否則有脆斷危急。Ic2IcK，就可由σc=KIc/√πa計(jì)算出斷裂應(yīng)力，從而確定構(gòu)件的安全承載能Ic力。3KIcac=KIc2/πσc2c求出臨界裂紋尺寸。假設(shè)探傷測定構(gòu)件實(shí)際裂紋尺寸a＜2a，則構(gòu)件安全，否則有脆斷c危急。略第四章鐵碳合金 用冷卻曲線和組織示意圖說明各階段的組織，并分別計(jì)算室溫下的相組成物及組織組成物的含量。答：1、Wc=%的轉(zhuǎn)變過程及相組成物和組織組成物含量計(jì)算轉(zhuǎn)變過程：δ鐵素體，L≒δ，組織為液相+δ鐵素體液態(tài)合金冷卻至包晶溫點(diǎn)5℃，液相合金和δ成奧氏體γ，L+δ≒γ，由于Wc=%高于包晶點(diǎn)%，因此組織為奧氏體加局部液相。γ，直至消耗完全部液相，全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體組織。α，組織為奧氏體+先共析鐵素體含量，發(fā)生共析轉(zhuǎn)變γ≒α+Fe3C，此時(shí)組織為先共析鐵素體+珠光體連續(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+珠光體。組織含量計(jì)算：

=〔〕/〔〕×100%≈%，Wp=1-W ≈%

α〔先〕=〔〕/〔〕×100%≈%，ααWFe3C=1-W≈%α2Wc=%的轉(zhuǎn)變過程及相組成物和組織組成物含量計(jì)算轉(zhuǎn)變過程：織為液相+奧氏體。連續(xù)冷卻，直至消耗完全部液相，全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體組織。α，組織為奧氏體+先共析鐵素體共析點(diǎn)，發(fā)生共析轉(zhuǎn)變γ≒α+Fe3C，此時(shí)組織為先共析鐵素體+珠光體珠光體中的鐵素體都將析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，可無視不計(jì)。所以室+珠光體組織含量計(jì)算：

α〔先

=〔〕/〔〕×100%≈%，Wp=1-W ≈%

α〔先〕=〔〕/〔〕×100%≈%，ααWFe3C=1-W≈%α3、Wc=%的轉(zhuǎn)變過程及相組成物和組織組成物含量計(jì)算轉(zhuǎn)變過程：織為液相+奧氏體。連續(xù)冷卻，直至消耗完全部液相，全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體組織?！蔡荚趭W氏體中的溶解度曲線〕相交時(shí)，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γ≒α+Fe3C，組織為珠光體+先共析二次滲碳體珠光體中的鐵素體都將析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，可無視不計(jì)。所以室+珠光體組織含量計(jì)算：含量計(jì)算：WFe3C =〔〕/〔〕×100%≈%，〔先〕WFe3C ≈%

〔先〕=〔〕/〔〕×100%≈%，ααWFe3C=1-W≈%α 和組織變化示意圖，并計(jì)算室溫下的組織組成物和相組成物。答：1、Wc=%的轉(zhuǎn)變過程及相組成物和組織組成物含量計(jì)算轉(zhuǎn)變過程：織為液相合金+奧氏體。當(dāng)合金溫度冷卻至共晶溫度〔1127℃〕時(shí)，液相合金中的含碳量變化至共晶點(diǎn)，液相合金發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變L≒γ+Fe3C，組織為共晶萊氏體Ld+奧氏體。3〕溫度連續(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。當(dāng)溫度降低至共析溫度〔℃，奧氏體中的碳含量變化值共析點(diǎn)，發(fā)生共碳體。連續(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，可以無視不+共晶滲碳體。組織含量計(jì)算：WFe3C={〔〕/〔〕}×Ⅱ{〔〕/〔〕}×100%

≈%={〔〕/〔〕}×〔共〕{〔〕/〔〕}×100%≈%Fe3C=≈%〔共〕 Ⅱ相含量計(jì)算：Wα

={〔〕/〔〕}×WL’d×100%≈%，αWFe3C=1-W≈%α2、Wc=%的轉(zhuǎn)變過程及相組成物和組織組成物含量計(jì)算轉(zhuǎn)變過程：液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金中按勻晶轉(zhuǎn)變析出粗大的滲碳體，稱為一次滲碳體，L≒Fe3C，組織為液相合金Fe3C。Ⅰ Ⅰ當(dāng)合金溫度冷卻至共晶溫度〔1127℃〕時(shí)，液相合金中的含碳量變化至共晶L≒γ+Fe3CLdFe3C。Ⅰ溫度連續(xù)降低，共晶萊氏體中的奧氏體將析出二次滲碳體，組織為：萊氏體+一次滲碳體+二次滲碳體。當(dāng)溫度降低至共析溫度〔℃，共晶萊氏體中奧氏體中的碳含量變化至共+連續(xù)冷卻，珠光體中的鐵素體將會析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，可以無視不計(jì)。所以室溫下的組織為：珠光體〔低溫萊氏體L’d〕+滲碳體〔一次滲碳體+二次滲碳體+共晶滲碳體。組織含量計(jì)算：{〔〕/〔〕}×100%≈%相含量計(jì)算：Wα

={〔〕/〔〕}×WL’d×100%≈%，αWFe3C=1-W≈%α答：二次滲碳體最大含量：體的含量增多。23%可以或多最多的奧氏體含量以及最大的奧氏體含碳量，也就是所可以得到最多的二次滲碳體含量。=〔〕/〔〕×100%≈%三次滲碳體最大含量：而增多。2易析出三次滲碳體。%其含量=×100%≈%答：共晶滲碳體含量：WFe3C

=〔〕/〔〕×100%≈%，WA=1-WFe3C ≈%〔晶〕二次滲碳體含量：

〔共〕

=〔〕/〔〕×WA×100%≈%Ⅱ共析滲碳體含量：WFe3C

A-WFe3C

〕×100%≈%〔析〕 Ⅱ AB850℃保溫后以極慢的速度冷卻至室溫，觀看金相組織，結(jié)果如下：A試樣的先共析鐵素風(fēng)光積為%，珠光體的面積為%。B試樣的二次滲碳體的面積為%，珠光體的面積為%。A、B兩種碳鋼含碳量。答：對于A試樣：設(shè)A含碳量為X%，由題述知先共析鐵素體含量為%可以得到X≈A中含碳量為%。對于A試樣：設(shè)B含碳量為Y%，由題述知二次滲碳體含量為%可以得到Y(jié)≈B中含碳量為%。答：成分和組織之間的關(guān)系：鐵素體和滲碳體兩相組成。量呈直線下降，直到碳含量為%時(shí)，鐵素體含量為零，滲碳體含量則由零增100%。結(jié)晶和相變過程，從而得到不同的組織。隨著含碳量的增加，鐵碳合金的組織變化挨次為：Ⅱ Ⅱ Ⅰ(F代表鐵素體，P代表珠光體，L’d代表低溫萊氏體)組織和性能之間的關(guān)系：高，但塑性和韌性較差。和韌性下降。當(dāng)碳含量增加至接近1%時(shí)，其強(qiáng)度到達(dá)最高值。碳含量連續(xù)增加，二次滲碳體將會在原奧氏體晶界形成連續(xù)的網(wǎng)狀，降低晶界的強(qiáng)度，使鋼的脆性大大增加，韌性急劇下降。的塑、韌性單調(diào)下降，當(dāng)組織中消滅以滲碳體為基體的低溫萊氏體時(shí)，塑、韌性降低至接近于零，且脆性很大，強(qiáng)度很低。決于組成相的數(shù)量和硬度。隨著碳含量增加，高硬度的滲碳體增多，鐵碳合金的硬度呈直線上升。而且切屑不易折斷，切削加工性能不好。高碳鋼滲碳體含量多，硬度高，嚴(yán)峻磨損刀具，切削加工性能不好。中碳鋼，鐵素體和滲碳體比例適當(dāng)，硬度和塑性適中，切削加工性能好。高，可鍛性變差。答：應(yīng)用：123等工藝性能。局限性：出鐵碳合金在平衡條件下相的類別、相的成分及其相對含量，并不能表示相的外形、大小和分布，即不能給出鐵碳合金的組織狀態(tài)。和冷卻，或者在給定溫度長期保溫的狀況下才能得到，與實(shí)際的生產(chǎn)條件不是完全的相符合。碳合金中往往參加其他元素，此時(shí)必需要考慮其他元素對相圖的影響，尤其當(dāng)其他元素含量較高時(shí)，相圖中的平衡關(guān)系會發(fā)生重大變化，甚至完全不能適用。能呈樹枝狀成長答：為負(fù)時(shí)，則固液界面呈樹枝狀生長。金在正溫度梯度下也能按樹枝狀生長。答：合金平衡相圖是指在平衡條件下合金系中合金的狀態(tài)與溫度、成分間關(guān)系的圖金的顯微組織，相圖只能反映平衡條件下相的平衡。Cu-NiWNi=90%，另么找出消退偏析的措施。答：Cu-Ni合金的二元相圖。0同。由Cu-Ni合金相圖可以看出WNi=50%鑄件的固相線和液相線之間的距離大于WNi=90%鑄件，也就是說WNi=50%Nik〔溶質(zhì)平衡安排系數(shù)〕Cu-NiNik01k0越大，則代表先結(jié)晶出的固相成分與液相成分的差值越大，也就是偏析越嚴(yán)峻。0消退措施：100-200℃的溫度，進(jìn)展長時(shí)間保溫，使偏析元素充分集中，可到達(dá)成分均勻化的目的。答：成分過冷：冷。成分過冷對固溶體結(jié)晶時(shí)晶體長大方式和鑄錠組織的影響：散熱條件掌握，最終形成平面狀的晶粒組織；的同時(shí)，又從其側(cè)面產(chǎn)生突出分枝，最終進(jìn)展成樹枝晶組織。答：共晶點(diǎn)和共晶線的關(guān)系：點(diǎn)稱為共晶點(diǎn)。共晶組織的一般形態(tài)：狀、樹枝狀、球狀、螺旋狀等。通常，金屬-金屬型的兩相共晶組織大多為層片狀或棒條狀，金屬-共晶組織的形成過程：和純金屬及固溶體合金的結(jié)晶過程一樣，共晶轉(zhuǎn)變同樣要經(jīng)過形核和長大的過的形核長大，最終形成共晶組織。反之亦然?！踩埸c(diǎn)為℃〔熔點(diǎn)為℃W的固相。WBi=80%的合金在WSb=64%的固相。依據(jù)上述條件，要求：相圖，并標(biāo)出各線和各相區(qū)的美稱。從相圖上確定WSb=40%合金的開頭結(jié)晶溫度和結(jié)晶終了溫度，并求出它400℃時(shí)的平衡相成分及其含量。答：1〕相圖和相區(qū)2〕T 開

終依據(jù)相圖和杠桿定律計(jì)算得出：終L1WBi=80%Bi-Sb合金，Bi-Sb合金。依據(jù)杠桿定律：L1相的含量={〔〕/〔〕}×100%≈%α相的含量=%≈% A1000℃，組畢，并由40%的先共晶α60%的〔α+β〕共晶體所組成，而此合金中α50%。答： 1000B700800℃存在包晶反響：αW%〔W〕≒〔W0〔W%≒〔W%+〔W%0℃存在共析反響〔W%〕≒α〔WB=2%〕+γ〔WB=97%〕.依據(jù)這些數(shù)據(jù)畫出相圖。答： CD中的沒有固溶度。該合金系存在下述恒溫反響：DD1L〔WD≒βW℃DD2〕〔W%〕+βW〕≒α〔W%，0℃DD3〕βW 〕≒γW ℃DD4〕β〔W%〕≒αW〕+γW%，0℃依據(jù)以上數(shù)據(jù)，繪出概略的二元相圖。答：A-B二元系的液相線和各等溫反映的成分范圍，如脫所示，在不違反相率的條件下，試將此相圖繪完，并填寫其中各相區(qū)的相名稱〔自己假設(shè)名稱，并寫出各等溫反響式。答：3-72中的錯(cuò)誤指出，說明緣由，并加以改正。答：錯(cuò)誤之處及緣由：L+β兩個(gè)兩相區(qū)之間應(yīng)當(dāng)有一條三相共存水平線。、δ的三相平衡線應(yīng)當(dāng)是一條溫度恒定的水平線，而不是斜線。緣由：依據(jù)相接觸法則，在二元相圖中相鄰相區(qū)的相數(shù)相差一個(gè)〔點(diǎn)接觸狀況除外相區(qū)之間必需以單相區(qū)或三相共存水平線隔開?？勺円蛩氐臄?shù)目為零，也就是二元三相平衡轉(zhuǎn)變必定是在溫度恒定的狀況下進(jìn)展，而且三相的成分也是固定的。正確的相圖： WSn=10%Cu-Sn合金制造尺寸、外形nn合金的二元相圖〔如圖，答復(fù)下述問題：那種合金的流淌性好那種合金形成縮松的傾向大那種合金的熱裂傾向大答：Cu-Zn的流淌性要好。由于固溶體合金的流淌性與合金相圖中液相線和固相線的水平距離和垂直距離WZn=30%Cu-Zn的成分間隔和溫度間隔要小，流動性要好。Cu-Sn形成縮松的傾向大。Cu-Sn的結(jié)晶成分間隔和溫度間隔大，結(jié)晶時(shí)樹枝晶興旺，金的補(bǔ)充，簡潔形成分散縮孔〔縮松。Cu-Sn熱裂傾向大。Cu-Sn的結(jié)晶成分間隔和溫度間隔大，使固溶體合金晶粒間存收縮應(yīng)力的作用下，有可能引起鑄件內(nèi)部裂紋〔熱裂。Cu-Sn偏析傾向大Cu-SnK0越小，K0越小，則先結(jié)晶出的固相與母相的成分偏枝晶的長大供給了更多的時(shí)間，進(jìn)一步增大了偏析的傾向。akV之間關(guān)系式為△△Gv/2GkV之間的關(guān)系如何答：a的正方體，試求出△Gka之間的關(guān)系。為什么形成立方體晶核的△Gk比球形晶核要大。答：時(shí)是否會消滅過熱為什么答：金屬結(jié)晶時(shí)需過冷的緣由：TmGs=Gl，表示固相和液相具有一樣的穩(wěn)定性，可以同時(shí)存在。所以假設(shè)液態(tài)金屬要結(jié)晶，必需在Tm溫度以下某一溫度的差值稱為液態(tài)金屬的過冷度影響過冷度的因素：肯定時(shí)，冷卻速度越大，則過冷度越大，實(shí)際結(jié)晶溫度越低。固態(tài)金屬熔化時(shí)是否會消滅過熱及緣由：固態(tài)金屬才會發(fā)生自發(fā)地熔化。答：一樣點(diǎn)：12不同點(diǎn)：1Gk小于等于均勻形核的△Gk，隨晶核與基體的潤濕角的變化而變化。2影響，還受固態(tài)雜質(zhì)構(gòu)造、數(shù)量、形貌及其他一些物理因素的影響。答：液相中的溫度梯度分為：指液相中的溫度隨至固液界面距離的增加而提高的溫度分布狀況。指液相中的溫度隨至固液界面距離的增加而降低的溫度分布狀況。固液界面的微觀構(gòu)造分為：下，由曲折的假設(shè)干小平面組成。面是平直的。晶體生長外形與溫度梯度關(guān)系：1、 梯度下：結(jié)晶潛熱只能通過已結(jié)晶的固相和型壁散失。光滑界面的晶體，其顯微界面-晶體學(xué)小平面與熔點(diǎn)等溫面成肯定角度，這種狀況有利于形成規(guī)章幾何外形的晶體，固液界面通常呈鋸齒狀。保持近似地平面。2、 在負(fù)溫度梯度下：具有粗糙界面的晶體呈樹枝狀生長。枝狀生長，所形成的具有樹枝狀骨架的晶體稱為樹枝晶，簡稱枝晶。答：三晶區(qū)的形成緣由及各晶區(qū)特點(diǎn)：形成緣由：一層很薄的細(xì)小等軸晶區(qū)，又稱激冷等軸晶區(qū)。晶區(qū)特點(diǎn)：二、柱狀晶區(qū)形成緣由：溫度梯度變得平緩。此時(shí)，固液界面前沿過冷度減小，無法滿足形核的條件，不的同時(shí)，側(cè)面受到彼此的限制而不能生長，因此只能沿散熱方向的反方向生長，從而形成柱狀晶區(qū)。晶區(qū)特點(diǎn)：1、 一樣的柱狀晶晶粒彼此間的界面比較平直，組織比較致密。2、 柱狀晶存在明顯的弱面。當(dāng)沿不同方向生長的柱狀會形成柱狀晶界，此處雜質(zhì)、氣泡、縮孔聚攏，力學(xué)性能較弱。3、 力學(xué)性能呈方向性。形成緣由：金屬凝固完畢，即形成明顯的中心等軸區(qū)。晶區(qū)特點(diǎn)：1、 粒長大時(shí)彼此穿插，枝叉間的搭接結(jié)實(shí)，裂紋不易擴(kuò)展。2、 力學(xué)性能較差。實(shí)行什么措施其根本原理如何答：得到柱狀晶區(qū)的措施及其原理：1、 金屬過熱度。增大固液界面前沿液態(tài)金屬的溫度梯度，有利于增大柱狀晶區(qū)。2、 選擇散熱力量好的鑄型材料或增加鑄型的厚度，增加卻力量。增大已結(jié)晶固體的溫度梯度，使固液界面前沿液態(tài)金屬始終保持著定向散熱，有利于增加柱狀晶區(qū)。3、 速度，增大固液界面前沿液態(tài)金屬的溫度梯度。4、 溫度。削減非金屬夾雜物數(shù)量，非均勻形核數(shù)目少，削減了在固液界面前沿形核的可能性。得到等軸晶區(qū)的措施及其原理：1、 金屬過熱度。減小固液界面前沿液態(tài)金屬的溫度梯度，有利于縮小柱狀晶區(qū)，增大中心等軸晶區(qū)。2、 選擇散熱力量一般的鑄型，降低鑄型的冷卻速度。固體的溫度梯度，減弱液態(tài)金屬定向散熱的趨勢，可以縮小柱狀晶區(qū)，增大中心等軸晶區(qū)。3、 溫度。增加液態(tài)金屬中廢金屬夾雜物的數(shù)目，非均勻形核數(shù)目多，增加了在固液界面前沿形核的可能性4、 速度，可以降低固液界面前沿液態(tài)金屬的溫度梯度。指出以下錯(cuò)誤之處，并改正之。胚大小。只要有足夠的能量起伏供給形核功，還是可以形