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金属热处理原理期末考试复习题

由天下分享时间：2025/1/25 9:59:16 加入收藏我要投稿点赞

②实际晶粒度：在某一加热条件下最终获得的奥氏体晶格大小。它基本决定了热处理后的晶粒大小及该加热条件下奥氏体的性能。

③本质晶粒度：在一定热条件下，奥氏体晶粒长大的倾向，它基本上由钢材冶炼时的脱氧方法所决定。

条件：930 ± 10℃，保温3～8小时，晶粒度为1～4级，本质细晶结构，而5～8级则为本质细晶粒钢。

5．设γ-Fe的点阵常数为，C的原子半径为，若平均个γ-Fe晶胞中溶入一个C原子，

则单胞的相对膨胀量为多大

解：依题意，γ-Fe的点阵常数

，设γ-Fe的八面体间隙半径为r8，则

，碳原子进入八面体间隙后，八面体间

隙胀大的体积为

，故相对膨胀量为

。

复习思考题二珠光体相变

1．试对珠光体片层间距随温度的降低而减小作出定性解释。

答：S与ΔT成反比，且，这一关系可定性解释如下：珠光体型相变为

扩散型相变，是受碳、铁原子的扩散控制的。当珠光体的形成温度下下降时，ΔT增加，扩散变得较为困难，从而层片间距必然减小（以缩短原子的扩散距离），所以S与ΔT成反比关系。在一定的过冷度下，若S过大，为了达到相变对成分的要求，原子所需扩散的距离就要增大，这使转变发生困难；若S过小，则由于相界面面积增大，而使表面能增大，这时ΔGV不变，σS增加，必然使相变驱动力过小，而使相变不易进行。可见，S与ΔT必然存在一定的定量关系，但S与原奥氏体晶粒尺寸无关。

2．解释珠光体相变属扩散型相变。

3．分析珠光体相变的领先相及珠光体的形成机理。

答：从热力学上讲，在奥氏体中优先形成α相或Fe3C相都是可能的，所以分析谁是领先相，必须从相变对成分、结构的要求着手，从成分上讲，由于钢的含碳量较低，产生低碳区更为有利，即有利于铁素体为领先相；但从结构上讲，在较高温度，特别在高碳钢中，往往出现先共析Fe3C相，或存在未溶Fe3C微粒，故一般认为过共析钢的领先相为Fe3C，而共析钢的领先相并不排除铁素体的可能性。

珠光体形成时，在奥氏体中的形核，符合一般的相变规律。即母相奥氏体成分均匀时，往往优先在原奥氏体相界面上形核，而当母相成分不均匀时，则可能在晶粒内的亚晶界或缺陷处形核。

珠光体依靠碳原子的扩散，满足相变对成分的要求，而铁原子的自扩散，则完成点阵的改组。而其生长的过程则是一个“互相促发，依次形核，逐渐伸展”的过程，若在奥氏体晶界上形成了一片渗碳体（领先相为片状，主要是由于片状的应变能较低，片状在形核过程中的相变阻力小），然后同时向纵横方向生长，由于横向生长，使周围碳原子在向渗碳体聚集的同时，产生贫碳区，当其C%下降到该温度下xα/k浓度时，铁素体即在Fe3C—γ相界面上形核并长成片状；随着F的横向生长，又促使渗碳体片的形核并生长；如此不断形核生长，从而形成铁素体、渗碳体相相同的片层。形成片状的原因，一般以为：片状可以大面积获得碳原子，同时片状扩散距离短，有利于扩散。

当形成γ-α，γ-cem相界面以后，在γ的相界面上产生浓度差xγ/α>xγ/k从而引起碳原子由α前沿向Fe3C前沿扩散，扩散的结果破坏了相界面γ，C浓度的平衡（在γ-α相界面上，浓度低于平衡浓度xγ/α而γ-Fe3C相界面上，浓度则高于xγ/k，为了恢复碳浓度的平衡，在γ-α相界面上形成α，γ-cem相界面上形成Fe3C，从而P实现纵向生长。

铁素体的横向生长，由于其两例渗碳体片的形成而终止，渗碳体的横向生长亦然，故P片的横向生长很快停止，而纵向生长继续，直到与另一方向长来的P相遇为止。这就形成了层片状的珠咣体。随着温度的降低，碳原子的扩散能力下降，从而形成的铁素体、渗碳体片逐渐变薄缩短，片层间距缩短。由片状P→S→F。

4．分析珠光体相变的影响因素

复习思考题三马氏体相变

1．试述马氏体相变的主要特征，并作简要的分析说明。 2．分析马氏体的性能及其与马氏体结构的关系。

3．假设马氏体相变时原子半径不变，试计算45钢中发生马氏体相变时的体积变化。 4．试分析影响MS点的主要因素。

5．按形成方式分类，马氏体相变有哪几种类型，各有何特点

6．何为奥氏体稳定化现象热稳定化和力学稳定化受哪些因素的影响在生产上，如何利

用奥氏体稳定化规律改善产品的性能。试根据变形时的临界分切应力，分析位错型马氏体和孪晶型马氏体的成因及其惯习面的变化规律。

7．试计算45（含%C）钢淬火时由组织转变引起的体积相对膨胀量。（已知铁和碳的原子半径分别为和

；铁和碳的原子量分别为和）

复习思考题四

1．试述贝氏体的形貌特征及其形成的条件。 2．试比较贝氏体、珠光体和马氏体相变的异同。 3．简述几种主要贝氏体的转变机理。 4．试分析影响贝氏体性能的因素