金屬學熱處理下冊答案

1、第八章 擴散 8-1 何為擴散？固態(tài)擴散有哪些種類？ 答：擴散是物質中原子（或）分子的遷移現(xiàn)象，是位置傳輸?shù)囊环N方式。 根據(jù)擴散過程是否發(fā)生濃度變化可分為：自擴散、互擴散 根據(jù)擴散方向是否與濃度梯度的方向相同可分為：下坡擴散、上坡擴散 根據(jù)擴散過程是否出現(xiàn)新相可分為：原子擴散、反應擴散 8-2 何為上坡擴散和下坡擴散？舉例說明。 答： 下坡擴散：原子或分子沿濃度降低的方向進行擴散，使?jié)舛融呌诰鶆蚧?。比?鑄件的均勻化退火、工件的表面滲碳過程均屬于下坡擴散。 上坡擴散：原子或分子沿濃度升高的方向進行擴散，即由低濃度向高濃度方向 擴散，使?jié)舛融呌趦蓸O分化。例如奧氏體向珠光體轉變過程中，碳原子從濃度

2、 較低的奧氏體中向濃度較高的滲碳體中擴散。 8-3 擴散系數(shù)的物理意義是什么？影響因素有哪些？ 答：擴散系數(shù)的物理意義：濃度梯度為 1 時的擴散通量。D 越大，擴散速度越 快。 影響因素： 1、溫度：擴散系數(shù)與溫度呈指數(shù)關系，隨溫度升高，擴散系數(shù)急劇增大。 2、鍵能和晶體結構：鍵能高，擴散激活能大，擴散系數(shù)減??；不同的晶體結構 具有不同的擴散系數(shù)：例如從晶體結構來考慮，碳原子在鐵素體中的擴散系 數(shù)比在奧氏體中的大。 3、固溶體類型：不同類型的固溶體，擴散激活能不同，間隙原子的擴散激活能 比置換原子的小，擴散系數(shù)大。 4、晶體缺陷：晶體缺陷處，自由能較高，擴散激活能變小，擴散易于進行。 5、化學

3、成分：當合金元素提高合金熔點，擴散系數(shù)減小；若降低合金熔點，擴 散系數(shù)增加 8-4 固態(tài)合金中要發(fā)生擴散必須滿足那些條件？為什么？ 答： 1、擴散需有驅動力。擴散過程都是在擴散驅動力的作用下進行的，如沒有擴散 驅動力，也就不能發(fā)生擴散。 2、擴散原子要固溶。擴散原子在基體中必須由一定的固溶度，形成固溶體，才 能進行固態(tài)擴散。 3、溫度要足夠高。固態(tài)擴散是依靠原子熱激活而進行的，溫度越高，原子的熱 振動越激烈，原子被激活發(fā)生遷移的可能性就越大。 4、時間要足夠長。原子在晶體中每躍遷一次最多只能移動 0.3-0.5nm 的距離， 只有經(jīng)過相當長的時間才能形成物質的宏觀定向遷移。 8-5 鑄造合金均

4、勻化退火前的冷塑性變形對均勻化過程有和影響？是加速還是減 緩？為什么？答：加速。 原因：鑄造合金經(jīng)非平衡結晶后，會出現(xiàn)不同程度的枝晶偏析。根據(jù)擴散第二 定律可得知，鑄錠均勻化退火所需時間與枝晶間距的平方成正比，與擴散系數(shù) 成反比。所以在退火前對合金進行冷塑性變形可破碎枝晶，減小枝晶間距，另 外塑形變形使金屬內部的位錯密度增加，缺陷越多，擴散系數(shù) D 越大，擴散越 快，因此可以縮短均勻化的時間。 8-6 計算擴散系數(shù) 答：477時 D750=2.8×10 -11 cm 2 /s， 497時 D770=4.9×10 -11 cm 2 /s 8-7（消除枝晶偏析時間計算） 答：4

5、77時 t=4.15×10 5 s=115h 497時 t=2.35×10 5 s=67h 8-8 可否用鉛代替鉛錫合金做對鐵進行釬焊的材料，試分析說明之？ 答：不能。 原因： 因為釬焊過程只是釬料熔化，母材仍處於固體狀態(tài)。因此要求釬料與母材不但 液態(tài)時能互溶，固態(tài)時也必須互溶，依靠他們之間的互擴散形成牢固的金屬結 合。而鉛是不固溶于鐵的，因此如果以鉛來做釬料，鐵做母材，則鉛是無法擴 散到母材中的，無法起到釬焊的效果。 8-9 答：在壓力使兩塊板實現(xiàn)分子間貼合，高溫長時間加熱發(fā)生擴散現(xiàn)象，因此兩 塊板子會焊接在一起（壓力焊原理），根據(jù)相圖純銅板結合處室溫下組織是+ （+），

6、純銀板結合處室溫下組織是+（+），由此可見內部出現(xiàn)了 共晶組織，共晶組織的熔點低，分布在晶界處，易熔化而出現(xiàn)過燒現(xiàn)象，因此 工藝要通過控制溫度和時間來控制相互溶解的量，避免出現(xiàn)共晶組織。 8-10 滲碳是將零件置于滲碳介質中使碳原子進入工件表面，然后以下坡擴散的 方式使碳原子從表層向內部擴散的熱處理方法。試問： 1）溫度高低對滲碳速度有何影響？ 2）滲碳應在奧氏體中還是鐵素體中進行？ 3）空位密度、位錯密度和晶粒大小對滲碳速度有何影響？ 答： 1）溫度越高，滲碳速度越快。因為擴散系數(shù)隨溫度升高，急劇增大。 2）在奧氏體中進行。雖然碳在鐵素體中的擴散系數(shù)比在奧氏體中大，但是當把 鋼加熱至奧氏體時

7、，一方面溫度升高，擴散系數(shù)急劇增加；另一方面，奧氏 體的溶碳能力急劇增大，可增加滲層深度。 3）空位密度和位錯密度越多，滲碳速度越快。因為缺陷處能量較高，擴散激活 能降低，增大擴散系數(shù)。晶粒越小，滲碳速度越快。因為晶粒越小，晶界面 積越大，而原子沿晶界的擴散速度較快。 第九章 鋼的熱處理原理 9-1 金屬固態(tài)相變有哪些主要特征？哪些因素構成相變的阻力？ 答： 固體相變主要特征：1、相變阻力大 2、新相晶核與母相晶核存在一定的晶體學位向關系。 3、母相中的晶體學缺陷對相變其促進作用。 4、相變過程中易出現(xiàn)過渡相。 相變阻力構成： 1、表面能的增加。 2、彈性應變能的增加，這是由于新舊兩相的比體積

8、不同，相變時必然發(fā)生體積 的變化，或者是由于新舊兩相相界面的不匹配而引起彈性畸變，都會導致彈 性應變能的增加。 3、固態(tài)相變溫度低，原子擴散更困難，例如固態(tài)合金中原子的擴散速度為 10 -7 10 -8 cm/d，而液態(tài)金屬原子的擴散速度為10 -7 cm/s。 9-2 何謂奧氏體晶粒度？說明奧氏體晶粒大小對鋼的性能影響？ 答： 奧氏體晶粒度：是奧氏體晶粒大小的度量。當以單位面積內晶粒的個數(shù)或每個 晶粒的平均面積與平均直徑來描述晶粒大小時，可以建立晶粒大小的概念。通 常采用金相顯微鏡 100 倍放大倍數(shù)下，在 645mm2 范圍內觀察到的晶粒個數(shù)來 確定奧氏體晶粒度的級別。 對鋼的性能的影響：

9、 奧氏體晶粒小：鋼熱處理后的組織細小，強度高、塑性好，沖擊韌性高。 奧氏體晶粒大：鋼熱處理后的組織粗大，顯著降低鋼的沖擊韌性，提高鋼的韌 脆轉變溫度，增加淬火變形和開裂的傾向。當晶粒大小不均勻 時，還顯著降低鋼的結構強度，引起應力集中，容易產(chǎn)生脆性 斷裂。 9-3 試述珠光體形成時鋼中碳的擴散情況及片、粒狀珠光體的形成過程？ 答： 珠光體形成時碳的擴散：珠光體形成過程中在奧氏體內或晶界上由于滲碳體和 鐵素體形核，造成其與原奧氏體形成的相界面兩側形成碳的濃度差，從而造成 碳在滲碳體和鐵素體中進行擴散，簡言之，在奧氏體中由于碳的擴散形成富碳 區(qū)和貧碳區(qū)，從而促使?jié)B碳體和鐵素體不斷地交替形核長大，直

10、至消耗完全部 奧氏體。 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。 （完全奧氏體化且 冷速緩慢如爐冷時形成片狀珠光體） 首先在奧氏體晶界形成滲碳體晶核，核剛形成時與奧氏體保持共格關系，為減 小形核的應變能而呈片狀。滲碳體長大的同時，使其兩側的奧氏體出現(xiàn)貧碳 區(qū)，從而為鐵素體在滲碳體兩側形核創(chuàng)造條件，在滲碳體兩側形成鐵素體后， 鐵素體長大的同時造成其與奧氏體體界面處形成富碳區(qū)，這又促使形成新的滲 碳體片。滲碳體和鐵素體如此交替形核長大形成一個片層相間大致平行的珠光 體區(qū)域，當其與其他部位形成的珠光體區(qū)域相遇并占據(jù)整個奧氏體時，珠光體 轉變結束，得到片狀珠光體組織。 粒狀珠光體的形成過

11、程：粒狀珠光體是滲碳體呈顆粒狀分布在鐵素體基體上。 （非完全奧氏體化且冷速緩慢如爐冷時形成粒狀珠光體） 粒狀珠光體可以有過冷奧氏體直接分解而成(如組織為+P的亞共析鋼，加熱到+時，若短時間保溫成分不均勻中有貧碳區(qū)和富碳區(qū)，富碳區(qū)就是滲碳 體的形核部位)，也可以由片狀珠光體球化而成(如組織為P+Fe3C的過共析鋼， 加熱到+Fe3C時，在緩冷時形成粒狀珠光體），還可以由淬火組織回火形成如 回火索氏體） 。原始組織不同，其形成機理也不同。 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： 要由過冷奧氏體直接形成粒狀珠光體，必須使奧氏體晶粒內形成大量均勻彌散 的滲碳體晶核，即控制奧氏體化溫度，使

12、奧氏體內殘存大量未溶的滲碳體顆 粒；同時使奧氏體內碳濃度不均勻，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，在過冷度較小的情況下就能在奧氏體晶粒內形 成大量均勻彌散的滲碳體晶核，每個滲碳體晶核在獨立長大的同時，必然使其 周圍母相奧氏體貧碳而形成鐵素體，從而直接形成粒狀珠光體。 9-4 試比較貝氏體轉變與珠光體轉變和馬氏體轉變的異同。 答： 貝氏體轉變：是在珠光體轉變溫度以下馬氏體轉變溫度以上過冷奧氏體所發(fā)生 的中溫轉變。 與珠光體轉變的異同點： 相同點：相變都有碳的擴散現(xiàn)象；相變產(chǎn)物都是鐵素體+碳化物的機械混合物 不同點：貝氏體相變奧氏體晶格向鐵素體晶格改組是通過切

13、變完成的，珠光體 相變是通過擴散完成的。并且貝氏體中鐵素體中碳的過飽和度大，上貝氏體碳 化物是不連續(xù)的短桿狀，下貝氏體的碳化物分布在鐵素體內（原因：產(chǎn)物的溫 度降低，碳的擴散變慢） 與馬氏體轉變的異同點（可擴展） ： 相同點：晶格改組都是通過切變完成的；新相和母相之間存在一定的晶體學位 相關系。 不同點：貝氏體是兩相組織，馬氏體是單相組織；貝氏體相變有擴散現(xiàn)象，可 以發(fā)生碳化物沉淀，而馬氏體相變無碳的擴散現(xiàn)象。 9-5 簡述鋼中板條馬氏體和片狀馬氏體的形貌特征和亞結構，并說明它們在性能 上的差異。 答： 板條馬氏體的形貌特征：其顯微組織是由成群的板條組成。一個奧氏體晶?？?以形成幾個位向不同的

14、板條群，板條群由板條束組成，而一個板條束內包含很 多近乎平行排列的細長的馬氏體板條。每一個板條馬氏體為一個單晶體，其立 體形態(tài)為扁條狀，寬度在 0.025-2.2 微米之間。在這些密集的板條之間通常由含 碳量較高的殘余奧氏體分割開。 板條馬氏體的亞結構：高密度的位錯，這些位錯分布不均勻，形成胞狀亞結 構，稱為位錯胞。 片狀馬氏體的形貌特征：片狀馬氏體的空間形態(tài)呈凸透鏡狀，由于試樣磨面與 其相截，因此在光學顯微鏡下呈針狀或竹葉狀，而且馬氏體片互相不平行，大 小不一，越是后形成的馬氏體片尺寸越小。片狀馬氏體周圍通常存在殘留奧氏 體。 片狀馬氏體的亞結構：主要為孿晶，分布在馬氏體片的中部，在馬氏體片

15、邊緣 區(qū)的亞結構為高密度的位錯。板條馬氏體與片狀馬氏體性能上的差異: 馬氏體的強度取決于馬氏體板條或馬氏體片的尺寸，尺寸越小，強度越高，這 是由于相界面阻礙位錯運動造成的。 馬氏體的硬度主要取決于其含碳量。 馬氏體的塑性和韌性主要取決于馬氏體的亞結構。 差異性： 片狀馬氏體強度高、塑性韌性差，其性能特點是硬而脆。 板條馬氏體同時具有較高的強度和良好的塑韌性，并且具有韌脆轉變溫度低、 缺口敏感性和過載敏感性小等優(yōu)點。 9-6 試述鋼中典型的上、下貝氏體的組織形態(tài)、立體模型并比較它們的異同。 答： 上貝氏體的組織形態(tài)、立體模型： 在光學顯微鏡下，上貝氏體的典型特征呈羽毛狀。在電子顯微鏡下，上貝氏體

16、 由許多從奧氏體晶界向晶內平行生長的條狀鐵素體和在相鄰鐵素體條間存在的 斷續(xù)的、短桿狀的滲碳體組成。其立體形態(tài)與板條馬氏體相似呈扁條狀，亞結 構主要為位錯。 下貝氏體的組織形態(tài)、立體模型： 在光學顯微鏡下，下貝氏體呈黑色針狀。在電子顯微鏡下，下貝氏體由含碳過 飽和的片狀鐵素體和其內部析出的微細-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，亞結構為高密度位錯。 異同點： 相同點：都是鐵素體和碳化物的機械混合物，組織亞結構都是高密度的位錯。 不同點：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。 9-7 何謂魏氏組織？簡述魏氏組織的形成條件、對鋼的性能的影響及其消除方

17、法？ 答： 魏氏組織：含碳小于 0.6%的亞共析鋼或大于 1.2%的過共析鋼在鑄造、鍛造、 軋制后的空冷，或者是焊縫熱影響區(qū)的空冷過程中，或者當加熱溫度過高并以 較快速度冷卻時，先共析鐵素體或先共析滲碳體從奧氏體晶界沿一定的晶面向 晶內生長，并且呈針片狀析出。在光學顯微鏡下可以觀察到從奧氏體晶界生長 出來的近乎平行或其他規(guī)則排列的針狀鐵素體或滲碳體以及其間存在的珠光體 組織，這類組織稱為魏氏組織。前者稱鐵素體魏氏組織，后者稱滲碳體魏氏組 織。 魏氏組織的形成條件：魏氏組織的形成與鋼中的含碳量、奧氏體晶粒大小及冷 卻速度有關。只有在一定含碳范圍內并以較快速度冷卻時才可能形成魏氏組 織，而且當奧氏

18、體晶粒越細小時，形成魏氏組織的含碳量范圍越窄。因此魏氏 組織通常伴隨奧氏體粗晶組織出現(xiàn)。 對鋼性能的影響：其為鋼的一種過熱缺陷組織，使鋼的力學性能指標下降，尤 其是塑韌性顯著降低，脆性轉折溫度升高，容易引起脆性斷裂。需要指出的 是，只有當奧氏體晶粒粗化，出現(xiàn)粗大的鐵素體或滲碳體魏氏組織并嚴重切割 基體時降，才使鋼的強度和韌性顯著降低。 消除方法：可以通過控制塑性變形程度、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，改變熱處理工藝，例如通過細化晶粒的調質、 正火、完全退火等工藝來防止或消除魏氏組織。 9-8 簡述碳鋼的回火轉變和回火組織。 答： 碳鋼的回火轉變過程及回火組織： 1、

19、馬氏體中碳原子的偏聚，組織為淬火馬氏體+殘留奧氏體，與淬火組織相同 （馬氏體中的碳含量是過飽和的，當回火溫度在 100以下時，碳原子可以 做短距離的擴散遷移。在板條馬氏體中，碳原子偏聚在位錯線附近的間隙位 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 碳原子向位錯線偏聚外，大量碳原子將垂直于馬氏體 C 軸的（100）晶面富 集。） 2、馬氏體分解，組織為回火馬氏體+殘留奧氏體 （當回火溫度超過 100時，馬氏體開始發(fā)生分解，碳原子偏聚區(qū)的碳原子 將發(fā)生有序化，繼而轉變成碳化物從過飽和相中析出。將馬氏體分解后形 成的低碳相和彌散的碳化物組成的雙相組織稱為回火馬氏體） 3、殘

20、留奧氏體轉變，組織為回火馬氏體 （鋼淬火后總是存在一些殘留奧氏體，其含量隨淬火加熱時奧氏體中碳和合 金元素的含量增加而增多。當回火溫度高于 200時，殘留奧氏體將發(fā)生分 解。殘留奧氏體在貝氏體轉變溫度范圍內回火將轉變?yōu)樨愂象w，在珠光體轉 變溫度范圍內回火將先析出先共析碳化物，隨后分解為珠光體。） 4、碳化物的轉變，組織為回火托氏體 （馬氏體分解及殘留奧氏體轉變形成的碳化物是亞穩(wěn)定相，當回火溫度升 高至 250以上時，將會形成更穩(wěn)定的碳化物直至碳化物。當回火溫度 升高至 400，淬火馬氏體完全分解，但相仍保持針狀外形，之前形成的 碳化物和碳化物全部轉變?yōu)樘蓟?，即滲碳體。這種由針狀相和無 共格聯(lián)

21、系的細粒狀滲碳體組成的機械混合物稱為回火托氏體。） 5、滲碳體的聚集長大和相的回復、再結晶，組織為回火索氏體。 （當回火溫度升高至 400以上時，已脫離共格關系的滲碳體開始聚集長 大，按照細粒溶解，粗粒長大的機制進行。與此同時，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，因此在回火過程中相也會要發(fā)生變化來降低自由能。當回火溫度升高 至 400以上時，相開始出現(xiàn)回復現(xiàn)象，使位錯密度減少或孿晶消失，但 是相晶粒仍保持板條狀或針狀。當回火溫度升高至 600以上時，板條狀 或針狀相消失，形成等軸的相。將淬火鋼在 500-650回火得到的回復 或再結晶了的相

22、和粗粒狀滲碳體的機械混合物稱為回火索氏體。） 9-9 比較珠光體、索氏體、托氏體和回火珠光體、回火索氏體、回火托氏體的組 織和性能。 答： 組織比較： 珠光體：片狀鐵素體+片狀滲碳體，片間距 0.6-1m，形成溫度：A1- 650。 索氏體：片狀鐵素體+片狀滲碳體，片間距 0.25-0.3m，形成溫度：650-600。 托氏體：片狀鐵素體+片狀滲碳體，片間距 0.1-0.15m，形成溫度：600以 下。 以上三類珠光體是由過冷奧氏體直接轉變而得。 回火索氏體：將淬火鋼經(jīng)高溫回火后得到的回復或再結晶了的相和粗粒狀 滲碳體的機械混合物稱為回火索氏體。 回火托氏體：將淬火鋼經(jīng)中溫回火后得到的由針狀相

23、和無共格聯(lián)系的細粒 狀滲碳體組成的機械混合物稱為回火托氏體。 通過以上分析，可以看到以上珠光體組織主要區(qū)別在于碳化物的形狀不同， 可以分為片狀珠光體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度較低，塑性和韌性較好。 2、在相同硬度條件下，片狀珠光體和粒狀珠光體抗拉強度相近，但粒狀珠 光體的屈服強度、塑性、韌性等性能都優(yōu)于片狀珠光體組織。（這是因為， 片狀珠光體受力時，位錯的運動被限制在鐵素體內，當位錯運動至片狀碳化 物界面時形成較大的平面位錯塞積群，使基體產(chǎn)生很大的應力集中，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

24、性得到提高，當粒狀碳化物均勻地分布在塑性基體上時，由于位錯 和第二相粒子的交互作用產(chǎn)生彌散強化或沉淀強化，提高鋼的塑性變形抗 力，從而提高強度。） 3、粒冷珠光體的冷變形性能、可加工性能以及淬火工藝性能都比片狀珠光 體好。 9-10 為了要獲得均勻奧氏體，在相同奧氏體化加熱溫度下，是原始組織為球狀 珠光體的保溫時間短還是細片狀珠光體的保溫時間短？試利用奧氏體的形 成機制說明之？ 答： 細片狀珠光體的保溫時間短。 原因： 1、將鋼加熱到 AC1以上某一溫度時，珠光體處于不穩(wěn)定狀態(tài)，通常首先在 鐵素體和滲碳體的相界面上形成奧氏體晶核，這是因為鐵素體和滲碳體 的相界面上碳濃度不均勻、原子排列不規(guī)則，

25、易于產(chǎn)生濃度起伏和結構 起伏，為奧氏體形核創(chuàng)造有利條件。 2、原始組織為片狀珠光體時的相界面面積大于球狀珠光體，也就是可供奧 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，縮短保溫時間。 9-11 何為第一類回火脆性和第二類回火脆性？它們產(chǎn)生的原因和消除方法？ 答： 定義： 回火脆性：淬火鋼回火時的沖擊韌性并不總是隨回火溫度的升高單調的增高， 有些鋼在一定的溫度范圍內回火時，其沖擊韌性顯著下降，這種脆 化現(xiàn)象稱為回火脆性。 第一類回火脆性：鋼在250-400溫度范圍內回火時出現(xiàn)的回火脆性稱為第一類回火脆性，也稱低溫回火脆性。 第二類回火脆性：鋼在450-65

26、0溫度范圍內回火時出現(xiàn)的回火脆性稱為第二類 回火脆性，也叫高溫回火脆性。 產(chǎn)生原因： 第一類回火脆性：低溫回火脆性幾乎在所有的工業(yè)用鋼中都會出現(xiàn)。一般認 為，其產(chǎn)生是由于馬氏體分解時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度，使晶界稱為裂紋擴展的路 徑，因而產(chǎn)生脆性。 第二類回火脆性：高溫回火脆性主要在合金結構鋼中出現(xiàn)，碳鋼中一般不出現(xiàn) 這種脆性。其產(chǎn)生原因主要是 As、Sn、Pb、Sb、Bi、P、S 等有害雜 質元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 原子間的結合力，降低晶界的斷裂強度。Mn、Ni、Cr 等合金元素不 但促進這些雜質元素向晶界偏聚

27、，而且自身也向晶界偏聚，進一步降 低了晶界斷裂強度，增加回火脆性。 消除方法： 第一類回火脆性： A、避開脆化溫度范圍回火 B、用等溫淬火代替淬火+回火 C、在鋼中加入Nb、V、Ti等細化奧氏體晶粒元素，增加晶界面積 D、降低雜質元素含量 第二類回火脆性： A、高溫回火后采用快速冷卻方法可以抑制回火脆性，但不適用于對 回火脆性敏感的較大工件 B、在鋼中加入Nb、V、Ti等細化奧氏體晶粒元素，增加晶界面積 C、降低雜質元素含量 D、加入適量的 Mo、W 等合金元素可抑制雜質元素向原奧氏體晶界 的偏聚 E、對亞共析鋼可采取 A1-A3臨界區(qū)的亞溫淬火方法，使 P等雜質元 素溶入殘留的鐵素體中，減輕

28、它們向原奧氏體晶界的偏聚程度 F、采用形變熱處理方法，可以細化晶粒，減輕高溫回火脆性 9-12 比較過共析鋼的 TTT 曲線和 CCT 曲線的異同點。為什么在連續(xù)冷卻過程 中得不到貝氏體組織？與亞共析鋼的 CCT 曲線中 Ms 線相比，過共析鋼 的Ms線有何不同點，為什么？ 答： TTT曲線和 CCT曲線的異同點： 相同點： 1、都具有滲碳體的先共析線。 2、相變都有一定的孕育期。 3、曲線中都有一條相變開始線和一條相變完成線。 不同點： 1、CCT曲線中無貝氏體轉變區(qū)。 2、CCT曲線中發(fā)生相變的溫度比TTT曲線中的低 3、CCT曲線中發(fā)生相變的孕育期比TTT曲線中長。得不到貝氏體組織的原因

29、： 在過共析鋼的奧氏體中，碳濃度高，使貝氏體孕育期大大延長，在連續(xù)冷卻轉 變時貝氏體轉變來不及進行便冷卻至低溫。 Ms線的不同點及原因： 不同點：亞共析鋼的 CCT曲線中的 Ms線右端呈下降趨勢，而過共析鋼的 CCT 曲線中的Ms線右端呈上升趨勢。 原因：這是因為在亞共析鋼中由于先共析鐵素體的析出和貝氏體轉變，造成周 圍奧氏體的富碳，從而導致 Ms 線下降。而過共析鋼由于先共析滲碳體的析 出，而且在連續(xù)冷卻過程中也無貝氏體轉變，使周圍奧氏體貧碳，導致 Ms 線 上升。 9-13 闡述獲得粒狀珠光體的兩種方法？（有三種工藝：等溫球化退火，普通球 化退火，調質（淬火+高溫回火） 答： 粒狀珠光體可

30、以有過冷奧氏體直接分解而成，也可以由片狀珠光體球化而成， 可以由淬火組織回火形成。原始組織不同，其形成機理也不同。 1、由過冷奧氏體直接分解得到粒狀珠光體的過程： 要由過冷奧氏體直接形成粒狀珠光體，必須使奧氏體晶粒內形成大量均勻彌散 的滲碳體晶核，即控制奧氏體化溫度，使奧氏體內殘存大量未溶的滲碳體顆 粒；同時使奧氏體內碳濃度不均勻，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，在過冷度較小的情況下就能在奧氏體晶粒內形 成大量均勻彌散的滲碳體晶核，每個滲碳體晶核在獨立長大的同時，必然使其 周圍母相奧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

31、而成的過程： 將片狀珠光體鋼加熱至略低于 A1 溫度長時間保溫，得到粒狀珠光體。此時， 片狀珠光體球化的驅動力是鐵素體和滲碳體之間相界面（或界面能）的減少。 3、由淬火組織回火形成的過程 將淬火馬氏體鋼加熱到一定溫度以上回火，使馬氏體分解、析出顆粒狀滲碳 體，得到回復或再結晶的鐵素體加粒狀滲碳體的組織。 9-14 金屬和合金的晶粒大小對力學性能有何影響？獲得細晶粒的方法？ 答：此題主要是指奧氏體晶粒 晶粒大小對力學性能影響： 奧氏體晶粒?。轰摕崽幚砗蟮慕M織細小，強度高、塑性好，沖擊韌性高。 奧氏體晶粒大：鋼熱處理后的組織粗大，顯著降低鋼的沖擊韌性，提高鋼的韌 脆轉變溫度，增加淬火變形和開裂的傾

32、向。當晶粒大小不均勻 時，還顯著降低鋼的結構強度，引起應力集中，容易產(chǎn)生脆性 斷裂。 獲得細晶粒的方法： 1、降低加熱溫度，加快加熱速度，縮短保溫時間，采用快速加熱短時保溫的奧 氏體化工藝。 2、冶煉過程中用 Al 脫氧或在鋼種加入 Zr、Ti、Nb、V 等強碳化物形成元素， 能形成高熔點的彌散碳化物和氮化物，可以細化奧氏體晶粒。 3、細小的原始組織可以得到細小的奧氏體晶粒，可以采用多次快速加熱-冷卻的方法細化奧氏體晶粒。 4、采用形變熱處理可以細化奧氏體晶粒。 9-15 有一共析鋼試樣，其顯微組織為粒狀珠光體。問通過何種熱處理工序可分 別得到片狀珠光體、粗片狀珠光體和比原始組織更細小的粒狀珠

33、光體？ 答： 獲得片狀珠光體工序： 正火：將粒狀珠光體鋼完全奧氏體化，然后在空氣中冷卻至室溫。 （正火工藝） 獲得粗片狀珠光體工序： 完全退火：將粒狀珠光體鋼完全奧氏體化，然后在隨爐緩慢冷卻至室溫。 獲得更小的粒狀珠光體工序： 調質（淬火+高溫回火）：將粒狀珠光體鋼完全奧氏體化，淬火成馬氏體組織， 再將馬氏體組織鋼加熱到一定溫度回火使馬氏體分解、析出細粒狀滲碳體，得 到針狀鐵素體加細粒狀滲碳體的粒狀珠光體組織· 9-16 為了提高過共析鋼的的強韌性，希望淬火時控制馬氏體使其具有較低的含 碳量，并希望有部分板條馬氏體。試問如何進行熱處理才能達到上述目 的？ 答： 熱處理方法： 1、采用

34、亞溫淬火+預冷淬火的方法，即將過共析鋼快速加熱至 AC1-ACcm 之間 略高于 AC1 某一溫度短時保溫，得到細小的碳濃度不均勻奧氏體晶粒和未 溶的滲碳體顆粒。淬火前將奧氏體鋼在空氣中預冷，使其析出部分先共析滲 碳體，降低奧氏體含碳量，然后再淬火可以得到碳含量較低的細小片狀馬氏 體，以及部分板條馬氏體，從而得到以片狀馬氏體為主加粒狀碳化物以及部 分板條馬氏體組織，使鋼具有高的強度并且具有良好的韌性。 2、適當?shù)慕档痛慊鹄鋮s速度，因為冷卻速度越大，形成片狀馬氏體的含碳量越 低，不易形成板條馬氏體。 9-17 如何把含碳 0.8%的碳鋼的球化組織轉變?yōu)椋?、細片狀珠光體；2、粗片狀 珠光體；3、

35、比原來組織更小的球化組織。 答： 獲得細片狀珠光體工序： 正火：將粒狀珠光體鋼完全奧氏體化，快速冷卻至 Ar1 以下較低溫度保溫一段 時間后緩冷至室溫。 獲得粗片狀珠光體工序： 完全退火：將粒狀珠光體鋼完全奧氏體化，快速冷卻至略低于 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： 調質（亞溫淬火+高溫回火）：將粒狀珠光體鋼加熱至 AC1-ACcm 之間某一溫度 保溫，得到細小的奧氏體晶粒和未溶的滲碳體顆粒后，淬火成馬氏體組織，再 將馬氏體組織鋼加熱到一定溫度回火使馬氏體分解、析出細粒狀滲碳體，得到 針狀鐵素體加細粒狀滲碳體的粒狀珠光體組織9-18 如何把含碳

36、0.4%的退火碳鋼處理成：1、在大塊游離鐵素體和鐵素體基體 上分布著細球狀碳化物；2、鐵素體基體上分布著細球狀碳化物。 答： 第 1種組織熱處理工藝： 球化退火：由于是退火亞共析鋼，其原始組織為塊狀先共析鐵素體加片狀珠光 體，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?熱至 AC1-AC3之間保溫，保留先共析塊狀鐵素體和部分未溶滲碳體質點，得到 碳含量不均勻的奧氏體組織，然后在 Ar1 以下較高溫度保溫球化，獲得在大塊 游離鐵素體和鐵素體基體上分布著細球狀碳化物的組織（此工藝是亞溫退火的 原理） 。 （或者先加熱到+，再淬火成+M,最后回火使 M分解、析出細粒狀 滲碳體，

37、得到塊狀鐵素體和鐵素體基體加細球狀滲碳體組織。原理自己仿照上 述方法自己整理） 第 2種組織熱處理工藝： 調質：將退火碳鋼加熱到 AC3 溫度以上完全奧氏體化，淬火成馬氏體，再將馬 氏體組織加熱到一定溫度回火使馬氏體分解、析出細粒狀滲碳體，得到鐵素體 基體加細球狀滲碳體組織。 9-19 假定將已淬火而未回火的含碳 0.8%的碳鋼件（馬氏體組織）放入 800爐 內，上述組織對 800奧氏體化時間有什么影響？如果隨后淬火發(fā)現(xiàn)零件 上油裂紋，試解釋裂紋產(chǎn)生的原因。 答： 馬氏體組織對奧氏體化時間影響： 會加快奧氏體化時間。原因：因為將淬火鋼加熱到奧氏體溫度時，淬火馬氏體 處于非常不穩(wěn)定狀態(tài)，通常首先

38、在馬氏體相界面上形成奧氏體晶核，這是因為 相界面上碳濃度不均勻、原子排列不規(guī)則易于產(chǎn)生促進形核的濃度起伏和結構 起伏。所以當原始組織為片狀馬氏體時，馬氏體片越細，它們的相界面越多， 則形成奧氏體的晶核越多，晶核長大速度越快，因此可加速奧氏體的形成，縮 短奧氏體化時間。 裂紋產(chǎn)生的原因： 這是因為含碳 0.8%的碳鋼件淬火時形成片狀馬氏體，馬氏體片形成速度很快， 在其相互碰撞或與奧氏體晶界相碰撞時產(chǎn)生很大的應力場，片狀馬氏體本身也 很脆，不能通過滑移或孿生變形使應力得到松弛，因此容易產(chǎn)生淬火顯微裂 紋。這些顯微裂紋在隨后的再次淬火過程中受到較大內應力的作用，裂紋尖端 應力集中，從而使裂紋得到擴展

39、，最終在零件表面形成宏觀裂紋。 （在組織應力 和熱應力的作用下皆可產(chǎn)生裂紋，在解熱時，若鋼的導熱性能差，內外溫差大 也可形成裂紋，如合金鋼要采用預熱防止裂紋，同學考研時盡可能回答全面和 具體） 第十章 鋼的熱處理工藝 10-1 何謂鋼的退火？退火種類及用途如何？ 答： 鋼的退火：退火是將鋼加熱至臨界點 AC1 以上或以下溫度，保溫一定時間以后 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：根據(jù)加熱溫度可以分為在臨界溫度 AC1 以上或以下的退火，前者包 括完全退火、不完全退火、球化退火、均勻化退火，后者包括再結晶退火、去 應力退火，根據(jù)冷卻方式可以分為等溫退火和連續(xù)冷卻退火。 退火

40、用途： 1、完全退火：完全退火是將鋼加熱至 AC3以上 20-30，保溫足夠長時間，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。 其主要應用于亞共析鋼，其目的是細化晶粒、消除內應力和加工硬化、提高 塑韌性、均勻鋼的化學成分和組織、改善鋼的切削加工性能，消除中碳結構 鋼中的魏氏組織、帶狀組織等缺陷。 2、不完全退火：不完全退火是將鋼加熱至 AC1- AC3（亞共析鋼）或 AC1- ACcm（過共析鋼）之間，保溫一定時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。對于亞共析鋼，如果鋼的原始組織分布合適，則可 采用不完全退火代替完全退火達到消除內應力、降低硬度的目

41、的。對于過共 析鋼，不完全退火主要是為了獲得球狀珠光體組織，以消除內應力、降低硬 度，改善切削加工性能。 3、球化退火：球化退火是使鋼中碳化物球化，獲得粒狀珠光體的熱處理工藝。 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、為淬火做組織準備。 4、均勻化退火：又稱擴散退火，它是將鋼錠、鑄件或鍛軋坯加熱至略低于固相 線的溫度下長時間保溫，然后緩慢冷卻至室溫的熱處理工藝。其目的是消除 鑄錠或鑄件在凝固過程中產(chǎn)生的枝晶偏析及區(qū)域偏析，使成分和組織均勻 化。 5、再結晶退火：將冷變形后的金屬加熱到再結晶溫度以上保持適當時間，然后 緩慢冷卻至室溫的熱處理工藝。其目

42、的是使變形晶粒重新轉變?yōu)榫鶆虻容S晶 粒，同時消除加工硬化和殘留內應力，使鋼的組織和性能恢復到冷變形前的 狀態(tài)。 6、去應力退火：在冷變形金屬加熱到再結晶溫度以下某一溫度，保溫一段時間 然后緩慢冷卻至室溫的熱處理工藝。其主要目的是消除鑄件、鍛軋件、焊接 件及機械加工工件中的殘留內應力（主要是第一類內應力），以提高尺寸穩(wěn) 定性，減小工件變形和開裂的傾向。 10-2 何謂鋼的正火？目的如何？有何應用？ 答： 鋼的正火：正火是將鋼加熱到 AC3 或 Accm 以上適當溫度，保溫適當時間進行 完全奧氏體化以后，以較快速度（空冷、風冷或噴霧）冷卻，得到珠光體類組 織的熱處理工藝。正火過程的實質是完全奧氏體

43、化加偽共析轉變。 目的：細化晶粒、均勻成分和組織、消除內應力、調整硬度、消除魏氏組織、 帶狀組織、網(wǎng)狀碳化物等缺陷，為最終熱處理提供合適的組織狀態(tài)。 應用： 1、改善低碳鋼的切削加工性能。 2、消除中碳鋼的熱加工缺陷（魏氏組織、帶狀組織、粗大晶粒）。 3、消除過共析鋼的網(wǎng)狀碳化物，便于球化退火，為淬火做好組織準備。 4、作為最終熱處理，提高普通結構件的力學性能。10-3 在生產(chǎn)中為了提高亞共析鋼的強度，常用的方法是提高亞共析鋼中珠光體 的含量，問應該采用什么熱處理工藝？ 答： 應該采用正火工藝。 原因：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，先共析鐵素體的含量越多，從

44、而導致珠光體的含量變少，降低亞共析鋼的 硬度和強度。而正火工藝的實質就是完全奧氏體化加上偽共析轉變，可以通過 增大冷卻速度降低先共析鐵素體的含量，使亞共析成分的鋼轉變成共析組織， 即增加了珠光體的含量，從而可以提高亞共析鋼的強度和硬度。(本題問的是工 藝，這樣回答就可以了，若問采用什么措施？除了以上內容要再加一點，加入 微量的合金元素，也就是書上的低合金高強度結構鋼，不能加入過多的合金元 素，因為合金元素多會影響結構鋼的焊接性，加入合金元素提高強度的原因， 除了合金元素的固溶強化外，還有就是合金元素使 S 點左移，使亞共析鋼形成 偽共析組織更容易，增加P的量) 10-4 淬火的目的是什么？淬火

45、方法有幾種？比較幾種淬火方法的優(yōu)缺點？ 答： 淬火的目的：獲得盡量多的馬氏體，可以顯著提高鋼的強度、硬度、耐磨性， 與各種回火工藝相配合可以使鋼在具有高強度高硬度的同時具有良好的塑韌性 將鋼加熱至臨界點 AC3 或 AC1 以上一定溫度，保溫適當時間后以大于臨界冷 卻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。 淬火方法：按冷卻方式可以分為：單液淬火法、雙液淬火法、分級淬火法、等 有優(yōu)缺點比較： 10-5 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 加熱溫度不能超過 Accm線？ 答： 淬火加熱溫度選擇原則：以得到均勻細小的奧氏體晶粒為原則，以便獲得細小

46、的馬氏體組織。亞共析鋼通常加熱至 AC3 以上 30-50，過共析鋼加熱至 AC1 以上30-50. 1、過共析鋼的淬火加熱溫度超過 Accm 線，碳化物全部溶入奧氏體中，使奧氏 體的含碳量增加，降低鋼的 Ms和 Mf點，淬火后殘留奧氏體量增多，會降低鋼的硬度和耐磨性 2、過共析鋼淬火溫度過高，奧氏體晶粒粗化、含碳量又高，淬火后易得到有顯 微裂紋的粗針狀馬氏體，降低鋼的塑韌性 3、高溫淬火時淬火熱應力大，氧化脫碳嚴重，也增大鋼件變形和開裂的傾向。 10-6 何謂鋼的淬透性、淬硬性？影響鋼的淬透性、淬硬性及淬透層深度的因 素？ 答： 淬透性：鋼的淬透性是指奧氏體化后的鋼在淬火時獲得馬氏體的能力，

47、它反映 過冷奧氏體的穩(wěn)定性，與鋼的臨界冷卻速度有關。其大小以鋼在一定條件下淬 火獲得的淬透層深度和硬度分布來表示。 淬硬性：鋼的淬硬性是指奧氏體化后的鋼在淬火時硬化的能力，主要取決于馬 氏體中的含碳量，用淬火馬氏體可能達到的最高硬度來表示。 淬透層深度：淬透層深度是指鋼在具體條件下淬火時測定的半馬氏體區(qū)至工件 表面的深度。它與鋼的淬透性、工件形狀尺寸、淬火介質的冷卻能力有關。 10-7 有一圓柱形工件，直徑 35mm，要求油淬后心部硬度大于 45HRC，能否采 用40Cr鋼？ 答：解答此題需用到40Cr的淬透性曲線圖（端淬曲線圖） 根據(jù)手冊可以查到 40Cr端淬曲線圖，直徑 35mm圓柱工件在

48、油淬后的心部硬度 范圍為 34-50HRC（鋼的淬透性受化學成分、晶粒度、冶煉情況等因素素影 響，一條淬透性曲線實際上是一條淬透性帶），也就是是說心部硬度有可能大于 45HRC，也有可能小于45HRC，所以不建議使用40Cr鋼。 10-8 有一40Cr鋼圓柱形工件，直徑50mm，求油淬后其橫截面的硬度分布？ 答：解答此題需用到40Cr的淬透性曲線圖（端淬曲線圖） 根據(jù)手冊可以查到40Cr端淬曲線圖，查圖可得： 油淬后中心硬度范圍：28-43.5HRC 油淬后距中心3/4R硬度范圍：33.5-50 HRC 油淬后表面硬度范圍：45-57HRC 10-9 何謂調質處理？回火索氏體比正火索氏體的力學

49、性能為何較優(yōu)越？ 答： 調質處理：習慣上將淬火加高溫回火稱為調質處理，其目的是為了獲得既有較 高的強度、硬度，又有良好的塑性及沖擊韌性的綜合力學性能。 性能比較： 在相同硬度條件下，回火索氏體和正火索氏體抗拉強度相近，但回火索氏體的 屈服強度、塑性、韌性等性能都優(yōu)于正火索氏體。 這是因為，回火索氏體是由淬火馬氏體分解而得到，其組織為鐵素體加顆粒狀 碳化物。而正火索氏體是由過冷奧氏體直接分解而來，其組織為鐵素體加片狀 碳化物。正火索氏體受力時，位錯的運動被限制在鐵素體內，當位錯運動至片 狀碳化物界面時形成很大的平面位錯塞積群，使基體產(chǎn)生很大的應力集中，易 使碳化物脆斷或形成微裂紋。而粒狀碳化物對

50、鐵素體的變形阻礙作用大大減 弱，塑性和韌性得到提高，當粒狀碳化物均勻地分布在塑性基體上是，由于位錯和第二相粒子的交互作用產(chǎn)生彌散強化或沉淀強化，提高鋼的塑性變形抗 力，從而提高強度。 因此相比較正火索氏體，回火索氏體具有更好的強度、塑性、韌性等性能。 10-10 為了減少淬火冷卻過程中的變形和開裂，應當采取什么措施？ 答： 變形和開裂原因：由于冷卻過程中工件內外溫度的不均勻性以及相變的不同時 性造成工件中產(chǎn)生的內應力，淬火內應力分為熱應力和組織應力兩種。當淬火 應力超過材料的屈服強度時，就會產(chǎn)生塑性變形，當淬火應力超過材料的斷裂 強度時，工件則發(fā)生開裂。 應采取的措施（工藝角度） ： 1、控制

51、淬火加熱溫度不宜過高：加熱溫度高，奧氏體晶粒粗化，淬火后得到粗 大的馬氏體，應力和脆性均顯著增大。而且高溫加熱，氧化脫碳嚴重，也增 大鋼件變形和開裂傾向。 2、選擇適當?shù)睦鋮s方法：降低馬氏體轉變時的冷卻速度，可以降低馬氏體的轉 變速度，減少淬火應力，降低工件變形和開裂的傾向。 3、選擇合適的淬火冷卻介質：具有理想冷卻特性（珠光體轉變點以上冷速較 慢，快速通過 C曲線鼻尖，在 Ms點以下緩慢冷卻）的冷卻介質可以在獲得 馬氏體組織前提下減少淬火應力，降低工件變形和開裂的傾向。 10-11 現(xiàn)有一批 45 鋼普通車床傳動齒輪，其工藝路線為鍛造-熱處理-機械加工- 高頻感應加熱淬火-回火。試問鍛后應進

52、行何種熱處理？為什么？ 答： 鍛后熱處理：調質熱處理 原因：調質處理后零件具有良好的綜合機械性能，廣泛應用于各種重要的結構 零件，特別是那些在交變負荷下工作的連桿、螺栓、齒輪及軸類等。由于調質 后表面硬度較低，不耐磨?？捎谜{質表面淬火提高零件表面硬度。 中碳結構鋼鑄件、鍛軋件中，可能存在魏氏組織、帶狀組織、晶粒粗大等缺 陷，粗大魏氏組織顯著降低鋼塑性和韌性，帶狀組織使鋼的性能具有方向性。 可以先正火熱處理，細化晶粒，消除內應力，消除魏氏組織和帶狀組織缺陷。 10-12 有一直徑 10mm的 20 鋼制工件，經(jīng)滲碳熱處理后空冷，隨后進行正常的 淬火、回火處理，試分析滲碳空冷后及淬火、回火后，由表

53、面到心部的組 織。 答：滲碳空冷后：表層：P+Fe3C 中部：P 心部：+P 淬火后：表層：M+ / +Fe3C 中部：M+ / 心部：+M （說明：由于表面滲碳后過共析鋼成分，因此淬火加熱的溫度是 AC1 以上 30- 50.在此溫度下，心部是+，20 號鋼直徑 10mm 可判斷能淬透，因此淬火 后為+M，若直徑再大些為+T+M,若直徑更大，則保留原始組織+P） 回火后：表層：M 回+ / +Fe3C 中部：M 回+ / 心部：+M 回 （說明：滲碳后鋼制工件采用低溫回火工藝） 10-13 設有一種 490柴油機連桿，直徑 12mm，長 77mm，材料為 40Cr，調質處 理。要求淬火后心部

54、硬度大于 45HRC，調質處理后心部硬度為 22-33HRC。試制定熱處理工藝。 答：解答此題需要 40Cr 臨界相變點 AC3 和淬透性曲線（通過查手冊： AC3=782） 熱處理工藝： 奧氏體化溫度=AC3+（30-50），取820 保溫時間=KD=15min，K=1.5mm/min 根據(jù) 40Cr 的淬透性曲線可以得出，直徑 12mm 的 40Cr 鋼油淬后的心部硬度最 低為47 HRC。 查手冊可以發(fā)現(xiàn) 40Cr 在 650回火，其硬度為 25-30HRC，符合心部硬度要 求?；鼗饡r間= KD=24min，K=2mm/min，為防止產(chǎn)生回火脆性回火后冷卻可采 用空冷或水冷。 熱處理工藝

55、為：將連桿加熱至 820保溫 15min，油淬至室溫，再加熱至 650 保溫24min，空冷至室溫。 10-14 寫出 20Cr2Ni4A 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： 冷、熱加工工序安排：冶煉-鑄造-擴散退火-鍛造-完全退火-粗加工-滲碳-（淬火 +低溫回火）-精加工 熱處理所起作用： 擴散退火：消除凝固過程的枝晶偏析和區(qū)域偏析，均勻化學成分和組織。 完全退火：細化晶粒、均勻鋼的化學成分和組織、消除內應力和加工硬化、消 除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表面，獲得一定深度高碳滲層（一般碳含量： 0.85-1.05%，滲層深度：0.5-2mm） 淬火-低溫回火：使齒輪表面獲得高碳細針狀回火馬氏體組織+少量殘留奧氏 體，具有高硬度、良好的耐磨性以及接觸疲勞強度；使心部獲得低碳板條回火 馬氏體+少量鐵素體組織，具有較高的強度和良好的塑韌性。 10-15 指出直徑10mm的45鋼（退火狀態(tài)），經(jīng)下列溫度加熱并水冷所獲得的組