金屬學與熱處理課后習題答案版

鋼的退火AC1以上或以下溫度，保溫一定時間以后退火種類AC1以上或以下的退火，前者包退火用途件及機械加工工件中的殘留內應要是第一類內應力以提高尺寸穩(wěn)定鋼的正火：AC3Accm以上適當溫度，保溫適當時間進行12、消除中碳鋼的熱加工缺陷（魏氏組織、帶狀組織、粗大晶粒34 答應該采用正藝強度。而正藝的實質就是完全奧氏體化加上偽共析轉變，可以通過增大冷卻各種回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優(yōu)缺點比較件1加熱溫度過Accm線答30-50℃.1Accm線，碳化物全部溶入奧氏體中，使奧氏3 40Cr鋼？答：40Cr的淬透性曲線圖（端淬曲線圖40r35mm圓柱工件在油淬后的心部硬度3450H（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45H45H40r鋼。40Cr50mm，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）40Cr端淬曲線圖，查圖可得：3/4R硬度范圍：33.5-50：調質處理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：性能比較應采取的措施（工藝角度CMs點以下緩慢冷卻）的冷卻介質可以在獲得馬氏 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-答鍛后熱處理：完全退火或不完全退 10mm20鋼制工件，經滲碳熱處理后空冷，隨后進行正常的答49012mm77mm40Cr，調質處45HRC答此題需要40Cr臨界相變點AC3和淬透性曲線（通過查手冊：熱處理工藝50℃40Cr12mm40Cr鋼油淬后的心部硬度最低47HRC。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。回火時間=KD=24min，K=2mm/min，為防止產生回火脆性回火后冷卻可采用空24min，空冷至室溫。 20Cr2Ni4A答熱處理所起作用滲碳：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：10mm45鋼（退火狀態(tài)答：解答此題需找到45鋼的臨界相變點AC1和AC3（可查手冊得知：700℃：將45鋼加熱至700℃未發(fā)生珠光體組織向奧氏體轉變，因此水冷時無奧760℃：760AC1和AC3之間，在此溫度加熱保溫，珠光體組織轉變?yōu)閵WT10答熱處理工藝（待論證 化 答熱處理工藝（待論證固體相變主要特12、新相晶核與母相晶核存在一定的晶 向關系313、固態(tài)相變溫度低，原子擴散更，例如固態(tài)合金中原子的擴散速度為10-—10-8cm/d，而液態(tài)金屬原子的擴散速度為10-7cm/s用金相顯微鏡100倍放大倍數(shù)下645mm2范圍內觀察到的晶粒個數(shù)來確定奧對鋼的性能的影與珠光體轉變的異同點與馬氏體轉變的異同點（可擴展 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板條馬氏體與片狀馬氏體性能上的差異試述鋼中典型的上、下貝氏體的組織形態(tài)、模型并比較它們的異同。上貝氏體的組織形態(tài)、模型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形態(tài)與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)、模型和的片狀鐵素體和其析出的微細ε-碳化物組成。其形態(tài)與片狀馬氏體異同點不同點：組織形態(tài)不同，模型不同，鐵素體和碳化物的混合方式不同。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法？答碳鋼的回火轉變過程及回火組織1、馬氏體中碳原子的偏聚，組織為淬火馬氏體+（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（1002、馬氏體分解，組織為回火馬氏體+（100℃時，馬氏體開始發(fā)生分解，碳原子偏聚區(qū)的碳原子3200℃時，殘留奧氏體將發(fā)生分4250℃以上時，將會形成更穩(wěn)定的χ碳化物直至θ碳化物。當回火溫度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5、滲碳體的長大和α相的回復、再結晶，組織為回火索氏體因此在回火過程中α相也會要發(fā)生變化來降低自由能。當回火溫度升高至400℃以上時α相開始出現(xiàn)回復現(xiàn)象使位密度減少或孿晶但是相晶粒仍保持板條狀或針狀。當回火溫度升高至600狀α相形成等軸的α相將淬火鋼在50650℃回火得到的回復或再晶了的α）答組織比較0.6-1μm，形成溫度：A1-650℃。托氏體：片狀鐵素體+片狀滲碳體，片間距0.1-0.15μm，形成溫度：600℃以性能比較1答2250400回火脆性，也稱低溫回火脆性。450650回火脆性，也叫高溫回火脆性。產生原因As、Sn、Pb、Sb、Bi、P、S等有害雜質子間的結合力，降低晶界的斷裂強度。Mn、Ni、Cr等合金元素不但消除方法CNb、V、TiBNb、V、TiEA1-A3P等雜質元FTTTCCT曲線的異同點。為什么在連續(xù)冷卻過程CCT曲線中Ms線相比，過共析鋼的Ms線有何不同點，為什么？答TTTCCT121、CCT2、CCT曲線中發(fā)生相變的溫度比TTT3、CCT曲線中發(fā)生相變的孕育期比TTT曲線中長。MsCCTMs曲線中的Ms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Ms線上升。123晶粒大小對力學性能影響2AlZr、Ti、Nb、V等強碳化物形成元素，能形成高的彌散碳化物和氮化物，可以細化奧氏體晶粒。4答獲得片狀珠光體工序 答熱處理方法1、采用亞溫淬火+預冷淬火的方法，即將過共析鋼快速加熱至AC1-ACcm之間AC1 答獲得細片狀珠光體工序Ar1以下較低溫度保溫一段時獲得粗片狀珠光體工序Ar1以下某一溫度獲得更小的粒狀珠光體工序調質（亞溫淬火+高溫回火AC1-ACcm之間某一溫度 如何把含碳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答1種組織熱處理工藝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Ar12種組織熱處理工藝調質：AC3溫度以上完全奧氏體化，淬火成馬氏體，再將馬 0.8%的碳鋼件（馬氏體組織）800800油裂紋，試解釋裂紋產生的原因。答馬氏體組織對奧氏體化時間影響裂紋產生的原因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，答：擴散是物質中原子（或）分子的遷移現(xiàn)象，是位置傳輸?shù)氖健＜木鶆蚧思谋砻鏉B碳過程均屬于下坡擴散。答1D145、化學成分：當合金元素提高合金，擴散系數(shù)減小；若降低合金，擴40.3-0.5nm的距離， 鑄造合金均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：加速略（擴散系數(shù)計算略（消除枝晶偏析時間計算略 方式使碳原子從表層向擴散的熱處理方法。試問：答要是第一類內應力（可參考P195，圖7-已知W、Fe、Cu的分別為3399℃、1538℃和1083℃，試估算其再結晶答再結晶溫度：通常把經過嚴重冷變形（70%以上）1h的95%再結晶轉變量的溫度作為再結晶溫度。1、金屬的最低再結晶溫度與其之間存在一經驗關系式：T再≈δTm，對于工業(yè)純金屬來說：δ0.35-0.40.4計算。2、應當，為了消除冷塑性變形加工硬化現(xiàn)象，再結晶退火溫度通常要比其100-200℃。如上所述取T再=0.4TmW再=3399×0.4=1359.6℃Fe再=1538×0.4=615.2℃Cu再=1083×0.4=433.2℃1本質區(qū)別：是否有新的形核晶粒本質區(qū)別12回復階段空位和位錯的變化及對性能的影響應要是第一類內應力，減輕工件的翹曲和變形，降低電阻率，提高材料再結晶階段空位和位錯的變化及對性能的影響答臨界變形度：金屬在冷塑性變形時，當變形度達到某一數(shù)值（一般金屬均在 一塊純錫板被擊穿，經再結晶退火后，彈孔周圍的晶粒大小有何特征，答1、錫板被擊穿產生的彈孔相當于彈孔處產生了劇烈的冷塑性變形，且距離變能增加再結晶驅動力增加形核率N和晶粒長大線速度G同時增加，G/N的比值減小，使再結晶的晶粒隨變形度增加而變細。于變形度不大，G/N的比值很大，使再結晶的晶粒特別粗大。 100℃繩是新的，事先經過檢查，并無瑕疵。試分析鋼絲繩斷裂原因。存能增加再結晶驅動力增加形核率N和晶粒長大線速度G同時增加G/N2（210%范圍內形度不大，N的比值很大，使再結晶的晶粒特別粗大。4的第二相質點，可以有效地高溫下晶粒的長大。為獲得細小的晶粒組織，應根據(jù)什么原則制訂塑性變形及退藝？塑性變形原則A=78.5mm2屈服載荷φ角5λ角根據(jù)以上數(shù)據(jù)求出臨界分切應力τk答需臨界臨界分切應力的計算公式：τk=σscosφcosλ，σs為屈服強度=屈cosφcosλ稱作取向因子，由表中σs和cosφcosλ的數(shù)值可以看出，隨著取向因子的增大，屈服應力逐漸減小。cosφcosλ的最大值是φ、λ45度0.5，此時σs為最小值，金屬最易發(fā)生滑移，這種取向稱為軟取則無論τk數(shù)值如何，σs均為無窮大，表示晶體在此情況下根本無法滑移，畫出銅晶體的一個晶胞，在晶胞上滑移面上的原子密度與{001}解答此題首先要知道銅在室溫時的晶體結構是面心立方1.5/a21.414/a。答其高度約為1000個原子間距。相的一組小臺階在宏觀上反映的就是一個大所以晶體表面上的滑移線形貌是臺階高度約為1000個原子間距的一個個小臺多晶體的塑性變形過程晶粒越細強度越高、塑性越好的原因答裂紋原因滑移在塑性變形過程中的作孿生在塑性變形過程中的作2、但是，由于孿生后變形部分的晶向發(fā)生改變，可能會使原來處于不利取答金屬塑性變形后組織結構與性能之間的關系2、金屬塑性變形后，晶體中的亞結構得到細化，形成大量的胞狀亞結構。位錯密強度增加，塑性、韌性降低。加工硬化在機械零件生產和服役過程中的重要意產生位錯割階和位錯纏結等，使位錯運動的阻力增大，造成晶體的塑性變形在零件生產中的意義在零件使用過程中的意義需要的是：加工硬化現(xiàn)象也會給零件生產和使用帶來一些不利因素答殘留內應力的形成原因分（約占總變形功的10%）保留在金屬，形成殘留內應力。研究這部分內應力的意義反而對使用有利。提高工件的使用。答裂紋對材料斷裂的影響σc仍低于σ02，也就是說含裂紋的脆性材料往往表現(xiàn)出低應力斷裂，但斷裂源于微孔方式，微觀斷口形貌仍具有韌窩特征。用時，裂紋尖端應力場的各應力分量中均有一個共同因子KI（KI=σ√πa，a為裂紋長度的一半KI表示裂紋尖端應力場的強弱，簡稱應力強度因子。地KI值增加到臨界值Kc，這個臨界應力場強度因子Kc稱為材料的斷裂韌度Kc單調減小至一常數(shù)KIc，這時裂紋尖端區(qū)域處于平面應變狀態(tài)，KIc稱為平面應在機械設計中的功用后，即可算出裂紋尖端應力強度因子KI。與構件材料的KIc相比，如果KI＜KIc，則構件安全，否則有脆斷。的KIc，就可由σcKIc/√πa3、KIc的和構件的實際工作應力，則可根據(jù)ac=K求出臨界裂紋尺寸。如果探傷測定構件實際裂紋尺寸a＜2ac，則構件安全，否則有脆斷略 分析Wc=0.2%，Wc=0.6%，Wc=1.2%，的鐵碳合金從液態(tài)平衡冷卻至室溫答（1495℃形成奧氏體γ，L+δ≒γ，由于Wc=0.2%高于包晶點0.17%，因此組織為奧組織含量計算Wp=1Wα（先WFe3C=1-（727℃共析點，發(fā)生共析轉變γ≒αF3，此時組織為先共析鐵素體珠光體6）珠光體中的鐵素體都將析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，可忽略不計。所以室Wp=1Wα（先WFe3C=1-（727℃點碳含量，發(fā)生共析轉變γ≒αF3，組織為珠光體先共析二次滲碳體5）珠光體中的鐵素體都將析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，可忽略不計。所以室組織含量計算：WFe3C（先）=（1.2-0.77）/（6.69-Wp=1WFe3C（先WFe3C=1- 分析Wc=3.5%，Wc=4.7%的鐵碳合金從液態(tài)到室溫的平衡結晶過程，畫出點，液相合金發(fā)生共晶轉變L≒γ+Fe3C，組織為共晶萊氏體Ld+奧氏體。（727℃析轉變形成珠光體，γ≒α+Fe3C，組織為珠光體（L’d）+二次組織含量計算：WFe3CⅡ={（2.11-0.77）/（6.69-WFe3C（共）={（4.3-2.11）/（6.69-相含量計算：Wα={（6.69-0.77）/（6.69-0.0218）}×WL’dWFe3C=1-為一次滲碳體，L≒Fe3CⅠ，組織為液相合金+Fe3CⅠ。點，液相合金發(fā)生共晶轉變L≒γ+Fe3C，組織為共晶萊氏體Ld+Fe3CⅠ。+一次滲碳體+（727℃L’d）+一次滲碳體+二次滲碳體。不計。所以室溫下的組織為：珠光體（L’d）+滲碳體（一次滲組織含量計算組織含量計算：WL’d={（6.69-2.11）/（6.69-WFe3C=1-相含量計算：Wα={（6.69-0.77）/（6.69-0.0218）}×WL’dWFe3C=1-二次滲碳體最大含量232.11%可以或多最多的奧氏體三次滲碳體最大含量230.0218%時，可以獲得最多的鐵素其含量共晶滲碳體含量WFe3C（晶）=（4.3-2.11）/（6.69-2.11）×100%≈47.8%，WA=1WFe3C（共二次滲碳體含量共析滲碳體含量WFe3C（析）={（0.77-0.0218）/（6.69-0.0218）}×（WAW 為了區(qū)分兩種弄混的碳鋼分別截取了AB兩塊試樣加熱至850℃A41.6%58.4%B7.3%92.7%A、B兩種碳答對于A試樣A含碳量為X%41.6%可以得到41.6%={（0.77-X）/0.77}×100%，得出X≈0.45，所以A0.45%。對于A試樣：設B含碳量為Y%7.3%可以得到7.3%={（Y-0.77）/(6.69-0.77)}×100%，得出Y≈1.2，所以B1.2%成分和組織之間的關系1、從相組成的角度不論成分如何變化鐵碳合室溫下的平衡組織都是鐵素體和滲碳體兩相組成。2量呈直線下降，直到碳含量為6.69%時，鐵素體含量為零，滲碳體含量則由100%。3結晶和相變過程，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順序為：(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系1%時，其強度達到最高值。碳含量繼續(xù)增加，二次滲碳增加，韌劇下降。3的塑、韌性單調下降，當組織中出現(xiàn)以滲碳體為基體的低溫萊氏體時，塑、韌性降低至接近于零，且脆性很大，強度很低。4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升高。5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，嚴重磨損刀具，切削加工性能不好。中碳鋼，鐵素體和滲碳體比例適當，硬度和塑性適中，切削加工性能好。6高，可鍛性變差。123局限性出鐵碳合平衡條件下相的類別、相的成分及其相對含量，并不能表示相答固溶體合正溫度梯度下凝固時固液界面能呈樹枝狀生長的原因是固溶體合？答、尺寸均相同的Cu-Ni合金鑄件，其中一個鑄件的WNi=90%，另一個鑄件的答WNi=50%Cu-NiCu-NiWNi=50%鑄件的固相線和液相線之間的距離大于WNi=90%WNi=50%Ni的k0（溶質平衡分配系數(shù)高，Cu-Ni合金鑄件Ni的k01，所以k0越大，則代表消除措施答成分過冷成分過冷對固溶體結晶時晶體長大方式和鑄錠組織的影響？答共晶點和共晶線的關系共晶組織的一般形態(tài)共晶組織的形成過程271.5℃）和銻（為630.7℃）在液態(tài)和固態(tài)時均能彼此無限互溶，WBi=50%的合520℃時開始凝固出成分為WSb=87%的固相。WBi=80%的合520℃時開始凝固出成分為WSb=64%的固相。根據(jù)上述條Bi-SbWSb=40%合金的開始結晶溫度和結晶終了溫度，并求出它400℃時的答2）T開與T終在相圖中已標出，WSb=40%合400℃時的平衡相成分及其含量400℃相平衡時，L1相為WBi=80%Bi-Sb合金，α相為WBi=50%Bi-Sb合金。根據(jù)杠桿定律：L1相的含量={（0.6-0.5）/（0.8-0.5）}×100%≈33.3% A的為1000℃，組員B的為700℃，WB=25%的合500℃結220/3%的先共晶α80/3%的（α+β）共晶體所組成；WB=50%的合500℃結晶完畢，并由40%的先共晶α相與60%的（α+β）共晶體所組成，而此合金中α50%。答 的為1000℃，組員B的為700℃，在800℃存在包晶反應：α（WB=30%（WB=80%）≒β（WB=60%）+γ（WB=95%400℃存在共析反應：β（WB=50%）≒α（WB=2%）+γ（WB=97%）.答 D二元系中，D組員比C組員有較高的，C在D中的沒有固溶度。該合1）L（WD=30%）+D≒β（WD=40%，700℃2）L（WD=5%）+β（WD=25%）≒α（WD=10%，500℃3）β（WD=45%）+D≒γ（WD=70%，600℃D=50%，400℃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，在不違背相率答72中的錯誤，說明原因，并加以改正答錯誤之處及原因當壓力恒定是，根據(jù)相率F=C-P+1可知二元三相平衡是，F(xiàn)為零，即獨正確的相圖 用WZn=30%Cu-Zn合金和WSn=10%Cu-Sn合金制造尺寸、形狀相同的鑄件，參照Cu-Zn合金和Cu-Sn合金的二元相圖（如圖回答下述問題1）WZn=30%Cu-Zn因為固溶體合金的流動性與合金相圖中液相線和固相線的水平距離和垂直距離供的時間使枝晶發(fā)達彼此交錯進一步降低了金屬液的流動性。所以，由相圖可以明顯看出Wn30%uZn2）WSn=10%Cu-Sn因為WSn=10%Cu-Sn的結晶成分間隔和溫度間隔大，結晶時樹枝晶發(fā)達，金3）WSn=10%Cu-Sn因為WSn=10%Cu-Sn的結晶成分間隔和溫度間隔大，使固溶體合金晶粒間存收縮應力的作用下，有可能引起鑄件裂紋（熱裂。4）WSn=10%Cu-Sn因為WSn=10%的Cu-SnK0越小，且由相圖可見K01K0越小，則先結晶出的固相與母相的成分偏枝晶的長大提供了的時間，進一步增大了偏析的傾向。2-1a）試證明均勻形核時，形成臨界晶粒的△GkVb）當非均勻形核形成球冠狀晶核時，其△Gk與V答2-2a的正方體，試求出△Gka之間的關系。為什么形成立方體晶核的△Gk比球形晶核要大。答2-3為什么金屬結晶時一定要由過冷度？影響過冷度的因素是什么？固態(tài)金屬答金屬結晶時需過冷的原因Tn，才能使Gs＜Gl，也就是在過冷的情況下才可自發(fā)地發(fā)生結晶。把Tm-Tn的影響過冷度的因固態(tài)金屬熔化時是否會出現(xiàn)過熱及原因2-4試比較均勻形核和非均勻形核的異同點。1231/3。1、非均勻形核的△Gk小于等于均勻形核的△Gk，隨晶核與基體的潤濕角的變22-5說明晶體生長形狀與溫度梯度的關系。晶體生長形狀與溫度梯度關1光滑界面的晶體，其顯微界面-晶體學小平面與等溫面成一定角度，這種22-6簡述三晶區(qū)形成的原因及每個晶區(qū)的特點。當高溫金屬液體與鑄型接觸后，由于型壁吸熱和散熱作用，使靠近型壁的 1界，此處雜質、氣泡、縮孔，力學性能較弱。3122-7為了得到發(fā)達的柱狀晶區(qū)應該采取什么措施？為了得到發(fā)達的等軸晶區(qū)應答得到柱狀晶區(qū)的措施及其原3得到等軸晶區(qū)的措施及其原42-8下列錯誤之處，并改正之答2/3表面自由能增加時的晶胚大1-1作圖表示出立方晶系（123（012（421）等晶面和[-102]、[-211][346]答答{111}晶面共包括（111（-111（111（111）四個晶面，在一個b,2/3。今有一、、Z5個原子間距、2個原子間距，求該晶面的晶面指數(shù)。答由題述可得：X5a，Y2a，Z故該晶面的晶面指數(shù)為（25體心立方晶格的晶格常數(shù)為a，試求出（100（110（111）晶面的面 答H（10 H（110）=H（11 面間距最大的晶面為（11面心立方晶格的晶格常數(shù)為a，試求出（100（110（111）晶面的面 答H（10 H（11 H（111）=面間距最大的晶面為（11注意：體心立方晶格和面心立方晶格晶面間距的計算方法是1、體心立方晶格晶面間距：當指數(shù)和為奇數(shù)是H= 數(shù)和為偶數(shù)時H=2、面心立方晶格晶面間距：當指數(shù)不全為奇數(shù)是H= 指數(shù)全為奇數(shù)是H=。證明理想密排六方晶胞中的軸比c/a=1.633。123個位于晶此時AC=AB=BC=CDOD2=CD2-OC2=BC2-OC2OC2=1/3BC2，OD2=BC2-OC2=2/3BC2所以試證明面心立方晶格的八面體間隙半徑r=0.414R，四面體間隙半徑r=0.225R；體心立方晶格的八面體間隙半徑：<100>晶向的r=0.154R，<110>晶向的r=0.633R，四面體間隙半徑r=0.291R。（R為原子半徑）一、面心立方晶二、體心立方晶1時，試計算器體積膨脹。b）X912γ-Fe的晶格常數(shù)為0.3633nm，α-Fe0.2892nm