ASME第IX卷的最新变化及其应用 ——2010版与2007版的比较 赵孟显 一、2010版（与2007版的比较）的主要修改部分 1、将S-No.和组号转换为P-No.和组号 1）从2009增补开始，列于QW/QB422表中母材的S-No.重新指定为P-No.，取消了表中所列参照的S-No.和组号。原来“焊接”栏下的S-No.和组号转换成相当的P-No..和组号；而“钎接”栏下的S-No.转换成相当的P-No.。 在2007版的QW-420中规定：“对于P-No.和P-No.加组号材料的要求也同样适用于相应的S-No.或S-No.加组号的材料，但如工艺评定试验使用S-No.或S-No.加组号的材料，其评定范围限于有相同S-No.或S-No.加组号的材料（即：使用P-No.材料的评定也评定了相应的S-No.的材料；而使用S-No.材料的评定只评定了相应的S-No.的材料而没有评定相应的P-No.的材料）”。 而从2009增补开始，由于全部S-No.已经转换成相当的P-No.，则原来使用S-No..加组号的材料进行评定的单位（主要是使用管道规范规定的材料的单位，如B31.3），从2010年1月1日开始，这些评定在其它重要变素和有缺口韧性要求时，附加重要变素相同的情况下，可以使用于有相同P-No.加组号的材料。 这样就涉及原来使用S-No.加组号的材料进行评定的WPS如何处理的问题，因为原先的WPS只规定它适用于有相同的S-No.的材料，而现在已经没有S-No.的材料了，那么就要修改相应WPS的适用范围了。 这一修改涉及原来第IX卷中几乎所有提到S-No.的条款、表格和附录，包括QW-409.29、QW-420.1、QW-420.2、QW/QB422、QW-423.1、QW-424.1、QW-520、QB-402.1、QB-402.2、附录中的表格QW-484A、QW-484B、QW-485、QB-482、QB-483、QB-484等，上述条款、表格中的S-No.全部删去，只有附录E “许用的SWPS”例外，其中仍然有S-No.，因为SWPS是由AWS发布的，有一个滞后反应的问题，这在其他卷册中同样存在，如B31.3，在2010版中仍然存在S-No.。但我们只要知道从2010年1月1日开始，凡是存在S-No.的，将其转换为相同的P-No.就可以了。 2）修改QW-420 QW-420材料的分组 对母材指定P-No.或S-No.是为了减少焊接和钎接工艺评定的数量。 P-No.是以文字数字的顺序指定的，因此,每个P-No.应认为是一个单独的P-No.（例如：母材指定为P-No.5A，应认为与P-No.5B或P-No.5C都是不同的P-No.）。 另外，对于WPS按其它产品卷或规范要求冲击试验评定的铁基金属材料，在P-No.下再指定组号。这种分组主要是根据母材特性，例如成分、焊接性、钎接性和力学性能在逻辑上的类比来进行。这种分组并不意味着对于评定试验中所采用的某一母材可以不加区别地用别的一些母材来代替，而不从冶金性能、焊后热处理、设计、力学性能和使用要求等观点来考虑其适配性。下表表明了各种合金系统指定的分组： 母材焊接钎接 钢及钢合金P-No.1~P-No.15F P-.No.101~P-No.103 铝及铝合金P-No..21~P-No.26P-No.104~P-No.105 铜及铜合金P-No.31~P-No.35P-No.107~P-No.108 镍及镍合金P-No.41~P-No.49P-No.110~P-No.112 钛及钛合金P-No.51~P-No.53P-No.115 镐及镐合金P-No.61~P-No.62P-No.117
1、解释下列名词：奥氏体化，过冷奥氏体，残余奥氏体；奥氏体的起始晶粒度、实际晶粒度、本质晶粒度。 答：奥氏体化：在临界点以上加热，目的是获得均匀的奥氏体组织，称为奥氏体化奥氏体化也是形核和长大的过程，分为四步：第一步奥氏体晶核形成、第二步奥氏体晶核长大、第三步残余Fe3C溶解、第四步奥氏体成分均匀化。 过冷奥氏体：处于临界点A1以下的奥氏体称过冷奥氏体。过冷奥氏体是非稳定组织，迟早要发生转变。随过冷度不同，过冷奥氏体将发生珠光体转变、贝氏体转变和马氏体转变三种类型转变。 残余奥氏体：即使冷却到Mf 点，也不可能获得100%的马氏体，总有部分奥氏体未能转变而残留下来，称残余奥氏体，用A’ 或g’ 表示。 奥氏体的起始晶粒度：奥氏体化刚结束时的晶粒度称起始晶粒度,此时晶粒细小均匀。 实际晶粒度：在给定温度下奥氏体的晶粒度称实际晶粒度。 本质晶粒度：加热时奥氏体晶粒的长大倾向称本质晶粒度。 2、过冷奥氏体转变时所形成的珠光体类、贝氏体类、马氏体类组织有哪几种 ? 它们在形成条件、组织形态和性能方面有何特点 ? 答：过冷奥氏体在 A1~ 550℃间将转变为珠光体类组织，为铁素体与渗碳体片层相间的机械混合物。根据片层厚薄不同,又细分为珠光体、索氏体和屈氏体。⑴珠光体：形成温度为A1-650℃，片层较厚，500倍光镜下可辨，用符号P表示。⑵索氏体：形成温度为650-600℃,片层较薄，800-1000倍光镜下可辨，用符号S 表示。⑶屈氏体：形成温度为600-550℃，片层极薄，电镜下可辨，用符号T 表示。珠光体、索氏体、屈氏体三种组织无本质区别，只是形态上的粗细之分，因此其界限也是相对的。片间距越小，钢的强度、硬度越高，而塑性和韧性略有改善。 过冷奥氏体在550℃- 230℃ (Ms)间将转变为贝氏体类型组织，贝氏体用符号B表示。根据其组织形态不同，贝氏体又分为上贝氏体(B上)和下贝氏体(B下)。⑴上贝氏体形成温度为550-350℃。在光镜下呈羽毛状.在电镜下为不连续棒状的渗碳体分布于自奥氏体晶界向晶内平行生长的铁素体条之间。⑵下贝氏体形成温度为350℃-Ms。在光镜下呈竹叶状。在电镜下为细片状碳化物分布于铁素体针内，并与铁素体针长轴方向呈55-60o角。上贝氏体强度与塑性都较低，无实用价值。下贝氏体除了强度、硬度较高外，塑性、韧性也较好，即具有良好的综合力学性能，是生产上常用的强化组织之一。 当奥氏体过冷到Ms以下将转变为马氏体类型组织。马氏体的形态分板条和针状两类。⑴板条马氏体：立体形态为细长的扁棒状在光镜下板条马氏体为一束束的细条组织。每束内条与条之间尺寸大致相同并呈平行排列，一个奥氏体晶粒内可形成几个取向不同的马氏体束。在电镜下，板条内的亚结构主要是高密度的位错，r=1012/cm2,又称位错马氏体。⑵针状马氏体立体形态为双凸透镜形的片状。显微组织为针状。在电镜下，亚结构主要是孪晶，又称孪晶马氏体。高硬度是马氏体性能的主要特点。马氏体的硬度主要取决于其含碳量。含碳量增加，其硬度增加。 3、作图并说明共析碳钢 C 曲线上各个区、各条线以及临界冷却速度 V k 的物理意义。答：
塑性成形过程中相场法及其应用 学生姓名： 学号： 学生所在院（系）：
第1章相场法的特点 1.1 相场法的概念 相场法是一种基于经典热力学和动力学理论的半唯象方法[1]。该方法具有以下优点: 可以通过场变量简单明了地表征出任何一种复杂组织的几何形貌，包括单个区域或晶粒的几何形状，区域或晶粒的空间分布、体积分数等;可以考虑内部场和外加场(如应变场、电场和磁场) 对组织变化的影响;并且在2维和3维系统的应用并不增加模型的复杂性[2]。相场法已经十分成熟地应用于模拟凝固过程[1,3,4]，但是在固相-固相转变模拟的应用正处在活跃发展的阶段[5]。 1.2 相场法的特点 微观组织演化的经典动力学通过将有着固定结构和成分的晶粒严格区分的尖锐界面的几何形状来描述多相微观组织。然后微观组织的演化可以通过求解一系列非线性偏微分方程获得,其中移动界面满足自相容边界条件[6]。然而,对于复杂的微观组织,利用传统方法无法求出移动或自由界面的解析解,即使是其数值解也很难求出[7]。因此有关粒子形状、粒子数量的问题无法利用传统方法解决。为了解决大部分传统方法面临的困难,最近人们越来越有兴趣利用场动力学理论描述任意介观和微观组织以及其随时间的演化,其主要原因就是与其它模拟方法相比相场法具有一些其它模拟方法所不具备的独特之处:首先,相场法通过场变量可以简单明了地表征出任何一种复杂组织的几何形貌,而且包括单个区域或晶粒的几何形状,区域或晶粒的空间分布、体积分数、局部表面曲率(如表面的坡口角和二面角)和内界面这样的细节在内[8]。 其次,相场法可以对与长程和短程相互作用有关的各种热力学驱动力加以考虑,所以利用相场法可以研究内部场和外加场(如应变场、电场和磁场)对组织变化的影响。 第三,相场法可以在相同的物理和数学模型下模拟诸如:形核、长大、粗化和外场诱发的组织变化等不同的现象。 第四,相场法中的时间,尺寸和温度的标度可以根据卡恩一希利阿德扩散方程和金兹博格一朗道方程中采用的半唯象常数来确定。从原理上来说,这些标度可以和所研究系统的实验测量数据或者更基本的模拟数据相对应。 第五,相场法是一种相对简单的方法而且它在二维和三维系统的应用并不增加模型的复杂性。
860材料科学基础考试大纲 一、考试目的 《材料科学基础》是材料学科专业硕士研究生的入学专业基础考试课程。本课程着重讲述材料的微观组织与性能之间的关系，重在掌握基本概念及其应用，强调晶体材料中的共性基础问题，对于理解现有材料和开发新材料都具有重要的指导意义。本课程考试的目的是考查学生对《材料科学基础》基本理论的掌握程度以及应用基本理论分析材料问题的能力。 二、考试要求 本课程满分150分，考试时间180分钟，闭卷笔试。包括概念、选择、填空、判断正误、计算和分析论述等不同形式的题目。考生需要携带笔、尺、计算器。 三、考试内容 第一章晶体结构 1.1 原子的结合方式 1.2 晶体学基础 1.2.1 空间点阵与晶体结构 1.2.2 晶胞 1.2.3 布拉菲点阵 1.2.4 晶向指数与晶面指数 1.3 典型晶体结构及其几何特征 1.4 多晶型性 第二章晶体缺陷 2.1 点缺陷 2.1.1 点缺陷的类型 2.1.2 点缺陷的平衡浓度 2.1.3 点缺陷的产生及其运动 2.1.4 点缺陷与材料行为 2.2 线缺陷（位错） 2.2.1 位错的基本类型
2.2.2 位错的性质 2.2.3 柏氏矢量 2.2.4 位错的运动 2.2.5 位错的应力场及其与其他缺陷的作用2.2.6 位错的增值、塞积与交割 2.2.7 位错反应 2.2.8 实际晶体中的位错 2.3 面缺陷（界面） 2.3.1 晶界 2.3.2 相界 2.3.3 表面 2.3.4 界面特性 第三章凝固 3.1 金属结晶的基本规律 3.2 金属结晶的热力学条件 3.3 均匀形核 3.4 非均匀形核 3.5 晶核的长大 3.6 凝固理论的应用 3.7 无机材料的热力学与动力学（可选）第四章固体中的相结构 4.1 固溶体 4.2 金属间化合物 4.3 陶瓷晶体相 4.4 陶瓷玻璃相（熔体与非晶体）（可选）4.5 高聚物的结构 第五章相图 5.1 相图基本知识 5.2 二元相图
第六节钢在冷却时的转变 一、共析钢的过冷奥氏体转变 由铁碳相图可知，共析钢从奥氏体状态冷却到临界点A1点以下时将要发生珠光体转变。实际上，迅速冷却到A1点以下温度时，转变并不是立即开始的，在A1点以下未转变的奥氏体称为过冷奥氏体。 1．过冷奥氏体转变曲线 (1)过冷奥氏体等温转变曲线图10—38是通过实验测定的共析钢过冷奥氏体等温转变 动力学曲线，又称过冷奥氏体等温转变 等温图(又称TTT图或C曲线)。图中 左边的曲线是转变开始线，右边的曲线 是转变完了线。它的上部向A1线无限 趋近，它的下部与Ms线相交。Ms点是 奥氏体开始向马氏体转变的温度。由图 可以看出，过冷奥氏体开始转变需要经 过一段孕育期，在550～500℃等温时孕 育期最短，转变最快，称为C曲线的 “鼻子”。在鼻温以上的高温阶段，随过冷 度的增加，转变的孕育期缩短，转变加 快；在鼻温以下的中温阶段，随过冷度的 增加，转变的孕育期变长，转变变慢。这 是因为共析转变是扩散型相变，转变速 率是由相变驱动力和扩散系数D两个 因素综合决定的(参看第三节)。 过冷奥氏体在不同的温度区间会发 生三种不同的转变。在A1～500~C区间 发生珠光体转变，转变的产物是珠光体(P)，其硬度值较低，在11～40HRC之间；550~C～
Ms点区间发生贝氏体转变，产物是贝氏体(B)，硬度值较高在40～55HRC之间；在Ms点 以下将发生马氏体转变，得到马氏体(M)，马氏体的硬度很高，可达到60HRC以上。碳素 钢的贝氏体转变温度区间与珠光体、马氏体转变的温度区间没有严格的界限，相互之间有重叠。 一般认为过冷奥氏体有了1％的转变即为转变的开始，转变已完成99％即为转变完了。在转变开始线和转变完了线之间，还可以划出转变量为10％、50％、90％等等几条大体平行的曲线(图中以虚线表示)。转变开始线、终止线与A。线、Ms线之间将等温转变图划分成几个区域，各个区域表示组织状态及转变量与温度和时间之间的关系。从等温转变图右侧的纵坐标，还可以看出各温度下转变产物的硬度值。例如，过冷奥氏体在600~C进行等温转变，若等温时间只有1s，钢仍然处在过冷奥氏体状态；如果等温了3s，这时已有50％的奥氏体转变成珠光体，组织状态是奥氏体加珠光体各占50％；若在600~C等温7s以上，过冷奥氏体早已全部转变成珠光体，珠光体的硬度值是38HRC。如果在600~C等温3s后立即淬火，将得到50％马氏体加珠光体的组织。 (2)过冷奥氏体连续冷却转变曲线在绝大多数情况下奥氏体转变是在连续冷却的条件下进行的。如铸造、锻轧、焊接之后，一般都是采用在空气中冷却，或在坑中堆放冷却等连续冷却方式。从奥氏体状态经炉内冷却退火。或空气中冷却正火，或水中急冷淬火等热处理工艺也都是连续冷却过程。因此，研究过冷奥氏体连续冷却转变图(CCT图)，有更大的实际意义。实验测定的不同冷却条件下共析碳钢的CCT图如图10—39所示。由图可以看出，不同冷却速度下，过冷奥氏体开始转变的时间和温度不同，冷却速度越快，开始转变所需的时间越短，转变温度越低。图中还划出该钢的c曲线。与c曲线相比较，CCT图中同样性质的曲线(转变开始线，转变终了线)均位于C曲线的下方。在连续冷却条件下，共析碳钢不发生贝氏体转变。若冷却速度小于33．4~C．s叫(图中的曲线3)时，奥氏体将全部转变成珠光 一、
马氏体转变及其应用 钢经奥氏体化后快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低的温度下发生的无扩散型相变为马氏体转变。马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段。因此，马氏体转变的理论研究与热处理生产实践有着十分密切的关系。 1 马氏体转变的特点 1.1 马氏体相变是无扩散型相变 因为相变前后化学成分不变，新相(马氏体)和母相(奥氏体)碳的质量分数相同，只是晶格结构由面心立方晶格转变成了体心立方晶格而且马氏体相变可以在-196℃—-296℃低温下进行,这样低的温度原子扩散极困难,所以相变不可能以扩散方式进行，因此马氏体相变过程中，原子有规则移动，原来相邻的原子相变以后仍然相邻，原子不发生扩散就可以发生马氏体相变。 1.2 切变共格和表面浮凸现象 人们早就发现，在高碳钢样品中产生马氏体转变之后，在其磨光的表面上出现倾动，形成表面浮凸。这个现象说明转变和母相的宏观切变有着密切关系。马氏体形成是以切变的方式实现的，同时马氏体和奥氏体之间界面上的原子是共有的，既属于马氏体，又属于奥氏体，而且整个相界面是互相牵制的，这种界面称为“切变共格”界面。 1.3 马氏体转变是在一个温度范围内形成 就马氏体相变而言，不但在快冷的变温过程中有马氏体相变，而且在等温过程中，也有等温马氏体产生，如Fe - Ni26 - Cu3 合金所能发生等温马氏体相变，但钢的马氏体相变是在一个温度范围内形成的。 当奥氏体被冷却到Ms点以下任一温度时，不需经过孕育，转变立即开始，转变速度极快，但转变很快就停止了，不能进行到终了，为了使转变继续进行，必须降低温度，也就是说马氏体是在不断降温条件下才能形成。这是因为在高温下母相奥氏体中某些与晶体缺陷有关的有利位置，通过能量起伏和结构起伏，预先形成了具有马氏体结构的微区。这些微区随温度降低而被冻结到低温，在这些微区里存在一些粒子，这些粒子在没有成为可以长大成马氏体的晶核以前我们叫它核胚。从高温冻结下来的核胚有大有小，从经典的相变理论可知:冷却达到的
T91/P91钢的发展应用及其焊接性综述- 建筑技术 当今火力发电锅炉机组以大容量、高参数、超临界为发展趋势。为确保机组设备安全、可靠运行,提高生产效率和经济效益,满足高温、高压管道的需要,但热强性高、工艺性好、价格低廉材料的开发则是最关键的问题。P91钢具有高温持久强度和抗蠕变断裂性能,与T22(10CrMo910)钢相比在相同使用温度和压力的条件下,管壁厚减薄50%;与奥氏体钢相比,膨胀系数较小、热传导性好,热裂纹倾向小,价格也相对便宜,使得P91钢成为高温过热器联箱、主蒸汽管道等高温、高压管道的首选及替代钢种。无论是使用性能,还是经济性,P91都表现出了它的优越性,其使用量也正在不断增加。但国内对其焊接工艺还处于研究和完善阶段,其个别性能指标不理想,如常温下的冲击韧性偏低。因此,研究和开发适合的焊接工艺和焊后热处理工艺,对指导焊工培训和现场焊接需要,具有重要的现实意义和经济价值。 一、T91/P91钢的主要性能 T91/P91钢是一种改进的9Cr-1Mo钢,它是在9Cr-1Mo钢的基础上通过添加V、Nb、N等合金元素,采用纯净化、细晶化冶金技术。以及微合金化和控轧、控冷等工艺。开发出的新一代中合金耐热马氏体钢。其常温下屈服强度σs≥415MPa,抗拉强度σb≥585MPa,断面收缩率δ≥20,硬度HB≤250。T91/P91钢在正火并经730～760℃回火热处理后,金相组织呈典型的马氏体骨架结构,导致M23C6铬碳化物沉淀在马氏体骨架的边缘,并形成MX形的V/Nb碳氮化物。在较粗的M23C6碳化物及内部较细的沉淀转换成细箔之后,会发现次微粒内较大的错
位密度,这种高位错密度的细次晶粒结构是T91/P91具有高温蠕变强度的决定因素。房娟、周爱军通过对接焊缝、采用氩弧焊+埋焊(GTAW+SAW),经732～766℃,保温时间240min热处理获得σb≥660MPa,焊缝维氏硬度HV10≥183。 二、T91/P91钢的发展背景与研究现状 20世纪70年代美国在实验室改进原有的9Crl-1Mo钢,80年代初确定改良型钢为T91/P91钢。接着1983年T91/P91钢获美国ASME 认可,80年代末德国从F12钢转向使用T91/P91钢,90年代初日本大力推广T91/P91钢。目前世界主要生产锅炉管和大直径厚壁管的钢厂,均已完成了T91/P91钢工业化生产研究。其中日本、德国、法国等国家的钢厂已向全世界供应T91/P91钢管。 到目前为止,国外进口的焊接材料主要品牌有:英国曼切特、日本神钢、美国阿克斯、瑞典伊萨、美国华盛顿、法国沙福等。八十年代后期,我国也开始对P91的生产及焊接进行了初步的研究,并且取得一定进展,但与国外生产厂家相比还有一定的距离。经过20年多年对T91/P91钢的研究和开发,证明工作温度在550℃～650℃时,仍具有较好的综合性能,所以,在相等内径情况下,可显著减少钢管壁厚和重量。在550℃、25MPa压力下钢管壁厚及重量减少更为优良。由于壁厚及重量的减少,无论是钢管的支撑部件、装备总重量还是装备所占用的空间都大为减少,具有良好的经济性,因此,T91/P91钢在火力发电机组工件使用中具有非常宽广的应用前景。 目前,国内对T91/P91的研究主要集中在焊接工艺、焊接接头冲
马氏体转变的主要特征 马氏体转变是在低温下进行的一种转变。对于钢来说，此时不仅铁原子已不能扩散，就是碳原子也难以扩散。故马氏体转变具有一系列不同于加热转变以及珠光体转变的特征。这里只提出几个最重要的转变特征，其它特征将在以后各有关的章节内讨论。 （一）马氏体转变的非恒温性 必须将奥氏体以大于临界冷却速度的冷却速度过冷到某一温度才能发生马氏体转变。也就是说马氏体转变有一上限温度。这一温度称为马氏体转变的开始温度，也称为马氏 体点，用M S 表示。不同材料的M S 是不同的。当奥氏体被过冷到M S 点以下任一温度，不需经过孕育，转变立即开始，且以极大的速度进行，但转变很快停止，不能进行到终了如下图1所示。为了使转变能继续进行，必须降低温度，即马氏体转变是温度的函数，如图2所示，而与等温时间与无关，或者说，马氏体量只取决于冷却所达到的温度。当温度降到某一温度以下时，虽然马氏体转变未达到100%，但转变已图1 马氏体等温转变曲线 图2 马氏体转变与温度的关系
不能进行。该温度称为马氏体转变终了点，用M f 表示（图 2）。如某钢的M S 高于室温而M f 低于室温，则冷却至室温时还将保留一定数量的奥氏体，称为残余奥氏体。如果继续冷至室温以下，未转变的奥氏体将继续转变为马氏体直到M f 点。深冷至室温以下在生产上称为冷处理。马氏体的这一特征称为非恒温性。 对于某些M S 点低于0℃ 的Fe-Ni-C 等合金来说，当 过冷至M S 点以下时，马氏体 可能爆发形成，即最初形成 的马氏体有可能促发一定数 量的奥氏体转变为马氏体， 未转变的奥氏体样必须在继续冷却的情况下才能转变，且有可能再次爆发形成。在此情况下，马氏体转变量与温度的关系如图3所示。 也还有少数M S 点低于0℃的合金，如Fe-Ni-Mn ，Fe-Ni-Cr 以及高碳高锰钢等可以发生马氏体等温度转变。其动力学特征与珠光体等温转变很相似，也有“C ”型曲线（图4），不同点是等温转变量不多，转变不能进行到底。 （二）马氏体转变的切变共格与表 面浮凸现象 图3 爆发式转变时的马氏体转变量与温度的关系 图4 Fe-23%Ni-3.7%Mn 合金 马氏体等温转变动力学
工程材料及其应用测试题 一、填空题 1、机械零件选材的基本原则有使用性能原则、工艺性原则、经济性原则 2、现今意义上的陶瓷材料是指各种无机非金属材料统称。 3、高分子材料主要包括工程塑料、合成纤维、橡胶和胶粘剂。 4、腐蚀失效包括应力腐蚀开裂、腐蚀疲劳、氢致开裂等。 5、填出下列性能指标符号名称：σs屈服强度，σb 抗拉强度，ψ断面收缩率， HRC 洛氏硬度，HBS 布氏硬度，HV 维氏硬度。 6、碳基复合材料的增强相主要是纤维，该类材料除具有碳和石墨的特点外还有优越的综合性能，是很好的工程材料，耐温高达 2800 ℃。 7、根据石墨形态，铸铁可分为灰铸铁、可锻铸铁、球墨铸铁、蠕墨铸铁。 其中，球墨铸铁有球状石墨。 8、按钢中合金元素含量，可将合金钢分为低合金钢、中合金刚、高合金钢几类。 9、HT250牌号中“HT”表示灰口铸铁，数字“250”表示最小抗拉强度值。 10、高分子材料的聚集状态有玻璃态、高弹态、沾流态三种。 11、填出下列钢组织代号名称：F 铁素体，P 珠光体，S 索氏体，M 马氏体，A 奥氏体。 12、纯铁在室温条件下的晶体结构是体心立方晶格，在912 ℃以上转变为 面心立方晶格。固态金属随温度的不同发生的晶体结构转变称为同素异构转变。13、常见的热塑性塑料有聚乙烯、聚丙烯、聚氯乙烯、尼龙、有机玻璃 14、HT200牌号中“HT”表示灰口铸铁，数字“200”表示最小抗拉强度值。 15、滑移的本质是位错运动的结果。 16、高分子材料的老化，在结构上是发生了交联和降解。 17、机械设计时常用抗拉强度,屈服强度两种强度指标。 18、一般工程结构用金属是多晶体，在各个方向上的性能相同，这就是实际金属的各向同性现象。 19、实际金属存在点缺陷，线缺陷，面缺陷三种缺陷。实际晶体的强度比理想晶体的强度低（高，低）得多。 20、把两个45钢的退火态小试样分别加热到Ac1～Ac3之间和Ac3以上温度水冷淬火，所得到的组织前者为马氏体+铁素体+残余奥氏体，后者为马氏体＋残余奥氏体。
1.练习题 一、填空题 1.钢加热时奥氏体形成是由【A 晶核的形成】，【A 晶核的长大】，【剩余C Fe 3的溶解】和【A 成分的均匀化】四个基本过程所组成。 2.在过冷奥氏体等温转变产物中，珠光体与屈氏体的主要相同点是【都是由F 和C Fe 3组成的机械混合物】，不同点是【T 的片层间距比P 的片层间距小、强度硬度比P 高】 3.用光学显微镜观察，上贝氏体的组织特征呈【羽毛】状，而下贝氏体则呈【针】状。 4.与共析钢相比，非共析钢C 曲线的特征是【亚共析钢多一条铁素体析出线，过共析钢多一条渗碳体析出线】。 5.马氏体的显微组织形态主要有【板条状】、【针状】两种，其中【板条状】的韧性较好。 6.钢的淬透性越高，则其C 曲线的位置越【靠右】，说明临界冷却速度越【小】。 7.钢的热处理工艺是由【加热】、【保温】、【冷却】三个阶段组成。一般来讲，它不改变被处理工件的【形状】，但却改变其【组织与性能】。 8.利用C Fe Fe 3-相图确定钢完全退火的正常温度范围是【3Ac 以上20~30C 0】，它只适应于 【亚共析】钢。 9.球化退火的主要目的是【使P 中的C Fe 3球化，降低硬度，便于加工】，它主要适用于【高碳钢】。 10.钢的正常淬火温度范围，对亚共析钢是【3Ac 以上30~50C 0】，对过共析钢是【1Ac 以上30~50C 0 】。 11.当钢中发生奥氏体向马氏体的转变时，原奥氏体中碳含量越高，则Ms 点越【低】，转变后的残余奥氏体量就越【多】 12.在正常淬火温度下，碳素钢中共析钢的临界冷却速度比亚共析钢和过共析钢的临界冷却速度都 【小】。 13.钢热处理确定其加热温度的依据是【C Fe Fe 3-相图】。而确定过冷奥氏体冷却转变产物的依据是【C 曲线】 14.淬火钢进行回火的目的是【获得所要求的力学性能、消除内应力、稳定组织和尺寸】回火温度越高，钢的硬度越【低】 15.钢在回火时的组织转变过程是由【碳的偏聚】、【马氏体的分解】、【残余奥氏体的转变】和 【渗碳体的聚集长大和铁素体再结晶】。 16.化学热处理的基本过程包括【分解】、【吸收】和【扩散】三个阶段。 17.索氏体和火花索氏体在形态上的区别是【S 中C Fe 3呈片状，而回火S 中的C Fe 3呈粒状】，在性能上的区别是【在强度、硬度相同时，回火S 的塑性、韧性比正火S 的好】。 二、不定项选择题 1.钢在淬火后获得的马氏体组织的粗细主要取决于【b .奥氏体的实际晶粒度 d.奥氏体的最终晶粒度】 2.奥氏体向珠光体的转变是【a.扩散型转变 d.高温转变】 3.钢经调质处理后获得的组织是【c.回火索氏体】 4.过共析钢的正常淬火加热温度是【b.C A o c )50~30(1+】 5.影响碳钢淬火后残余奥氏体量的主要因素是【b.钢中奥氏体的碳含量 d.钢的淬火加热温度】 6.共析钢过冷奥氏体在550~350的温度区间等温转变时，所形成的组织是【c.上贝氏体】 7.若合金元素能使C 曲线右移，则钢的淬透性将【b.提高】 8.马氏体的硬度取决于【c.奥氏体的碳含量】 9.淬火时，零件易变形、干裂的形状可能有【b. 有尖角d.壁厚不均匀】 10.对形状复杂，截面变化大的钢件进行淬火时，应选用【a.高淬透性钢】 11.对形状复杂，截面变化大的零件进行淬火时，应采用【c.盐浴中淬火】 12.若要提高淬火时的淬硬层深度，应采取【a.选择高淬透性钢】
《工程材料及成型技术基础》复习要点 第一章 （铁碳合金的）刚度、强度、塑性、硬度的基本测量方法、表示方法及影响因素。选材的依据。 第二章 常见金属的晶格类型；实际金属的晶体缺陷；什么叫结晶？合金的结晶过程（形核、长大）；铁碳合金的两个典型反应：共晶、共析反应的表达式及意义；铁的同素异构体；铁碳合金固态常见的相及性能；常见铁碳合金的组织性能及代号；室温下钢的平衡组织组成及显微组织示意图；铁碳合金状态图的作用。 第三章 结晶时细化晶粒的途径；C曲线图的作用；热处理的工艺组成（热处理过程）、热处理的目的、钢的“四把火”的定义及处理后的组织、性能（尤其是淬火及回火）；共析钢三种等温转变产物及特性；淬透性概念及影响因素；淬硬性概念及影响因素；马氏体的特性及奥氏体向马氏体转变的特点；（注意三个图：P61图3-28、P67图3-42、P72图3-48） 第四章 钢的主要分类方法；钢中常存杂质有哪几种？对钢性能有什么影响？合金元素对钢的性能的影响。掌握以下几类钢的编号、成分特点、性能特点、热处理特点、应用场合：碳素结构钢、优质碳素结构钢、碳素工具钢（含合金工具钢，主要是高速钢，尤其注意P119图4-9多次回火的目的）、合金调质钢、合金渗碳钢、合金弹簧钢、滚动轴承钢。灰口铸铁种类及石墨形状、性能特点（另外注意灰铸铁及球墨铸铁的牌号表示法、热处理特点、应用场合）、铸铁与铸钢的性能的比较。 第六章 铸造生产的特点及应用；铸造工艺性的概念，影响因素及如何影响。铸造工艺性不好会出现哪些铸造缺陷？两种凝固原则的应用；，浇注系统的组成及作用；为什么要规定铸件的合理壁厚？铸件的结构工艺性要求；铸件与锻件的性能比较。 第七章 锻造生产的特点及应用；锻造工艺性的概念，影响因素及如何影响。自由锻的基本工序有哪些？锻造坯料加热时易出现哪些加热缺陷？自由锻锻件的结构工艺
马氏体转变概述 摘要：钢经奥氏体化后快速冷却，抑制其扩散性分解，在较低的温度下发生的无扩散型相变为马氏体转变。马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段。因此，马氏体转变的理论研究与热处理生产实践有着十分密切的关系。本文简略介绍了碳钢中的马氏体转变的定义、机理、研究过程、和技术运用情况[1]。 1 马氏体转变的特点及定义 1.1 马氏体相变是无扩散型相变 因为相变前后化学成分不变，新相(马氏体)和母相(奥氏体)碳的质量分数相同，只是晶格结构由面心立方晶格转变成了体心立方晶格而且马氏体相变可以在-196℃到-296℃低温下进行，这样低的温度原子扩散极困难，所以相变不可能以扩散方式进行，因此马氏体相变过程中，原子有规则移动，原来相邻的原子相变以后仍然相邻，原子不发生扩散就可以发生马氏体相变[2]。 1.2 切变共格和表面浮凸现象 人们早就发现，在高碳钢样品中产生马氏体转变之后，在其磨光的表面上出现倾动，形成表面浮凸。这个现象说明转变和母相的宏观切变有着密切关系。马氏体形成是以切变的方式实现的，同时马氏体和奥氏体之间界面上的原子是共有的，既属于马氏体，又属于奥氏体，而且整个相界面是互相牵制的，这种界面称为“切变共格”界面[3]。 1.3 马氏体转变是在一个温度范围内形成 就马氏体相变而言，不但在快冷的变温过程中有马氏体相变，而且在等温过程中，也有等温马氏体产生，如Fe - Ni26 - Cu3 合金所能发生等温马氏体相变，但钢的马氏体相变是在一个温度范围内形成的[4]。 当奥氏体被冷却到Ms点以下任一温度时，不需经过孕育，转变立即开始，转变速度极快，但转变很快就停止了，不能进行到终了，为了使转变继续进行，必须降低温度，也就是说马氏体是在不断降温条件下才能形成。这是因为在高温下母相奥氏体中某些与晶体缺陷有关的有利位置，通过能量起伏和结构起伏，预先形成了具有马氏体结构的微区。这些微区随温度降低而被冻结到低温，在这些微区里存在一些粒子，这些粒子在没有成为可以长大成马氏体的晶核以前我们叫它核胚。从高温冻结下来的核胚有大有小，从经典的相变理论可知：冷却达到的
马氏体转变 马氏体转变的发展过程 早在战国时代人们已经知道用淬火(即将钢加热到 高温后淬入水或油中急冷) 的方法可以提高钢的硬度， 经过淬火的钢制宝剑可以“削铁如泥”。 十九世纪末期，人们才知道钢在“加热和冷却”过 程中内部相组成发生了变化，从而引起了钢的性能的 变化。为了纪念在这一发展过程中做出杰出贡献的德 国冶金学家Adolph Martens 法国著名的冶金学家 Osmond 建议将钢经淬火所得高硬度相称为“马氏体” 并因此将得到马氏体相的转变过程称为马氏体转变。 Martensite M—马氏体
十九世纪末到二十世纪初主要局限于研究钢中的马氏 体转变及转变所得产物—马氏体。 二十世纪三十年代，人们用X 射线结构分析的方法测 得钢中马氏体是碳溶于α-Fe 而形成的过饱和固溶体，马 氏体中的固溶碳即原奥氏体中的固溶碳，因此，曾一度认 为“所谓马氏体即碳在α—Fe 中的过饱和固溶”。 曾经有人认为“马氏体转变与其它转变不同，是一个由 快冷造成的内应力场所引起的切变过程”。 四十年代前后，在Fe—Ni 、Fe—Mn 合金以及许多有 色金属及合金中也发现了马氏体转变。不仅观察到冷却过 程中发生的马氏体转变；同时也观察到了在加热过程中所 发生的马氏体转变。由于这一新的发现，人们不得不把马 氏体的定义修定为：“在冷却过程中所发生马氏体转变所 得产物统称为马氏体”。
近年来，由于实验技 术的进一步发展，使人们 对马氏体的结构以及马转 变的特征又有了进一步的 了解，对许多现象的认识 也有了很大的进步，并因 此而推动了热处理新工艺 及新材料的发展，其中最 为脍炙人口的是在热弹性 马氏体基础上发展起来的 形状记忆合金。
第四章马氏体转变 4-1 M转变的主要特征 1．M转变属于非扩散相变，具有无扩散性 实验依据 (1)M的化学成分与转变钱A的化学成分完全相同 (2)穆斯堡尔谱测定的结果表明，在发生M转变时原来A中碳原子所处的位置，直接遗传给M (3)M转变速度极快，即使在下，M长大速度为，每一片M形成约需 上述三点证明M转变过程未发生原子的扩散，非扩散机制 无扩散含义：（a）相变时原子的位移量小于一个原子间距 （b）在M转变前的原子的相对位置不变 （c）转变过程原子协同移动（军队式转变） 2．M转变的共格切变性 在发生M相变时，原来磨光的表面上会出现浮凸，原来划在表面上的直线变成折线，而且即不断开也不弯折，因而说明： （1）发生倾动的表面一直保持为一个平面，即发生了均匀的切变 均匀切变：晶胞的变形和晶体的宏观变形相似 （2）A/M界面为共格或半共格 （3）M转变时有一个惯习面，M与A之间有一定的位向关系、 惯习面：M总是在母相A的一定晶面上形成，这一定的晶面称之为惯习面。以母相的晶面指数表示。M的惯习面随钢中的含碳量不同而不同，例如 马氏体的惯习面尺寸不变，也不转动，所以称为不变平面，M转变时发生共格切变，总是保持惯习面为不变平面，因为M转变时的应变又称为不变平面应变。 位向关系：M与原A为共格或半共格，故存在位向关系，现以观测到的有 定义：M转变：在冷却过程中发生无扩散，共格切变方式的固态相变。称之为M转变。其转变产物为M。 马氏体：是无扩散，共格切变式的固态转变的产物，M是非平衡相变的产物，因而是非平衡组织是亚稳组织，有向稳定组织转变的自发趋势。 3 M相变属一级相变，有体积效应。（V=0）;热效应（H 0），M转变形核长大过程。属于有核相变。 4 M转变动力学具有多样性，变温形成。等温形成，爆发形成等。 5 M转变具有不完全性。组织中总含有残余A，且钢的含碳量越高，Ar量也越多。 6 M的转变的可逆性，A M。As~~Af。As高于Ms，Au—ed，Ag—cu， As与Ms仅差20~50.C，Fe—Ni大400。C。Fe—C合金未发现逆变。 7 M转变具有普遍性，黑色，有色，陶瓷都有M转变。 4—2M的晶体结构 1M点阵常数。 早在20年代人们用X射线的方法测定室温下，常用碳钢点阵常数a和c，计算c/a（正方度）发生它们和M的含碳量呈线性关系，并可导出一组公式 A1=2.861A0 A-FD点阵常数c/a~正方度由此可见由于c原子强制溶入使c/a不等于1a-Fe
低碳马氏体的强化及其应用 孙建新王卫兵吴杰张立新 (石河子大学工学院机械电气工程系,石河子832003 提要概述了低碳钢或低碳合金钢淬火低温回火工艺获得低碳马氏体的强化,通过实验验证了低碳马氏体的性能和应用价值。 关键词低碳马氏体强化淬火强度 中图分类号 TU445 文献标识码 A 文章编号 1007 7883(200002 0168 04 过去人们普遍认为低碳马氏体钢只有塑性和韧性的优势,而无强度和硬度的使用价值,即使淬火后也是如此。然而经过多年的研究,发现低碳钢经过淬火,不仅仍能保持塑性和韧性的优势,而且在强度和硬度上也有很高的使用价值,使过去只能在退火、正火状态下使用的低碳钢,扩展到淬火、回火状态下使用,发挥出低碳马氏体钢的强韧性优势,取代了一些优质中碳钢、渗碳钢、调质钢,使价格低廉、容易冶练的低碳钢被用作重要的工业原材料,展现了广阔的应用前景。 低碳钢在应用中取得的突破,得益于正确的强化工艺、独特的组织形态和优良的力学性能。 1 低碳马氏体的强化 低碳马氏体强化就是用低碳钢或低碳合金钢淬火低温回火。 通过薄膜透射电镜的研究揭示出,低碳马氏体条束由高密度位错胞所构成,它有别于高碳马氏体的微孪晶结构,具有较好的韧性,促进了低碳马氏体的应用。对于超低碳马氏体时效钢,适当添加置换型的合金元素(如Ni 、Mo 等代替碳、氮间隙原子,形成板条状位错马氏体和细小的金属间化合物的析出强化相,既可提高强度,又有较好的韧性。表1列举了碳化物析出强化钢和超低碳马氏体钢的综合力学性能,其中: 为马氏体钢, 为二次硬化钢, 为超低碳马氏体时效钢。
表1 碳化物析出强化钢和超低碳马氏体时效钢的力学性能 钢种抗拉强度/MPa 0.2%屈服强度 /MPa 缺口抗拉强度 /MPa 断面收缩率 /%延伸率/% bc / b * 14701264148039.012.5 1.00 1754 1686 2372 53.0 10.5 1.35 注:1*为缺口抗拉强度与抗拉强度的比值;2 :WC 0.4%;WNi 1.8%,WCr 0.8%;WMo 0.25%; WC 0.4%,WCr 5%,WMo 1.4%,WV 0.5%; :WNi 18%马氏体钢。 第4卷第2期2000年6月石河子大学学报(自然科学版Journal o f Shihezi University(Natural Science Vol.4 No.2Jun.2000 收稿日期:1999 10 29 低碳马氏体固溶的过饱和碳含量较低,其晶格扭曲较中、高碳马氏体的小,而且马氏体开始转变和转变终了的温度都较高,淬火时最先产生的马氏体在随后的冷却过程中会发生自行回火。 2 低碳马氏体的组织形态
庞国星主编 工程材料作业第三章答案 3-1、比较下列名词 （2）比较索氏体和回火索氏体 , 马氏体和回火马氏体的主要区别。 正火组织：索氏体S:属于细珠光体， 其中渗碳体呈片状。回火组织,淬火后高温回火,碳化物从过饱和F中析出,称为回火索氏体S回，呈粒状渗碳体，塑、韧性更好 淬火组织:马氏体:过饱和F 回火组织:淬火后低温回火，碳化物开始从M中析出，成为M 回。保持高硬度，消除内应力，改善脆性。 3-2、判断下列说法是否正确： （1）钢在奥氏体化后，冷却时形成的组织主要取决于钢的加热温度。 错误，钢在奥氏体化后，冷却时形成的组织主要取决于钢的冷却速度。 （2）低碳钢与高碳钢工件为了便于切削加工，可预先进行球化退火。 错误，低碳钢工件为了便于切削加工，预先进行热处理应进行正火（提高硬度）或完全退火。而高碳钢工件则应进行球化退火（若网状渗碳体严重则在球化退火前增加一次正火），其目的都是为了将硬度调整到HB200左右并细化晶粒、均匀组织、消除网状渗碳体。 （3）钢的实际晶粒度主要取决于钢在加热后的冷却速度。 错误，钢的实际晶粒度主要取决于钢的加热温度。 （4）过冷奥氏体冷却速度快，钢冷却后的硬度越高 错误，钢的硬度主要取决于含碳量。 （5）钢中合金元素越多，钢淬火后的硬度越高 错误，钢的硬度主要取决于含碳量。 （6）同一钢种在相同加热条件下，水淬比油淬的淬透性好，小件比大件的淬透性好。 正确。同一钢种，其C曲线是一定的，因此，冷速快或工件小容易淬成马氏体。（7）钢经过淬火后是处于硬脆状态。 基本正确，低碳马氏体韧性要好些，而高碳马氏体硬而脆。 （8）冷却速度越快，马氏体的转变点Ms和Mf越低。 正确。 （9）淬火钢回火后的性能主要取决于回火后的冷却速度。 错误，淬火钢回火后的性能主要取决于回火温度。 （10）钢中的含碳量就等于马氏体的含碳量 错误，钢中的含碳量是否等于马氏体的含碳量，要看加热温度。完全奥氏体化时，钢的含碳量等于奥氏体含碳量，淬火后即为马氏体含碳量。如果是部分奥氏体化，钢的含碳量一部分溶入奥氏体，一部分是未溶碳化物，从而可以减轻马氏体因含碳量过高的脆性，也能细化晶粒，此时马氏体含碳量要低于钢的含糖碳量。 3-4、什么是钢的回火？钢的回火有哪些过程？。。。 淬火碳钢回火过程中的组织转变对于各种钢来说都有代表性。回火过程包括马氏体分解，碳化物的析出、转化、聚集和长大，铁素体回复和再结晶，残留奥氏体分解等四类
马氏体时效钢的特性与应用 18%Ni马氏体时效钢属于铁基合金，具有极高的强度同时而又不失好的延展性。铁的基体与以高含量镍为主进行合金化，获得非常特殊的热处理材料。同时也加入其它合金元素如钼、铝、铜和钛，这些元素形成金属间析出物。钴也添加到合金中去，加入量最多达到12%，用于加速析出反应并保证获得大量、均匀的析出物。马氏体时效钢本质上说是不含碳的，这是区别该钢与大多数其他类型钢种最明显的特征。 马氏体时效钢性能特点为： ——室温下具有超高强度 ——简单热处理，保证最小的热处理变形 ——与处于同一强度水平的淬火钢相比具有优异的疲劳韧性 ——低碳含量，从而消除脱碳问题 ——截面尺寸是硬化过程中一个重要的影响因素 ——易于加工 ——好的焊接性能 ——具有高强度与高韧性 ——易切削加工，低的加工变形量 ——热处理过程中收缩均匀稳定 ——易渗氮 ——具有好的抗腐蚀与裂纹扩展能力 ——抛光光洁度高 这些特性说明马氏体时效钢能被用作轴，长而细的渗碳或渗氮部件以及冲击疲劳环境下工作的零件，如打印头或离合器等。 马氏体时效钢的回火处理 回火作为一种热处理工艺从中世纪时代就开始应用，用于淬火马氏体合金的处理。而目前回火工艺仅用于对钢进行处理，因为钢占所有马氏体硬化合金中的绝大多数。 马氏体时效钢是不含碳的Fe-Ni合金，并添加了钴、钼、钛与其它一些元素。典型的钢种如铁基中含17%～19% Ni，7%～9% Co，4.5%～5% Mo和0.6%～0.9% Ti。这类合金经淬火成马氏体，然后在480～500℃回火。在回火过程中，由于合金元素在马氏体中过饱和，从而从马氏体中沉淀析出形成金属间析出物，导致强的沉淀强化效果。根据铝、铜以及其它非铁合金的沉淀强化类推，可将该工艺过程称作时效处理。并且由于最初的组织为马氏体，因此该类钢被称作马氏体时效钢。 商业化马氏体时效钢在最大的硬化处理阶段，组织中可含有部分中间过渡亚温相Ni3Mo与Ni3Ti的共生析出物。Ni3Ti相类似于碳钢中的六边形ε-碳化物。在马氏体时效钢中，这些中间过渡金属间析出物颗粒由于在位错处析出，因而分布极其弥散，这一组织特点具有特别的实际应用价值。 马氏体时效钢的组织具有高密度位错，在板条（非孪生）马氏体中，位错密度达到1011～1012/cm2数量级，也就是与强应变硬化金属处于同一范围。在这方面，马氏体时效钢（硬化态）的亚结构明显不同于铝、铜和其它合金，它们在淬火时不会出现多态性变化。 假设马氏体时效钢在回火过程中，中间相的析出是由于合金元素的原子在位错线上的偏聚，则在位错上形成的产物可以作为合金元素在过饱和马氏体中的富集分层。 马氏体时效钢在马氏体转变过程中形成的位错结构，在随后的加热过程中保持非常稳定，实际上在回火温度范围内（480～500℃）未发生变化。在整个的回火过程中，出现如此高密度的位错，很可能在很大程度上是由于弥散分布的析出物钉扎住位错。 在高温（550℃甚至更高）条件下，长的回火时间可能会导致析出物粗化，并增大颗粒间距，而位错密度同时也在下降。在长的保温时间下，就不出现半共生的中间过渡金属间析出物，取而代之的是稳定相如Fe2Ni或Fe2Mo形成的粗大共生析出物。