安徽师范大学《材料科学基础》考研复习资料

2021年安徽师范大学《材料科学基础》考研复习题库+模拟题（A）一、解释下列名词（每个名词2分，共10分）1、马氏体转变是一种固态相变，是通过母相宏观切变，原子整体有规律迁移完成的无扩散相变。

2、TTT曲线是过冷奥氏体等温转变图，是描述过冷奥氏体等温转变形为，即等温温度、等温时间和转变产物的综合曲线。

3、反稳定化在热稳定化上限温度M C以下，热稳定程度随温度的升高而增加；但有些钢，当温度达到某一温度后稳定化程度反而下降的现象。

4、时效硬化时效合金随第二相的析出，强度硬度升高而塑性下降的现象称为时效硬化。

5、珠光体晶粒在片状珠光体中，片层排列方向大致相同的区域称为珠光体团二、说出下符号的名称和意义（6分）1、M S马氏体点，马氏体转变的开始温度，母相与马氏体两相的体积自由能之差达到相变所需最小驱动值时的温度。

2、S0片状珠光体的片间距离，即一片铁素体和一片渗碳体的总厚度，或相邻两片铁素体或渗碳体之间的中心距离。

3、M C奥氏体热稳定化的上限温度，超过此温度奥氏体将出现热稳定化现象。

三、简答下各题（每题8分，共40分）1、何谓奥氏体的本质晶粒度、起始晶粒度和实际晶粒度。

钢中弥散析出的第二相对奥氏体晶粒的长大有何影响。

起始晶粒度：指临界温度以上奥氏体形成刚刚完成，其晶粒边界刚刚互相接触时的晶粒大小。

实际晶粒度：指在某一热处理加热条件下，所得到的晶粒尺寸。

本质晶粒度：是根据标准实验条件，在930±10℃，保温足够时间（3~8小时）后，测定的钢中奥氏体晶粒的大小。

晶粒的长大主要表现为晶界的移动，高度弥散的、难熔的非金属或金属化合物颗粒对晶粒长大起很大的抑制作用，为了获得细小的奥氏体晶粒，必须保证钢中有足够数量和足够细小难熔的第二相颗粒。

2、片状珠光体可分为几类，片间离不同的珠光体在光学显微镜和电子显微镜下的形态特征。

通常所说的珠光体是指在光学显微镜下能清楚分辨出片层状态的一类珠光体，而当片间距离小到一定程度后，光学显微镜就分辨不出片层的状态了。

根据片间距离的大小，通常把珠光体分为普通珠光体、索氏体和屈氏体。

普通珠光体P：S0=1500~4500 ?，光学显微镜下能清晰分辨出片层结构；索氏体S： S0=800~1500 ?，光学显微镜下很难分辨出片层结构；屈氏体T： S0=800~1500 ?，光学显微镜下无法分辨片层结构。

但是在电子显微镜下观察各类片状珠光体是没有区别的，只是片间距离不同而已。

3、钢中马氏体的晶体结构如何？碳原子在马氏体点阵中的分布与马氏体点阵的正方度有何关系？Fe-C合金的马氏体是C在中的过饱和间隙固溶体。

X-射线衍射分析证实，马氏体具有体心正方点阵。

通常假设马氏体点阵中的C原子优先占据八面体间隙位置的第三亚点阵，即C原子平行于[001]方向排列。

结果使c轴伸长，a轴缩短，使体心立方点阵的α-Fe变成体心正方点阵的马氏体，研究表明，并不是所有的C原子都占据第三亚点阵的位置，通过中子辐照分析的结论是近80%的C原子优先占据第三亚点阵，而20%的C原子分布其他两个亚点阵，即在马氏体中，C原子呈部分有序分布。

4、CCT曲线与等温转变曲线有何不同？1、共析碳钢和过共析碳钢的连续冷却转变图，只有高温区的P转变和低温区的M转变，而无中温区的B转变，亚共析碳钢可以有B转变。

亚共析钢和过共析钢有先共析相F和Cem 析出线，由于先共析相的析出，可以改变A的C含量，从而使随后在低温区发生M转变的Ms 发生相应的变化。

2、合金钢的CCT图，可以有P转变无B转变或只有B转变无P转变等多种不同的情况，具体的情况由加入的合金元素种类和数量而定。

3、在等温条件下合金元素推迟过冷A的等温转变，在连续冷却条件下，合金元素也降低过冷A的转变速度，使CCT曲线右移。

4、A晶粒度对CCT图的影响规律是，A晶粒粗大CCT图移向右下方。

5、连续冷却转变曲线位于等温转变曲线的右下方。

这说明连续冷却转变的温度低，孕育期长。

6、不论P转变，还是B转变的连续冷却转变曲线，都只有相当于C曲线的上半部分。

7、连续冷却时，在一定的冷却条件下，A在高温区的转变不能完成，余下的A则在中温区及低温的M转变区继续转变，最终得到混合组织。

由于在高温和中温区的转变，会改变余下A的C含量，从而使Ms发生相应的变化。

5、何谓二次硬化和二次淬火？以以W18Cr4V钢的热处理工艺为例说明二者间的区别。

由于A′本身的稳定性高或在P和B区之间A′比较稳定的区域保持时， A′可以不发生分解，而在随后冷却时转变为M，这种现象称为二次淬火。

通常淬火钢回火时，硬度随回火温度的升高是逐渐下降的，但当钢中含有某些特殊类型碳化物形成元素时，回火温度达到某一温度后，硬度反而随回火温度的升高而升高的现象，称为二次硬化。

W18Cr4V钢的正常热处理工艺为1280℃加热淬火，560℃1小时三次高温回火，淬火时由于奥氏体的稳定性较，组织中有大量的残余奥氏体，在回火时保温时残余奥氏体不发生分解，但是钢中含有W、V等碳化物形成元素，将由马氏体中析出大量弥散分布的碳化物，使钢的硬度升高，出现二次硬化。

而在随后劲的冷却过程中残余奥氏体将转变为马氏体，出现二次淬火。

可见二次硬化是在回火保温过程中由于特殊碳化物析出抽至，而二次淬火则是由于残余奥氏体在回火冷却过程中转变为马氏体所至。

四、叙述下列各题（共44分）1、以共析碳钢为例说明奥氏体向珠光体转变的过程，并分析当三相共存时碳的扩散规律？（20分）珠光体相变的领先相珠光体相变符合一般的相变规律，是一个形核及核长大过程。

由于珠光体是由两个相组成，因此成核有领先相问题。

某些研究认为，珠光体形成的领先相，可以随相变发生的温度和奥氏体成分的不同而异。

过冷度小时渗碳体是领先相；过冷度大时铁素体是领先相。

在亚共析钢中铁素体是领先相，在过共析钢中渗碳体是领先相，而在共析钢中渗碳体和铁素体作领先相的趋势是相同的。

但是，一般认为共析钢中珠光体形成时的领先相是渗碳体。

珠光体的形成机理γ(0.77%C) →α(~0.02%C) + cem (6.67%C)(面心立方) （体心立方）（复杂单斜）可以看出，珠光体的形成过程，包含着两个同时进行的过程，一个是碳的扩散，以生成高碳的渗碳体和低碳的铁素体；另一个是晶体点阵的重构，由面心立方的奥氏体转变为体心立方点阵的铁素体和复杂单斜点阵的渗碳体。

形核条件：同样需要满足系统内的“结构起伏、成分起伏和能量起伏”。

部位：晶核多半产生在奥氏体的晶界上（晶界的交叉点更有利于珠光体晶核形成），或其它晶体缺陷（如位错）比较密集的区域。

当奥氏体中碳浓度很不均匀或者有较多未溶解的渗碳体存在时，珠光体的晶核也可以在奥氏体晶粒内出现。

形状：片状形核。

首先在奥氏体晶界上形成一小片渗碳体，这就可以看成是珠光体转变的晶核。

片状形核的原因是：1新相产生时引起的应变能较小；2片状伸展时获得碳原子的面积增大；3片状形核时碳原子的扩散距离相对缩短。

长大由于能量、成分和结构的起伏，首先在奥氏体晶界上产生了一小片渗碳体（晶核）。

这种片状珠光体晶核，按非共格扩散方式不仅向纵的方向长大，而且也向横的方向长大。

渗碳体横向长大时，吸收了两侧的C 原子，而使其两侧的奥氏体含碳量降低，当碳含量降低到足以形成铁素体时，就在渗碳体片两侧出现铁素体片。

新生成的铁素体片，除了伴随渗碳体片向纵向长大外，也向横向长大。

铁素体横向长大时，必然要向两侧的奥氏体中排出多余的C ，因而增高侧面奥氏体的C 浓度，这就促进了另一片渗碳体的形成，出现了新的渗碳体片。

如此连续进行下去，就形成了许多铁素体-渗碳体相间的片层。

珠光体的横向长大，主要是靠铁素体和渗碳体片不断增多实现的。

这时在晶界的其它部分有可能产生新的晶核（渗碳体小片）。

当奥氏体中已经形成了片层相间的铁素体与渗碳体的集团，继续长大时，在长大着的珠光体与奥氏体的相界上，也有可能产生新的具有另一长大方向的渗碳体晶核，这时在原始奥氏体中，各种不同取向的珠光体不断长大，而在奥氏体晶界上和珠光体-奥氏体相界上，又不断产生新的晶核，并不断长大，直到长大着的各个珠光体晶群相碰，奥氏体全部转变为珠光体时，珠光体形成即告结束。

由上述珠光体形成过程可知，珠光体形成时，纵向长大是渗碳体片和铁素体片同时连续向奥氏体中延伸；而横向长大是渗碳体片与铁素体片交替堆叠增多。

珠光体转变时碳的扩散规律当珠光体刚刚出现是时，在三相共存的情况下，过冷奥氏体的C 浓度是不均匀的，C 浓度分布情况可由Fe-Fe 3C 相图得到，如图所示，即与铁素体相接的奥氏体C 浓度C r-a 较高，与渗碳体接触处的奥氏体的C 浓度C r-cem 较低。

因此在奥氏体中就产生了C 浓度差，从而引起了C 的扩散，其扩散示意图如图所示。

片状珠光体形成过程示意图片状珠光体形成时C 的扩散示意图2、试述淬火钢回火脆性的特征、产生的原因、抑制和消除的方法。

（12分）(一)第一类回火脆性特征:（1）具有不可逆性；（2）与回火后的冷却速度无关；（3）断口为沿晶脆性断口。

产生的原因到目前为止有很多种不同的说法，尚无定论，很可能是多种因素综合作用的结果，而对于不同的钢材来说，也可能是不同因素所致。

大致有以下三种观点：（1）残余A转变理论根据第一类回火脆性出现的温度范围正好与碳钢回火时残余A转变的温度范围相对应。

但有些钢第一类回火脆性与残余A转变并为完全对应，故残余A转变理论，不能解释各种钢的第一类回火脆性。

（2）碳化物析出理论钢回火时，ε-Fe X C转变为χ-Fe5C2或θ-Fe3C的温度与产生第一类回火脆性的温度相近，而新形成的碳化物呈薄片状，且沿板条M的板条间、板条束的边界或片状M的孪晶带或晶界上析出，从而使材料的脆性增加。

回火温度如进一步提高，薄片状碳化物将聚集长大和球化，将导致脆性降低，冲击韧性升高。

（3）杂质偏聚理论也有人认为，S、P、Sb（锑）、As（砷）等杂质元素在回火时向晶界、亚晶界上偏聚，降低了晶界的断裂强度，引起了第一类回火脆性。

防止方法目前，第一类回火脆性是无法消除的。

没有一个有效的热处理方法能消除钢中这种回火脆性，除非不在这个温度范围内回火，也没有能够有效抑制产生这种回火脆性的合金元素。

但可以采取以下措施减轻第一类回火脆性。

（1）降低钢中杂质元素的含量；（2）用Al脱氧或加入Nb、V、Ti等合金元素细化A晶粒；（3）加入Mo、W等可以减轻；（4）加入Cr、Si调整温度范围（推向高温）；（5）采用等温淬火代替淬火回火工艺。

（二）第二类回火脆性1、温度范围内450~650℃之间，也称为高温回火脆性。

2、特征（1）具有可逆性；（2）与回火后的冷却速度有关；回火保温后，缓冷出现，快冷不出现，出现脆化后可重新加热后快冷消除。

（3）与组织状态无关，但以M的脆化倾向大；（4）在脆化区内回火，回火后脆化与冷却速度无关；（5）断口为沿晶脆性断口。