材料科学基础习题

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1、一、解释下列名词1、奥氏体本质晶粒度是根据标准实验条件，在93010，保温足够时间（38小时）后，测定的钢中奥氏体晶粒的大小。2、奥氏体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。3、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4、二次珠光体转变由于贝氏体转变的不完全性，当转变温度较高时，未转变的奥氏体在随后的保温过程中有可能会发生珠光体转变，此时的珠光体转变称为二次珠光体转变。5、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。6、形变马氏体由形变诱发马氏体转变生成的马氏体称为形变马氏体。7、马氏体异常正方度“新形成的马氏体”

2、，正方度与碳含量的关系并不符合公式给出的关系，这种现象称为马氏体的异常正方度。8、马氏体相变塑性相变塑性:金属及合金在相变过程中塑性增长，往往在低于母相屈服极限的条件下即发生了塑性变形，这种现象称为相变塑性。钢在马氏体转变时也会产生相变塑性现象，称为马氏体的相变塑性。9、相变冷作硬化马氏体形成时的体积效应会引起周围奥氏体产生塑性变形，同时马氏体相变的切变特性，也将在晶体内产生大量微观缺陷，如位错、孪晶、层错等。这些缺陷在马氏体逆转变过程中会被继承，结果导致强度明显升高，而塑性韧性下降，这种现象被称为相变冷作硬化。10、位向关系在固态相变母相与新相之间所保持的晶体学空间取向关系称为位向关系。11

3、、K-S关系在固态相变母相与新相之间所保持的晶体学位向关系，例如：奥氏体向马氏体转变时新旧两相之间就维持这种位向关系（111）（110），11011112、组织遗传；指非平衡组织重新加热淬火后，其奥氏体晶粒大小仍然保持原奥氏体晶粒大小和形状的现象。13、相遗传；母相将其晶体学缺陷遗传给新相的现象称为相遗传。14、反稳定化在热稳定化上限温度MC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。15、热稳定化淬火冷却时，因缓慢冷却或在冷却过程中于某一温度等温停留，引起的奥氏体稳定性提高，而使马氏体转变迟滞的现象，称为奥氏体的热稳定化。16、机械稳定化在Md

4、以上的温度下，对奥氏体进行塑性变形，当变形量足够大时，可以使随后的马氏体转变困难，MS点降低，残余奥氏体量增多。这种现象称为机械稳定化。17、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。18、应变诱发再结晶在等温条件下，由于应力和应变不断增加而诱发的再结晶称为应变诱发再结晶。19、原位形核在原碳化物基础上发生成分变化和点阵重构，形成更稳定的碳化物。20、独立形核原碳化物回溶到母相中，而新的、更稳定的碳化物在其他部位重新形核长大。21、二次硬化通常淬火钢回火时，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

5、，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。22、第二类回火脆性随回火温度的升高，冲击韧性反而下降的现象，称为“回火脆性”。在450650之间出现的回火脆称为第二类回火脆，也称为高温回火脆性。23、回火抗力在合金钢中，由于合金元素的作用，M分解温度将推向高温，即在较高温度下回火，仍然可以保持相具有一定的过饱和度和细小的碳化物，使钢保持较高的强度和硬度。通常把这种性质称为回火稳定性。24、回火脆性随回火温度的升高，冲击韧性反而下降的现象，称为“回火脆性”。25、回火稳定性在合金钢中，由于合金元素的作用，M分解温度将推向高温，即在较高温度下回火，仍然可以保持相具有

6、一定的过饱和度和细小的碳化物，使钢保持较高的强度和硬度。通常把这种性质称为回火稳定性。或：合金元素阻碍相中碳含量的降低和碳化物颗粒长大，而使淬火钢在回火时保持高强度、高硬度的性质，称为回火稳定性。26、抗回火性在合金钢中，由于合金元素的作用，M分解温度将推向高温，即在较高温度下回火，仍然可以保持相具有一定的过饱和度和细小的碳化物，使钢保持较高的强度和硬度。通常把这种性质称为回火稳定性。27、人工时效是指在较高温度下进行的时效，将固溶体合金固溶处理后，将其加热到某一温度，经保温后所发生的时效。28、自然时效是指在较低温度下进行的时效，一般是指室温下搁置时所发生的时效（将固溶体合金固溶处理后，在室

7、温下放置所发生的时效）。29、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。30、调幅分解某些固溶体合金，在一定条件下，能够不经过形核过程，分解为晶体结构相同成份在一定范围内连续变化的两相，即溶质原子富集与溶质原于贫化的两相，这种固态相变称为调幅分解。 二、符号的名称及意义 Mb 马氏体爆发时形成温度，以Mb 表示（MbMs ）。当奥氏体冷至Ms 点以下时，瞬间 形成大量马氏体，并伴有响声，同时释放相变潜热，使温度回升 Md 形变马氏体点，能够形成形变诱发马氏体转变的上限温度Mf 马氏体转变的终了温度,此温度发下奥氏体向马氏体转变将不再继续进行。 Mc 奥氏体热稳定

8、化的上限温度超过此温度奥氏体将出现热稳定化现象。 Ms 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。Sv 高碳片状马氏体显微裂纹敏感度,单位体积马氏体组织中,显微裂纹的面积。 滞后温度间隔度,奥氏体热稳定化程度,由于C、N原子钉札位错,而要求提供附加的化学驱动力以克服C、N原子的钉札力,为获得这个附加的化学驱动力所需的过冷度,即为值。So 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。 Ad 可获得形变奥氏体的最高温度。三、简答题1、何谓二次硬化和二次淬火？以W18CrV钢的热处理工艺为例说明

9、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，5601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

10、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。2、钢在连续加热时珠光体向奥氏体转变有何特点？1、在一定的加热速度范围内临界点随加热速度增大而升高 2、相变是在一个温度范围内完成的 3、可以获得超细晶粒 4、钢中原始组织的不均匀使连续加热时的奥氏体化温度升高 5、快速连续加热时形成的奥氏体成分不均匀性增大Cr-a降低，Cr-cem升高。 6、在超快速加热条件下，铁素体转变为奥氏体的点阵改组属于无扩散型相变。3、何谓奥氏体的本质、起始、实际晶粒度，刚在弥散析出的第二相对奥氏体的长大有

11、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93010,保温足够时间(38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。4、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不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

12、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-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。5、简述珠光体的形貌特征？片间距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

13、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=15004500 ，光学显微镜下能清晰分辨出片层结构。 索氏体S： S0=8001500 ，光学显微镜下很难分辨出片层结构。 屈氏体T： S0=8001500 ，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。 6、试从经典晶体学理论说明奥氏体向珠光体转变的动力学曲线具有“C”字形？ 按经典结晶理论，奥氏体向珠光体转变是通过形核长大完成的。奥氏体向珠光体转变时随过冷度增大临界形核功减小，这将促进奥氏体向珠光体转变，使转变的孕育期缩短，转变速度加快。但是奥氏体向珠光体转变属于扩散

14、型相变，而随温度的降低原子的活动下降，这又将阻碍奥氏体向珠光体的转变，使转变的孕育延长，转变速度下降。两个影响因素互相矛盾，过冷度较小时，转变温度较高，临界形核功的变化起主导作用，随过冷度增大，孕育期缩短，当转变温度达到某一温度后碳原子扩散能力的影响将起主导作用，这又将使孕育期延长。在这两个相互矛盾综合作用下使奥氏体向珠光体转变曲线呈现出“C”字形。 7、简述影响珠光体转变的动力学因素?1、钢的内在因素 (1)碳含量的影响亚共析钢随碳含量的增加孕育期延长过共析钢随碳含量增加孕育期缩短。 (2)合金元素的影响,自扩散的影响,对碳原子扩散速度的影响,改变了 转变速度,改变了临界点,对 /相界面的拖

15、曳作用 (3)奥氏体成分均匀性和过剩相溶解情况的影响成分均匀、合金化程度高孕育期长转变速度下降。 (4)奥氏体晶粒度的影响晶粒细小形核部位多孕育期短转变速度快 2、外界影响因素 （1）加热温度和保温时间的影响，温度高保温时间长奥氏体成分均匀，孕育期长，转变速度。 （2）应力和塑性变形的影响，在奥氏体状态下承受拉应力或进行塑性变形，有加速度珠光体转变的作用。 （3）等向压应力的影响，对奥氏体施加等向压应力，有降低珠光体形成温度、共析点移向低碳和减慢珠光体形成速度的作用。 8、过冷奥氏体连续冷却转变曲线有何特点和用途？ （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

16、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)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。 (4)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。 (5)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

17、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。 用途主要有1、预计热处理后的组织和硬度,2、选择冷却规范、确定淬火介质9、钢中贝氏体组织有哪几种形态？其特征及各形成条件如何？ 钢中主要的贝氏体组织有无碳化物贝氏体、上贝氏体、下贝氏体、粒状贝氏体等。其中无碳化物贝氏体板条铁素体束及未转变的奥氏体组成，在铁素体之间为富碳的奥氏体，铁素体与奥氏体内均无碳化物析出，故称为无碳化物贝氏体，是贝氏体的一种特殊形态。是一种单相组织，由大致平行的铁素体板条组成。铁素体板条自奥氏体晶界处形成，成束地向一侧晶粒内长大，铁素体板条较宽，板条之间的距离也较大。上贝氏体是一种两相组织，

18、由铁素体和渗碳体组成。成束大致平行的铁素体板条自奥氏体晶界向一侧或两侧奥氏体晶内长入。渗碳体，有时还有残余奥氏体，分布于铁素体板之间，整体在光学显微镜下呈羽毛状，故可称上贝氏体为羽毛状贝氏体。下贝氏体也是一种两相组织，是由铁素体和碳化物组成。但铁素体的形态及碳化物的分布均不同于上贝氏体。下贝氏体铁素体的形态与马氏体很相似亦与奥氏体碳含量有关。含碳量低时呈板条状，含碳量高时呈透镜片状碳含量中等时两种形态兼有。形核部位大多在奥氏体晶界上，也有相当数量位于奥氏体晶内。碳化物为渗碳体或- 碳化物，碳化物呈极细的片状或颗粒状,排列成行,约以5560的角度与下贝氏体的长轴相交,并且仅分布在铁素体的内部。粒

19、状贝氏体块状铁素体基体和富碳奥氏体区所组成。由于基中的富碳奥氏体区一般呈颗粒状,因而得名。实际上富碳奥氏体区一般呈小岛状、小河状等,形状是很不规则,在铁素体基体呈不连续平行分布。 10、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

20、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。11、何谓马氏体显微裂纹敏感度，它受那些因素影响？

21、 是由于M形成时互相碰撞形成的,M形成速度极快，相互碰撞或与A晶界相撞时，将因冲击而形成相当大的应力场，又因为高碳片状M很脆不能通过滑移或孪生变形来消除应力，因此容易形成撞击裂纹，这种先天性的缺陷使高碳附加了脆性。 钢中M显微裂形成的难易程度用马氏体显微裂纹敏感度来表示。以单位M体积中出现裂纹的面积作为马氏体内形成显微裂纹的敏感度，用Sv(mm-1)表示。 影响显微裂纹敏感度的因素 (1)碳含量的影响:是影响SV的主要因素,C%小于1.4%时随C%的增加SV急剧增加,当C%大于1.4%时Sv随C%的增加反而下降。C%小于1.4%,M为225惯习面,而当C%大于1.4%,后M为259惯习面。 (

22、2)奥氏体晶粒大小的影响:随A晶粒直径的增大SV急剧增加。 (3)淬火冷却温度的影响:冷却温度越低,M转变量越多,残余奥氏体量越少,Sv越大。 (4)马氏体转变量的影响:随M量的增加Sv增大,但当M的体积份数f大于0.27后,SV不再随f增大。 (5)马氏体片长度的影响:Sv随M片长度(即片的最大尺寸)的增大而升高。 12、钢中马氏体相变的热力学特点是什么？并说明为什么Md点的上限温度是To。 钢中马氏体转变热力学特点是：1、热滞很大，奥氏体只有在很大的过冷度下才能转变成马氏体；2、马氏体转变有一固定的温度，称为马氏体点，用MS表示；3、通常马氏体只能在不断的降温过程中才能形成，等温停留转变将

23、立即停止。当温度低于某一温度后，马氏体转变将不能进行，此点称为马氏体转变终了点，此时组织中将保留一定数量的未转变奥氏体，称为残余奥氏体；4、MS点可以通过对奥氏体的塑性变形而升高，使马氏体转变提前发生，称为形变诱发马氏体转变，能够发生形变诱发马氏体转变的上限温度称为形变诱发马氏体转变的开始温度，简称形变马氏体点。 从奥氏体与马氏体两相系统的吉布斯自由曲线来看，两条曲线的交点温度为To，即两相自由能平衡点，奥氏体向马氏体转变必须要在To温度以下的一定温度才能发生，但可以通过引入塑性变形使MS点升高，通过合适的变形方式能使Ms升高到To温度，但不能超过To温度，因为在To温度以上，奥氏体是稳定相，

24、而马氏体的不稳定相，换言之，奥氏体如果向马氏体转变将使系统的自由能升高，这是不可能的。 13、何为临界冷却速度，影响临界冷却速度的因素有那些？ 临界冷却速度：连续冷却时，在某几个特定的冷却速度下，所得到的组织将发生突变，这些冷却速度称为临界冷却速度。通常所说的临界冷却速度是指获得100%马氏体转变的最小的冷却速度。 凡影响A稳定性、影响CCT曲线形状的因素均影响VC，使曲线右移的均降低VC，左移的均使Vc提高。 （1）碳含量：低碳钢随C含量增加，VC显著降低，但在0.31.0%范围内，Vc下降的不多。C%1.0%后，随C含量的增加， VC增高。 （2）合金元素的影响：除Co以外，大部分合金元素

25、溶入A中，都增加A的稳定性，使VC下降，若未溶入A中，以碳化物形式存在，则会使VC升高。 （3）A晶粒度的影响：随A晶粒尺寸增大，Vc 减小，对受P转变制约的Vc影响较大，而对受B转变制约的Vc影响较小。 （4）A化温度的影响：A化温度升高，A的合金化程度增大，稳定性升高，从而使Vc 降低。 （5）A中非金属夹杂物和稳定碳化物：硫化物、氧化物、氮化物及难溶的稳定碳化物，在A化时，能阻碍A晶粒的长大，促进非M组织的形成，使Vc增大。14、MS点的物理意义，影响MS点的主要因素有那些？母相与马氏体两相之间的体积自由能之差达到相变所需的最小驱动力值时的温度。 影响因素： 1、奥氏体化学成分的影响 （

26、1）碳的影响 随奥氏体碳含量的增加，MS和Mf均显著下降，但二者下降的趋势不同。 氮（N）对MS和Mf的影响与碳的影响规律基本相似。 （2）合金元素的影响 钢中常见的合金元素，除Al和Co可以提高MS外，其它合金元素均使MS点降低。 2、加热规范的影响 加热温度高保温时间长，有利于奥氏体的合金化，可以提高奥氏体的合金化程度，使MS点下降，但是，温度高时间长奥氏体晶粒粗大、晶体学缺陷减少，这又会导致MS点的升高。在完全奥氏体化的前提下，提高加热温度、延长保温时间，将使MS有所提高。 3、冷却速度的影响 在生产条件下，冷却速度一般对MS点无影响。在高速淬火时，MS随淬火速度增大而升高。 4、塑性变

27、形的影响 在MdMS之间对奥氏体进行塑性变形，可使MS点升高，马氏体转变提前发生。 5、应力的影响 单向的拉应力或压应力可使进马氏体转变，使MS升高。而多向压应力则阴阻碍马氏体的形成，使Ms点下降。 6、磁场的影响 磁场的存在可使MS点升高，在相同的温度下马氏体转变量增加，但对MS点以下的转变行为无影响。15、何谓形变诱发马氏体转变，并说明Md的物理意义。 如果在MS点以上对奥氏体进行塑性变形，会诱发马氏体转变而引起MS点升高到Md，同样塑性变形也可以使AS下降到点。Md和Ad分别称为形变马氏体点和形变奥氏体点。因形变诱发马氏体转变而产生的马氏体，常称为形变马氏体，同样形变诱发马氏体逆转变而产

28、生的奥氏体称为形变奥氏体。 Md的物理意义：可以获得形变马氏体的最高温度。若在高于Md点的温度对奥氏体进行塑性变形，就会失去诱发马氏体转变的作用。16、钢和铁合金中马列氏体相变动力学有那几种主要类型，各种类型的特点如何？（一）马氏体的降温形成（变温瞬时形核、瞬时长大） 是碳钢和低合金钢中最常见的一种马氏体转变。其动力学特点为，马氏体转变必须在连续不断的降温过程中才能进行，瞬时形核，瞬时长大，形核后以极大的速度长大到极限尺寸，相变时马氏体量的增加是由于降温过程中新的马氏体的形成，而不是已有马氏体的长大，等温停留转变立即停止。 （二）马氏体的爆发式转变（自触发形核，瞬时长大） 这种转变在Ms以下某

29、一温度突然发生，具有爆发性，并且一次爆发中形成一定数量的马氏体，爆发转变伴有响声，转变时急剧放出相变潜热引起试样温升。 （三）马氏体的等温形成（等温形核，瞬时长大） 马氏体的晶核可以等温形成，形核需要一定的孕育期，形核率随过冷增大，先增后减，动力学曲线具有“S”形，等温形成图具有“C”形，符合一般的热激活形核规律，等温转变不能进行到底，只能有一部分奥氏体可以等温转变为马氏体。 （四）表面马氏体 在稍高于MS点的温度下等温，往往会在试样表面层形成马氏体，其组织形态，形成速度，晶体学特征都和Ms点温度以下试样内部形成的马氏体为同，这种只产生于表面层的马氏体称为“表面马氏体”。17、钢中马氏体高强度

30、和高硬度的主要原因是什么？（1）相变强化 马氏体相变的特性造成在晶体内产生大量微观缺陷（位错、孪晶及层错）,使马氏体强化,即相变强化。无碳马氏体的屈服极限为284MPa与强化F的S很接近,而退火的F的S仅为98137MPa,也就是说相变强化,使强度提高了147186MPa。 (2)固溶强化 C原子溶入M点阵中,使扁八面体短轴方向上的Fe原子间距增长了36%,而另外两个方向上则收缩4%,从而使体心立方变成了体心正方点阵,由间隙C原子所造成的这种不对称畸变称为畸变偶极,可以视其为一个强烈的应力场,C原子就在这个应力场的中心,这个应力场与位错产生强烈的交互作用,而使M的强度提高。当C%超过0.4%后

31、,由于碳原子靠得太近,使相邻碳原子所造成的应力场相互重迭,以致抵消而降低了强化效应。(3)时效强化 理论计算得出,在室温下只要几分钟甚至几秒钟即可通过C原子扩散而产生时效强化,在-60以上,时效就能进行发生碳原子偏聚现象,是M自回火的一种表现,C原子含量越高时效强化效果越大。 (4)动态应变时效: M 本来比较软,在外力作用下通过应变时效才能使强度显著提高,碳含量越高,应变时效作用越明显。0.2几乎与C%无关且数值也不高只有196MPa,而2 则随C%增加而急剧增加。18、钢中上贝氏体和下贝氏体的显微组织特征。 上贝氏体是一种两相组织，由铁素体和渗碳体组成。成束大致平行的铁素体板条自奥氏体晶界

32、向一侧或两侧奥氏体晶内长入。渗碳体（有时还有残余奥氏体）分布于铁素体板之间，整体在光学显微镜下呈羽毛状，故可称上贝氏体为羽毛状贝氏体。下贝氏体也是一种两相组织，是由铁素体和碳化物组成。但铁素体的形态及碳化物的分布均不同于上贝氏体。 下贝氏体铁素体的形态与马氏体很相似，亦与奥氏体碳含量有关。含碳量低时呈板条状，含碳量高时呈透镜片状，碳含量中等时两种形态兼有。形核部位大多在奥氏体晶界上，也有相当数量位于奥氏体晶内。碳化物为渗碳体或- 碳化物，碳化物呈极细的片状或颗粒状，排列成行，约以5560的角度与下贝氏体的长轴相交，并且仅分布在铁素体的内部。19、简述贝氏体转变动力学的特点 1、贝氏体转变速度比

33、马氏体转变速度慢得多，一般认为是由于在贝氏体转变过程存在碳原子的扩散所至。 2、贝氏体转变的不完全性温度在BS点以下，贝氏体才可以形成，而且随着等温温度的降低，最大转变量将增加。但是这有两种情况，一是只要等温温度降低到某一温度，奥氏体可以全部转变为贝氏体，例如碳钢、中碳Mn钢、中碳Si-Mn钢等就属于这种情况；二是等温温度即使降低到很低的温度，仍然不能完全转变，仍有部分奥氏体未曾转变而残留下来，许多种合金钢就属于这种情况，这种现象称为“转变不完全性”或“转变的自制”。 3、可能与珠光体转变或与马氏体转变重叠在碳钢和一些合金钢中，在某一等温温度范围之内，贝氏体转变可能与珠光体转变发生部分重叠。这

34、可能有两种情况，一是在过冷奥氏体等温转变图中珠光体开始转变在贝氏体转变之前，过冷奥氏体在形成一部分珠光体以后，接着转变为贝氏体；二是在过冷奥氏体等温转变图中贝氏体开始转变在珠光体开始转变之前，过冷奥氏体在形成一部分贝氏体以后，接着转变为珠光体。对于具有较高MS点的钢，当温度在MS点以下时，贝氏体转变和马氏体转变可能发生重叠。当奥氏体急冷至MSMf温度范围的某一温度并保持恒定以后，奥氏体先有一部分发生马氏体转变，以后其余部分发生贝氏体转变，马氏体转变可以对贝氏体转变产生促进作用。20、时效合金在时效时硬度变化的规律如何？1、冷时效（自然时效） 是指在较低温度下进行的时效，一般是指室温下搁置时所发

35、生的情况。硬度-时间关系曲线大致可分为三段：孕育期（某些合金的孕育期不明显）、快速反应阶段以及慢速反应阶段。在慢速反应阶段的后期，硬度基本上保持常数。一般认为，冷时效所反应的性能变化是由G.P.区形成所致。 2、温时效（人工时效）是指在较高温度下进行的时效。硬度-时间关系曲线大致可分为三段：孕育期、硬化阶段（上升阶段）以及软化阶段（下降阶段）。软化阶段又称为过时效，需要避免，一般认为，是从析出平衡相开始的。温度愈高，出现极大值或开始出现过时效的时间愈短。温时效可以反映析出的全过程甚至析出物的粗化和球化的情况。三、论述题1以共析碳钢为例说明奥氏体的形成过程，并讨论为什么奥氏体全部形成后还会有部分

36、渗碳体为溶解？从珠光体向奥氏体转变的转变方程， + Fe3C C% 0.0218 6.69 0.77 晶格类型 体心立方 复杂斜方 面心立方我们可以看出：珠光体向奥氏体转变包括铁原子的点阵改组，碳原子的扩散和渗碳体的溶解。实验证明珠光体向奥氏体转变符合一般的相变规律，是一个晶核的形成和晶核长大过程。共析珠光体向奥氏体转变包括奥氏体晶核的形成、晶核的长大、残余渗碳体溶解和奥氏体成分均匀化等四个阶段。1、奥氏体的形核（1）形核条件 奥氏体晶核的形成条件是系统的能量、结构和成分起伏。（2）形核部位 奥氏体晶核通常优先在铁素体和渗碳体的相界面上形成，此外，在珠光体团的边界，过冷度较大时在铁素体内的亚晶

37、界上也都可以成为奥氏体的形核部位。2、奥氏体的长大共析钢奥氏体长大示意图 奥氏体晶核形成后便开始长大。奥氏体长大的机制可做如下的解释。在AC1以上某一t1形成一奥氏体晶核。奥氏体晶核形成之后，将产生两个新的相界面，一个是奥氏体与渗碳体相界面，另一个是奥氏体与铁素体相界面。为讨论问题的方便，我们假定两个相界面都是平直的（参见图）。根据Fe-Fe3C相图可知，奥氏体与铁素体相邻的边界处的碳浓度为C-，奥氏体与渗碳体相邻的边界处的碳浓度为C-c。此时，两个边界处于界面的平衡状态，这是系统自由能最低的状态。由于C-cC-，因此，在奥氏体出现碳的浓度梯度，从而引起碳在奥氏体中由高浓度向低浓度的扩散，使奥

38、氏体内部的碳的分布驱于均匀分布，即使奥氏体与铁素体相邻的边界处碳浓度升高，而奥氏体与渗碳体相邻的边界处碳浓度降低。从而破坏了相界面处的碳浓度平衡，使系统自由能升高。为了恢复平衡，渗体体势必溶入奥氏体，使它们相邻界面的碳浓度恢复到C-c，与此同时，另一个界面上将发生铁素体向奥氏体的晶格改组，使其相邻边界的碳浓度恢复到C-，从而恢复界面的平衡，降低系统的自由能。这样相当于奥氏体的晶核分别向渗碳体和铁素体中推移，奥氏体晶核得以长大。由于界面处碳浓度的恢复又增加了奥氏体中的碳浓度分布梯度，又会引起碳在奥氏体中的扩散，破坏界面处碳浓度的平衡，引起渗碳体的溶解和铁素体的转变，再次恢复平衡。此过程循环往复地

39、进行，奥氏体便不断地向铁素体和渗碳体中长大。直到将铁素体和渗碳体消耗完了奥氏体晶核的长大结束。 由图，在铁素体内，铁素体与渗碳体和铁素体与奥氏体两个相界面之间也存在着碳浓度差C-c-C-，因此，当碳在奥氏体中进行扩散的同时，在铁素体中也进行着扩散。扩散的结果，也将促进铁素体向奥氏体的转变，从而促进奥氏体的长大。3、剩余渗碳体的溶解 实验表明在珠光体向奥转变过程中，铁素体和渗碳体并不是同时消失，而总是铁素体首先消失，将有一部分渗碳体残留下来。这部分渗碳体在铁素体消失后，随着保温时间的延长或温度的升高，通过碳原子的扩散不断溶入奥氏体中。一旦渗碳体全部溶入奥氏体中，这一阶段便告结束。 为什么铁素体和

40、渗碳体不能同时消失，而总有部分渗碳体剩余？ 按相平衡理论，从Fe-Fe3C相图可以看出，在高于AC1温度，刚刚形成的奥氏体，靠近Cem的C浓度高于共析成分较少，而靠近F处的C浓度低于共析成分较多（即ES线的斜率较大，GS线的斜率较小）。所以，在奥氏体刚刚形成时，即F全部消失时，奥氏体的平均C浓度低于共析成分，这就进一步说明，共析钢的P刚刚形成的A的平均碳含量降低，低于共析成分，必然有部分碳化物残留，只有继续加热保温，残留碳化物才能逐渐溶解。 碳化物溶入A的机理，现在还不十分清楚，有人认为是通过碳化物中的碳原子向奥氏体中扩散和Fe原子向贫碳的渗碳体区扩散，以及Fe3C向A晶体点阵改组来完成的。4

41、、奥氏体成分均匀化 珠光体转变为奥氏体时，在残留渗碳体刚刚完全溶入奥氏体的情况下，C在奥氏体中的分布是不均匀的。原来为渗碳体的区域碳含量较高，而原来是铁素体的区域，碳含量较低。这种碳浓度的不均匀性随加热速度增大而越加严重。因此，只有继续加热或保温，借助于C原子的扩散才能使整个奥氏体中碳的分布趋于均匀。 以上共析碳钢珠光体向奥氏体等温形成过程，可以用下图形象地表示出来。珠光体向奥氏体等温转变过程示意图2、 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？珠光体相变的领先相片状珠光体形成时C的扩散示意图 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

42、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(0.77%C) (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

43、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”。片状珠光体形成过程示意图 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

44、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

45、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

46、-Fe3C相图得到，如图所示，即与铁素体相接的奥氏体C浓度Cr-a较高，与渗碳体接触处的奥氏体的C浓度Cr-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。3、试讨论粒状珠光体的形成过程（包括渗碳体的球化机理和片状渗碳体的断裂过程）。 1、粒状珠光体的形成 在一般情况下奥氏体向珠光体转变总是形成片状，但是在特定的奥氏体化和冷却条件下，也有可能形成粒状珠光体。所谓特定条件是：奥氏体化温度低，保温时间较短，即加热转变未充分进行，此时奥氏体中有许多未溶解的残留碳化物或许多微小的高浓度C的富集区，其次是转变为珠光体的等温温度要高，等温时间要足够长，或冷却速度极慢，

47、这样可能使渗碳体成为颗粒（球）状，即获得粒状珠光体。 粒状珠光体的形成与片状珠光体的形成情况基本相同，也是一个形核及长大过程，不过这时的晶核主要来源于非自发晶核。在共析和过共析钢中，粒状珠光体的形成是以未溶解的渗碳体质点作为相变的晶核，它按球状的形式而长大，成为铁素体基体上均匀分布粒状渗碳体的粒状珠光体组织。2、渗碳体的球化机理片状渗碳体破断球化机理示意图 粒状珠光体中的粒状渗碳体，通常是通过渗碳体球状化获得的。根据胶态平衡理论，第二相颗粒的溶解度，与其曲率半径有关。靠近非球状渗碳体的尖角处（曲率半径小的部分）的固溶体具有较高的C浓度，而靠近平面处（曲率半径大的部分）的固溶体具有较低的C浓度，

48、这就引起了C的扩散，因而打破了碳浓度的胶态平衡。结果导致尖角处的渗碳体溶解，而在平面处析出渗碳体（为了保持C浓度的平衡）。如此不断进行，最后形成了各处曲率半径相近的球状渗碳体。3、片状渗碳体的球化过程 渗碳体片中有位错存在，并可形成亚晶界，在固溶体（奥氏体或铁素体，如为后者）与渗碳体亚晶界接触处则形成凹坑，如图所示。在凹坑两侧的渗碳体与平面部分的渗碳体相比，具有较小的曲率半径。因此，与坑壁接触的固溶体具有较高的溶解度，将引起C在固溶体中的扩散，并以渗碳体的形式在附近平面渗碳体上析出。为了保持亚稳定平衡，凹坑两侧的渗碳体尖角将逐渐被溶解，而使曲率半径增大。这样又破坏了此处相界面表面张力（cem-

49、a-cem-cem）的平衡。为了保持表面张力的平衡，凹坑将因渗碳体继续溶解而加深。在渗碳体片亚晶界的另一面也发生上述溶解析出过程，如此不断进行直到渗碳体片溶穿，一片成为两截。渗碳体在溶穿过程中和溶穿之后，又按尖角溶解、平面析出长大而向球状化转化。同理，这种片状渗碳体断裂现象，在渗碳体中位错密度高的区域也会发生。 因此，在A1温度以下，片状渗碳体的球化过程，是通过渗碳体的断裂、C的扩散进行的，其过程示意如下图。片状渗碳体破断、球化过程示意图4、 何谓珠光体团、珠光体晶粒。以Fe3C为领先相说明珠光体团的形成过程，并说明奥氏体向珠光体转变过程中碳的扩散规律。 在片状珠光体中，片层排列方向大致相同的

50、区域称为珠光体团或珠光体晶粒。珠光体的形成机理(0.77%C) (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。形核片状珠光体形成过程示意图 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

51、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。长大片状珠光体形成时C的扩散示意图 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

52、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，

53、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-Fe3C相图得到，如图所示，即与铁素体相接的奥氏体C浓度Cr-a较高，与渗碳体接触处的奥氏体的C浓度Cr-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。5、 说明钢中板条状马氏体和片状马氏体的形态特征，并指出它们的性能差异

54、。 (1)、板条状马氏体板条状马氏体是低、中碳钢，马氏体时效钢，不锈钢等铁系合金中形成的一种典型的马氏体组织。马氏体呈板条状，一束束排列在原奥氏体晶粒内。因其显微组织是由许多成群的板条组成，故称为板条马氏体。对某些钢因板条不易浸蚀显现出来，而往往呈现为块状，所以有时也之为块状马氏体。又因为这种马氏体的亚结构主要为位错，通常也称为位错型马氏体。这种马氏体是由若干个板条群组成的，也有群状马氏体之称。每个板条群是由若干个尺寸大致相同的板条所组织，这些板条成大致平行且方向一定的排列。板条马氏体与母相奥氏体的晶体学位向关系是KS关系，惯习面为（111），(2)片状马氏体 是铁系合金中出现的另一种典型的马

55、氏体组织，常见于淬火高、中碳钢及高Ni的Fe-Ni合金中。高碳钢中典型的片状马氏体组织如图16所示。这种马氏体的空间形态呈双凸透镜片状，所以也称之为透镜片状马氏体。因与试样磨面相截而在显微镜下呈现为针状或竹叶状，故又称之为针状马氏体或竹叶状马氏体。片状马氏体的亚结构主要为孪晶，因此又称其为孪晶型马氏体。 片状马氏体的显微组织特征是，马氏体片大小不一，马氏体片不平行，互成一定夹角。第一片马氏体形成时贯穿整个奥氏体晶粒而将奥氏体分割成两半，使以后形成的马氏体片大小受到限制，后形成的马氏体片逐渐变小，即马氏体形成时具有分割奥氏体晶粒的作用。马氏体片的大小几乎完全取决于奥氏体晶粒的大小。片状马氏体的惯

56、习及位向关系与形成温度有关，形成温度高时，惯习面为（225），与奥氏体的位向关系为KS关系；形成温度低时，惯习面、（259）为，位向关系西山关系，可以爆发形成，马氏体片有明显的中脊。(3)两种马氏体性能的差异钢中马氏体的性能主要表现为高强度、高硬度的特点。但是，由于钢在淬火时所得马氏体的形态不同，其力学性能的表现也是有差异的，通常高碳片状马氏体具有高的强度和硬度，但是非常脆，而低碳板条马氏体具有较高的强度硬度和韧性，特别是韧性较高是低碳板条马氏体的一大特点。6、 钢中马氏体高强度和高硬度的本质。（1）相变强化 马氏体相变的特性造成在晶体内产生大量微观缺陷（位错、孪晶及层错等），使马氏体强化，即

57、相变强化。无碳马氏体的屈服极限为284MPa与强化F的S很接近，而退火的F的S仅为98137MPa，也就是说相变强化，使强度提高了147186MPa。（2）固溶强化C原子溶入M点阵中，使扁八面体短轴方向上的Fe原子间距增长了36%，而另外两个方向上则收缩4%，从而使体心立方变成了体心正方点阵，由间隙C原子所造成的这种不对称畸变称为畸变偶极，可以视其为一个强烈的应力场，C原子就在这个应力场的中心，这个应力场与位错产生强烈的交互作用，而使M的强度提高。当C%超过0.4%后，由于碳原子靠得太近，使相邻碳原子所造成的应力场相互重迭，以致抵消而降低了强化效应。（3）时效强化 理论计算得出，在室温下只要几

58、分钟甚至几秒钟即可通过C原子扩散而产生时效强化，在-60以上，时效就能进行发生碳原子偏聚现象，是M自回火的一种表现，C原子含量越高时效强化效果越大。（4）动态应变时效： M 本来比较软，在外力作用下通过应变时效才能使强度显著提高，碳含量越高，应变时效作用越明显。0.2几乎与C%无关且数值也不高只有196MPa，而2 则随C%增加而急剧增加。7、柯俊贝氏体形成的热力学说。并解释上贝氏体和下贝的形态特征。 贝氏体转变是通过形核与长大进行的；转变时的领先相是铁素体；转变过程中有碳原子的扩散，转变的驱动力也是新旧两相之间的体积自由能之差；在转变过程中系统的能量状态变化G也可由下式给出： 如果贝氏体中的

59、铁素体确是按马氏体型转变形成，那么贝氏体形成的上限温度应该等于马氏体形成开始温度。事实上BS要显著高于MS，这可作如下解释： 无论贝氏体转变或者马氏体转变自发地进行转变的热力学条件都是：自由能总变化值是负的。但是与马氏体转变不同，在贝氏体转变的情况下，相变驱动力（GV）较大，而弹性应变能（GE）较小。与马氏体转变相比贝氏体形成时相变驱动力的增大，是由于C的扩散降低了贝氏体铁素体的碳含量使铁素体自由能降低引起的。弹性应变能的减小，是由于贝氏体与奥氏体之间的比容相差较小，使因体积变化产生的应变能减小，加之贝氏体形成温度较高和长大速度较小，奥氏体的强度较低致使奥氏体发生塑性变形和共格界面移动克服障碍

60、所需的能量都可以减小引起的。 由上述可知，在贝氏体转变时，系统自由能变化的公式中GE可以较小，而GV值可以较大，因而从热力学条件来看，贝氏体转变可在MS以上（但在BS以下）的温度进行。上贝氏体：在350550的中间温度范围内转变时，转变初期与高温范围的转变基本一样。但此时的温度已比较低，碳在奥氏体中的扩散已变得困难，通过界面由贝氏体铁素体扩散进入奥氏体中的碳原子已不可能进一步向奥氏体纵深扩散，尤其是板条铁素体束两相邻铁素体条之间的奥氏体中的碳更不可能向外扩散。故界面附近的奥氏体，尤其是两铁素体条之间的奥氏体中的碳将随贝氏体铁素体的长大而显著升高，当超过奥氏体溶解度极限时，将自奥氏体中析出碳化物

61、而形成羽毛状的上贝氏体。下贝氏体：在350以下转变与上述转变有较大的差异。由于温度低，初形成的铁素体的碳含量高，故贝氏体铁素的形态已由板条状转变为透镜片状。此时，不仅碳原子已难以在奥氏体中扩散，就是在铁素体中也难以作较长距离的扩散，而贝氏体铁素中的过饱和度又很大。而碳原子又不能通过界面进入奥氏体，只能以碳化物的形式在贝氏体铁素体内部析出。随着碳的析出，贝氏体铁素体的自由能将下降以及比容的缩小所导致的弹性应变能的下降，将使已形成的贝氏体铁素片进一步长大，得到下贝氏体组织。8、 试述用金相硬度法建立TTT图的过程。试样：1015mm，厚1.52mm，具有相同的原始组织（可通过退火或正火获得）。奥氏体化：所有试样均在相同条件下进行奥氏体化，要求奥氏体的化学成分均匀一致。等温转变：将奥氏化后的试样迅速转入给定温度的等温浴炉中保温一系列时间。淬火：将保温后的试样迅速取出淬入盐水中。绘图：测出给定温度、时间下的转变产物类型、转变产物的百分数，并将结果绘制成曲线。MS测定：奥氏体化后试样迅速投入预先估计的马氏体转变开始的热浴中，保持23分钟后，再移到温度比第一个热浴高2030的热浴中保持23 分钟，取出淬入盐水中，若第一个热浴高于MS奥氏体不发生转变，在盐水中奥氏体向马氏体转变，显微镜下为白亮的马氏体组织，若第一个热浴低于MS，奥氏体向马氏体向马氏体转变，而在第二个热浴中已转变的马氏体被回火，