材料相变原理总复习题.docx
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材料相变原理总复习题
08年工大材料系材料相变原理总复习题（貌似考研也能用）
题：
材料相变原理
复习题
第一章：
1说明成分、相、结构和组织四个概念的含义，并讨论45#钢室温平衡状态下的成分、相、结构和组织。
2试述金属固态相变的主要特征。
3哪些基本变化可以被称为固态相变？
4简述固态相变过程中界面应变能产生的原因。
5简述固态相变形成新相的形状与界面能和界面应变能的关系，
6扩散型相变和无扩散型相变各有哪些主要特点？
第二章：
1试述钢中奥氏体和铁素体的晶体结构、碳原子可能存在的部位以及碳原子在奥氏体和铁素体中的最大理论含量和实际含量。
2以共析钢为例说明奥氏体的形成过程，并说明为什么在铁素体消失的瞬间还有部分渗碳体未溶解。
3试述影响奥氏体晶粒长大的因素。
4解释下列概念：
惯习面，非均匀形核，奥氏体的起始晶粒度、实际晶粒度和本质晶粒度，钢在加热时的过热现象，钢的组织遗传和断口遗传。
第三章：
1试述影响珠光体转变动力学的因素。
2试述钢中相间沉淀长生条件和机理。
3概念解释：
伪共析组织，魏氏组织，“派敦”处理。
第四章：
1试述马氏体的晶体结构及其产生原因。
2简述马氏体异常正方度的产生原因。
3试述马氏体转变的主要特点。
5、用偏旁造字。
4试述钢中板条状马氏体和片状马氏体的形貌特征和亚结构并说明它们的性能差异。
5Ms点的定义和物理意义。
6试述影响Ms点的主要因素。
杨树高高的——高高的杨树7试述引起马氏体高强度的原因。
2、仔细观察画面，弄懂图意。
8概念解释：
奥氏体的热稳定化，奥氏体的机械稳定化，马氏体的逆转变，伪弹性，相变冷作硬化，形状记忆效应。
第五章：
1试述贝氏体转变的基本特征。
（16）植树节是每年的（3月12日）。
2试述钢中上贝氏体和下贝氏体的形貌特征和亚结构并说明它们的性能差异。
1本册的双生字词：
3试述影响贝氏体性能的基本因素。
4试比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变的异同。
第七章：
耳朵旁：
阳、那、都1什么是回火？
回火的目的是什么？
乡（家乡）（老乡）（乡亲）（乡情）（乡下）2试述淬火钢回火转变的基本过程。
讠言字旁（语认识）忄竖心旁（快慢恨）3简述第一类回火脆性的特点及产生原因。
四、课文4简述第二类回火脆性的特点及产生原因。
5简述预防和减轻第二类回火脆性的方法。
七、填空题经常会填6概念解释：
二次硬化，二次淬火，回火脆性敏感度，回火脆度。
第八章：
1概念解释：
固溶处理，脱溶，时效，时效合金的回归现象，调幅分解。
2以Al-Cu合金为例，说明时效合金的脱溶过程及各种脱溶物的特征。
一女生做的答案：
1说明成分、相、结构和组织四个概念的含义，并讨论45#钢室温平衡状态下的成分、相、结构和组织。
答：
成分——元素的组成和含量；相——具有相同物理化学性质且与其他部分以界面分开的局晕部分；结构——原子的排列；组织——各相的大小形状。
45#钢0.45%C+99.55%Fea-Fe+Fe3Ca-Fe体心立方点阵片状或层状
2试述金属固态相变的主要特征。
答：
相界面：
金属固态相变时，新相和母相的界面分为两种。
位相关系：
两相界面为共格或半共格时新相和母相之间必然有一定位相关系，两项之间没有位相关系则为非共格界面。
惯习面：
新相往往在母相一定晶面上形成，这个晶面称为惯习面。
应变能：
圆盘型粒子所导致的应变能最小，其次是针状，球状最大。
固态相变阻力包括界面能和应变能。
晶体缺陷的影响：
新相往往在缺陷处优先成核。
原子的扩散：
收扩散控制的固态相变可以产生很大程度的过冷。
无扩散型的相变形成亚稳定的过度相。
过度相的形成：
固态相变的过程往往先形成亚稳相以减少表面能，因而常形成过度点阵。
3哪些基本变化可以被称为固态相变？
答：
1、晶体结构的变化；2、化学成分的变化；3、固溶体有序化程度的变化。
4简述固态相变过程中界面应变能产生的原因。
答：
新相和母相的比容不同，新相形成时的体积变化将受到周围母相的约束而产生弹性应变。
两项界面不匹配也引起弹性应变能，以共格界面为最大，半共格次之，非共格为0.
5简述固态相变形成新相的形状与界面能和界面应变能的关系。
答：
圆盘形粒子所导致的应变能最小，其次是针状，球形粒子最大。
界面不共格时，盘状应变能最低，界面能较高，球形界面能最低，但应变能最大。
6扩散型相变和无扩散型相变各有哪些主要特点？
答：
扩散型：
a有原子扩散运动，转变速率决定于扩散速度。
B新相和母相成分往往不同。
C只有因比容不同引起的体积变化，没有形状改变。
D位相关系可有可无。
无扩散形：
a存在由于均匀切变引起的形状改变，相变过程中原子为集体的协同运动，所以使晶体外形发生变化。
B新相和母相化学成分相同c新相和母相之间存在一定的位相关系d相界面移动速度极快，可接近声速。
1试述钢中奥氏体和铁素体的晶体结构、碳原子可能存在的部位以及碳原子在奥氏体和铁素体中的最大理论含量和实际含量。
答：
奥氏体为c在r-Fe中的固溶体，c原子在面心立方的中心或棱边的中点。
理论含量为20%，实际最大为2.11%。
铁素体c原子在体心立方晶胞的八面体间隙处，c理论含量为39.1%实际含量为0.02%（重量百分浓度）
2以共析钢为例说明奥氏体的形成过程，并说明为什么在铁素体消失的瞬间还有部分渗碳体未溶解。
答：
1奥氏体晶核的形成：
奥氏体晶核易于在铁素体与渗碳体相界面形成2奥氏体的长大：
奥氏体中的碳含量是不均匀的，与铁素体相接处碳含量较低，与渗碳体相接处碳含量较高，引起碳的扩散，破坏了原先碳浓度的平衡，为了恢复碳浓度的平衡，促使铁素体向奥氏体转变以及fe3c的溶解，直至铁素体全部转变为奥氏体为止。
3残余渗碳体的溶解：
铁素体比奥氏体先消失，因此还残留未溶解的渗碳体，随时间的延长不断融入奥氏体，直至全部消失。
4奥氏体均匀化：
残余渗碳体全部溶解时，奥氏体中的碳浓度依然是不均匀的，继续延长保温时间，通过碳的扩散，可使奥氏体碳含量逐渐趋于均匀。
渗碳体残余的原因：
相界面向铁素体中的推移速度比向渗碳体中推移速度快14.8倍，但是铁素体片厚度仅比渗碳体片大7倍，所以铁素体先消失，还有相当数量的剩余渗碳体未完全溶解。
3试述影响奥氏体晶粒长大的因素。
答：
受到加热速度、保温时间，钢的成分，沉淀析出粒子性质、数量，大小和分布，以及原始组织和加热速度的影响。
1加热温度和保温时间的影响：
加热温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒将越粗大。
低温时保温时间影响较小，高温时保温时间影响开始较大，随后减弱。
2加热速度的影响：
加热速度越快，奥氏体起始晶粒度越细小。
3钢的碳含量：
在一定碳含量范围内奥氏体晶粒大小随钢中碳含量增加而增大，超过限度时，碳含量进一步增加，奥氏体晶粒反而减小。
4合金元素的影响：
钢中加入适量形成难熔化合物的合金元素，强烈阻碍奥氏体晶粒长大，使奥氏体晶粒粗化温度显著提高。
4解释下列概念：
惯习面，非均匀形核，奥氏体的起始晶粒度、实际晶粒度和本质晶粒度，钢在加热时的过热现象，钢的组织遗传和断口遗传。
答：
固态相变时，新相往往在母相的一定界面上开始形成，这个晶面即称为惯习面。
非均匀成核：
新相核心主要是在母相的晶界、层错、位错等晶体缺陷处形成。
奥氏体起始晶粒度：
奥氏体形成刚结束，其晶粒边界刚刚相互接触时晶粒的大小。
实际晶粒度：
钢经热处理后获得的实际奥氏体晶粒大小。
本质晶粒度：
根据标准实验方法，在930+10度，保温3～8小时后测定的奥氏体晶粒大小。
钢在加热时的过热现象：
钢在热处理时，由于加热工艺不当而引起的奥氏体实际晶粒度粗大，以至在随后淬火成正火时得到十分粗大的组织，从而使钢的机械性能显著恶化。
钢的组织遗传：
在原始奥氏体晶粒粗大的情况下若钢以非平衡组织加热奥氏体化，则在一定的加热条件下，新形成的奥氏体化晶粒会继承和恢复原始粗大的奥氏体晶粒。
钢的断口遗传：
原始奥氏体晶粒粗大的非平衡组织钢，再次以中等加热速度加热到ac3以上，奥氏体晶粒会明显细化，但细晶粒纤维组织出现了粗晶断口。
1试述影响珠光体转变动力学的因素。
珠光体的转变决定于成核和长大的速度
影响因素可以分为两类：
钢本身内在的因素：
1、化学成分2、组织结构的状态。
外界因素：
1、加热因素，保温时间。
一、温度。
温度太低c原子无法扩散，很难形成珠光体。
二、碳含量的影响。
三、奥氏体成分的均匀性和过剩相溶解情况的影响。
四、奥氏体晶粒度的影响。
五、奥氏体化温度和时间的影响。
六、应力和塑性变形的影响。
2试述钢中相间沉淀长生条件和机理。
答：
1、低碳。
2、强碳化合物合金元素。
3、适当的奥氏体化条件。
4、转变条件：
温度、冷却速度。
5、应力和索性形变。
3概念解释：
伪共析组织，魏氏组织，“派敦”处理。
答：
伪共析组织：
在A1点以下，随着过冷奥氏体转变温度的降低，亚共析钢中先共析铁素体的数量和过共析钢中先共析渗碳体析出数量都减少，当过冷到T2温度转变时，将不再析出铁素体和渗碳体在这种情况下过冷奥氏体全部转变为珠光体型组织，但因合金的成分并非共析成分
魏氏组织：
工业上将具有先共析片状铁素体或针状渗碳体加珠光体的组织，都成为魏氏组织。
前者为阿尔法-Fe魏氏组织，后者为渗碳体魏氏组织
派顿处理：
使高碳钢获得细珠光体，再经过深度冷拔，获得高强度钢丝、
1试述马氏体的晶体结构及其产生原因。
答：
晶体结构：
马氏体是由fe元素和c元素组成的单向结构，其中fe原子构成了体心立方，c原子分布在八面体间隙中。
产生原因：
c原子在马氏体点阵中可能位置为由fe原子组成的扁八面体空隙中，c原子有效半径>扁八面体孔隙在短轴方向上的半径，故在平衡状态下，C的溶解度极小，然而一般钢中马氏体碳含量远远超过这个数值，引起点阵畸变，C溶入点阵扁八面体空隙后，力图使其变为正八面体，结果使短轴伸长，另外两个方向收缩，从而使体心立方转向体心正方点阵。
2简述马氏体异常正方度的产生原因。
答：
正方度=c/a异常低正方度产生原因：
正方度是由c原子在同一个亚点阵间隙中分布而造成的，所以在快冷的情况下，本来分布均匀的c原子要跑到同一亚点阵中需要运动时间，所以钢新生成时，c原子还没有运动分布到同一亚点阵中就开始测量，因而出现异常正方度。
偏高：
钢形成时，若全部跑到同一亚点阵中，结果就偏高，但是，计算发现即使全部c原子占据第三亚点阵，马氏体正方度也不能达到实验中测量的，因此，异常高正方度还与合金元素的有序分布有关。
3试述马氏体转变的主要特点。
答：
1切变共格和表面浮凸现象，
（1）马氏体形成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，切变共格界面，且新相与母相之间永远共格
（2）相变区和未相变区表面上的浮凸现象2马氏体转变的无扩散性，
（1）原子不发生扩散，只发生整体运动，每个原子的相邻关系和环境不变。
（2）成分不发生变化（3）转变温度低，转变速度高，低温下扩散速度极小转变不能以扩散方式进行。
3具有一定的位向关系和惯习面
（1）马氏体转变新相母相之间存在一定的位相关系。
KS关系，西山关系，GT关系。
（2）马氏体是在母相的一定晶面上开始形成的。
随马氏体形成温度下降惯习面有向高指数变化的趋势。
4马氏体转变是在一个温度范围内形成的。
5马氏体转变具有可逆性，一般将马氏体直接向奥氏体转变称为逆转变，但是逆转变很难，形状记忆功能是存在于有可逆性的马氏体中，马氏体相变区别于其他相变的最基本特点
（1）相变以共格切变方式进行
（2）相变无扩散型
4试述钢中板条状马氏体和片状马氏体的形貌特征和亚结构并说明它们的性能差异。
答：
形貌特征：
板条：
惯习面为（111）r。
板条体常自奥氏体晶界向晶内平行排列成群，一个奥氏体晶粒内包含几个板条群，板条体之间为小晶界，板条群之间为大晶界。
片状：
凸透镜片状中间较厚，初生者较厚较长，横贯奥氏体晶粒，次生者尺寸较小。
在初生片与奥氏体晶界之间，片间交角较大，互相撞击，形成显微裂纹。
亚结构：
板条状：
位错网络，位错密度随c含量升高而增大，有时亦可见到少量细小孪晶。
片状：
细小孪晶以中脊为中心组成相变孪晶区，随ms点阵低，相变孪晶区增大，片的边缘部分为复杂的位错组列，孪晶面为（112）a'，孪晶方向为[111]a'。
性能差异：
屈服强度相同的条件下，位错形马氏体比孪晶形的韧性好得多。
板条状马氏体有相当高的强度，片状马氏体有高的强度。
5Ms点的定义和物理意义。
答：
定义为奥氏体和马氏体的两项自由能之差达到相变所需的最小驱动力值时的温度。
物理意义为马氏体的切变阻力大，需要足够大的驱动力才能使相变发生，随着温度下降，马氏体驱动力上升，当T下降到可以克服相变阻力的时候，马氏体可以发生转变，此时对应的温度就是ms点
6试述影响Ms点的主要因素。
答：
1化学成分：
c含量上升，ms点下降，合金元素：
取代了fe的位置，使完美的形态受到破坏，使ms点下降，但是al与co使ms上升。
2形变与应力：
形变量越大，转变的m越多，形变温度越低形成的m量也越多。
拉应力或单向压应力使ms上升，多向压缩应力使ms下降。
3奥氏体化条件对ms点的影响：
加热温度和时间的增加会使ms点下降。
但是，加热温度继续上升，抑制了形核，使阻力变小了，ms上升。
另一角度，所有影响a晶核完美的条件都会阻碍m的形成。
4淬火速度：
ms点随淬火速度上升而升高。
冷却慢时，易形成c原子气团，使ms下降，冷却速度很快时，c原子气团来不及形成，使ms上升5磁场对ms的影响：
加磁场只使ms点升高，对ms点一下的转变行为并无影响。
7试述引起马氏体高强度的原因。
答：
1相变强化：
马氏体相变的切变特征造成晶体内产生大量微观缺陷，是马氏体强化。
2固溶强化：
能否形成畸变偶极应力场是决定固溶强化的强度的标志。
3时效强化：
要靠c原子的扩散，温度越高越好。
4M的形变强化特征：
马氏体本身比较软，但在外力作用下因塑性变形而急剧加工硬化，所以M的形变强化指数很大，加工硬化率高。
5孪晶对M强度的贡献6原始奥氏体晶粒大小和板条马氏体束大小对马氏体强度的影响：
原始A晶粒越细小，半条马氏体束越小，则马氏体的强度越高。
8概念解释：
奥氏体的热稳定化，奥氏体的机械稳定化，马氏体的逆转变，伪弹性，相变冷作硬化，形状记忆效应。
答：
奥氏体的热稳定化：
淬火时因缓慢冷却或在冷却过程中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。
奥氏体的机械稳定化：
在md点以上的温度下对奥氏体进行塑性变形，会使随后的马氏体转变发生困难，ms点降低，引起奥氏体稳定化。
马氏体的逆转变：
在某些合金中奥氏体冷却转变成马氏体，重新加热时，已形成的马氏体又可以通过逆向马氏体转变机构转化为奥氏体。
伪弹性：
具有热弹性马氏体相变的合金在ms点以上，md点以下加应力，会诱发马氏体相变，并产生宏观应变，而当应力减少或撤除时，立即发生逆转变，同时宏观应变恢复。
相变冷作硬化：
在非弹性马氏体可逆转变过程中，当经过一正一反相变后，由马氏体转变来的逆转变奥氏体与原始状态奥氏体相比，已经有很大变化，其中微观缺陷密度大大升高并产生了内应力等逆转变，奥氏体的性能与原始状态比较，强度明显升高，而塑性韧性下降的现象。
形状记忆效应：
完全或部分马氏体相变的试样加热到Af点以上时，则其回复到原来母相状态下所给予的形状。
1试述贝氏体转变的基本特征。
答：
1、贝氏体转变需要一定的孕育期。
2、贝氏体转变是一种成核和长大的过程。
3、贝氏体转变有一上限温度，也有一下限温度。
4、钢中贝氏体德碳化物分布状态随形成温度的不同而异。
5、贝氏体转变时，Fe和金属元素的原子不发生扩散，C原子发生扩散。
6、贝氏体中铁素体有一定的惯习面并与母相奥氏体之间保持一定的晶体学位向关系
2试述钢中上贝氏体和下贝氏体的形貌特征和亚结构并说明它们的性能差异。
答：
形貌特征:
上贝氏体:
在光学显微镜下观察时呈羽毛状。
在扫描电镜观察为一群由奥氏体晶界内平行长大的板条状或针状铁素体，在相邻铁素体条（针）之间夹杂着断续的短杆状碳化物。
下贝氏体:
在光学显微镜下观察时呈竹叶状。
铁素体呈片状，片与片之间以一定角度相交。
（大部分呈60度和120度），在铁素体片内部分布碳化物。
碳化物排列大部分与铁素体片的长轴约成60度角。
亚结构：
上：
位错缠结。
下：
缠结位错。
性能差异：
下贝氏体具有高的强度和韧性，高的耐磨性，冲击韧性比上贝氏体好的多。
3试述影响贝氏体性能的基本因素。
答：
一、阿尔法—Fe的影响1、贝氏体中的阿尔法—Fe呈块状具有较高的硬度和强度，随转变温度的下降，贝氏体中的阿尔法—Fe由块状向条状、针状或片状转化。
2、贝氏体中的阿尔法—Fe晶粒越小，强度越高，而韧性不仅不降低，甚至还有所提高。
3、贝氏体中阿尔法—Fe晶粒尺寸受A晶粒大小和转变温度的影响。
4、贝氏体中的阿尔法—Fe的亚结构主要为缠结位错，这些位错主要是由相变产生的，随转变温度的降低，位错密度降低，强度韧性增高，虽贝氏体中铁素体基元的尺寸的减小，强度和韧性也增高。
渗碳体的影响1、在渗碳体尺寸和大小相同的情况下，贝氏体中渗碳体数量越多，硬度和强度越高，韧性、塑性越低。
2、当钢的成分一定时，随着转变温度的降低，渗碳体的尺寸减小，数量增多，硬度和强度增高，但韧性和塑性均较少，3、渗碳体是粒状的韧性高，细小片状的强度较高，断续杆状或层状的脆性较大4、渗碳体等向均匀分布是，强度较高，韧性较大。
若不均匀分布，强度较低且脆性较大。
4试比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变的异同。
答：
马氏体转变较低温度切变共格发生形变有表面浮凸现象新相和母相之间存在一定的位相关系和惯习面新相和母相化学成分不同界面移动的速度极快，接近声速无扩散性
贝氏体转变上贝：
形成温度高；下贝：
较低C：
扩散
Fe：
切变
不一定共格只有应新相合母相比容不同引起的体积变化，没有形状及表面浮凸有一定的位相关系和惯习面新相和母相化学成分不同
转变的不完全性长大速度很慢，转变速度取决于C的扩散速度扩散性
珠光体转变不一定共格新相和母相化学成分不同取决于原子的扩散速度扩散性
马氏体转变较低温度切变共格发生形变有表面浮凸现象新相和母相之间存在一定的位相关系和惯习面新相和母相化学成分不同界面移动的速度极快，接近声速无扩散性
贝氏体转变上贝：
形成温度高；下贝：
较低C：
扩散
Fe：
切变
不一定共格只有应新相合母相比容不同引起的体积变化，没有形状及表面浮凸有一定的位相关系和惯习面新相和母相化学成分不同
转变的不完全性长大速度很慢，转变速度取决于C的扩散速度扩散性
珠光体转变不一定共格新相和母相化学成分不同取决于原子的扩散速度扩散性
1什么是回火？
回火的目的是什么？
答：
回火，淬火后将零件加热到低于临界点的某一温度，保持一定时间，然后以适当的冷却方式冷却到室温的一种热处理操作。
回火目的，1，获得需要的稳定的组织与性能；2，提高韧性；3消除或减少内应力。
2试述淬火钢回火转变的基本过程。
答：
1前期阶段（预备阶段）（非相变）回火温度80度—100度，发生碳原子的偏聚。
2第一阶段:
回火温度在80度—170度之间，式样尺寸减小+将并放热，发生的反应是过饱和的碳从正方马氏体中以微小的e—碳化物析出，使基本的碳浓度减少，变成立方马氏体。
回火第一阶段获得的立方马氏体的碳含量与淬火钢的碳含量无关，均为0.25%左右，这一阶段获得的马氏体+e-碳化物=回火马氏体。
3第二阶段：
回火温度250度—300度残余奥氏体分解为低碳马氏体+e-碳化物。
4，第三阶段；回火温度270—400度e-碳化物向渗碳体转变,通过e-碳化物的溶解和渗碳体重新从马氏体基体中析出的方式完成,最终得到铁素体和渗碳体.5后期阶段:
晶体缺陷逐渐消失
（1）回火温度升高,>400度,得到回火索氏体
（2）400度以下,得到回火屈氏体.
3简述第一类回火脆性的特点及产生原因。
答：
特点：
1，已经产生脆性工件，在更高的温度回火，脆性消失，在继续回火，也不会重新变脆（不可逆性）2，第一类回火脆性于回火后的冷却速度无关，3脆性工件的断口为晶间端裂或穿晶断裂。
产生原因：
主要与低温回火时的碳化物析出形态不良有关，不少试验证实，如果继续提高回火温度，由于析出的碳化物聚集和球化，改善了脆化界面的状态，因而有可能使钢的韧性得到恢复和提高。
4简述第二类回火脆性的特点及产生原因。
答：
1，对冷却速度的敏感性，回火保温后：
1快冷可消除或减弱第二类回火脆性，2慢冷是该类脆性得以发展。
2可逆性：
将处于催化状态的式样重新回火并快速冷却至室温，则又可恢复到韧性状态，使冲击韧性提高。
与此相反，对处于韧性状态的式样再经脆化处理，又会变成脆性状态，式冲击韧性降低，3断口呈晶间断裂。
产生原因：
Sb,Sn,P等杂质元素向原始奥氏体晶界偏聚是产生第二类回火脆性的主要原因，2，Ni，Cr，促进杂质元素向晶界偏聚，本身也向晶界偏聚，从而降低了晶界断裂强度，增大了回火脆化倾向。
3，Mo与杂质元素发生交互作用，抑制杂质元素向晶界偏聚，从而减轻回火脆化倾向。
5简述预防和减轻第二类回火脆性的方法。
答：
1，对于回火脆性敏感钢料制造的小尺寸工件，可采用回火快冷的方法抑制回火脆性，2采用含Mo钢，以抑制回火脆性发生。
3对亚共析钢采用亚温淬火的方法，减少了P等元素在原始奥氏体晶界上的偏聚浓度，从而抑制了钢的回火催化倾向。
4，采用有害杂质元素极少的高浓度钢。
5采用形变热处理方法以减弱回火脆性。
6概念解释：
二次硬化，二次淬火，回火脆性敏感度，回火脆度。
答：
二次硬化;在回火第三阶段,随着渗碳体颗粒的长大,碳钢将不断软化,但是,当钢中含有Mo,V,Ti等强碳化合物形成元素时，将减弱软化倾向，继续提高回火温度，将进入回火第四阶段，析出Mo2C,v4c3,Tic等特殊化合物，导致钢的再度硬化，成为二次硬化。
二次淬火：
残余奥氏体在回火加热，保温过程中不发生分解，而是在随后的冷却过程中转变为马氏体，即二次淬火现象回火脆性敏感度：
用钢材处于韧性状态的冲击韧性ak1与处于脆性状态的冲击韧性ak2之比表示钢的回火脆性敏感度。
ak1/ak>1,表示钢具有回火性。
回火脆度：
用催化处理前后脆性转折温度之差来描述钢的回火脆性敏感度，叫回火脆度。
1概念解释：
固溶处理，脱溶，时效，时效合金的回归现象，调幅分解。
答：
1固溶处理：
将双相组织加热到固溶度线MN以上的某一温度保温足够时间，获得的单相固溶体α称为固溶处理。
2脱溶：
从过饱和固溶体中析出第二相或形成溶质原子聚集区及亚稳定过渡相的过程称为沉淀或脱溶——扩散型相变
3时效：
合金在脱溶过程中其机械性能、物理性能、化学性能等均随之发生变化，这种现象称为时效
4时效合金的回归现象：
许多时效型合金在时效强化后，于平衡相或过渡相的固溶度曲线以下某一温度加热，时效硬化现象会立即消除，硬度基本上恢复到固溶处理状态，这种现象称为回归
5调幅分解：
是固溶体分解的一种特殊形式。
它按扩散偏聚机构转变，由一种固溶体分解为结构相同而成分不用的两种固溶体，成分波动自动调整，分解产物只有溶质的富区与贫区，二者之间没有清晰的相界面。
因而具有很好的强韧性和某些理想的物理性能
2以Al-Cu合金为例，说明时效合金的脱溶过程及各种脱溶物的特征。
答：
脱溶的一般过程为：
溶质原子聚集区到亚稳相到平衡相以Al—Cu合金为例，Al—4.5Cu合金的室温组织为α固溶体及西塔相，经550°C固溶处理淬火获得过饱和α固溶体，再加热到130°C时效脱溶顺序为：
GP区谁他”GP二区谁他’谁他
1.G．P.区。
时效型合金的溶质原子聚集区称为G.P.区
特点：
1.结构：
面心立方。
CU以置换形式在AL里。
1.完全共格3.AL-CU合金中的G.P区呈圆盘状
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