金属学与热处理第二版复习总结Word文档格式.docx
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孪生变形的特点
（1）切应力作用下发生，临界切应力远大于滑移时。
（2）是一种均匀切变。
（3）孪晶有对称关系。
在一定范围内改变了晶体的取向。
多晶体塑性变形的特点
各晶粒变形不同时性
晶粒间、晶粒内变形的不均匀性
相邻晶粒变形的协调性
配位数：
一个原子周围最近邻并且等距离的原子的个数。
致密度——晶胞中原子所占的体积
一种材料具有几种不同晶体结构的性质称多晶型性
晶体缺陷是指晶体结构中偏离完整晶格排列的微观区域。
液态金属的结构
不是完全无序的
不断有近程有序的原子集团（晶胚）出现
这种结构时而形成，时而散开，称为结构起伏
液相的结构起伏提供了各种尺寸的有序原子集团，成为结晶时核胚的来源。
结构条件
等温等压条件下化学反应自发进行的条件是体系的自由能降低。
热力学
在数值上，临界形核功等于形成的新相临界晶核界面能的1/3
抵消形成临界晶核时所增加的能量的是液相的能量起伏。
这是均匀形核的能量条件
要求原子排列接近晶体
可由液相结构起伏满足
热力学条件
要求结晶过程体系自由能降低
可由液相具有的过冷度满足
能量条件
要求能克服体系增加的临界形核功
可由液相中的能量起伏满足
形核时能量变化包含体积自由能的降低和新相界面能的增加
形核时需要满足结构、热力学、能量三方面条件
临界形核功等于新相界面能的1/3
过冷度显著影响均匀形核，金属材料的形核率随过冷度增大而增大。
有效形核需要的过冷度较大
非均匀形核：
实际金属结晶时依附于液相中的外来固体表面形核的方式
均质和异质形核具有相同的临界晶核半径
长大过冷度
动态过冷度（ΔTk）：
晶核长大需要的界面附近的过冷度。
粗糙界面与光滑界面的动态过冷度不同。
粗糙界面的晶核长大机制
垂直长大机制
光滑界面的晶核长大机制
a.二维晶核长大
b.螺型位错长大机制
表层细晶区
形成原因：
（1）过冷度ΔT大。
（2）模壁作为非均匀形核的位置。
特点：
——晶粒细小，组织致密，机械性能好
——薄，无实用意义
柱状晶区
形成原因：
（1）细晶区形成后，模壁温度升高，结晶前沿过冷度ΔT较低，不易形成新的晶核；
（2）细晶区中某些取向有利的晶粒可以显著长大；
（3）晶体沿垂直于模壁（散热最快）相反方向择优生长成柱状晶。
组织粗大而致密；
为“铸造织构”
铸造织构：
铸造过程中形成的一种晶体学位向一致的铸态组织。
——又称“结晶织构”
中心等轴粗晶区
（1）液体温度全部降到结晶温度以下，可同时形核。
（2）未熔杂质、冲断的枝晶分枝可作为非均匀形核的核心。
（3）散热失去了方向性，各方向长大速度相差不大。
——长成等轴晶。
由于过冷度ΔT不大，晶粒较粗大。
固溶体
B组元的原子完全溶入固相的A组元，并保持A的晶体结构所形成的合金相。
A,B分别称为溶剂组元与溶质组元。
间隙固溶体
原子半径很小的溶质原子溶入到溶剂中时，填入到溶剂晶格的间隙
中间相——金属化合物
概念：
溶质含量超过溶解度极限时出现的具有全新晶体结构的新相。
键性：
主要金属键，兼有离子键、共价键。
种类：
正常价化合物：
符合化合物原子价规律，具有严格的化合比，成分固定不变。
结构与相应分子式的离子化合物晶体结构相同
电子化合物：
按一定价电子浓度的比值组成一定晶格类型的化合物。
电子化合物的熔点和硬度都很高，而塑性较差。
间隙相：
当非金属原子半径与金属原子半径的比值小于0.59时，将形成具有简单晶体结构的金属间化合物
间隙化合物：
当非金属原子半径与金属原子半径的比值大于0.59时，形成复杂晶体结构的金属间化合物，与间隙相相比，间隙化合物的熔点和硬度及化学稳定性都要低一些。
二元相图几何规律
1.相区接触法则——相邻相区相数差一
2.二元相图中的水平线——三相平衡，与三个单相区，三个两相区接触。
3.二元相图最大相数为3
4.两条水平线涉及的相有两个相同时，两条水平线之间是由这两个相组成的两相区
5.相界线的走向——两相区与单相区分界线与三相水平线相交时，其延长线应进入另一个两相区而不是单相区
结晶时从液相结晶出单相固溶体，这种结晶过程称为匀晶转变
平衡凝固的概念：
凝固进行到任何温度都能够达到平衡
意味着：
指定的温度与压力下，各相间达到平衡时，组元在每一相中的浓度不随时间而改变（即各相成分不变）。
是在极其缓慢的冷速下实现的。
成分过冷
平衡结晶温度随液相浓度的增加而降低由界面前沿液相中的成分差别引起平衡结晶温度与实际温度之差
同素异构转变
物质在固态下晶体结构随温度变化而变化的现象称同素异构转变（或重结晶），属于相变之一（固态相变）
根据钢中氧含量和凝固时放出CO的程度，钢锭分为镇静钢，沸腾钢和半镇静钢
滑移系
滑移面与该面上一个滑移方向的组合
临界分切应力是一材料的常数
位错运动——晶体滑移的主要方式
所需切应力小
原因：
仅需少量原子的弹性偏移
位错交割与塞积
是形变强化现象的源头
与位错运动受阻有关-割阶、扭折、平面塞积群
固溶强化现象：
由于溶质原子的存在及其固溶度的增加，导致基体金属的变形抗力提高。
2.孪生
一种特殊的塑性变形
晶体中有限宽度的部分产生一个均匀切变
切变得到孪晶
孪生不改变晶体结构，但改变有限区域内的晶体位向
细晶强化（晶界强化）
室温下多晶体的强度随其晶粒（亚晶粒）细化而提高。
回复、再结晶、晶粒长大是形变金属退火时经历的基本过程
回复
指经过冷变形的金属在退火加热的过程中，于再结晶过程开始之前、仍保留着变形态组织特点的阶段。
Ø
回复的驱动力是储存能Ø
回复阶段储能部分释放。
Ø
不同温度，回复机制有差异2.回复机理a．低温回复点缺陷的迁移——点缺陷密度降低b．中温回复位错在滑移面上运动——位错密度有所降低，缠结位错重新排列c．高温回复位错滑移、攀移——多边化及多边形亚晶形成，亚晶粒尺寸增大回复退火的应用工业应用：
去应力退火效果：
保留加工硬化，降低应力，防止应力腐蚀开裂再结晶：
指经过冷变形的金属退火过程中，于变形的基体中重新生成无畸变的等轴状的新晶粒的过程。
再结晶的特点Ø
再结晶的驱动力是储存能Ø
再结晶阶段剩余储能全部释放
加工硬化消除
是形核与长大的过程，不改变晶体结构
再结晶的应用Ø
消除加工硬化
再结晶退火中间退火
核心问题：
变形严重的区域位错密度高，而形成无缺陷的微区可以迅速降低能量。
该微区可成为再结晶晶核的孕育地。
形核机理
（1）.晶界弓出形核
（2）亚晶长大形核：
亚晶移动机制，亚晶合并机制
2.再结晶晶核长大
长大驱动力为新晶粒与旧晶粒之间的应变能差。
临界变形度：
在能引起再结晶的最小变形度附近变形后，再结晶后的晶粒特别粗大，称为“临界变形度”。
一般为2-10%。
晶粒长大
指再结晶结束后，细小的等轴晶通过晶粒相互吞并导致的长大的过程。
晶粒异常长大——二次再结晶指当正常晶粒长大过程被分散相微粒、织构或表面热蚀沟等因素强烈阻碍时，局部位置此类因素的缺少或消失而造成的突发性的晶粒快速长大的现象。
再结晶退火的应用
效果：
消除加工硬化；
去除应力
应用：
软化变形金属的中间退火
温度：
最低再结晶温度以上100-200℃
热加工软化：
1.动态回复——高层错能金属
随着变形进行，硬化速度降低，直到实现在一个稳定应力下变形。
变形金属内有异号位错的互毁和位错的重新分布。
晶粒变形而亚晶粒为等轴状
2.动态再结晶——低层错能金属
随着变形进行，硬化速度降低，软化，逐渐实现在一个稳定应力下变形。
变形金属内发生再结晶，变形抗力小晶粒变为等轴状
热处理与钢中固态相变
固态相变是热处理强化的前提
完全奥氏体化的温度为Ac3,Accm以上
过冷奥氏体——临界点以下存在的不稳定的奥氏体
共析钢的CCT曲线
只有珠光体转变区
无贝氏体转变区
抗回火性又称回火稳定性。
指淬火马氏体回火各阶段转变迟滞，能在较高温度依然保持较高的强度与硬度的性质。
二次硬化指在一定温度回火后由于析出特殊碳化物导致的硬度再次增加的性质。
合金钢回火的二次硬化（500-600℃）
退火：
将金属与合金加热到适当的温度，保持一定时间，缓慢冷却以达到接近平衡状态组织的热处理工艺。
完全退火
将钢件加热到Ac3以上20-30℃，完全奥氏体化后，缓慢冷却以获得近于平衡组织的热处理工艺。
作用：
细化晶粒，均匀组织，降低硬度，消除内应力，改善切削加工性
不完全退火
将钢加热到Ac1~Ac3或Ac1~Accm之间保温后缓慢冷却，以获得接近于平衡态组织的热处理工艺。
球化退火
球化退火是使钢中碳化物球化，获得粒状珠光体的一种热处理工艺。
Ac1+（20~30）℃。
目的：
降低硬度，改善切削性，为淬火做准备
均匀化退火（扩散退火）
将工件加热到略低于固相线温度长时间保温后缓慢冷却，以消除化学成分不均匀现象的热处理工艺。
加热温度：
Ac3（Accm）+150~300℃保温时间：
10~15h
均匀化退火后需用完全退火或正火纠正粗大组织
去应力退火与再结晶退火
去应力退火：
为去除由于形变加工、锻造、焊接等引起的工件内存在的残余应力而进行的退火。
Ac1以下，以500-650℃加热居多，退火后应缓冷
再结晶退火：
将冷变形后的金属加热到再结晶温度以上，保持适当时间，使变形晶粒重新变为均匀等轴晶粒、消除加工硬化的热处理工艺。
可用作合金与钢件的中间退火，也可作为冷变形成品的最终热处理使用
钢材再结晶：
650-700℃加热，保温1-3h空冷
正火：
将钢加热到Ac3（Accm）以上适当温度，保温后在空气中冷却以得到珠光体类组织的热处理工艺。
与完全退火相比：
正火组织中P更多、更细小。
正火后强度硬度更高
Ac3（Accm）+30~50℃
合金钢Ac3+100~150℃
保温：
透烧
冷却：
空冷、风冷、雾冷
正火的应用
（1）消除热加工缺陷（粗大晶粒、带状组织、魏氏组织）
（2）改善低碳钢的切削加工性
（3）消除过共析钢的网状碳化物
（4）提高普通结构零件的机械性能
退火、正火工艺的选用
首先考虑硬度的要求
满足硬度要求后再考虑工艺的经济性的问题
低碳钢，C%<
0.25%,正火
中碳钢，0.25%<
C%<
0.5%,正火
高碳钢，0.5%<
0.75%,完全退火
过共析钢，C%>
0.75%,球化退火
消除过共析钢组织中二次渗碳体，正火
一般结构件的最终热处理，正火
钢的淬火淬火是指将钢加热到Ac1或Ac3之上，保温一定时间后以大于临界冷却速度的冷却方法冷却，以获得马氏体或下贝氏体组织的热处理工艺。
亚共析钢：
Ac3以上30~50℃
过共析钢：
Ac1以上30~50℃
低合金钢：
通常Ac3（Ac1）以上50~100℃
高合金钢：
考虑合金元素加入的作用温度更高
部分奥氏体化
得到A+颗粒状Fe3C
淬透性的含义指钢淬火时获得马氏体的能力。
回火：
将淬火钢在A1以下某一温度加热保温后冷却到室温，获得稳定回火组织的热处理工艺。
稳定组织、尺寸、性能
消除或降低淬火应力、降低脆性
获得适当的力学性能的配合
回火的种类与应用
低温回火（150~250℃）
回火马氏体
强硬耐磨，工具、刃具、齿轮、滚动轴承
中温回火（350~500℃）
回火托氏体
弹性极限高，弹性元件、锻模
高温回火（500~650℃）（调质=淬火+高温回火）
回火索氏体
综合力学性能优秀，曲轴、连杆、主轴
1.钢的分类
用途：
结构钢、工具钢、特殊性能钢
冶炼质量：
普通钢、优质钢、高级优质钢
脱氧程度：
镇静钢、沸腾钢
调质钢经过调质处理（淬火+高温回火）强化后使用的钢
中碳0.25-0.45%——保证强韧性
合金元素
Cr,Mn,Si,Ni,B
提高淬透性，提高强度
W,Mo,V,Ti
细化晶粒，减轻回火脆性
调质钢的热处理45钢制造普通车床主轴，工艺路线为
锻造——预备热处理——机加工——最终热处理——装配
典型预备热处理与最终热处理工艺组合：
正火或退火->
调质
调质+表面淬火+低温回火
①预备热处理
改善组织，便于切削加工
正火或完全退火Ac3
正火+高温回火针对淬透性非常好的材料，获得回火索氏体，便于切削加工
②最终热处理
调质处理
获得回火索氏体组织
保证综合力学性能优秀
热处理工艺
Ac3+30-50℃加热保温，油淬（合金钢）
500-650℃回火，油冷（合金钢）
弹簧钢的成分
中高碳0.6-0.9%（碳素钢）
0.5-0.6%（合金钢）
Si,Mn提高淬透性、强度、回火抗力
Cr,V,W提高淬透性、回火稳定性，细化晶粒
i.热成形弹簧
热轧钢丝钢板制造：
下料-热轧或热卷成型-热处理-喷丸-装配
淬火+中温回火（450-550℃），T回
加热时应防止氧化脱碳
喷丸：
形成表面残余压应力，提高疲劳强度
ii.冷成形弹簧
小截面弹簧可以直接冷卷成形
原料是未强化态的（如退火钢丝）
冷成形后需进行淬火+中温回火处理
原料是强化态的
冷成形后需进行回火：
250~300℃
滚动轴承钢
Cr<
1.65w%
提高淬透性，形成合金渗碳体
滚动轴承的加工处理
普通滚动轴承的加工工艺路线
锻造——球化退火——机加工——
不完全淬火①+低温回火—精磨+低温回火②——装配
精磨后的低温回火目的是消除磨削应力，120~150℃,3~5h
精密轴承的工艺可改进为
①不完全淬火+冷处理使Ar充分转变
②精磨+稳定化处理120~150℃,5~10h
工具钢
高碳保证硬度与耐磨性0.65-1.35%
合金元素Cr,W,Mo,V
提高硬度与淬透性
红硬性
热处理特点
淬火（+冷处理）+回火
碳素工具钢的热处理
球化退火
不完全淬火+低温回火
高速钢
i.化学成分
高碳0.7—1.5%
高合金W、Mo、Cr、V等
形成碳化物:
VC，W2C，Mo2C
产生二次硬化，提高红硬性
提高淬透性
ii.一般加工工艺路线
下料——反复锻造——球化退火——机加工——不完全淬火+多次回火
反复锻造打碎粗大共晶碳化物，使其均匀分布
影响
点缺陷对性能的影响
晶格畸变与缺陷强化
电阻率升高
加速扩散，影响相变
增加过冷度可以：
增加结晶驱动力，降低均匀形核要求的结构起伏与能量起伏。
故：
在一定范围内增加过冷度有利于均匀形核
接触角对形核的影响
θ=0，完全润湿，不需形核功
θ=π，非均匀晶核为球体，为均匀形核
固体杂质表面形状对形核的影响
非均匀形核的形核率
过热度的影响
其它因素
搅拌等物理因素
影响结晶后晶体形态的因素
液固界面形态
界面的生长方式
结晶界面前沿液相的温度分布
晶粒大小的控制
在常温下，晶粒越细小，强度和硬度则越高，同时塑性韧性也越好。
控制过冷度提高过冷度
变质处理加入外来难熔杂质增加形核率或阻碍晶核生长，细化晶粒组织。
振动、搅动打碎树枝晶，增加小晶核
输入振动能，克服形核功
电磁振动、搅拌，超生振动搅拌等
促进柱状晶生长的方法
总体：
（1）加大液相沿垂直铸锭模壁方向的散热能力
——促进散热的方向性
（2）降低液相内部非均匀形核的可能性
具体：
（1）提高铸锭模的冷却能力原因：
若铸模冷却能力很大，反而促进等轴晶的发展（增加形核率）。
（2）提高铸模中心区温度，大温度梯度具体：
提高浇注温度与浇注速度。
（3）提高熔化温度，减少非均匀形核数目
影响晶粒大小的可能因素
冷却速度
形核率增加，晶粒细小
变质处理
形核数目增加，晶粒细小
加热温度
熔化非自发形核的夹杂，形核率降低
振动等
细晶
晶区分布因素
冷却速度大，柱状晶
液体金属的过热
增大温度梯度、液体中部不易形核，柱状晶
外来夹杂或变质剂
等轴晶
影响置换固溶体固溶度的因素
1）晶体结构因素
相同时易实现无限互溶
2）原子尺寸因素
ΔR/Ra<
14%-15%，易大量固溶
3）电负性因素
接近时易大量固溶
4）电子浓度因素
受极限电子浓度制约，价越高的溶质其溶解度越小
连续固溶体的必要条件
含碳量对力学性能的影响
●亚共析钢随含碳量增加，P量增加，钢的强度、硬度升高，塑性、韧性下降.
●＞1.0%C，Fe3CⅡ为晶界连续网状，强度下降,但硬度仍上升。
●＞2.11%C，组织中有以Fe3C为基的Ld’,合金硬而脆，难易切削加工.
钢中的杂质元素
1、Mn:
是有益元素：
①脱氧、脱硫（把FeO还原，生成MnS）消除硫的有害作用。
②强化铁素体（置换固溶体（Fe,Mn）3C
2、Si：
是有益元素：
①强化铁素体；
②增加钢液流动性。
3、S：
是有害元素:
常以FeS形式存在。
易与Fe在晶界上形成低熔点共晶（985℃），热加工时（1150~1200℃），由于其熔化而导致开裂，称热脆性.
4、P：
是有害元素
①能全部溶入铁素体中，使钢在常温下硬度提高，塑性、韧性急剧下降，使钢的脆性温度升高，钢变脆，冷脆性。
②使钢的焊接性变差。
5、气体元素
①N：
室温下N在铁素体中溶解度很低，钢中过饱和N在常温放置过程中以FeN、Fe4N形式析出使钢变脆,称时效脆化.
加Ti、V、Al等元素可使N固定，消除时效倾向。
②O：
氧在钢中以氧化物的形式存在，其与基体结合力弱，不易变形，易成为疲劳裂纹源.
③H：
常温下氢在钢中的溶解度也很低。
当氢在钢中以原子态溶解时，降低韧性，引起氢脆。
晶粒大小对塑性变形的影响
同种材料多晶体强度高于单晶体强度
平均晶粒越细小，多晶体强度越高
细晶强化的效果与机理晶粒越细小，屈服强度、硬度越高，塑性与韧性越好
机理：
位错塞积应力集中程度小，
开动相邻晶粒的位错需要更高的外应力
变形不均匀程度小
晶粒间、晶内与晶界处因变形不均匀导致的应力集中减轻，材料不易断裂，变形能力高
单位体积晶界面积大裂纹扩展阻力大，韧性好
单相合金强化机制固溶强化
固溶强化的原因：
主要同溶质原子在溶剂晶格中的点阵畸变与应力场的作用有关，使位错运动的阻力增加。
影响固溶强化的因素
与溶质原子的浓度、原子尺寸、在晶格中占据的位置、电子浓度等有关。
多相合金的塑性变形
各相的性能、形态、分布、大小影响合金变形
两相均有一定塑性
合金的变形能力取决于两相的体积分数，视为两相性能的混合。
塑性相+硬脆相
合金变形能力取决于硬脆相的形态、大小、分布、数量。
片状塑性相+片状脆性相
减小片层尺寸，减小位错塞积，可使强度与塑性均提高
等轴状塑性相+颗粒状脆性相
按脆性相性质可分为不可变形第二相、可变形第二相，强化机制不同
脆性第二相不可变形时
不可变形粒子（间距λ）对位错运动的阻碍作用粒子间距越小，变形抗力越大受阻——弯曲——绕过——位错环——反作用弥散强化
脆性第二相可变形时
可变形微粒对位错运动的阻碍作用
颗粒尺寸小，与基体有共格或半共格界面，位错将切过粒子使之随同基体一起变形。
沉淀强化
塑性变形对金属组织与性能的影响
1．显微组织与亚结构的变化
组织：
晶粒沿着变形方向伸长或压扁，变形量很大时形成纤维组织。
亚结构细化：
随变形量增大，位错胞变多、变小，并逐渐成为细长的变形胞。
位错密度提高，相互缠结在晶粒内形成胞状亚结构；
2．形变织构是指随塑性变形进行，各个晶粒在空间取向上逐渐趋于一致的组织状态。
3.性能的变化
a.力学性能——加工硬化强度（硬度）显著提高，而塑性韧性下降。
b.其他性能的变化电阻率增高，电阻温度系数下降；
磁导率下降，热导率降低，磁滞损耗及矫顽力增大。
扩散过程加速，化学活性增大，腐蚀速度加快。
4.残余应力变形功一部分转变为储存能，以各类残余应力的形式表现
（1）宏观残余应力（第一类内应力）：
由宏观变形不均匀性引起的，易导致工件变形
（2）微观残余应力（第二类内应力）
由晶粒或亚晶粒之间的变形不均匀性引起，易导致工件开裂。
（3）点阵畸变（第三类内应力）：
由点阵缺
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