金属学及热处理要点总结Word文档格式.docx
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晶面族指数包含的晶面指数：
（如果hkl中有一个是零就写出排列各加一个负号，如果有两个零就只写出排列就行。
）
一、写出{hkl}的排列二、给其中每个晶面加一个负号，分三次加
多晶型性：
外部条件（温度和压强）改变时，金属内部由一种晶体结构向另一种晶体结构的转变叫做多晶型性。
柏氏矢量：
不但可以表示位错的性质，而且可以表示晶格畸变总量的大小和方向的一个矢量。
晶体缺陷：
在实际金属材料中存在的一些原子偏离规则排列得不完整性区域。
分类如下：
位错：
晶体中一列或若干列原子有规律的错排现象，其特征是在两个方向上的尺寸很小，另一个方向上的尺寸很大。
晶界特性：
1、具有晶界能2、由内吸附和反内吸附现象3、熔点低，易腐蚀和氧化
4、晶界上缺陷多，原子扩散速度快，新相优先在晶界上形核。
第二章纯金属的结晶
结晶中的宏观现象：
1、发生一定的过冷度2、有结晶潜热的释放。
相变潜热：
1mol物质从一个相转变为另一个相时，伴随放出或吸收的热量。
结构起伏：
（相起伏）在液态金属中存在着不断变化着的微小近程有序原子集团，称为结构起伏。
能量起伏：
液相中各微观区域的能量暂时偏离平衡能量的现象。
过冷液相中的相起伏和能量起伏是形核的基础。
相起伏满足晶核大小超过一定临界值的要求，能量起伏满足新相对形核功的要求。
均匀形核：
在液相各区域出现新晶核的几率是相同的形核方式。
形核功：
半径为临界晶核半径的晶胚继续长大成为稳定晶核所需要做的最小功。
形核率：
单位时间单位体积液相中形成的晶核数目。
过冷度：
金属的实际结晶温度Tn与理论结晶温度Tm之差，称为过冷度。
临界过冷度：
当在某一过冷度时，液态金属中存在的最大的晶胚尺寸rmax等于该过冷度下的临界形核半径rk时，晶核就可以稳定存在了，这时的过冷度叫做临界过冷度。
动态过冷度：
液固界面向液体中推移时所需的过冷度。
临界晶核半径：
晶胚刚好可以自发的长大成为稳定地晶核时的半径叫做临界晶核半径。
影响形核率的两个因素：
1、过冷度，过冷度增大临界晶核半径和形核功都减小2、原子扩散能力。
σαl
θ
影响非均匀形核的因素：
1、过冷度2、固体杂质结构3、固体杂质的形貌4、过热度的影响
非自发形核晶核的形状和体积是由临界晶核半径r*和接触角θ决定的。
点阵匹配原理：
两个相互接触的晶面结构越近似，它们之间的表面能就越小。
杰克逊因子：
α用来判断结晶时固液界面的种类。
1、光滑界面（小平面界面）α>
5;
2、粗糙界面（非小平面界面）α<
2;
3、混合型界面
如果界面上有近50%的位置为固相原子所占据，这样的界面即为粗糙界面，如果界面上有近0%或100%的位置为晶
体原子所占据，则这样的界面称为光滑界面。
晶体生长是平面长大方式还是树枝晶方式取决于界面前沿的温度梯度和固夜界面的微观结构。
长大速度：
单位时间内晶核长大的线速度称为长大速度，用G表示。
单位为cm/s。
晶粒大小的影响因素：
晶粒的大小取决于形核率和长大速度的相对大小。
比值Ń/G越大晶粒越细小。
铸造时控制晶粒大小的方法：
1、控制过冷度2、变质处理3、振动、搅动。
变质处理：
在浇注前往液态金属中加入形核剂，促进大量非均匀形核来细化晶粒的方法。
柱状晶区的特点：
组织致密，各向异性，缺点是存在脆弱界面。
等轴晶区的特点：
不存在明显脆弱界面且没有各向异性，裂纹不易扩展。
树枝晶发达，组织不够致密，显微缩孔较多。
铸锭组织的控制：
1、铸锭模的冷却能力2、浇注温度和速度3、熔化温度
铸锭缺陷：
一、缩孔：
集中缩孔和分散缩孔；
二、气孔：
氢氮氧；
三、夹杂物：
外来夹杂和内生夹杂。
四、偏析。
第三章二元合金的相结构与结晶
组元：
组成合金最基本的，独立的物质叫做组元
合金系：
由给定的组元以不同的比例配制成的一系列成分不同的合金。
相：
合金中结构相同、成分和性能均一，并以界面相互分开来的组成部分。
分为固溶体和中间相两类。
影响相结构的因素：
1、负电性因素2、原子尺寸因素3、电子浓度因素
组织：
人们用肉眼或借助于各种不同倍数的放大工具所观察到的金属材料内部的微观形貌。
分为宏观组织、微观组织和电子显微组织。
相是组成组织的的基本组成部分。
组织代表相的大小、分布、和数量。
有序固溶体:
又称为超点阵，溶质原子按适当比例并按一定顺序和一定方向围绕溶剂原子分布时就形成有序固溶体。
置换固溶体：
指溶质原子位于溶剂晶格的某些节点位置所形成的固溶体。
间隙固溶体：
溶质原子填入溶剂原子间的一些间隙中形成的固溶体。
晶格畸变：
由于异类原子的溶入或塑性变形等原因造成的点阵中的原子偏离其正常平衡位置的现象。
影响固溶度的因素：
1、原子尺寸因素2、负电性因素3、电子浓度因素4、晶体结构因素5、温度因素
只有r溶质/r溶剂<
0.59时，才有可能形成间隙固溶体。
金属间化合物一般具有高熔点、高硬度、和脆性大。
分类：
1、正常价化合物2、电子化合物3、间隙相合间隙化合物。
合金渗碳体：
Fe3C中的铁原子可以被其他金属原子（如Cr、Mn、Mo、W）所置换，形成的以间隙化合物为基的固溶体。
测定相图临界点的方法：
热分析法、金相法、膨胀法、磁性法、电阻法、X射线衍射分析法。
匀晶转变：
合金结晶时都是从液相结晶出单相固溶体的结晶过程叫做匀晶转变。
成分起伏：
从微观角度看，由于原子运动的结果在任一瞬间，液相中总会有某些微小体积可能偏离液相的平均成分，这些微小体积的成分、大小、和位置都在不断变化叫做成分起伏。
固溶体结晶和纯金属结晶的不同点：
1、固溶体结晶时除需要相起伏和能量起伏外还需要成份起伏。
2、异分结晶3、固溶体合金的结晶是在一定的温度范围内进行的。
成分过冷：
在固液界面前方一定范围内的液相，其实际温度低于其平衡结晶温度，在界面前方出现了一个过冷区域，平衡结晶温度与实际温度之差即为过冷度，这个过冷度是由于液相中的成分变化而引起的，故称为成分过冷。
出现成分过冷的极限条件是：
实际温度梯度与界面处的平衡结晶温度曲线恰好相切。
共晶转变：
在一定温度下，有一定成分的液相同时结晶出成分一定的两个固相的转变过程。
脱溶：
也叫做二次结晶，过饱和的固溶体中析出另一个晶体结构与母相不同的新相的过程。
二次结晶析出的相叫做次生相或二次相，二次相优先从晶界析出，其次从晶粒内缺陷部位析出。
共析转变：
一定成分的固相，在一定温度下分解为另外两个一定成分固相的转变过程。
伪共晶：
在不平衡结晶条件下，非共晶成分的合金得到的共晶组织。
离异共晶：
当先共晶相数量较多而共晶相数量很少时，共晶相中与先共晶相相同的那一相会依附于先共晶相上生长，剩下的另一相则单独存在于晶界处，使共晶组织的特征消失。
这种两相分离的共晶称为离异共晶。
枝晶偏析：
固溶体晶体通常呈树枝状，由于不平衡结晶使枝干和枝间的化学成分不均匀的现象
影响晶内偏析的因素：
1、分配系数K02、溶质原子的扩散能力3、冷却速度。
消除晶内偏析的方法：
采用扩散退火或均匀化退火的方法（即将铸件加热至低于固相线100-200℃，进行较长时间保温）
区域偏析：
分为正偏析、反偏析和比重偏析。
比重偏析的影响因素：
1、合金组元的密度差2、相图结晶的成分间隔和温度间隔。
防止办法：
1、增大冷却速度2、加入第三种元素3、热对流和搅拌
反偏析形成的原因：
原来铸件中心富集溶质元素的液体，由于铸件凝固时产生收缩在树枝晶之间产生空隙（为负压），加上温度的降低，使液体中的气体析出，形成压强，把铸件中心溶质浓度较高的液体沿着柱状晶之间的空隙压至铸件的外层，形成反偏析。
共晶
L——α+β
共析
γ——α+β
偏晶
L1——L2+α
熔晶
γ——L+α
包晶
L+β——α
包析
γ+β——α
合晶
L1+L2——α
根据相图判断合金产生枝晶偏析的倾向：
相图上结晶温度范围越大，形成枝晶偏析的倾向性越大。
根据相图判断合金的铸造性能：
铸造性能主要表现为：
流动性、缩孔、热裂倾向
相图上的成分间隔和温度间隔越大，合金的流动性越差，这是由于在固液界面前沿液体中很容易产生宽的成分过冷区，使整个液体都可以成核，并使枝晶向四周均匀生长，形成较宽的液固两相混合区，这些多枝的晶体阻碍了液体的流动。
这种结晶方式称为“糊状凝固”。
结晶的温度间隔越大则给树枝晶的长大提供了更多的时间，使枝晶彼此错综交叉，更加降低了合金的流动性。
若合金具较窄的成分间隔和温度间隔，则固液界面前沿液体中不易产生宽的成分过冷区，结晶自铸件表面开始后循序向心部推进，难于在液相中形核，使固液之间的界面分明，已结晶固相表面也比较光滑，对液体的流动阻力小，这种结晶方式称为“壳状凝固”。
由于糊状凝固时，枝晶发达，在凝固收缩时由于得不到液体补充形成较多的分散缩孔。
当结晶的温度间隔很大时，将使合金在较长时间内处于半固态，这时的合金强度很低，在已结晶的固相不均匀收缩应力的作用下，有可能使其铸件内部产生裂纹。
称为热裂。
热脆性：
钢中的硫元素在A晶界偏聚并发生共晶转变生成低熔点（Fe+FeS）共晶体，在金属热加工时，（Fe+FeS）共晶体很早就熔化使金属开裂称为热裂。
第四章铁碳合金
纯铁：
熔点:
1538℃，回想：
1495℃、1394℃、1227℃、1148℃、912℃、770℃、727℃、230℃
铁碳相图：
有三条水平线、五个单相区、七个两相区。
回想：
几个碳浓度：
0.0218、0.09、0.17、0.53、0.77、2.11、4.3、6.69
GS：
A3线，由A结晶出F的开始线；
ES：
碳在A中的溶解度曲线；
Acm线：
二次渗碳体的开始析出线。
铁素体：
碳溶于α铁中的间隙固溶体，体心立方晶格，性能与纯铁基本相同，塑性和韧性很好，但其强度很低居里点也是770℃，最大溶碳能力727℃时为0.0218%。
奥氏体：
碳溶于γ铁中的间隙固溶体，面心立方晶格，塑性很好，但具有顺磁性，比容最小。
最大溶碳能力1148℃时为2.11%。
δ铁素体：
碳溶于δ-Fe中的间隙固溶体。
体心立方晶格，最大溶碳能力1495℃时为0.09%。
渗碳体：
铁与碳形成的间隙化合物Fe3C。
属正交晶系，复杂立方晶格。
具有很高的硬度，但塑性很差，延伸率接近于零，居里温度为230℃，又称A0转变。
含碳量6.69%
室温组织变化规律：
F-------F+P------P------P+Fe3CII--------P+Ld’+Fe3CII--------Ld’-------Ld’+Fe3CI
钢中的杂质元素：
Mn、Si：
来源：
炼钢中必加的脱氧剂，Mn有除硫的作用。
S：
炼钢时由矿石和燃料带入钢中，以FeS形式存在。
热脆的原因：
形成低熔点（Fe+FeS）离异共晶在晶界处分布。
P：
由矿石和生铁等炼钢原料带入钢中，以固溶于铁中形式存在，能剧烈降低钢的韧性。
形成冷脆。
P与Cu共存时能显著提高钢的抗大气腐蚀能力。
N：
作为间隙原子，主要危害是易使钢产生淬火时效和应变时效。
H：
引起氢脆、导致钢产生大量细微裂纹缺陷----白点。
严重降低钢的塑性和韧性。
多发生于合金钢中。
O：
形成氧化物夹杂，在静载荷和动载荷的作用下往往成为裂纹的起点。
冷脆：
钢件随温度的降低，发生有塑性的微孔聚集型断裂向脆性的解理型断裂过度的现象。
淬火时效：
淬火后的钢材在室温下长期放置或稍加热时，其中的碳、氮等间隙原子逐渐以碳化物或氮化物的形式析出，从而使钢的强度、硬度升高，塑性、韧性下降的现象。
应变时效：
冷塑性变形后的钢材，在室温下长期放置或稍加热时，其中的碳、氮等间隙原子逐渐向位错处偏聚，形成钉扎位错的科氏气团，使钢的强度、硬度升高，而塑性、韧性下降的现象。
第五章金属及合金的塑性变形与断裂
金属在外力作用下的变形过程：
弹性变形、弹塑性变形、断裂。
σs表示材料对起始微量塑性变形的抗力。
σb表示材料对最大均匀塑性变形的抗力。
σk表示材料对塑性变形极限抗力。
E、G表征金属材料对弹性变形的抗力，G反映了原子间的结合力大小。
延伸率和断面收缩率示材料韧性的两个指标。
流变曲线：
指均匀塑性变形阶段的真应力---真应变曲线，
S=k·
en,n是形变强化指数，表示金属在均匀塑性变形阶段的形变强化能力。
构件刚度：
构件产生弹性变形时的难易程度。
用A·
E表示。
E叫做材料刚度。
使材料发生塑性变形的只能是切应力，正应力只能使材料发生正断。
τm=G/2π表示材料的理论剪切强度。
滑移：
晶体的一部分相对于另一部分沿某些晶面和晶向发生滑动时晶体产生塑性变形的方式。
滑移面总是原子排列最密的面，滑移方向总是原子排列最密的方向。
原因是：
在晶体原子密度最大的面上，原子间结合力最强，而面与面之间的距离却最大，所以密排面之间的原子间结合力最弱，而滑移阻力最小。
沿原子密度最大的晶向滑动时，阻力也最小。
滑移的位错机制：
晶体的滑移不是一部分相对于另一部分同时作整体的刚性移动，而是通过位错在切应力的作用下沿着滑移面逐步移动的结果。
当一条位错线移到晶体表面时，便会在晶体表面上留下一个原子间距的滑移台阶，其大小等于柏氏矢量的量值。
临界分切应力：
在给定的滑移系上开始滑移所需要的最小分切应力，以τk表示。
与外力无关，是材料常数。
几何硬化：
拉伸时随晶体取向的改变，滑移面的法向与外力轴的夹角越来越远离450，从而使取向因子改变，使滑移越来越困难的现象。
多滑移：
在两个或更多滑移系上同时进行的滑移。
所产生的滑移带常呈交叉形。
多滑移发生在滑移第二阶段
交滑移：
在滑移的第三阶段，由于晶体取向的改变可能使两个或多个滑移面同时沿着一个滑移方向进行滑移，从而使加工硬化效果下降。
滑移时出现曲折或波纹状的滑移带。
晶体的滑移不是晶体的一部分相对于另一部分同时作整体的刚性移动，而是通过位错在切应力的作用下沿着滑移面逐步移动的结果。
正是理论计算出的滑移临界切应力与实际测定的结果相差悬殊，才导致了位错学说的诞生。
位错的增殖机构为：
弗兰克——瑞德位错源。
加工硬化及原理：
金属材料在外力作用下发生塑性变形的过程中，由位错增殖机构产生了越来越多的位错，形成胞状形变亚结构，使亚晶粒细化，提高了基体强度。
同时这些位错发生相互交割，一方面形成割阶，增大了位错的长度；
另一方面可能形成一种使位错难以运动的固定割阶。
成为后续位错运动的障碍。
提高了金属的变形抗力。
使材料的塑性、韧性下降的现象。
位错塞积群前端产生的应力集中为：
nτ0。
τ0表示滑移方向的分切应力。
丝织构：
在拉拔时形成，特征是各晶粒的某一晶向与拉拔方向平行或接近平行。
板织构：
在轧制时行成，特征是各晶粒的某一晶面平行于轧制平面，而某一晶向平行于轧制方向。
孪生：
晶体的一部分沿一定的晶面（孪晶面）和一定的晶向（孪生方向），相对于另一部分晶体作均匀的切变，在切变区域内，与孪晶面平行的每层原子的切变量与它距孪晶面的距离成正比，且不是原子间距的整数倍。
这种切变不改变晶体的点阵类型，使变形的两部分晶体以孪晶面为分界面，构成镜面对称的位向关系。
多晶体塑性变形与单晶体塑性变形的异同点：
相同点：
都以滑移和孪生作为塑性变形的基本方式
不同点：
1、多晶体塑性变形受到晶界的阻碍，和位向不同的晶粒的影响。
2、任何一个晶粒的塑性变形都不是处在自由变形状态，都需要其周围的晶粒发生相应变形来配合，以保持晶粒之间的结合，和整个晶体的连续性。
多晶塑变的特点：
1、各晶粒变形的不同时性，2、各晶粒变形的相互协调性，3、各晶粒变形的不均匀性。
晶界强化的原理：
1、由于晶界的增多，使位错在晶界处运动受到的阻碍加大。
2、由于各晶粒间存在位向差，为了协调变形，要求每个晶粒必须进行多滑移，发生位错的交割，使位错运动困难。
3、小晶粒内位错塞积群引起的应力集中小，引起变形开裂的机会少，可以承受大变形量。
多相合金的情况：
1、两相的性能相近时
2、硬而脆的第二相成连续网状分布在塑性相的晶界上。
3、脆性第二相成片状或层状分布在塑形相的基体上。
以霍尔配奇公式描述珠光体的强度。
4、脆性相成颗粒状分布在塑形相的基体上。
分成两种情况：
位错绕过第二相（弥散强化）和位错切过第二相（沉淀强化）
冷塑性变形的现象：
1、出现滑移带和孪晶，2、出现纤维组织，3、亚结构细化，4、出现变形丝织构和板织构。
制耳现象的原因：
冷塑性变形后金属出现织构，多晶体金属将显示出各向异性。
因板材各个方向变形能力不同，使冲压出来的工件边缘不齐，壁厚不均，即为制耳。
塑性变形时外力所做的功大部分转化为热能，约10%留在内部，以弹性应变和增加金属中晶体缺陷的形式存在。
残余应力分类：
（残余应力在第一、二、三类内应力中的分配为：
1：
10：
100）
1、宏观内应力（第一类内应力），由物体各部分变形不均匀产生，在物体整个范围内处于平衡的力。
2、微观内应力（第二类内应力），由晶粒或亚晶粒变形不均匀产生，在晶粒亚晶粒范围处于平衡的力。
3、点阵畸变（第三类内应力），储存在晶体缺陷中。
金属的断裂过程包括裂纹的萌生和裂纹的扩展。
断裂按微观机制分类：
1、纯剪切断裂；
2、微孔聚集性断裂：
断口特征为纤维状断口。
3、解理断裂：
断口特征为河流花样，是在正应力作用下的一种穿晶断裂。
裂纹扩展方式分为：
1、张开型（I型）；
2、滑开型（II型）；
3、撕开型（III型）；
最危险的是I型。
Kc称为材料的断裂韧性。
KIc表示平面应变断裂韧性。
是材料常数。
第六章金属及合金的回复与再结晶
退火过程包括：
回复、再结晶、晶粒长大三个阶段。
回复：
冷塑性变形的金属在加热时，在光学显微组织发生改变前所产生的某些亚结构和性能的变化过程。
回复阶段：
（去应力退火过程即为回复过程）
1、点缺陷密度显著下降，金属强度、硬度等机械性能变化很小。
2、位错多边形化是回复发生的标志。
3、第一类内应力全部消除。
4、亚晶尺寸在接近再结晶温度时显著长大。
位错多边形化：
在退火过程中，通过刃位错的滑移和攀移，使同号刃型位错沿垂直于滑移面的方向排列成小角度亚晶界。
弹性畸变能的降低是其驱动力。
再结晶：
冷变形后的金属加热到一定温度之后，在原来的变形组织中重新产生了无畸变的新晶粒。
而性能也发生了明显变化，并恢复到完全软化状态。
再结晶的驱动力也是弹性畸变能的降低。
再结晶形核方式：
1、亚晶长大形核机制（主要发生大较大变形度下）2、晶界弓出形核机制。
（发生在较小变形度下）
再结晶晶核长大的驱动力：
无畸变的新晶粒与周围基体的畸变能差。
界面移动方向总是背向其曲率中心的方向。
影响再结晶温度的因素主要有：
1、变形程度2、金属纯度3、加热速度和时间
影响再结晶晶粒大小的因素：
1、变形程度2、原始晶粒尺寸3、合金元素和杂质4、变形温度（温度回复程度越大）
再结晶晶粒正常长大的驱动力：
晶粒长大前后总的界面能差。
影响再结晶晶粒长大的因素：
1、温度2、杂质及合金元素3、第二相质点4、相邻晶粒之间的位向差。
临界变形度：
对应于得到特别粗大的再结晶晶粒的变形度叫做临界变形度。
再结晶晶粒反常长大叫做二次再结晶。
热加工时钢中的流线：
在热加工过程中，钢中含有的各种夹杂物都沿变形方向伸长，脆性杂质被破碎成点链状，塑性夹杂物则变成条带状，在宏观上沿试样变形方向出现一条条细线即为流线。
一条条流线勾画出的组织叫做纤维组织。
带状组织：
复相合金中的各个相，在热加工时沿着变形方向交替的呈带状分布，这种组织称为带状组织.可用正火消除.
带状组织形成的原因：
在铸锭中存在着偏析和夹杂物，压延时偏析区和夹杂物沿变形区伸长成条带状分布，先共析铁素体常依附于它们之上而析出，而铁素体两侧的富碳地带随后转变为珠光体，冷却时即形成带状组织。
第七章固态扩散
固态扩散是大量原子无序跃迁的统计结果。
原子的随机跃迁过程称为原子的醉步。
扩散机理：
1、间隙扩散机理2、换位扩散机理3、空位扩散机理（原子借不断向其邻近的空位跳动而迁移）
固态扩散发生的条件：
1、温度要足够高2、时间要足够长3、扩散原子要固溶4、扩散要有驱动力（是化学位梯度）
固态扩散的分类：
稳态扩散：
扩散过程中，各处浓度不随时间变化的扩散称为稳态扩散。
菲克第一定律：
在稳态扩散过程中，单位时间内通过垂直于扩散方向的单位截面积的扩散流量J与浓度梯度成正比。
其中：
J表示扩散流量，D表示扩散系数，
表示体积浓度梯度。
关于扩散系数D：
D0表示扩散常数，Q表示扩散激活能，R表示气体常数。
影响扩散的因素：
在一定条件下，扩散快慢仅由扩散系数D决定。
D=D0exp（—Q/T）
1、温度是主要影响因素
2、晶体结构
3、固溶体类型（不同晶格类型的固溶体扩散激活能不同）
4、晶体缺陷（晶体缺陷出的原子扩散激活能小）
5、化学成分（凡是降低合金熔点的元素均会增加该合金的扩散系数）
第八章钢的热处理原理
只有在加热或冷却时发生溶解度显著变化或发生固态相变的合金才能进行热处理强化。
固态相变的特点：
1、相变阻力大（比液态结晶的阻力多增加了弹性畸变能一项）
能量方程：
；
其中w表示相变引起的单位体积的弹性应变能。
新相呈凸透镜状或针状时应变能低而界面能大，新相呈球状时界面能低而应变能大。
所以形成共格相界或半共格相界时，新相多呈球状，而形成非共格相界时，新相多呈凸透镜状或针状。
2、新相晶核与母相之间存在惯习面和惯习方向。
惯习现象：
固态相变时，为了
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