金屬學(xué)與熱處理第二版復(fù)習(xí)總結(jié)

1、金屬學(xué)與熱處理第二版 復(fù)習(xí)總結(jié) 哈工大（威海） 14級 蘇同學(xué)此文檔只總結(jié)了部分重要概念與影響因素（不包含第八章、第十二章、第十三章）另外，第十章、十一章的熱處理的具體工藝也是重點，此文檔沒有涉及。概念金屬最外層的電子數(shù)很少，一般為12個，不超過3個。金屬鍵 原子共用自由電子形成 無飽和性和方向性。金屬晶體原子排列密度高，能變形，導(dǎo)電，導(dǎo)熱。金屬原子特點 外層電子少，易失去 有自由電子 金屬離子與自由電子形成鍵。 金屬鍵無方向性 有良好的塑性晶體：各向異性是晶體區(qū)別于非晶體的一個重要標(biāo)志柏氏矢量的意義及特征 反映位錯的點陣畸變總量 反映晶體的滑移量及方向 與位錯線有確定的位置關(guān)系 具有守恒性相

2、界共格界面、半共格界面、非共格界面三類。共格界面界面能最低 界面處晶體缺陷集中，原子能量高 界面是氧化、腐蝕的優(yōu)先發(fā)生地 界面是固態(tài)相變的有效形核位置 界面原子的擴散速度遠高于晶內(nèi) 存在內(nèi)吸附現(xiàn)象。異類原子可降低界面能時，會向界面偏聚 界面阻礙位錯運動，組織越細小，強度硬度越高 界面能越大，界面遷移速度越大；晶粒長大可以降低界面能。固溶體結(jié)晶的特點（）異分結(jié)晶：固相成分與液相成分不同，晶體與母相成分不同稱為異分結(jié)晶（選擇結(jié)晶）。（）固溶體結(jié)晶需要在一定的溫度范圍：每一溫度下，結(jié)晶出一定數(shù)量的固相。溫度的降低，固相的數(shù)量增加成分分別沿著固相線和液相線變化非平衡凝固總結(jié)：（1） 固相平均成分線和液

3、相平均成分線偏離固相線與液相線。冷卻速度越快，偏離越嚴(yán)重（2）固溶體成分不均勻。先結(jié)晶部分總是富高熔點組元，后結(jié)晶的部分富低熔點組元。區(qū)域偏析、晶內(nèi)偏析、枝晶偏析（3）結(jié)晶溫度。凝固終結(jié)溫度低于平衡凝固時的終結(jié)溫度。偽共晶靠近共晶點附近合金得到全部共晶組織離異共晶共晶組織沒有顯示出共晶的特征不平衡共晶在不該出現(xiàn)共晶的合金里出現(xiàn)共晶組織孿生變形的特點 （1）切應(yīng)力作用下發(fā)生，臨界切應(yīng)力遠大于滑移時。 （2）是一種均勻切變。 （3）孿晶有對稱關(guān)系。 在一定范圍內(nèi)改變了晶體的取向。多晶體塑性變形的特點 各晶粒變形不同時性 晶粒間、晶粒內(nèi)變形的不均勻性 相鄰晶粒變形的協(xié)調(diào)性 配位數(shù)：一個原子周圍最近鄰

4、并且等距離的原子的個數(shù)。致密度晶胞中原子所占的體積0.74126密排六方0.74124面心立方0.6882體心立方致密度配位數(shù)原子數(shù)原子半徑一種材料具有幾種不同晶體結(jié)構(gòu)的性質(zhì)稱多晶型性晶體缺陷是指晶體結(jié)構(gòu)中偏離完整晶格排列的微觀區(qū)域。 液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu) 不是完全無序的 不斷有近程有序的原子集團（晶胚）出現(xiàn) 這種結(jié)構(gòu)時而形成，時而散開，稱為結(jié)構(gòu)起伏 液相的結(jié)構(gòu)起伏提供了各種尺寸的有序原子集團，成為結(jié)晶時核胚的來源。 結(jié)構(gòu)條件 等溫等壓條件下化學(xué)反應(yīng)自發(fā)進行的條件是體系的自由能降低。熱力學(xué)在數(shù)值上，臨界形核功等于形成的新相臨界晶核界面能的1/3抵消形成臨界晶核時所增加的能量的是液相的能量起伏。這是均

5、勻形核的能量條件 結(jié)構(gòu)條件 要求原子排列接近晶體 可由液相結(jié)構(gòu)起伏滿足 熱力學(xué)條件 要求結(jié)晶過程體系自由能降低 可由液相具有的過冷度滿足 能量條件 要求能克服體系增加的臨界形核功 可由液相中的能量起伏滿足 形核時能量變化包含體積自由能的降低和新相界面能的增加 形核時需要滿足結(jié)構(gòu)、熱力學(xué)、能量三方面條件 臨界形核功等于新相界面能的1/3 過冷度顯著影響均勻形核，金屬材料的形核率隨過冷度增大而增大。 有效形核需要的過冷度較大非均勻形核：實際金屬結(jié)晶時依附于液相中的外來固體表面形核的方式均質(zhì)和異質(zhì)形核具有相同的臨界晶核半徑 長大過冷度 動態(tài)過冷度（Tk）：晶核長大需要的界面附近的過冷度。 粗糙界面與

6、光滑界面的動態(tài)過冷度不同。 粗糙界面的晶核長大機制垂直長大機制 光滑界面的晶核長大機制a. 二維晶核長大b. 螺型位錯長大機制表層細晶區(qū)形成原因： （1）過冷度T大。 （2）模壁作為非均勻形核的位置。特點：晶粒細小，組織致密，機械性能好薄，無實用意義柱狀晶區(qū) 形成原因： (1) 細晶區(qū)形成后，模壁溫度升高，結(jié)晶前沿過冷度T較低，不易形成新的晶核； (2) 細晶區(qū)中某些取向有利的晶?？梢燥@著長大；(3) 晶體沿垂直于模壁 (散熱最快)相反方向擇優(yōu)生長成柱狀晶。特點：組織粗大而致密；為“鑄造織構(gòu)” 鑄造織構(gòu)：鑄造過程中形成的一種晶體學(xué)位向一致的鑄態(tài)組織。 又稱“結(jié)晶織構(gòu)”中心等軸粗晶區(qū) 形成原因：

7、 （1）液體溫度全部降到結(jié)晶溫度以下，可同時形核。 （2）未熔雜質(zhì)、沖斷的枝晶分枝可作為非均勻形核的核心。 （3）散熱失去了方向性，各方向長大速度相差不大。 長成等軸晶。 由于過冷度T不大，晶粒較粗大。固溶體B組元的原子完全溶入固相的A組元，并保持A的晶體結(jié)構(gòu)所形成的合金相。A,B分別稱為溶劑組元與溶質(zhì)組元。間隙固溶體原子半徑很小的溶質(zhì)原子溶入到溶劑中時，填入到溶劑晶格的間隙中間相金屬化合物概念：溶質(zhì)含量超過溶解度極限時出現(xiàn)的具有全新晶體結(jié)構(gòu)的新相。鍵性：主要金屬鍵，兼有離子鍵、共價鍵。種類：正常價化合物：符合化合物原子價規(guī)律，具有嚴(yán)格的化合比，成分固定不變。結(jié)構(gòu)與相應(yīng)分子式的離子化合物晶體結(jié)

8、構(gòu)相同電子化合物：按一定價電子濃度的比值組成一定晶格類型的化合物。電子化合物的熔點和硬度都很高，而塑性較差。間隙相：當(dāng)非金屬原子半徑與金屬原子半徑的比值小于0.59時，將形成具有簡單晶體結(jié)構(gòu)的金屬間化合物間隙化合物：當(dāng)非金屬原子半徑與金屬原子半徑的比值大于0.59時，形成復(fù)雜晶體結(jié)構(gòu)的金屬間化合物，與間隙相相比，間隙化合物的熔點和硬度及化學(xué)穩(wěn)定性都要低一些。二元相圖幾何規(guī)律1.相區(qū)接觸法則相鄰相區(qū)相數(shù)差一2.二元相圖中的水平線三相平衡，與三個單相區(qū)，三個兩相區(qū)接觸。3.二元相圖最大相數(shù)為34.兩條水平線涉及的相有兩個相同時，兩條水平線之間是由這兩個相組成的兩相區(qū)5.相界線的走向兩相區(qū)與單相區(qū)分

9、界線與三相水平線相交時，其延長線應(yīng)進入另一個兩相區(qū)而不是單相區(qū)結(jié)晶時從液相結(jié)晶出單相固溶體，這種結(jié)晶過程稱為勻晶轉(zhuǎn)變平衡凝固的概念： 凝固進行到任何溫度都能夠達到平衡 意味著：指定的溫度與壓力下，各相間達到平衡時，組元在每一相中的濃度不隨時間而改變(即各相成分不變)。 是在極其緩慢的冷速下實現(xiàn)的。成分過冷平衡結(jié)晶溫度隨液相濃度的增加而降低由界面前沿液相中的成分差別引起平衡結(jié)晶溫度與實際溫度之差同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變 物質(zhì)在固態(tài)下晶體結(jié)構(gòu)隨溫度變化而變化的現(xiàn)象稱同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變（或重結(jié)晶），屬于相變之一（固態(tài)相變）根據(jù)鋼中氧含量和凝固時放出CO的程度，鋼錠分為鎮(zhèn)靜鋼，沸騰鋼和半鎮(zhèn)靜鋼滑移系 滑移面與該面上一個

10、滑移方向的組合 臨界分切應(yīng)力是一材料的常數(shù)位錯運動晶體滑移的主要方式 特點：所需切應(yīng)力小 原因：僅需少量原子的彈性偏移位錯交割與塞積 是形變強化現(xiàn)象的源頭 與位錯運動受阻有關(guān)-割階、扭折、平面塞積群 固溶強化現(xiàn)象：由于溶質(zhì)原子的存在及其固溶度的增加，導(dǎo)致基體金屬的變形抗力提高。2.孿生 一種特殊的塑性變形 晶體中有限寬度的部分產(chǎn)生一個均勻切變 切變得到孿晶 孿生不改變晶體結(jié)構(gòu)，但改變有限區(qū)域內(nèi)的晶體位向 細晶強化（晶界強化）室溫下多晶體的強度隨其晶粒（亞晶粒）細化而提高?；貜?fù)、再結(jié)晶、晶粒長大是形變金屬退火時經(jīng)歷的基本過程 回復(fù) 指經(jīng)過冷變形的金屬在退火加熱的過程中，于再結(jié)晶過程開始之前、仍保

11、留著變形態(tài)組織特點的階段。 回復(fù)的驅(qū)動力是儲存能 回復(fù)階段儲能部分釋放。 不同溫度，回復(fù)機制有差異 2.回復(fù)機理 a低溫回復(fù) 點缺陷的遷移點缺陷密度降低 b中溫回復(fù) 位錯在滑移面上運動位錯密度有所降低，纏結(jié)位錯重新排列 c高溫回復(fù) 位錯滑移、攀移多邊化及多邊形亞晶形成，亞晶粒尺寸增大 回復(fù)退火的應(yīng)用 工業(yè)應(yīng)用：去應(yīng)力退火 效果：保留加工硬化，降低應(yīng)力，防止應(yīng)力腐蝕開裂 再結(jié)晶：指經(jīng)過冷變形的金屬退火過程中，于變形的基體中重新生成無畸變的等軸狀的新晶粒的過程。 再結(jié)晶的特點 再結(jié)晶的驅(qū)動力是儲存能 再結(jié)晶階段剩余儲能全部釋放 加工硬化消除是形核與長大的過程，不改變晶體結(jié)構(gòu) 再結(jié)晶的應(yīng)用 消除加工

12、硬化 再結(jié)晶退火 中間退火 核心問題： 變形嚴(yán)重的區(qū)域位錯密度高，而形成無缺陷的微區(qū)可以迅速降低能量。該微區(qū)可成為再結(jié)晶晶核的孕育地。形核機理 (1).晶界弓出形核(2)亞晶長大形核：亞晶移動機制，亞晶合并機制2.再結(jié)晶晶核長大長大驅(qū)動力為新晶粒與舊晶粒之間的應(yīng)變能差。臨界變形度：在能引起再結(jié)晶的最小變形度附近變形后，再結(jié)晶后的晶粒特別粗大，稱為“臨界變形度”。一般為2-10%。晶粒長大 晶粒長大 指再結(jié)晶結(jié)束后，細小的等軸晶通過晶粒相互吞并導(dǎo)致的長大的過程。晶粒異常長大二次再結(jié)晶 指當(dāng)正常晶粒長大過程被分散相微粒、織構(gòu)或表面熱蝕溝等因素強烈阻礙時，局部位置此類因素的缺少或消失而造成的突發(fā)性的

13、晶?？焖匍L大的現(xiàn)象。再結(jié)晶退火的應(yīng)用 效果：消除加工硬化；去除應(yīng)力應(yīng)用：軟化變形金屬的中間退火溫度：最低再結(jié)晶溫度以上100-200 熱加工 軟化：1.動態(tài)回復(fù)高層錯能金屬 隨著變形進行，硬化速度降低，直到實現(xiàn)在一個穩(wěn)定應(yīng)力下變形。變形金屬內(nèi)有異號位錯的互毀和位錯的重新分布。晶粒變形而亞晶粒為等軸狀 2.動態(tài)再結(jié)晶低層錯能金屬 隨著變形進行，硬化速度降低，軟化，逐漸實現(xiàn)在一個穩(wěn)定應(yīng)力下變形。變形金屬內(nèi)發(fā)生再結(jié)晶，變形抗力小 晶粒變?yōu)榈容S狀 熱處理與鋼中固態(tài)相變 固態(tài)相變是熱處理強化的前提 完全奧氏體化的溫度為Ac3, Accm以上 過冷奧氏體 臨界點以下存在的不穩(wěn)定的奧氏體共析鋼的CCT曲線

14、只有珠光體轉(zhuǎn)變區(qū) 無貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū) 抗回火性 又稱回火穩(wěn)定性。指淬火馬氏體回火各階段轉(zhuǎn)變遲滯，能在較高溫度依然保持較高的強度與硬度的性質(zhì)。二次硬化 指在一定溫度回火后由于析出特殊碳化物導(dǎo)致的硬度再次增加的性質(zhì)。合金鋼回火的二次硬化（500-600） 退火：將金屬與合金加熱到適當(dāng)?shù)臏囟?，保持一定時間，緩慢冷卻以達到接近平衡狀態(tài)組織的熱處理工藝。 完全退火 將鋼件加熱到Ac3以上20-30，完全奧氏體化后，緩慢冷卻以獲得近于平衡組織的熱處理工藝。作用：細化晶粒，均勻組織，降低硬度，消除內(nèi)應(yīng)力，改善切削加工性不完全退火 將鋼加熱到Ac1Ac3或Ac1Accm之間保溫后緩慢冷卻，以獲得接近于平衡態(tài)組織的

15、熱處理工藝。球化退火 球化退火是使鋼中碳化物球化，獲得粒狀珠光體的一種熱處理工藝。Ac1+(2030)。目的：降低硬度，改善切削性，為淬火做準(zhǔn)備均勻化退火（擴散退火） 將工件加熱到略低于固相線溫度長時間保溫后緩慢冷卻，以消除化學(xué)成分不均勻現(xiàn)象的熱處理工藝。加熱溫度： Ac3 (Accm )+150300 保溫時間：1015h 均勻化退火后需用完全退火或正火糾正粗大組織去應(yīng)力退火與再結(jié)晶退火 去應(yīng)力退火：為去除由于形變加工、鍛造、焊接等引起的工件內(nèi)存在的殘余應(yīng)力而進行的退火。Ac1以下，以500-650加熱居多，退火后應(yīng)緩冷 再結(jié)晶退火：將冷變形后的金屬加熱到再結(jié)晶溫度以上，保持適當(dāng)時間，使變形

16、晶粒重新變?yōu)榫鶆虻容S晶粒、消除加工硬化的熱處理工藝。 可用作合金與鋼件的中間退火，也可作為冷變形成品的最終熱處理使用 鋼材再結(jié)晶：650-700加熱，保溫1-3h空冷正火：將鋼加熱到Ac3 （ Accm ）以上適當(dāng)溫度，保溫后在空氣中冷卻以得到珠光體類組織的熱處理工藝。 與完全退火相比：正火組織中P更多、更細小。正火后強度硬度更高 Ac3（ Accm ）+3050 合金鋼Ac3 +100150 保溫：透燒 冷卻：空冷、風(fēng)冷、霧冷正火的應(yīng)用 （1）消除熱加工缺陷（粗大晶粒、帶狀組織、魏氏組織） （2）改善低碳鋼的切削加工性 （3）消除過共析鋼的網(wǎng)狀碳化物 （4）提高普通結(jié)構(gòu)零件的機械性能退火、正

17、火工藝的選用 首先考慮硬度的要求 滿足硬度要求后再考慮工藝的經(jīng)濟性的問題 低碳鋼，C%0.25%, 正火 中碳鋼，0.25%C%0.5%, 正火 高碳鋼，0. 5%C%0.75%, 球化退火 消除過共析鋼組織中二次滲碳體，正火 一般結(jié)構(gòu)件的最終熱處理，正火鋼的淬火 淬火是指將鋼加熱到Ac1或Ac3之上，保溫一定時間后以大于臨界冷卻速度的冷卻方法冷卻，以獲得馬氏體或下貝氏體組織的熱處理工藝。亞共析鋼：Ac3以上3050 過共析鋼：Ac1以上3050 低合金鋼：通常Ac3（ Ac1）以上50100 高合金鋼：考慮合金元素加入的作用溫度更高 部分奧氏體化 得到A+顆粒狀Fe3C 淬透性的含義 指鋼淬

18、火時獲得馬氏體的能力。回火：將淬火鋼在A1以下某一溫度加熱保溫后冷卻到室溫，獲得穩(wěn)定回火組織的熱處理工藝。 穩(wěn)定組織、尺寸、性能 消除或降低淬火應(yīng)力、降低脆性 獲得適當(dāng)?shù)牧W(xué)性能的配合回火的種類與應(yīng)用 低溫回火（150250） 回火馬氏體 強硬耐磨，工具、刃具、齒輪、滾動軸承 中溫回火（350500） 回火托氏體 彈性極限高，彈性元件、鍛模 高溫回火（500650）(調(diào)質(zhì)=淬火+高溫回火） 回火索氏體 綜合力學(xué)性能優(yōu)秀，曲軸、連桿、主軸 1.鋼的分類 用途：結(jié)構(gòu)鋼、工具鋼、特殊性能鋼 冶煉質(zhì)量：普通鋼、優(yōu)質(zhì)鋼、高級優(yōu)質(zhì)鋼 脫氧程度：鎮(zhèn)靜鋼、沸騰鋼調(diào)質(zhì)鋼 經(jīng)過調(diào)質(zhì)處理（淬火+高溫回火）強化后使用

19、的鋼中碳 0.25-0.45%保證強韌性 合金元素 Cr, Mn, Si, Ni, B 提高淬透性，提高強度 W, Mo, V, Ti 細化晶粒，減輕回火脆性調(diào)質(zhì)鋼的熱處理 45鋼制造普通車床主軸，工藝路線為 鍛造預(yù)備熱處理機加工最終熱處理裝配 典型預(yù)備熱處理與最終熱處理工藝組合： 正火或退火-調(diào)質(zhì) 正火或退火-調(diào)質(zhì)+表面淬火+低溫回火 預(yù)備熱處理 改善組織，便于切削加工 正火或完全退火 Ac3 正火+高溫回火 針對淬透性非常好的材料，獲得回火索氏體，便于切削加工最終熱處理 調(diào)質(zhì)處理 獲得回火索氏體組織 保證綜合力學(xué)性能優(yōu)秀 熱處理工藝 Ac3+30-50加熱保溫，油淬（合金鋼） 500-65

20、0回火，油冷（合金鋼）彈簧鋼的成分 中高碳 0.6-0.9%（碳素鋼） 0.5-0.6%（合金鋼） 合金元素 Si, Mn 提高淬透性、強度、回火抗力 Cr, V, W 提高淬透性、回火穩(wěn)定性，細化晶粒 i.熱成形彈簧 熱軋鋼絲鋼板制造： 下料-熱軋或熱卷成型-熱處理-噴丸-裝配 淬火+中溫回火（450-550），T回 加熱時應(yīng)防止氧化脫碳 噴丸：形成表面殘余壓應(yīng)力，提高疲勞強度ii.冷成形彈簧 小截面彈簧可以直接冷卷成形 原料是未強化態(tài)的（如退火鋼絲） 冷成形后需進行淬火+中溫回火處理 原料是強化態(tài)的 冷成形后需進行回火：250300 滾動軸承鋼Cr 1.65w% 提高淬透性，形成合金滲碳體

21、滾動軸承的加工處理 普通滾動軸承的加工工藝路線 鍛造球化退火機加工 不完全淬火+低溫回火精磨+低溫回火裝配 精磨后的低溫回火目的是消除磨削應(yīng)力，120150,35h 精密軸承的工藝可改進為 不完全淬火+冷處理 使Ar充分轉(zhuǎn)變 精磨+穩(wěn)定化處理 120150,510h工具鋼高碳 保證硬度與耐磨性 0.65-1.35% 合金元素 Cr, W, Mo, V 提高硬度與淬透性 紅硬性 熱處理特點 球化退火 淬火（+冷處理）+ 回火 碳素工具鋼的熱處理 球化退火 不完全淬火+低溫回火 高速鋼i.化學(xué)成分 高碳 0.71.5% 高合金 W、Mo、Cr、V等 形成碳化物: VC，W2C， Mo2C 產(chǎn)生二次

22、硬化，提高紅硬性 提高淬透性 ii.一般加工工藝路線 下料反復(fù)鍛造球化退火機加工不完全淬火+多次回火 反復(fù)鍛造打碎粗大共晶碳化物，使其均勻分布影響點缺陷對性能的影響晶格畸變與缺陷強化電阻率升高加速擴散，影響相變增加過冷度可以：增加結(jié)晶驅(qū)動力，降低均勻形核要求的結(jié)構(gòu)起伏與能量起伏。故：在一定范圍內(nèi)增加過冷度有利于均勻形核接觸角對形核的影響 =0，完全潤濕，不需形核功=， 非均勻晶核為球體，為均勻形核固體雜質(zhì)表面形狀對形核的影響非均勻形核的形核率過熱度的影響其它因素攪拌等物理因素影響結(jié)晶后晶體形態(tài)的因素 液固界面形態(tài) 界面的生長方式 結(jié)晶界面前沿液相的溫度分布晶粒大小的控制在常溫下，晶粒越細小，強

23、度和硬度則越高，同時塑性韌性也越好?？刂七^冷度 提高過冷度變質(zhì)處理 加入外來難熔雜質(zhì)增加形核率或阻礙晶核生長，細化晶粒組織。振動、攪動 打碎樹枝晶，增加小晶核輸入振動能，克服形核功電磁振動、攪拌，超生振動攪拌等促進柱狀晶生長的方法總體：(1) 加大液相沿垂直鑄錠模壁方向的散熱能力 促進散熱的方向性(2) 降低液相內(nèi)部非均勻形核的可能性 具體：(1) 提高鑄錠模的冷卻能力 原因：若鑄模冷卻能力很大，反而促進等軸晶的發(fā)展（增加形核率）。（2）提高鑄模中心區(qū)溫度，大溫度梯度 具體：提高澆注溫度與澆注速度。 （3）提高熔化溫度，減少非均勻形核數(shù)目影響晶粒大小的可能因素 冷卻速度形核率增加，晶粒細小 變

24、質(zhì)處理形核數(shù)目增加，晶粒細小 加熱溫度熔化非自發(fā)形核的夾雜，形核率降低 振動等細晶晶區(qū)分布因素 冷卻速度冷卻速度大，柱狀晶 液體金屬的過熱增大溫度梯度、液體中部不易形核，柱狀晶 外來夾雜或變質(zhì)劑等軸晶影響置換固溶體固溶度的因素 1)晶體結(jié)構(gòu)因素 相同時易實現(xiàn)無限互溶 2)原子尺寸因素R/Ra14%-15%，易大量固溶 3)電負性因素接近時易大量固溶 4)電子濃度因素受極限電子濃度制約，價越高的溶 質(zhì)其溶解度越小連續(xù)固溶體的必要條件含碳量對力學(xué)性能的影響亞共析鋼隨含碳量增加，P 量增加，鋼的強度、硬度升高，塑性、韌性下降. 1.0%C，F(xiàn)e3C為晶界連續(xù)網(wǎng)狀，強度下降, 但硬度仍上升。 2.11

25、%C，組織中有以Fe3C為基的Ld,合金硬而脆，難易切削加工.鋼中的雜質(zhì)元素1、Mn: 是有益元素： 脫氧、脫硫（把FeO還原，生成MnS）消除硫的有害作用。強化鐵素體（置換固溶體 (Fe,Mn)3C2、Si：是有益元素： 強化鐵素體； 增加鋼液流動性。3、S：是有害元素: 常以FeS形式存在。易與Fe在晶界上形成低熔點共晶(985)，熱加工時(11501200)，由于其熔化而導(dǎo)致開裂，稱熱脆性.4、P：是有害元素能全部溶入鐵素體中，使鋼在常溫下硬度提高，塑性、韌性急劇下降，使鋼的脆性溫度升高，鋼變脆，冷脆性。 使鋼的焊接性變差。5、氣體元素 N：室溫下N在鐵素體中溶解度很低，鋼中過飽和N在常

26、溫放置過程中以FeN、Fe4N形式析出使鋼變脆, 稱時效脆化. 加Ti、V、Al等元素可使N固定，消除時效傾向。 O：氧在鋼中以氧化物的形式存在，其與基體結(jié)合力弱，不易變形，易成為疲勞裂紋源. H：常溫下氫在鋼中的溶解度也很低。當(dāng)氫在鋼中以原子態(tài)溶解時，降低韌性，引起氫脆。晶粒大小對塑性變形的影響 同種材料多晶體強度高于單晶體強度 平均晶粒越細小，多晶體強度越高 細晶強化的效果與機理 晶粒越細小，屈服強度、硬度越高，塑性與韌性越好 機理： 位錯塞積應(yīng)力集中程度小， 開動相鄰晶粒的位錯需要更高的外應(yīng)力 變形不均勻程度小 晶粒間、晶內(nèi)與晶界處因變形不均勻?qū)е碌膽?yīng)力集中減輕，材料不易斷裂，變形能力高

27、 單位體積晶界面積大裂紋擴展阻力大，韌性好單相合金強化機制 固溶強化固溶強化的原因：主要同溶質(zhì)原子在溶劑晶格中的點陣畸變與應(yīng)力場的作用有關(guān)，使位錯運動的阻力增加。影響固溶強化的因素 與溶質(zhì)原子的濃度、原子尺寸、在晶格中占據(jù)的位置、電子濃度等有關(guān)。多相合金的塑性變形 各相的性能、形態(tài)、分布、大小影響合金變形 兩相均有一定塑性 合金的變形能力取決于兩相的體積分數(shù)，視為兩相性能的混合。塑性相+硬脆相 合金變形能力取決于硬脆相的形態(tài)、大小、分布、數(shù)量。片狀塑性相+片狀脆性相 減小片層尺寸，減小位錯塞積，可使強度與塑性均提高 等軸狀塑性相+顆粒狀脆性相 按脆性相性質(zhì)可分為不可變形第二相、可變形第二相，強

28、化機制不同 脆性第二相不可變形時 不可變形粒子（間距）對位錯運動的阻礙作用 粒子間距越小， 變形抗力越大 受阻彎曲繞過位錯環(huán)反作用 彌散強化脆性第二相可變形時 可變形微粒對位錯運動的阻礙作用 顆粒尺寸小，與基體有共格或半共格界面，位錯將切過粒子使之隨同基體一起變形。 沉淀強化塑性變形對金屬組織與性能的影響 1顯微組織與亞結(jié)構(gòu)的變化 組織：晶粒沿著變形方向伸長或壓扁，變形量很大時形成纖維組織。亞結(jié)構(gòu)細化： 隨變形量增大，位錯胞變多、變小，并逐漸成為細長的變形胞。 位錯密度提高，相互纏結(jié)在晶粒內(nèi)形成胞狀亞結(jié)構(gòu)；2形變織構(gòu) 是指隨塑性變形進行，各個晶粒在空間取向上逐漸趨于一致的組織狀態(tài)。3.性能的變

29、化 a.力學(xué)性能加工硬化 強度（硬度）顯著提高，而塑性韌性下降。b.其他性能的變化 電阻率增高，電阻溫度系數(shù)下降； 磁導(dǎo)率下降，熱導(dǎo)率降低，磁滯損耗及矯頑力增大。 擴散過程加速，化學(xué)活性增大，腐蝕速度加快。4.殘余應(yīng)力 變形功一部分轉(zhuǎn)變?yōu)閮Υ婺?，以各類殘余?yīng)力的形式表現(xiàn)（1）宏觀殘余應(yīng)力（第一類內(nèi)應(yīng)力）： 由宏觀變形不均勻性引起的，易導(dǎo)致工件變形 （2）微觀殘余應(yīng)力（第二類內(nèi)應(yīng)力）由晶?；騺喚ЯＶg的變形不均勻性引起，易導(dǎo)致工件開裂。 （3）點陣畸變（第三類內(nèi)應(yīng)力）： 由點陣缺陷（如空位、間隙原子、位錯等）引起的，引起晶體的強化并使之處于熱力學(xué)不穩(wěn)定狀態(tài)。退火溫度和時間對回復(fù)過程的影響一定溫度

30、下回復(fù)時間越長，回復(fù)程度越大，但逐漸趨于極限值 回復(fù)溫度越高，回復(fù)軟化程度越大，且達到極限程度的時間越短。 影響再結(jié)晶溫度的因素 (1) 變形程度 增加冷塑性變形的程度可以降低再結(jié)晶溫度。(2)微量溶質(zhì)原子 溶質(zhì)原子會阻礙位錯運動和晶界的遷移，提高再結(jié)晶溫度。 (3) 原始晶粒尺寸 原始組織細小，變形產(chǎn)生的儲存能更大，降低再結(jié)晶溫度。 變形后的晶粒越細小，再結(jié)晶速度越快。(4) 分散相（第二相）粒子 可促進或阻礙基體金屬的再結(jié)晶，取決于粒子的尺寸及間距。 細小彌散的第二相粒子一般阻礙亞晶界的遷移，故阻礙再結(jié)晶。 (5)再結(jié)晶退火工藝參數(shù) 加熱速度、加熱溫度與保溫時間退火溫度愈高，再結(jié)晶速度愈快

31、 極慢的加熱產(chǎn)生了大量的回復(fù)，再結(jié)晶溫度上升。 極快的加熱，也會引起再結(jié)晶溫度上升 （一定范圍）延長保溫時間，也會降低再結(jié)晶溫度 再結(jié)晶晶粒大小的控制 受到變形度、退火溫度、成分等的影響 （1）變形度影響 （2）退火溫度的影響 提高退火溫度： 臨界變形度減小 再結(jié)晶后晶粒粗大影響晶粒長大的因素 通過影響晶界遷移而作用 （1）溫度 溫度越高，長大越快 一定溫度下有一個極限尺寸 （2）雜質(zhì)與合金元素 雜質(zhì)元素與微量溶質(zhì)原子與晶界產(chǎn)生交互作用，阻礙晶界遷移。 微量雜質(zhì)元素含量越高，晶界遷移越慢（3）第二相（分散相）質(zhì)點 阻礙晶界移動，降低晶粒長大速度 分散相粒子的尺寸越小，再結(jié)晶的極限平均晶粒尺寸越

32、小。（4）晶粒間位向差 位向差大者，晶界遷移快，晶粒易長大 位向差小者，晶界遷移慢，晶粒難長大 有織構(gòu)的組織晶粒難以長大 熱加工對組織與性能的影響 改善鑄態(tài)組織缺陷 焊合氣孔、疏松，致密化 細化鑄態(tài)組織 改善夾雜物與脆性相的形態(tài)、大小與分布 部分消除偏析 形成熱加工流線（纖維組織）、帶狀組織 影響奧氏體形成速度的因素 （1）加熱溫度、保溫時間 加熱轉(zhuǎn)變存在孕育期 等溫處理溫度越高，奧氏體形成越快 連續(xù)加熱加快奧氏體轉(zhuǎn)變，使轉(zhuǎn)變溫度移向高溫 （2）原始組織影響 原始組織越細小，相界面積越大，奧氏體形成越快 （3）化學(xué)成分影響 碳 增加相界面積，增大C在奧氏體中擴散系數(shù) 合金元素 改變臨界點 影響

33、碳擴散系數(shù) 成分均勻化需要更長時間 奧氏體晶粒大小的控制 i.加熱溫度與保溫時間 每一溫度下延長時間， 晶粒長大可達極限值 提高溫度，晶粒長大 速度加快，最終晶粒 越粗大ii. 加熱速度 快速加熱可增大過熱度，細化起始晶粒。應(yīng)用： 快速加熱結(jié)合短時保溫可得細小晶粒iii.鋼的化學(xué)成分 鋼中含碳量 含碳量增加，奧氏體長大傾向增大 但晶界出現(xiàn)過剩碳化物會阻礙奧氏體晶粒長大 合金元素作用 可形成化合物(未溶)的元素阻礙奧氏體晶粒長大 Ti，Zr，Nb，V，Al 強烈阻礙 （細小晶粒）W，Mo，Cr 阻礙 （細小晶粒）Si，Ni，Cu 不形成化合物，阻礙作用不明顯 Mn,P,N,一定量的C,過量Al使

34、奧氏體晶粒粗化iv. 原始組織 原始組織越細小，碳化物分散度越大，奧氏體起始晶粒越細小，越容易長大 v.冶煉方法 鎮(zhèn)靜鋼 奧氏體晶粒細小 Si ,Al脫氧 沸騰鋼 奧氏體晶粒粗大 Mn脫氧影響過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變的因素 影響C曲線的形狀和位置 （1）奧氏體成分 含碳量 改變過冷奧氏體的穩(wěn)定性與Ms點 先共析相的析出促進過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變?yōu)镻 共析碳鋼的過冷奧氏體最穩(wěn)定合金元素 溶入A中后，可改變過冷奧氏體的穩(wěn)定性除Al, Co外，均增加過冷奧氏體的穩(wěn)定性,使C曲線右移，Ms點下降 Ni,Si,Cu,Mn只右移C曲線，不改變其形狀 Cr,Mo,W,V,Ti等右移C曲線的同時，分離P與B轉(zhuǎn)變區(qū)，改變

35、C曲線的形狀 （2）奧氏體狀態(tài)的影響 奧氏體的組織與成分越均勻，過冷奧氏體越穩(wěn)定，等溫轉(zhuǎn)變的孕育期越長 奧氏體晶粒細小、含有未溶第二相等均促進過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變 （3）應(yīng)力與塑性變形的影響（*） 拉應(yīng)力促進過冷奧氏體轉(zhuǎn)變，左移C曲線 塑性變形促進過冷奧氏體轉(zhuǎn)變，左移C曲線 等溫冷卻：P，珠光體 A1-650 S，索氏體 650-600 T，托氏體 600-550片狀珠光體的力學(xué)性能取決于S0 減小S0 ，片狀P強度與硬度提高，塑韌性提高 等溫轉(zhuǎn)變溫度越低，珠光體的強度硬度越高 減小A晶粒不影響S0 ，可細化P晶團，強化組織 影響馬氏體形態(tài)的因素 成分通過形成溫度影響馬氏體形態(tài): 板條：Wc% 1.0%隨A中含碳量增加，Ms 及 Mf 降低，片狀馬氏體數(shù)量增加，A%增加馬氏體高強度 高硬度多種強化效應(yīng)的疊加： 固溶強化 相變強化 時效強化 界面強化馬氏體力學(xué)性能的總結(jié)： 碳含量決定馬氏體的強度、硬度 亞結(jié)構(gòu)決定馬氏體的韌性 位錯馬氏體（板條馬氏體）： 強度高、韌性好強且韌 孿晶馬氏體（片狀馬氏體）： 強度高、韌性差硬而脆貝氏體鐵素體長大時伴隨碳原子的擴散； 過冷度小時，長大速度受碳原子在奧氏體中擴散速度控