金屬學(xué)及熱處理要點(diǎn)總結(jié)

體心立方四面體間隙密排六方四面體間隙第一章金屬的晶體結(jié)構(gòu)金屬：具有正的電阻溫度系數(shù)的物質(zhì)。金屬與非金屬的主要區(qū)別是金屬具有正的電阻溫度系數(shù)和良好的導(dǎo)電能力。金屬鍵：處以聚集狀態(tài)的金屬原子，全部或大部分貢獻(xiàn)出他們的價(jià)電子成為自由電子，為整個(gè)原子集體所共有，這些沉浸在電子云中，依靠運(yùn)動(dòng)于其間的公有化的自由電子的靜電作用結(jié)合起來，這種結(jié)合方式叫做金屬鍵。合合力0勢能原子間最大結(jié)論抗拉強(qiáng)度.d力排斥力吸引力、具有一定的熔點(diǎn)?？臻g點(diǎn)陣：為了清晰地描述原子在三維空間排列的規(guī)律性，常將構(gòu)成晶體的實(shí)際質(zhì)點(diǎn)忽略，而將其抽象為純粹的幾何點(diǎn)，稱為陣點(diǎn)或節(jié)點(diǎn)，這些陣點(diǎn)可以是原子或分子的中心，也可以是彼此等同的原子團(tuán)或分子團(tuán)的中心，各個(gè)陣點(diǎn)的周圍環(huán)境都相同。做許多平行的直線將這些陣點(diǎn)連接起來形成一個(gè)三維空間格架，叫做空間點(diǎn)陣。晶胞：從點(diǎn)陣中選取的一個(gè)能夠完全反映晶格特征的最小幾何單元。K。三種典型的晶體結(jié)構(gòu)：體心立方晶格、面心立方晶格、密排六方晶格。FeCrWVNbMo順序ABAB密排六方晶格：Zn、Mg、Be、Cd配位數(shù)12致密度0.74滑移系：{0001}*<1121>堆垛順序ABAB面面心立方四面體間隙指數(shù)包含的晶向指數(shù)：四、給每個(gè)晶向加三個(gè)負(fù)號一、寫出{hkl}的排列二、給其中每個(gè)晶面加一個(gè)負(fù)號，分三次加多晶型性：外部條件(溫度和壓強(qiáng))改變時(shí)，金屬內(nèi)部由一種晶體結(jié)構(gòu)向另一種晶體結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變叫做多晶型性。表面能：由于晶格畸變在單位面積上升高的能量叫做比表面能，表面能：由于晶格畸變在單位面積上升高的能量叫做比表面能，簡稱表面能。晶體表面影響因素：1、外部介質(zhì)性質(zhì)2、裸露晶面原子密度3、晶體表面曲率小角度晶界(θ<10℃)扭轉(zhuǎn)晶界：微結(jié)構(gòu)為螺型位錯(cuò)。晶界晶界：晶體結(jié)構(gòu)相同，但位向不同的晶粒之間的界面大角度晶界(θ>10℃)堆垛層錯(cuò)：晶面堆垛順序發(fā)生局部差錯(cuò)而產(chǎn)生的一種晶體缺陷。產(chǎn)生單位面積堆垛層錯(cuò)所需要的能量成為層錯(cuò)能。。其中共格相界的界面能最低，但其畸變能最高。柏氏矢量：不但可以表示位錯(cuò)的性質(zhì)，而且可以表示晶格畸變總量的大小和方向的一個(gè)矢量。晶體缺陷：在實(shí)際金屬材料中存在的一些原子偏離規(guī)則排列得不完整性區(qū)域。分類如下：。間隙原子和置換原子刃型位錯(cuò)：具有一定寬度的細(xì)長晶格畸變管道，其中既有正應(yīng)變又有切應(yīng)變。柏氏矢量集中反映了位錯(cuò)區(qū)域內(nèi)畸變總量的大小和方向的位錯(cuò)線的總長度。ρ=L/V位錯(cuò)線只能中止在晶界上或晶體表面上螺型位錯(cuò)：具有一定寬度的細(xì)長晶格畸變管道，其中只有切應(yīng)變，沒有正應(yīng)變。線缺陷面缺陷面缺陷位錯(cuò)：晶體中一列或若干列原子有規(guī)律的錯(cuò)排現(xiàn)象，其特征是在兩個(gè)方向上的尺寸很小，另一個(gè)方向上的尺寸很大。晶界特性：1、具有晶界能2、由內(nèi)吸附和反內(nèi)吸附現(xiàn)象3、熔點(diǎn)低，易腐蝕和氧化子擴(kuò)散速度快，新相優(yōu)先在晶界上形核。第二章純金屬的結(jié)晶2、有結(jié)晶潛熱的釋放。相變潛熱：1mol物質(zhì)從一個(gè)相轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪粋€(gè)相時(shí)，伴隨放出或吸收的熱量。結(jié)構(gòu)起伏：(相起伏)在液態(tài)金屬中存在著不斷變化著的微小近程有序原子集團(tuán)，稱為結(jié)構(gòu)起伏。能量起伏：液相中各微觀區(qū)域的能量暫時(shí)偏離平衡能量的現(xiàn)象。過冷液相中的相起伏和能量起伏是形核的基礎(chǔ)。相起伏滿足晶核大小超過一定臨界值的要求，能量起伏滿足新相對形核功的要求。均勻形核：在液相各區(qū)域出現(xiàn)新晶核的幾率是相同的形核方式。形核功：半徑為臨界晶核半徑的晶胚繼續(xù)長大成為穩(wěn)定晶核所需要做的最小功。形核率：單位時(shí)間單位體積液相中形成的晶核數(shù)目。臨界過冷度：當(dāng)在某一過冷度時(shí)，液態(tài)金屬中存在的最大的晶胚尺寸rmax等于該過冷度下的臨界形核半徑rk時(shí)，晶核就可以穩(wěn)定存在了，這時(shí)的過冷度叫做臨界過冷度。地晶核時(shí)的半徑叫做臨界晶核半徑。。kN2rmaxNkΔT形核率隨過冷度的變化實(shí)際生產(chǎn)過程中形核率在達(dá)到最大值之前金屬臨界過冷度的由來意義：無論是最大尺寸晶胚還是較小尺寸晶胚都能達(dá)到或超過rk結(jié)晶能夠順利進(jìn)行NΔTllσαlθαβσlβ非自發(fā)形核晶核的形狀和體積是由臨界晶核半徑r*和接觸角θ決定的。點(diǎn)陣匹配原理：兩個(gè)相互接觸的晶面結(jié)構(gòu)越近似，它們之間的表面能就越小。杰克遜因子：α用來判斷結(jié)晶時(shí)固液界面的種類。適用于光滑界面，金屬化合物、亞金屬和非金屬具有光滑界適用于光滑界面，金屬化合物、亞金屬和非金屬具有光滑界面晶體缺陷在光滑界面生長中起著重要作用。樹枝狀生長是具有粗糙界面物質(zhì)最常見的長大方式。晶體缺陷在粗糙界面的生長過程中不起明顯作用，長大速度最快。二維晶核長大機(jī)制螺型位錯(cuò)長大機(jī)制垂直長大機(jī)制長大機(jī)制的位置為晶體原子所占據(jù)，則這樣的界面稱為光滑界面。晶體生長是平面長大方式還是樹枝晶方式取決于界面前沿的溫度梯度和固夜界面的微觀結(jié)構(gòu)。長大速度：單位時(shí)間內(nèi)晶核長大的線速度稱為長大速度，用G表示。單位為cm/s。G變質(zhì)處理：在澆注前往液態(tài)金屬中加入形核劑，促進(jìn)大量非均勻形核來細(xì)化晶粒的方法。柱狀晶區(qū)的特點(diǎn)：組織致密，各向異性，缺點(diǎn)是存在脆弱界面。等軸晶區(qū)的特點(diǎn)：不存在明顯脆弱界面且沒有各向異性，裂紋不易擴(kuò)展。樹枝晶發(fā)達(dá)，組織不夠致密，顯微縮孔較多。：集中縮孔和分散縮孔；二、氣孔：氫氮氧；三、夾雜物：外來夾雜和內(nèi)生夾雜。四、偏析。第三章二元合金的相結(jié)構(gòu)與結(jié)晶組元：組成合金最基本的，獨(dú)立的物質(zhì)叫做組元合金系：由給定的組元以不同的比例配制成的一系列成分不同的合金。相：合金中結(jié)構(gòu)相同、成分和性能均一，并以界面相互分開來的組成部分。分為固溶體和中間相兩類。組織：人們用肉眼或借助于各種不同倍數(shù)的放大工具所觀察到的金屬材料內(nèi)部的微觀形貌。分為宏觀組織、微觀組織和電子顯微組織。相是組成組織的的基本組成部分。組織代表相的大小、分布、和數(shù)量。有序固溶體:又稱為超點(diǎn)陣，溶質(zhì)原子按適當(dāng)比例并按一定順序和一定方向圍繞溶劑原子分布時(shí)就形成有序固溶體。置換固溶體：指溶質(zhì)原子位于溶劑晶格的某些節(jié)點(diǎn)位置所形成的固溶體。間隙固溶體：溶質(zhì)原子填入溶劑原子間的一些間隙中形成的固溶體。晶格畸變：由于異類原子的溶入或塑性變形等原因造成的點(diǎn)陣中的原子偏離其正常平衡位置的現(xiàn)象。rC=21/14形成具有體心立方結(jié)構(gòu)的β相C=21/13形成具有復(fù)雜立方晶格的γ相C=21/12形成具有密排六方的ε相此類，硬度比間隙相低些，是碳鋼及合金鋼中的重要組成相。測定相圖臨界點(diǎn)的方法：熱分析法、金相法、膨脹法、磁性法、電阻法、X射線衍射分析法。勻晶轉(zhuǎn)變：合金結(jié)晶時(shí)都是從液相結(jié)晶出單相固溶體的結(jié)晶過程叫做勻晶轉(zhuǎn)變。成分起伏：從微觀角度看，由于原子運(yùn)動(dòng)的結(jié)果在任一瞬間，液相中總會(huì)有某些微小體積可能偏離液相的平均成分，不斷變化叫做成分起伏。固溶體結(jié)晶和純金屬結(jié)晶的不同點(diǎn)：1、固溶體結(jié)晶時(shí)除需要相起伏和能量起伏外還需要成份起伏。2、異分結(jié)晶3、固溶體合金的結(jié)晶是在一定的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的。成分過冷：在固液界面前方一定范圍內(nèi)的液相，其實(shí)際溫度低于其平衡結(jié)晶溫度，在界面前方出現(xiàn)了一個(gè)過冷區(qū)域，平衡結(jié)晶溫度與實(shí)際溫度之差即為過冷度，這個(gè)過冷度是由于液相中的成分變化而引起的，故稱為成分過mC1mC1K=00DK0均為常數(shù)，生產(chǎn)中常用控制過冷度的方法控制成分過冷區(qū)域的大小。極限溫度梯極限溫度梯度冷區(qū)域?qū)嶋H溫度梯度平衡結(jié)晶溫度曲線rT共晶轉(zhuǎn)變：在一定溫度下，有一定成分的液相同時(shí)結(jié)晶出成分一定的兩個(gè)固相的轉(zhuǎn)變過程。脫溶：也叫做二次結(jié)晶，過飽和的固溶體中析出另一個(gè)晶體結(jié)構(gòu)與母相不同的新相的過程。二次結(jié)晶析出的相叫做次生相或二次相，二次相優(yōu)先從晶界析出，其次從晶粒內(nèi)缺陷部位析出。共析轉(zhuǎn)變：一定成分的固相，在一定溫度下分解為另外兩個(gè)一定成分固相的轉(zhuǎn)變過程。偽共晶：在不平衡結(jié)晶條件下，非共晶成分的合金得到的共晶組織。金金屬-----非金屬型共晶特有一相長大的速度下降的很快，則為共晶區(qū)就會(huì)歪斜的偏向該相的一邊。而通常晶體結(jié)構(gòu)復(fù)雜且具有光滑界面的非金屬其長大速度會(huì)隨過冷度的增大而下降很快。金屬----金屬型共晶特有離異共晶：當(dāng)先共晶相數(shù)量較多而共晶相數(shù)量很少時(shí)，共晶相中與先共晶相相同的那一相會(huì)依附于先共晶相上生長，剩下的另一相則單獨(dú)存在于晶界處，使共晶組織的特征消失。這種兩相分離的共晶稱為離異共晶。枝晶偏析：固溶體晶體通常呈樹枝狀，由于不平衡結(jié)晶使枝干和枝間的化學(xué)成分不均勻的現(xiàn)象K0℃，進(jìn)行較長時(shí)間保溫)比重偏析的影響因素：1、合金組元的密度差2、相圖結(jié)晶的成分間隔和溫度間隔。大冷卻速度2、加入第三種元素3、熱對流和攪拌反偏析形成的原因：原來鑄件中心富集溶質(zhì)元素的液體，由于鑄件凝固時(shí)產(chǎn)生收縮在樹枝晶之間產(chǎn)生空隙(為負(fù)壓)，加上溫度的降低，使液體中的氣體析出，形成壓強(qiáng)，把鑄件中心溶質(zhì)濃度較高的液體沿著柱狀晶之間的空隙壓至鑄件的外層，形成反偏析。共晶共晶L——α+β共析γ——α+β偏晶L1——L2+αγ——L+αL+β——α包析γ+β——α晶L1+L2——α根據(jù)相圖判斷合金產(chǎn)生枝晶偏析的傾向：相圖上結(jié)晶溫度范圍越大，形成枝晶偏析的傾向性越大。根據(jù)相圖判斷合金的鑄造性能：鑄造性能主要表現(xiàn)為：流動(dòng)性、縮孔、熱裂傾向相圖上的成分間隔和溫度間隔越大，合金的流動(dòng)性越差，這是由于在固液界面前沿液體中很容易產(chǎn)生寬的成分過冷區(qū)，使整個(gè)液體都可以成核，并使枝晶向四周均勻生長，形成較寬的液固兩相混合區(qū)，這些多枝的晶體阻礙了液體的流動(dòng)。這種結(jié)晶方式稱為“糊狀凝固”。結(jié)晶的溫度間隔越大則給樹枝晶的長大提供了更多的時(shí)間，使枝晶彼此錯(cuò)綜交叉，更加降低了合金的流動(dòng)性。若合金具較窄的成分間隔和溫度間隔，則固液界面前沿液體中不易產(chǎn)生寬的成分過冷區(qū)，結(jié)晶自鑄件表面開始后循序向心部推進(jìn)，難于在液相中形核，使固液之間的界面分明，已結(jié)晶固相表面也比較光滑，對液體的流動(dòng)阻力小，這種結(jié)晶方式稱為“殼狀凝固”。由于糊狀凝固時(shí)，枝晶發(fā)達(dá)，在凝固收縮時(shí)由于得不到液體補(bǔ)充形成較多的分散縮孔。當(dāng)結(jié)晶的溫度間隔很大時(shí)，將使合金在較長時(shí)間內(nèi)處于半固態(tài)，這時(shí)的合金強(qiáng)度很低，在已結(jié)晶的固相不均勻收縮應(yīng)力的作用下，有可能使其鑄件內(nèi)部產(chǎn)生裂紋。稱為熱裂。熱脆性：鋼中的硫元素在A晶界偏聚并發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變生成低熔點(diǎn)(Fe+FeS)共晶體，在金屬熱加工時(shí)，(Fe+FeS)共晶體很早就熔化使金屬開裂稱為熱裂。第四章鐵碳合金鐵素體：碳溶于α鐵中的間隙固溶體，體心立方晶格，性能與純鐵基本相同，塑性和韌性很好，但其強(qiáng)度很低居里室溫組織變化規(guī)律：F-------F+P------P------P+Fe3CII--------P+Ld’+Fe3CII--------Ld’-------Ld’+Fe3CI鋼中的雜質(zhì)元素：Mn、Si：來源：煉鋼中必加的脫氧劑，Mn有除硫的作用。P：由礦石和生鐵等煉鋼原料帶入鋼中，以固溶于鐵中形式存在，能劇烈降低鋼的韌性。形成冷脆。P與Cu共存時(shí)能顯著提高鋼的抗大氣腐蝕能力。N：作為間隙原子，主要危害是易使鋼產(chǎn)生淬火時(shí)效和應(yīng)變時(shí)效。H：引起氫脆、導(dǎo)致鋼產(chǎn)生大量細(xì)微裂紋缺陷----白點(diǎn)。嚴(yán)重降低鋼的塑性和韌性。多發(fā)生于合金鋼中。O：形成氧化物夾雜，在靜載荷和動(dòng)載荷的作用下往往成為裂紋的起點(diǎn)。冷脆：鋼件隨溫度的降低，發(fā)生有塑性的微孔聚集型斷裂向脆性的解理型斷裂過度的現(xiàn)象。以碳化物或氮化物的形式析出，應(yīng)變時(shí)效：冷塑性變形后的鋼材，在室溫下長期放置或稍加熱時(shí)，其中的碳、氮等間隙原子逐漸向位錯(cuò)處偏聚，形成第五章金屬及合金的塑性變形與斷裂裂。E、G表征金屬材料對彈性變形的抗力，G反映了原子間的結(jié)合力大小。延伸率和斷面收縮率示材料韌性的兩個(gè)指標(biāo)。流變曲線：指均勻塑性變形階段的真應(yīng)力---真應(yīng)變曲線，EmG2π表示材料的理論剪切強(qiáng)度?；疲壕w的一部分相對于另一部分沿某些晶面和晶向發(fā)生滑動(dòng)時(shí)晶體產(chǎn)生塑性變形的方式。原因是：在晶體原子密度最大的面上，原子間結(jié)合力最強(qiáng)，而面與面之間的距離卻最大，所以密排面之間的原子間結(jié)合力最弱，而滑移阻力最小。沿原子密度最大的晶向滑動(dòng)時(shí)，阻力也最小。滑移的位錯(cuò)機(jī)制：晶體的滑移不是一部分相對于另一部分同時(shí)作整體的剛性移動(dòng)，而是通過位錯(cuò)在切應(yīng)力的作用下沿著滑移面逐步移動(dòng)的結(jié)果。當(dāng)一條位錯(cuò)線移到晶體表面時(shí)，便會(huì)在晶體表面上留下一個(gè)原子間距的滑移臺(tái)階，其大小等于柏氏矢量的量值。臨界分切應(yīng)力：在給定的滑移系上開始滑移所需要的最小分切應(yīng)力，以τk表示。與外力無關(guān)，是材料常數(shù)。遠(yuǎn)離450，從而使取向因子改變，使滑移越多滑移：在兩個(gè)或更多滑移系上同時(shí)進(jìn)行的滑移。所產(chǎn)生的滑移帶常呈交叉形。多滑移發(fā)生在滑移第二階段交滑移：在滑移的第三階段，由于晶體取向的改變可能使兩個(gè)或多個(gè)滑移面同時(shí)沿著一個(gè)滑移方向進(jìn)行滑移，從而使加工硬化效果下降。滑移時(shí)出現(xiàn)曲折或波紋狀的滑移帶。晶體的滑移不是晶體的一部分相對于另一部分同時(shí)作整體的剛性移動(dòng)，而是通過位錯(cuò)在切應(yīng)力的作用下沿著滑移面逐步移動(dòng)的結(jié)果。正是理論計(jì)算出的滑移臨界切應(yīng)力與實(shí)際測定的結(jié)果相差懸殊，才導(dǎo)致了位錯(cuò)學(xué)說的誕生。位錯(cuò)的增殖機(jī)構(gòu)為：弗蘭克——瑞德位錯(cuò)源。加工硬化及原理：金屬材料在外力作用下發(fā)生塑性變形的過程中，由位錯(cuò)增殖機(jī)構(gòu)產(chǎn)生了越來越多的位錯(cuò)，形成胞狀形變亞結(jié)構(gòu)，使亞晶粒細(xì)化，提高了基體強(qiáng)度。同時(shí)這些位錯(cuò)發(fā)生相互交割，一方面形成割階，增大了位錯(cuò)的長度；另一方面可能形成一種使位錯(cuò)難以運(yùn)動(dòng)的固定割階。成為后續(xù)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙。提高了金屬的變形抗力。使材料的塑性、韌性下降的現(xiàn)象。絲織構(gòu)：在拉拔時(shí)形成，特征是各晶粒的某一晶向與拉拔方向平行或接近平行。板織構(gòu)：在軋制時(shí)行成，特征是各晶粒的某一晶面平行于軋制平面，而某一晶向平行于軋制方向。NNksFφλ滑移方向O=kcosT=AT孿生：晶體的一部分沿一定的晶面(孿晶面)和一定的晶向(孿生方向)，相對于另一部分晶體作均勻的切變，在切變區(qū)域內(nèi)，與孿晶面平行的每層原子的切變量與它距孿晶面的距離成正比，且不是原子間距的整數(shù)倍。這種切變的點(diǎn)陣類型，使變形的兩部分晶體以孿晶面為分界面，構(gòu)成鏡面對稱的位向關(guān)系。多晶體塑性變形與單晶體塑性變形的異同點(diǎn)：相同點(diǎn)：都以滑移和孿生作為塑性變形的基本方式不同點(diǎn)：1、多晶體塑性變形受到晶界的阻礙，和位向不同的晶粒的影響。2、任何一個(gè)晶粒的塑性變形都不是處在自圍的晶粒發(fā)生相應(yīng)變形來配合，以保持晶粒之間的結(jié)合，和整個(gè)晶體的連續(xù)性。晶界強(qiáng)化的原理：1、由于晶界的增多，使位錯(cuò)在晶界處運(yùn)動(dòng)受到的阻礙加大。2、由于各晶粒間存在位向差，為了協(xié)帶狀組織：復(fù)相合金中的各個(gè)相，在熱加工時(shí)沿著變形方向交替的呈帶狀分布，這種組織稱為帶狀組織.可用正火消除.帶狀組織形成的帶狀組織：復(fù)相合金中的各個(gè)相，在熱加工時(shí)沿著變形方向交替的呈帶狀分布，這種組織稱為帶狀組織.可用正火消除.帶狀組織形成的原因：在鑄錠中存在著偏析和夾雜物，壓延時(shí)偏析區(qū)和夾雜物沿變形區(qū)伸長成條帶狀分布，先共析鐵多相合金的情況：3、脆性第二相成片狀或?qū)訝罘植荚谒苄蜗嗟幕w上。以霍爾配奇公式描述珠光體的強(qiáng)度。制耳現(xiàn)象的原因：冷塑性變形后金屬出現(xiàn)織構(gòu)，多晶體金屬將顯示出各向異性。因板材各個(gè)方向變形能力不同，使沖壓出來的工件邊緣不齊，壁厚不均，即為制耳。塑性變形時(shí)外力所做的功大部分轉(zhuǎn)化為熱能，約10%留在內(nèi)部，以彈性應(yīng)變和增加金屬中晶體缺陷的形式存在。1、宏觀內(nèi)應(yīng)力(第一類內(nèi)應(yīng)力)，由物體各部分變形不均勻產(chǎn)生，在物體整個(gè)范圍內(nèi)處于平衡的力。2、微觀內(nèi)應(yīng)力(第二類內(nèi)應(yīng)力)，由晶?；騺喚ЯＷ冃尾痪鶆虍a(chǎn)生，在晶粒亞晶粒范圍處于平衡的力。3、點(diǎn)陣畸變(第三類內(nèi)應(yīng)力)，儲(chǔ)存在晶體缺陷中。金屬的斷裂過程包括裂紋的萌生和裂紋的擴(kuò)展。斷裂按微觀機(jī)制分類：3、解理斷裂：斷口特征為河流花樣，是在正應(yīng)力作用下的一種穿晶斷裂。KcKIc示平面應(yīng)變斷裂韌性。是材料常數(shù)。第六章金屬及合金的回復(fù)與再結(jié)晶退火過程包括：回復(fù)、再結(jié)晶、晶粒長大三個(gè)階段?；貜?fù)：冷塑性變形的金屬在加熱時(shí)，在光學(xué)顯微組織發(fā)生改變前所產(chǎn)生的某些亞結(jié)構(gòu)和性能的變化過程?；貜?fù)階段：(去應(yīng)力退火過程即為回復(fù)過程)1、點(diǎn)缺陷密度顯著下降，金屬強(qiáng)度、硬度等機(jī)械性能變化很小。2、位錯(cuò)多邊形化是回復(fù)發(fā)生的標(biāo)志。3、第一類內(nèi)應(yīng)力全部消除。4、亞晶尺寸在接近再結(jié)晶溫度時(shí)顯著長大。位錯(cuò)多邊形化：在退火過程中，通過刃位錯(cuò)的滑移和攀移，使同號刃型位錯(cuò)沿垂直于滑移面的方向排列成小角度亞晶再結(jié)晶：冷變形后的金屬加熱到一定溫度之后，在原來的變形組織中重新產(chǎn)生了無畸變的新晶粒。而性能也發(fā)生了明并恢復(fù)到完全軟化狀態(tài)。再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力也是彈性畸變能的降低。再結(jié)晶形核方式：1、亞晶長大形核機(jī)制(主要發(fā)生大較大變形度下)2、晶界弓出形核機(jī)制。(發(fā)生在較小變形度下)再結(jié)晶晶核長大的驅(qū)動(dòng)力：無畸變的新晶粒與周圍基體的畸變能差。界面移動(dòng)方向總是背向其曲率中心的方向。影響再結(jié)晶溫度的因素主要有：1、變形程度2、金屬純度3、加熱速度和時(shí)間影響再結(jié)晶晶粒大小的因素：1、變形程度2、原始晶粒尺寸3、合金元素和雜質(zhì)4、變形溫度(溫度回復(fù)程度越大)再結(jié)晶晶粒正常長大的驅(qū)動(dòng)力：晶粒長大前后總的界面能差。影響再結(jié)晶晶粒長大的因素：1、溫度2、雜質(zhì)及合金元素3、第二相質(zhì)點(diǎn)4、相鄰晶粒之間的位向差。臨界變形度：對應(yīng)于得到特別粗大的再結(jié)晶晶粒的變形度叫做臨界變形度。再結(jié)晶晶粒反常長大叫做二次再結(jié)晶。熱加工時(shí)鋼中的流線：在熱加工過程中，鋼中含有的各種夾雜物都沿變形方向伸長，脆性雜質(zhì)被破碎成點(diǎn)鏈狀，塑性夾雜物則變成條帶狀，在宏觀上沿試樣變形方向出現(xiàn)一條條細(xì)線即為流線。一條條流線勾畫出的組織叫做纖素體常依附于它們之上而析出，而鐵素體兩側(cè)的富碳地帶隨后轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，冷卻時(shí)即形成帶狀組織。第七章固態(tài)擴(kuò)散固態(tài)擴(kuò)散是大量原子無序躍遷的統(tǒng)計(jì)結(jié)果。原子的隨機(jī)躍遷過程稱為原子的醉步。固態(tài)擴(kuò)散發(fā)生的條件：1、溫度要足夠高2、時(shí)間要足夠長3、擴(kuò)散原子要固溶4、擴(kuò)散要有驅(qū)動(dòng)力(是化學(xué)位梯度)固態(tài)擴(kuò)散的分類：自擴(kuò)散：不伴有濃度變化的擴(kuò)散。發(fā)生在自擴(kuò)散：不伴有濃度變化的擴(kuò)散。發(fā)生在純金屬和均勻固溶體中。上坡擴(kuò)散：化學(xué)位梯度與濃度梯度方向相反時(shí)發(fā)生的擴(kuò)散。下坡擴(kuò)散：化學(xué)位梯度與濃度梯度方向相同時(shí)發(fā)生的擴(kuò)散。原子擴(kuò)散：擴(kuò)散時(shí)沒有新相產(chǎn)生的擴(kuò)散反應(yīng)擴(kuò)散：通過擴(kuò)散使固溶體的溶質(zhì)濃度超過固溶度極限而形成新相的擴(kuò)散。dCdCJ=D其中：J表示擴(kuò)散流量，D表示擴(kuò)散系數(shù)，表示體積濃度梯度。dxdxdx(微小體積中積存的物質(zhì)量)=(流入的物質(zhì)量)—(流出的物質(zhì)量)JAJA=?JAdx ○112?x而此積存速率也可用體積濃度C的變化率表示為：?t?t?t?x此時(shí)將菲克第一定律帶入得到菲克第二定律：=(D)；?t?x?xJ2C?2C?t?x2?C??C3、固溶體類型(不同晶格類型的固溶體擴(kuò)散激活能不同)4、晶體缺陷(晶體缺陷出的原子擴(kuò)散激活能小)5、化學(xué)成分(凡是降低合金熔點(diǎn)的元素均會(huì)增加該合金的擴(kuò)散系數(shù))第八章鋼的熱處理原理只有在加熱或冷卻時(shí)發(fā)生溶解度顯著變化或發(fā)生固態(tài)相變的合金才能進(jìn)行熱處理強(qiáng)化。能量方程：G=VG+.S+wV；其中w表示相變引起的單位體積的彈性應(yīng)變能。w必E2總v新相呈凸透鏡狀或針狀時(shí)應(yīng)變能低而界面能大，新相呈球狀時(shí)界面能低而應(yīng)變能大。所以形成共格相界或半共格慣習(xí)現(xiàn)象：固態(tài)相變時(shí)，為了減小新舊兩相之間的界面能，新相總是以一定方向在母相的某一特定晶面上形成。相晶粒越細(xì)，晶界越多，晶內(nèi)缺陷越多，則轉(zhuǎn)變越快。2、非擴(kuò)散型相變：新相長大通過切變和轉(zhuǎn)動(dòng)的機(jī)制進(jìn)行，舊相中的原子有規(guī)則的、集體的循序轉(zhuǎn)移到新相中。轉(zhuǎn)變過程中相界面始終保持共格關(guān)系。如馬氏體相變。3、半擴(kuò)散型相變：如貝氏體轉(zhuǎn)變中，奧氏體通過晶格切變轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體，伴隨有碳原子的擴(kuò)散形成碳化物。A1、加熱溫度和保溫時(shí)間(加熱溫度越高、加熱速度越快轉(zhuǎn)變的孕育期和完成轉(zhuǎn)變的時(shí)間越短)2、原始組織(A轉(zhuǎn)變最快的是淬火態(tài)鋼，其次是正火態(tài)鋼，再次是層片狀珠光體，最后是粒狀珠光體)A的晶粒度：1、起始晶粒度：鋼在臨界溫度以上，A形成剛結(jié)束，其晶粒邊界剛剛相互接觸時(shí)的晶粒大小，(通常都是細(xì)小的)對照八級奧氏體晶粒度標(biāo)準(zhǔn)金相圖片，1—4級為細(xì)晶粒鋼，5—8級為粗晶粒鋼。n=2N-1表示放大一百倍時(shí)每平方英寸視野中，觀察到的平均晶粒數(shù)。0表示實(shí)際每平方毫米平均晶粒數(shù)。1、加熱溫度和保溫時(shí)間(晶粒在每一溫度下長大的尺寸是一定的)2、加熱速度(多采用短時(shí)快速加熱的辦法獲得細(xì)晶粒的A)3、化學(xué)成分(隨碳濃度增加，A晶粒長大傾向性變大，隨后又變小，這是由于過多地碳以未溶碳化物的形式存在。sfM轉(zhuǎn)變區(qū)S產(chǎn)物T產(chǎn)物轉(zhuǎn)變終了區(qū)過冷奧氏體：在臨界點(diǎn)以下存在且不穩(wěn)定的將要發(fā)生轉(zhuǎn)變的A。增加，反而增加了未溶滲碳體的數(shù)量，降低了過冷A的穩(wěn)定性。獲得粒狀P的關(guān)鍵是：控制A化溫度，使A的碳濃度分布不均勻，或保留大量未溶能滲碳體質(zhì)點(diǎn)，并在A以下較高片狀珠光體的形成機(jī)理：是通過形核和長大兩個(gè)基本過程進(jìn)行的。早期片狀珠光體形成機(jī)制認(rèn)為，首先在奧氏體晶界上形成滲碳體核心，核剛形成時(shí)可能與奧氏體保持共格關(guān)系，為減小形核時(shí)的應(yīng)變能而呈片狀。當(dāng)按非共格擴(kuò)散方式長大時(shí)，共格關(guān)系破壞。此時(shí)滲碳體不僅向奧氏體晶?？v深方向發(fā)展，而且也向橫的方向長大。滲碳體長大的同時(shí)，使其兩側(cè)的奧氏體出現(xiàn)貧碳區(qū)，從而為鐵素體在滲碳體兩側(cè)形核創(chuàng)造條件，在滲碳體兩側(cè)形成鐵素體片后，也隨著滲碳體片一起向前發(fā)展，同時(shí)也往橫向長大。鐵素體橫向長大的同時(shí)必然在其與奧氏體界面處附近形成富碳區(qū)。這又促滲碳體片。鐵素體和滲碳體如此交替形核并長大形成一個(gè)片層相間并大致平行的珠光體領(lǐng)域。當(dāng)其與其它部位形成的各個(gè)珠光體領(lǐng)域相遇并占有整個(gè)奧氏體時(shí)，珠光體轉(zhuǎn)變結(jié)束，得到片狀珠光體組織。近年來有人提出珠光體形成層片狀結(jié)構(gòu)的原因是滲碳體以分枝形式長大的結(jié)果。馬氏體轉(zhuǎn)變：鋼從奧氏體狀態(tài)快速冷卻，在較低溫度下發(fā)生的無擴(kuò)散型相變叫做馬氏體轉(zhuǎn)變。相變的驅(qū)動(dòng)力：新相和母相的化學(xué)自由能差。主要阻力為：彈性應(yīng)變能的增加。有兩種晶體結(jié)構(gòu)的M：1、體心立方M(含碳極低的M)；2、體心正方M(含碳較高的M)M的組織形態(tài)：1、板條狀M：亞結(jié)構(gòu)為高密度位錯(cuò)，又稱為位錯(cuò)M，其形成后由于溫度較高發(fā)生自回火，容易形成體心立方M空間形態(tài)：扁條狀的，每個(gè)板條為一個(gè)單晶體，相鄰的板條之間往往存在薄殼狀的殘余奧氏體。性能特點(diǎn)：高強(qiáng)度、高硬度、韌性和塑性好。空間形態(tài)：為雙凸透鏡狀，光學(xué)顯微鏡下呈針狀或竹葉狀性能特點(diǎn)：高強(qiáng)度、高硬度、韌性很差。M高強(qiáng)度、高硬度的原因：1、固溶強(qiáng)化(過飽和的C的溶入造成嚴(yán)重晶格畸變，形成與位錯(cuò)交互作用的強(qiáng)烈應(yīng)力場)2、相變強(qiáng)化(M相變形成的高密度位錯(cuò)的板條狀M或者是具有微細(xì)孿晶亞結(jié)構(gòu)的片狀M都阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng))3、時(shí)效強(qiáng)化(時(shí)效后C及合金元素的偏聚形成科氏氣團(tuán)，釘扎位錯(cuò)，提高強(qiáng)度)MA熱穩(wěn)定化：在M轉(zhuǎn)變過程中由于在某一溫度停留，引起A穩(wěn)定性提高，使M轉(zhuǎn)變滯后的現(xiàn)象。A機(jī)械穩(wěn)定化：在Md(形變M點(diǎn))以上對A進(jìn)行大量塑性變形可使隨后的M轉(zhuǎn)變很困難，Ms點(diǎn)降低的現(xiàn)象。貝氏體是鐵素體和碳化物組成的機(jī)械混合物。下貝氏體是鐵素體和ε碳化物組成的機(jī)械混合物。一定晶面往晶內(nèi)近于平行的生長，并呈針片狀析出形成的針狀F+P或Cm+P組織叫做魏氏組織。是鋼的一種過熱缺陷。亞共析鋼碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)越高，奧氏體晶粒越細(xì)，形成魏氏組織的上限溫度越低，即在較大過冷度下才能形成魏氏組織，故魏氏組織難以形成?；饡r(shí)的轉(zhuǎn)變：1、M中碳的偏聚(<80℃)：對板條M，由于發(fā)生自回火，碳主要偏聚到位錯(cuò)線周圍；對片狀M，碳少量偏聚于位錯(cuò)處，大部分碳主要向(100)晶面富集。位錯(cuò)，與冷塑性變形后的金屬相似，所以會(huì)發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶?；鼗鸫嘈裕河行╀撛谝欢囟确秶鷥?nèi)回火時(shí)，其沖擊韌性顯著下降的脆化現(xiàn)象叫做回火脆性。第一類回火脆性(250—400℃)加熱到AC加熱到AC1以上溫度相變重結(jié)晶退火加熱溫度低于臨界點(diǎn)AC1的火ACcm以上適當(dāng)溫度保展的路徑，因而導(dǎo)致脆性。第二類回火脆性(450—650℃)出現(xiàn)原因：雜質(zhì)元素向原A晶界偏聚，減弱了晶界上原子間的結(jié)合力。降低了晶界斷裂強(qiáng)度，出現(xiàn)脆性。第九章鋼的熱處理工藝熱處理分類：1、普通熱處理(四把火)2、表面熱處理(表面淬火和化學(xué)熱處理)3、形變熱處理、調(diào)整硬度，改善切削加工性能3、消除內(nèi)應(yīng)力近于平衡組織的熱處理工藝擴(kuò)散退火：又稱均勻化退火，將鑄件加熱至略低于固相線的溫度下長時(shí)間保溫，然后緩慢冷卻以消除化學(xué)成分不均勻現(xiàn)象的熱處理工藝不完全退火：將鋼加熱至AC1-AC3(亞共析鋼)或AC1-ACcm(過共析鋼)之間，經(jīng)保溫后緩慢冷卻以獲得近于平衡組織的熱處理工藝球化退火的作用：降低硬度、均勻組織、改善切削加工性，并為淬火作組織準(zhǔn)備。再結(jié)晶退火：把冷變形后的金屬加熱到再結(jié)晶溫度以上保持適當(dāng)?shù)臅r(shí)間，使變形晶粒重新轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆虻容S晶粒以消除加工硬化的熱處理工藝。去應(yīng)力退火：用于消除剛在冷加工后的第一類殘余應(yīng)力。改善低碳鋼的切削加工性能消除熱加工缺陷提高普通結(jié)構(gòu)零件的機(jī)械性能對于像高速鋼一類含合金元素較多的鋼則要用高溫回火來改善切削加工性能淬火熱應(yīng)力：工件加熱或冷卻時(shí)由于內(nèi)外溫度差導(dǎo)致熱脹冷縮不一致而產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力叫做熱應(yīng)力淬火組織應(yīng)力：工件在冷卻過程中由于內(nèi)外溫差造成組織轉(zhuǎn)變不同時(shí)，引起內(nèi)外比容的不同變化而產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力。選擇以上加熱溫度的原因：低鋼的硬度和耐磨性。通常從淬火工件表面至半M區(qū)距離作為淬透層的深度。淬硬性：表示鋼淬火時(shí)的硬化能力，用淬成馬氏體可能得到的最高硬度表示，它主要取決于M中含碳量的大小。臨界淬火直徑法：采用不同直徑的圓棒試樣在某介質(zhì)中淬火之后，沿試樣截面測量硬度分布，找出其中心部位剛好達(dá)到半M區(qū)硬度的試樣直徑，即為鋼在該淬火介質(zhì)中的臨界淬火直徑。1、過熱：工件在淬火加熱時(shí)由于溫度過高或時(shí)間過長造成A晶粒粗大的缺陷。2、過燒：淬火加熱溫度過高，使A晶界出現(xiàn)局部溶化或者氧化的現(xiàn)象。作用：減小內(nèi)應(yīng)力，并進(jìn)一步提高鋼的強(qiáng)度和塑性，保持優(yōu)良的綜合機(jī)械性能。作用：經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后，獲得優(yōu)良的綜合機(jī)械性能。表面淬火的作用：使零件表面具有高的強(qiáng)度、硬度和耐磨性，而心部保持一定的強(qiáng)度、足夠的塑性和韌性?；瘜W(xué)熱處理：將金屬工件放入含有某種活性原子的化學(xué)介質(zhì)中，通過加熱使介質(zhì)中的原子擴(kuò)散滲入工件一定深度的表高硬度，高耐磨性，高疲勞強(qiáng)度。化學(xué)熱處理的過程包括：分解、吸附、擴(kuò)散三個(gè)階段。滲碳的特點(diǎn)：適用于低碳鋼件，可獲得很高表面硬度，耐磨性以及高的接觸疲勞強(qiáng)度和彎曲疲勞強(qiáng)度。由于心部仍然保持低碳，具有良好的塑性和韌性，使零件既能承受磨損和較高接觸應(yīng)力，同時(shí)又能承受較大沖擊負(fù)荷作用。滲碳鋼件必須進(jìn)行熱處理(淬火加低溫回火)滲氮的特點(diǎn)：鋼件滲氮后具有更高的表面硬度和耐磨性，更高的疲勞強(qiáng)度和熱穩(wěn)定性，滲氮溫度低，氮化后鋼件不需表面淬火作用：使零件表面具有高的強(qiáng)度、硬度和耐磨性，同時(shí)心部具有一定的強(qiáng)度、足夠的塑性和韌性。。集膚效應(yīng)：由于電磁感應(yīng)在金屬工件中產(chǎn)生渦流，渦流主要分布于工件表面，而內(nèi)部幾乎沒有電流通過的現(xiàn)象。第十章工業(yè)用鋼碳鋼的主要缺點(diǎn)：1、機(jī)械性能低2、淬透性低3、不能滿足特殊性能的需要。合金鋼：在碳鋼的基礎(chǔ)上有意地加入一種或幾種合金元素，使其使用性能和工藝性能得以提高的以鐵為基的合金。低低碳鋼W(C)≤0.25%碳素鋼普通鋼優(yōu)質(zhì)鋼Ws≤0.040%低合金鋼W(m)≥5%合金鋼m高級優(yōu)質(zhì)鋼合金元素在鋼中的存在形式：晶間腐蝕：是一種常見的局部腐蝕。腐蝕沿著金屬或合金的晶粒邊界或它的鄰近區(qū)域發(fā)展，晶粒本身腐蝕很輕微，這種腐蝕便稱為晶間腐蝕。屈服現(xiàn)象產(chǎn)生的原因：(只在低碳鋼中產(chǎn)生)間隙原子C、N在位錯(cuò)處偏聚形成的科氏氣團(tuán)對位錯(cuò)有很強(qiáng)的釘扎作用，必須在較大外加應(yīng)力下才能使位錯(cuò)掙脫氣團(tuán)的釘扎而移動(dòng)。對應(yīng)于應(yīng)力應(yīng)變曲線的上屈服點(diǎn)。位錯(cuò)一旦掙脫了氣團(tuán)的釘扎，就可以在較低的應(yīng)力下運(yùn)動(dòng)，對應(yīng)于應(yīng)力應(yīng)變曲線的下屈服點(diǎn)，此時(shí)試樣繼續(xù)延伸而應(yīng)力保持定值或做微小波動(dòng)，即應(yīng)力應(yīng)變曲線上的屈服平臺(tái)。待產(chǎn)生一定程度的伸長后，應(yīng)力又隨應(yīng)變而繼續(xù)上升。(影響鋼件的表面質(zhì)量)碳素工具鋼:T8,T10A(含碳