1、金屬的 塑性變形彈性模量 ：是晶體中原子間結(jié)合力的強弱與材料剛度相聯(lián)系的量。剛度：材料產(chǎn)生彈性變形的難易程度?；疲壕w的一部分相對于另一部分沿某些晶面和晶向發(fā)生相對滑動的結(jié)果。1. (要點 )滑移應(yīng)力在 0 e發(fā)生彈性形變，在 es發(fā)生屈服 (彈塑性變形 )，在 sb 發(fā)生純塑性變形，在 b K發(fā)生縮頸。是特定晶面沿特定晶向發(fā)生的相對滑動。不發(fā)生結(jié)構(gòu)的改變。a) 滑移系：滑移面與該面上一個滑移方向的組合?；泼婵偸窃优帕凶蠲艿木?，滑移方向也是原子排列最密的晶向；滑移系數(shù)目越多，材料越容易實現(xiàn)變形；通常塑性變形能力強弱：面心立方結(jié)構(gòu)>體心立方結(jié)構(gòu)>密排六方結(jié)構(gòu)。原子數(shù)原子半徑配

2、位數(shù)致密度最密晶面最密晶向滑移系數(shù)目體心立方 (bcc)23?/480.68011<111>6x2=12面心立方 (fcc)42?/4120.74111<110>4x3=12密排六方 (hcp)6a/2120.740001-3b) 滑移的臨界分切應(yīng)力 ：? = ?cos ?cos ?，其中 ?為屈服極限， 為外力與滑? ?移方向的夾角， 為力與滑移面的夾角。軟取向： = = 45 度時， ?為最小值，易滑移。?硬取向： = 90度或 = 90度時， ?為無窮大，滑移系無法開動。?c) 多滑移 ：兩個或更多的滑移系上進行的滑移。交叉形滑移帶。d) 交滑移 ：兩個或多個相交

3、的滑移面沿同一滑移方向滑移，出現(xiàn)波紋狀滑移帶。e) 滑移的位錯機制： 位錯運動 是晶體滑移的主要方式。特點：所需切應(yīng)力??；原因：僅需少量原子的彈性偏移。f) 位錯交割與塞積是形變強化現(xiàn)象的源頭，且與位錯運動受阻有關(guān)。2. 孿生把對稱的兩部分晶體稱為孿晶，形成孿晶的過程稱為孿生。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。孿生的特點：在切應(yīng)力作用下發(fā)生，其臨界切應(yīng)力遠大于滑移時。是一種均勻切變。孿晶有對稱關(guān)系，在一定范圍內(nèi)改變了晶體的取向。3. (重點 )多晶體塑性變形a) 變形特點i. 各晶粒變形 不同時性 ；ii.

4、晶粒間、晶粒內(nèi)變形的 不均勻性 ；iii. 相鄰晶粒變形的 協(xié)調(diào)性。產(chǎn)生原因：位錯在晶界處塞積；塞積應(yīng)力場與外應(yīng)力場疊加引起相鄰晶粒的變形。b) 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 ：晶粒越細小，屈服強度、硬度越高，塑性與韌性越好。機理： 1.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；2.變形不均勻程度小，晶粒間、晶粒內(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；3.單位體積晶界面積大，裂紋擴展阻力大，韌性好。4. (要點 )合金的塑性變形a) 單相固溶體的變形固溶強化 ：由于固溶體中存在著

5、溶質(zhì)原子，使得合金的強度，硬度提高，而塑性，韌性有所下降的現(xiàn)象。強化效果隨溶質(zhì)原子的加入量增加而增加。b) 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。i. 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。ii. 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。1. 片狀塑性相 +片狀脆性相 (片狀珠光體組織 )減小片層尺寸，減小位錯塞積，可使強度與塑性均提高。2. 等軸狀塑性相 +顆粒狀脆性相 (粒狀珠光體組織 )a) 脆性第二相不可變形時不可變形粒子對位錯運動的阻礙作用，其粒子間距越小，變形抗力越大。b) 脆性第二相可變形時可變

6、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。5. (重點 )塑性變形對金屬組織與性能的影響a) 顯微組織與亞結(jié)構(gòu)的變化i. 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。ii. 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)。iii. 形成形變織構(gòu) ：各個晶粒在空間取向上逐漸趨于一致的組織狀態(tài)。b) 性能的變化i. 加工硬化 ：強度（硬度）顯著提高，而塑性韌性下降的現(xiàn)象。硬化機制：運動位錯間交互作用。可以強化金屬，實現(xiàn)金屬成形工藝，但會增加冷成形加工

7、過程的變形抗力( 可通過退火消除 )。ii. 對其他性能的影響 (略)c) 殘余應(yīng)力變形功一部分轉(zhuǎn)變?yōu)閮Υ婺埽愿黝悮堄鄳?yīng)力的形式表現(xiàn)。一般有害應(yīng)消除，但也可有特殊的強化效應(yīng)表面殘余壓應(yīng)力提高疲勞強度。分類：i. 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，易導致工件變形ii. 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，易導致工件開裂。iii. 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不穩(wěn)定狀態(tài)。回復與再結(jié)晶 (退火 )退火時經(jīng)歷三個過程：回復、再結(jié)晶 、晶粒長大 。回復：指經(jīng)

8、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 ，仍保留著變形態(tài)組織 特點的階段。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?？傮w過程：冷變形在金屬材料內(nèi)部產(chǎn)生了儲存能，退火過程中原子活動能力增強，儲存能逐漸釋放。材料內(nèi)部發(fā)生回復、再結(jié)晶與晶粒長大。退火溫度較低時，產(chǎn)生回復。儲存能 部分釋放 ，材料中的 宏觀殘余應(yīng)力 基本消除，力學性能及顯微組織均保持變形后的特點。退火溫度較高時，產(chǎn)生再結(jié)晶。儲存能 完全釋放 ，加工硬化完全消除，材料重新軟化，晶粒為 細小的等軸晶 。再結(jié)晶完成后繼續(xù)加熱保溫，晶粒會長大以降低晶界能。1

9、. (重點 )回復過程回復的驅(qū)動力是 儲存能 ，在回復過程中儲存能 部分釋放。a) 回復溫度和時間的影響一定溫度下回復時間越長，回復程度越大，但逐漸趨于極限值；回復溫度越高，回復軟化程度越大，且達到極限程度的時間越短。b) 回復機理i. 低溫回復：點缺陷的遷移點缺陷密度降低ii. 中溫回復：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iii. 高溫回復：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過程中 點缺陷數(shù)量降低 ；位錯密度下降不多，但 位錯的分布有變化 ，處于應(yīng)變能低的狀況。c) 回復退火的應(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2

10、. (重點 )再結(jié)晶過程a) 再結(jié)晶特點i. 再結(jié)晶的驅(qū)動力是 儲存能；ii. 再結(jié)晶階段剩余儲能 全部釋放；iii. 加工硬化消除 ，可用于 再結(jié)晶退火 (中間退火 ) ；iv. 是形核與長大的過程，不改變晶體結(jié)構(gòu)。b) 再結(jié)晶形核再結(jié)晶晶核總是在塑性變形引起的 最大畸變處 形核。i. 晶界弓出形核 ( 塑性變形量 <40%)發(fā)生在晶界兩側(cè)位錯密度差異較大處；晶界向位錯密度高側(cè)弓出后，可使儲存能下降，形成無畸變的核心。ii. 亞晶長大形核 ( 變形量大且變形均勻 )1. 亞晶合并機制 (高層錯能金屬 )由于變形時有交滑移， 位錯密度相對低 ；亞晶通過各種作用合并，長大；亞晶界發(fā)展為大角

11、度晶界，能迅速遷移；晶界遷移時掃清前方位錯，留下無畸變的晶體成為再結(jié)晶核心。2. 亞晶移動機制 (低層錯能金屬 )變形時沒有交滑移， 位錯密度相對高 ；相鄰亞晶界位向差大，加熱時易遷移發(fā)展為大角度晶界；能迅速遷移，掃清前方位錯，留下無畸變的晶體成為再結(jié)晶核心。c) 再結(jié)晶晶核長大再結(jié)晶形核結(jié)束后，會進一步 長大。長大驅(qū)動力 為新晶粒與舊晶粒之間的應(yīng)變能差 。晶界背向其曲率中心方向移動 ，直到消耗完所有的畸變晶粒形成無畸變的等軸新晶粒時再結(jié)晶完成。d) 再結(jié)晶溫度再結(jié)晶溫度 ：指冷變形 金屬開始進行再結(jié)晶的最低溫度。工業(yè)定義 ：以經(jīng)過 大變形量 (70以上 ) 的冷變形金屬，經(jīng) 1h退火能完成再

12、結(jié)晶(轉(zhuǎn)變量 95) 所對應(yīng)的溫度定為再結(jié)晶溫度。最低再結(jié)晶溫度 ： ?再 = (0.350.4)?再結(jié)晶退火溫度比最低再結(jié)晶溫度高100200度。e) 影響再結(jié)晶溫度的因素總體影響規(guī)律：層錯能越高，則再結(jié)晶越容易，再結(jié)晶溫度越低。i. 變形程度增加冷塑性變形的程度可以降低再結(jié)晶溫度(最低為 0.4Tm) 。ii. 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。iii. 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。iv. 分散相 (第二相 )粒子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。v. 再結(jié)晶退火工藝

13、參數(shù)退火溫度愈高，再結(jié)晶速度愈快；極慢的加熱產(chǎn)生了大量的回復，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。f) 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。i. 變形度影響變形度很小時 ,金屬材料的晶粒仍保持原狀.(畸變能過小 )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 (210%) 。 (兩個峰值的曲線圖 P202 ) 變形度超過臨界變形度后，變形度越大，晶粒越小。ii. 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。3. 晶粒長大晶粒長大 ：指再結(jié)晶結(jié)

14、束 后，細小的 等軸晶 通過晶粒相互吞并 導致的長大的過程。a) 正常長大 (連續(xù)長大 )i. 晶界移動的 驅(qū)動力與界面能成正比，與晶界的曲率半徑成反比。ii. 晶界遷移的方向總是指向曲率中心；大晶粒逐漸吞并相鄰的小晶粒，晶界本身趨于平直化；三個晶粒晶界交角趨于120?。iii. ( 重點 )影響晶粒長大的因素總體影響規(guī)律：促進晶界遷移，則長大速度快。1. 溫度溫度越高，長大越快，且一定溫度下有一個極限尺寸。2. 雜質(zhì)與合金元素微量雜質(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。即分散相粒子的尺寸越小，再結(jié)晶的極限平均晶粒尺寸越小。4. 晶粒間位

15、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。b) 晶粒異常長大二次再結(jié)晶發(fā)生于變形度曲線的第二個峰值處， 驅(qū)動力為晶界能的降低 。? 二次再結(jié)晶與一次再結(jié)晶的區(qū)別：二次再結(jié)晶不是再結(jié)晶而是再結(jié)晶之后發(fā)生的不連續(xù)的晶粒長大；c) 再結(jié)晶退火后的組織i. 晶粒大小可用再結(jié)晶圖來避開晶粒粗大區(qū)，選擇超過臨界變形度但又不發(fā)生二次再結(jié)晶的變形度。ii. 再結(jié)晶織構(gòu)由于再結(jié)晶退火所產(chǎn)生的擇優(yōu)取向；與形變織構(gòu)可以相同或不同；大變形與高溫退火易促進再結(jié)晶織構(gòu)；產(chǎn)生各向異性。iii. 退火孿晶在低層錯能材料（Cu，奧氏體鋼）中出現(xiàn)；與形變孿晶機理不同，與

16、切變無關(guān)。、? 再結(jié)晶時的晶粒長大與再結(jié)晶后的晶粒長大的區(qū)別：二者的驅(qū)動力和晶界移動方向不同。再結(jié)晶時的晶粒長大的驅(qū)動力是儲存能的釋放，晶界移動方向背向曲率中心；再結(jié)晶后的晶粒長大是晶界能的降低的過程，晶界移動方向指向曲率中心。4. 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。5. 金屬的熱加工 (T>T 再)a) 特點：硬化與軟化同時存在，變形抗力小。b) 軟化機制：i. 動態(tài)回復 ：高層錯能金屬與合金 (Al 及其合金，純鐵等 )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

17、毀和位錯的重新分布。晶粒變形而亞晶粒為等軸狀。ii. 動態(tài)再結(jié)晶 ：低層錯能金屬 (Cu及其合金，奧氏體不銹鋼等 )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??；晶粒變?yōu)榈容S狀。c) 過程特點：熱變形結(jié)束后，還可發(fā)生進一步的(靜態(tài) )再結(jié)晶，消除儲存能；熱變形后快冷，可以保留較高位錯密度和細小晶粒，強度高于靜態(tài)再結(jié)晶組織；動態(tài)回復組織強度高于動態(tài)再結(jié)晶組織。d) (要點 )對組織與性能的影響i. 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。ii. 形成熱加工流線 (纖維組織 )及帶

18、狀組織特點：縱向 (沿纖維方向 )，塑性、韌性增加；橫向 (垂直纖維方向 )，塑性、韌性降低但抗剪切能力顯著增強；縱向具有最大的抗拉強度，橫向具有最大的抗剪切強度。應(yīng)用：流線沿零件輪廓分布不中斷；最大拉應(yīng)力方向沿流線；最大剪應(yīng)力方向垂直于流線。帶狀組織會引起各向異性，可由正火處理或控制變形在奧氏體單相區(qū)完成來消除。擴散過程固體中原子的運動方式包括 機械運動 (大量原子集體的協(xié)同運動 )以及熱運動 (熱振動和跳躍遷移 )。擴散：由大量原子的 熱運動 引起的物質(zhì)的宏觀遷移。1. 擴散概述擴散實質(zhì)是原子獲得足夠的能量以克服激活能，越過勢壘實現(xiàn)躍遷的過程。可能存在激活能不對等的情況：如部分雜質(zhì)偏聚于晶

19、界。2. 擴散的機制a) 空位擴散機制原子躍遷入附近的空位 (空位反方向躍遷 )；空位濃度越高，擴散越容易；升高溫度提高空位濃度，擴散加?。皇侵脫Q固溶體 以及固態(tài)單質(zhì) 中的原子擴散方式。b) 間隙擴散機制間隙原子躍遷入附近的晶格間隙 (間隙反方向躍遷 )；間隙濃度越高，擴散越容易；是間隙固溶體、間隙相與間隙化合物 中的間隙原子的擴散方式；間隙擴散激活能低于空位擴散激活能 (間隙固溶體更易擴散 )。3. (重點 )擴散的條件a) 擴散要有 化學位梯度 作為驅(qū)動力；b) 擴散原子要 相互固溶 ，不固溶無擴散；c) 擴散溫度要足夠高，足以克服勢壘 (激活能 )；d) 擴散時間要足夠長，長時間擴散才能

20、表現(xiàn)出宏觀定向遷移。4. 擴散的分類a)自擴散：無擴散物質(zhì)的濃度變化(純金屬、均勻固溶體、晶粒長大、再結(jié)晶)；b) 互擴散：有擴散物質(zhì)的濃度變化 (鋼的滲碳、滲氮 )；c) 下坡擴散 ：向濃度低處進行的擴散 (滲碳、均勻化退火 )；d) 上坡擴散 ：向濃度高處進行的擴散 (晶界偏聚，柯氏氣團 )；引起上坡擴散的因素：化學位梯度；彈性應(yīng)力作用；大的電場或溫度場的影響。擴散總是向 化學勢減小 的方向進行。e) 原子擴散 ：擴散中無結(jié)構(gòu)變化；f) 反應(yīng)擴散 ：擴散物質(zhì)濃度超過固溶體極限形成新相，有結(jié)構(gòu)變化；特點：二元合金經(jīng)反應(yīng)擴散的滲層組織中不存在兩相混合區(qū)，而且在相界面產(chǎn)生濃度突變，它對應(yīng)于該相在

21、一定溫度下的極限溶解度。5. 擴散定律a) 菲克第一定律單位時間內(nèi)通過垂直于擴散方向的單位截面積的擴散通量與濃度梯度成正比(只能用于 穩(wěn)定態(tài) 擴散 即濃度及濃度梯度均不隨時間變化的擴散 )。?J(擴散通量 ) = -D( 擴散系數(shù) )( 濃度梯度 )?擴散系數(shù)的物理意義：反映擴散的速度；相當于濃度梯度為1時的擴散通量；D值越大，則擴散越快。b) 菲克第二定律2? ?= ?2 (一維形式 )?c) 菲克定律的應(yīng)用i. 鑄件均勻化退火減小枝晶偏析枝晶中心成分偏析的振幅降低到 1%所需的退火時間為：2?t = 0.467( 表示枝晶間距 )?說明枝晶間距越小，擴散所需的時間越短。ii. 釬焊用于連接

22、兩種金屬，釬料熔點較低，釬料與母材可固溶、可相互擴散。釬焊時必須嚴格控制加熱溫度與保溫時間。6. (重點 )影響擴散的因素影響擴散系數(shù)的因素都影響擴散，增大擴散系數(shù)或降低激活能會促進擴散。a) 溫度：升溫增大擴散系數(shù)促進擴散；b) 固溶體類型 ：間隙原子在間隙固溶體中擴散系數(shù)大于置換固溶體中的置換原子；c) 晶體結(jié)構(gòu) ：致密度低的結(jié)構(gòu)中原子結(jié)合弱，擴散激活能不高，擴散系數(shù)大；d) 晶體缺陷 ：降低擴散激活能，增大擴散系數(shù)（晶界，位錯）；e) 化學成分 ：能提高熔點的合金元素加入增強原子結(jié)合，提高擴散激活能，減小擴散系數(shù)；與擴散元素形成更強結(jié)合的合金元素加入同樣減小擴散系數(shù)。鋼的熱處理熱處理 ：

23、將鋼在固態(tài)下 加熱到 預定的溫度 ,并在該溫度下 保溫一段時間 ,然后以一定速度冷卻到室溫的熱加工工藝。1. 固態(tài)相變 (特點與類型 ) 只有存在固態(tài)相變的合金才能進行熱處理a) 特點i. 相變阻力 大ii. 新母相的界面聯(lián)系共格或半共格時應(yīng)變能高,新相成凸透鏡或針狀( 片狀馬氏體 ,下貝氏體 ); 非共格界面的界面能高,新相成球狀 (珠光體 )iii. 慣習面和晶體學位向關(guān)系 (慣習關(guān)系 (K-S 關(guān)系 ,西山關(guān)系 )iv. 晶體缺陷對相變有 促進作用 (易形核 )v. 相變的階段性 (過渡相 )回火時馬氏體分解以及殘留A轉(zhuǎn)變形成的 -碳化物b) 類型i. 擴散型相變 (珠光體轉(zhuǎn)變 ,奧氏體

24、轉(zhuǎn)變 )ii. 非擴散型相變 (馬氏體轉(zhuǎn)變 )iii. 過渡型相變 (貝氏體轉(zhuǎn)變 )鋼的熱處理臨界溫度在加熱和冷卻時有滯后。(加熱時更高 ,冷卻時更低 )鋼的加熱轉(zhuǎn)變 (奧氏體化 )晶粒度 G： N=2 G-1N表示在 100倍下每平方英寸面積內(nèi)觀察到的晶粒個數(shù)。1. (重點 )奧氏體化的四個過程 ( 擴散型相變 )a) 奧氏體形核i. 溫度加熱至 A c1以上 ;ii. 需要系統(tǒng)存在 能量起伏 、結(jié)構(gòu)起伏 與濃度起伏 ;iii. 首先在 F與滲碳體 相界面上 形核 .b) 奧氏體長大i. 相界處形核的奧氏體界面向 F與 Fe3C相中推移，奧氏體晶核長大 ;ii. 是通過滲碳體溶解 ,碳在奧氏

25、體中的擴散和鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變而進行的.c) 剩余滲碳體的溶解d) 奧氏體成分均勻化與保溫時間有關(guān)。當奧氏體化溫度不高 (溫度過高晶粒粗大)，但保溫時間足夠長時 ,可以獲得極細小又均勻的奧氏體晶粒。2. 影響奧氏體形成速度的因素總體：促進擴散 (增大擴散系數(shù) )，加大相界面積a) 加熱溫度和保溫時間等溫處理溫度越高 ,A形成越快 ; 加熱速度越快 ,轉(zhuǎn)變會在高溫下進行 .b) 原始組織的影響原始組織越細小 ,相界面積越大 ,A形成越快c) 化學成分的影響碳含量越高 ,增大了相界面積 ,增大了 C在A中的擴散系數(shù)3. (重點 )奧氏體晶粒大小控制晶粒度 G: N=2G-1N表示在倍下每平方英寸面

26、積內(nèi)觀察到的晶粒個數(shù)100G=1-4，粗晶粒； G=5-8，細晶粒a) 加熱溫度與保溫時間加熱溫度越高 ,奧氏體晶粒越粗大.b) 加熱速度的影響加熱速度越快 ,過熱度越大 ,奧氏體起始晶粒越細小。生產(chǎn)應(yīng)用：快速加熱結(jié)合短時保溫 可得細小晶粒c) 鋼化學成分的影響i. 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 ;ii. 可形成化合物 (未溶 )的合金元素阻礙奧氏體晶粒長大 (Ti,V,Zr,Nb 等 )iii. 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d) 本質(zhì)晶粒度通常采用 930左右保溫 3-8小時后冷卻得到的 A晶粒大小。代表一

27、定條件下 A晶粒長大的傾向性。本質(zhì)粗晶粒鋼（ G=1-4 ）：容易過熱本質(zhì)細晶粒鋼（ G=5-8 ）：生產(chǎn)工藝易掌握鋼的冷卻轉(zhuǎn)變偽共析：快速冷卻到一定程度時可以不析出先共析相而直接得到珠光體。奧氏體 晶粒大小 與冷卻速度 影響先共析相的形態(tài)。1. 影響過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變因素 (影響 TTT 曲線形狀及位置 )a) 奧氏體成分i. 含碳量的影響共析鋼的孕育期最長，亞共析鋼和過共析鋼的C曲線均左移，但 B轉(zhuǎn)變線隨 C含量增大一直右移；含碳量越高 ,M s點與 M f 點越低。ii. 合金元素的影響除 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

28、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 C曲線的形狀b) 奧氏體狀態(tài)的影響奧氏體的 組織與成分越均勻 ,晶粒越細小 ,含有未溶第二相越多 ,過冷奧氏體越穩(wěn)定,等溫轉(zhuǎn)變的孕育期越長 .c) 拉應(yīng)力與塑性變形促進過冷奧氏體轉(zhuǎn)變2. (重點 )珠光體 (F+Fe 3C) 轉(zhuǎn)變a) 片狀珠光體i. 組織形態(tài)是 F與 Fe3C兩相層片式交替分布的組織 .層片間距與過冷度 T 成反比 ,珠光體轉(zhuǎn)變溫度越低 ,片間距越小珠光體 (A 1-650), 索氏體 (650-600), 托氏體 (600-550)ii. 形成機制F與 Fe3C兩相交替形核

29、長大或Fe3C分枝長大 ;碳原子從界面前方的A 中以及相鄰的F中不斷擴散到Fe3C處iii. 力學性能 (取決于珠光體的 層片間距 )層片間距越小 ,片狀 P強度與硬度提高 ,塑韌性提高 ;iv. 獲得方法：完全退火，正火 (P類組織 )b) 粒狀珠光體i. 組織形態(tài) (鐵素體 + 滲碳體顆粒 )是過共析鋼 ，高碳合金鋼 預備熱處理 (球化退火 )的正確組織 .冷卻轉(zhuǎn)變溫度越低，顆粒越細小ii. 形成機制過共析鋼加熱到 A+Fe 3C兩相區(qū)時有部分未溶的 Fe3C顆粒，冷卻時以此為核心形成 .iii. 力學性能 (取決于 Fe3C的顆粒大小 ) 顆粒越細小 ,強度越高iv. 獲得方法：不完全退

30、火c) 片狀與粒狀珠光體性能比較同樣含碳量片狀P強度高，粒狀P塑韌性好同樣強度粒狀P疲勞強度，綜合力學性能更好3. (重點 )馬氏體 (C在 -Fe中過飽和間隙固溶體 )轉(zhuǎn)變a) 晶體結(jié)構(gòu)低碳鋼和無碳合金體心立方碳含量較高鋼材 體心正方碳含量越高，正方度越大。b) 組織形態(tài)i. 板條馬氏體在低碳與中碳鋼中形成；奧氏體晶粒中有數(shù)個平行板條 (中間所夾殘余奧氏體薄層 )構(gòu)成的板條束 ,板條群 ;其亞結(jié)構(gòu)為 位錯胞 ， 又稱位錯馬氏體 。ii. 片狀馬氏體在高碳鋼中形成；空間形態(tài)呈凸透鏡狀，馬氏體片大小不一；隱晶馬氏體：最大的片狀馬氏體無法在光學顯微鏡下分辨。亞結(jié)構(gòu)為 孿晶 ， 又稱孿晶馬氏體 。i

31、ii. 影響馬氏體形態(tài)的因素C含量越低，馬氏體越多Ms 點越高，板條馬氏體越多(>1.0%) 。(<0.2%) ； C含量越高，Ms點越低，片狀c) 馬氏體性能高硬度 (C含量越高，硬度越高 )，高強度 (多種強化效應(yīng)疊加 ( 固溶，相變，時效，界面強化 ) )；韌性與亞結(jié)構(gòu)密切相關(guān)(板條狀亞結(jié)構(gòu)強而韌；孿晶亞結(jié)構(gòu) 硬而脆 )i.位錯馬氏體韌性好，淬火應(yīng)力小，可通過位錯運動緩解應(yīng)力集中；ii.孿晶馬氏體韌性差，淬火應(yīng)力大，局部應(yīng)力集中不易通過位錯運動緩解，易出現(xiàn)顯微裂紋。d) 馬氏體轉(zhuǎn)變特點i. 無擴散性；ii. 具有切變共格性；iii. 新相與母相間具有特定的慣習面及位向關(guān)系(K

32、-S關(guān)系，西山關(guān)系 )；iv. 轉(zhuǎn)變在一定溫度范圍內(nèi)進行；鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變必須以 連續(xù)冷卻 的方式進行，馬氏體 轉(zhuǎn)變量隨溫度下降而增大與等溫時間無關(guān) 。 轉(zhuǎn)變量不可能達到 100%( 轉(zhuǎn)變的不完全性 )。，v. 馬氏體轉(zhuǎn)變具有可逆性。e) 奧氏體的穩(wěn)定化i. 熱穩(wěn)定化因緩慢冷卻或在冷卻過程停留引起奧氏體穩(wěn)定性提高而使馬氏體轉(zhuǎn)變滯后的現(xiàn)象。ii. 機械穩(wěn)定化由于奧氏體在淬火過程中受到較大塑性變形或者受到壓應(yīng)力而造成的穩(wěn)定化現(xiàn)象。f) 獲得方法：淬火4. (重點 )貝氏體轉(zhuǎn)變 (中溫轉(zhuǎn)變 )半擴散型 相變 (有擴散，有切變共格 )a) 組織形態(tài)上貝氏體：羽毛狀(從 A 晶界向內(nèi)平行生長的條狀鐵素體與

33、其間斷續(xù)分布的碳化物)下貝氏體：竹葉狀(含 C過飽和的片狀鐵素體與內(nèi)部析出的微細碳化物)b) 轉(zhuǎn)變特點i. 是形核長大的過程過冷度小時 (上貝氏體 )，在 A 貧碳區(qū)的晶界上形核，長大速度受C原子在 A 中擴散速度控制；過冷度大時 (下貝氏體 )，在 A 晶粒內(nèi)形核，長大速度受C原子在 F中擴散速度控制。ii. 鐵素體以共格切變方式形成iii. 貝氏體中碳化物分布與形成溫度有關(guān) ( )c) 力學性能B強度受 F晶粒大小與碳化物數(shù)量影響。上貝氏體，兩相組織粗大， 強度低、脆性大下貝氏體，碳化物彌散程度高， F晶粒細小，強度高、韌脆轉(zhuǎn)變溫度較低。d) 魏氏組織的形成魏氏組織：從奧氏體晶界生長出來的

34、近于平行的或其他規(guī)則排列的針狀鐵素體或滲碳體以及其間存在的珠光體組織。i. 危害過熱導致 A 晶粒粗大時 ，形成粗大 F或 Fe3C并嚴重切割基體，會顯著降低強度與沖擊韌性；ii. 糾正方法A 化合理基礎(chǔ)上的正火、退火等。e) 獲得方法：淬火三種冷卻方式比較內(nèi)容珠光體轉(zhuǎn)變貝氏體轉(zhuǎn)變馬氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍高溫中溫低溫轉(zhuǎn)變上限溫度A 1(727)Bs(550)M s領(lǐng)先相滲碳體或鐵素體鐵素體無形核部位A晶界上貝氏體在晶界晶內(nèi)下貝氏體在晶內(nèi)是否存在點陣切變無有有是否存在 C原子擴散有有無轉(zhuǎn)變產(chǎn)物 -Fe+ 滲碳體 -Fe+ 滲碳體C在 -Fe中過飽和固溶體轉(zhuǎn)變完全性完全視轉(zhuǎn)變溫度不完全等溫轉(zhuǎn)變溫度越低，

35、其產(chǎn)物硬度越高。連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變 CCT 曲線1. 連續(xù)冷卻速度顯著影響連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變組織大于 (上 )臨界冷卻速度得到全部馬氏體組織。小于下臨界冷卻速度V c 得到全部珠光體組織.2.冷卻速度線接觸轉(zhuǎn)變中止線時停止轉(zhuǎn)變，剩余未轉(zhuǎn)變奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)镸 。3. 共析鋼與過共析鋼的 CCT 曲線中沒有貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū) 。4. 合金元素對 CCT 曲線的影響與 對C曲線的影響 類似。5.CCT 曲線在 C曲線的右下方，說明連續(xù)冷卻的轉(zhuǎn)變溫度更低，孕育期更長。6. C曲線的相切冷卻速度 V cc大約為 1.5倍 V c7. CCT 曲線應(yīng)用a) 預估淬火后鋼件的組織與性能b) 獲得真實的鋼的臨界淬火速度(合金鋼的臨

36、界冷卻速度遠小于相同碳含量的碳鋼 )c) 制定合理熱處理工藝規(guī)范鋼的熱處理工藝1. 退火 (預備熱處理 )退火 ：將鋼加熱到A c1以上溫度，保溫后緩慢冷卻 以獲得接近平衡狀態(tài)組織的熱處理工藝。a) 完全退火i. 將鋼件加熱到 A c3以上 20-30 ，完全奧氏體化 后，緩慢冷卻到 600度出爐空冷以獲得近于平衡組織的熱處理工藝。主要適用于亞共析鋼 。ii. 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。iii. 保溫時間與有效厚度成正比。iv. 完全退火的本質(zhì)是過冷奧氏體發(fā)生 珠光體類型 轉(zhuǎn)變。v. 可用等溫退火 (將完全 A化的鋼快冷到稍低于 Ar1 的溫度等溫，使

37、A轉(zhuǎn)變?yōu)?P后，再空冷至室溫) 替代。b) 不完全退火i. 將鋼加熱到 A c1A c3或 A c1Accm 之間保溫后緩慢冷卻，以獲得接近于平衡態(tài)組織的熱處理工藝。ii. 鋼發(fā)生不完全 A 化，不改變先共析相的形態(tài)。iii. 可降低亞共析鋼的硬度，消除應(yīng)力iv. 球化退火：使鋼中碳化物球化，獲得 粒狀珠光體 的一種熱處理工藝。適用于 共析鋼，過共析鋼 ，合金工具鋼 。加熱溫度為 A c1以上 20-30度，最終可得粒狀珠光體。目的是降低硬度，改善切削性，為淬火做準備。要求球化退火前的組織為細片狀珠光體，不能有滲碳體網(wǎng)存在，需要 正火消除網(wǎng)狀滲碳體。等溫球化退火：在A c1以上 2030，保溫

38、 4h后快冷到 Ar1 以下 2030，等溫36h，600 出爐空冷。c) 均勻化退火i. 將工件加熱到 略低于固相線 溫度 (A c3/A ccm以上 150300) 長時間保溫后緩慢冷卻 ，以消除化學成分不均勻現(xiàn)象的熱處理工藝。ii. 保溫時間： 1015hiii. 應(yīng)用： 消除枝晶偏析，均勻成分與組織iv. 均勻化退火后晶粒粗大，需用 完全退火 或正火糾正粗大組織。d) 去應(yīng)力 (回復 )退火i. 溫度： A c1以下，以 500-650加熱后緩慢冷卻。e) 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 ，保持適當時間，使 變形晶粒重新變?yōu)榫鶆虻容S晶粒 、消除加工硬化 的熱處理工藝。

39、2. 正火 (預備熱處理 )a) 將鋼加熱到 A c3/A ccm以上 3050 (合金鋼可用 100150 )，保溫后 空冷以得到珠光體類組織 的熱處理工藝。實質(zhì)是 完全 A化 +偽共析轉(zhuǎn)變 。b) 與完全退火相比：正火組織中 P更多更細小 ，且正火后 強度硬度更高 。c) 與淬火區(qū)別在于是否形成了發(fā)達的 M 組織。d) 應(yīng)用i. 消除熱加工缺陷 (粗大晶粒、帶狀組織、魏氏組織 )ii. 改善低碳鋼的切削加工性iii. 消除過共析鋼的網(wǎng)狀碳化物 ,便于球化退火iv. 提高普通結(jié)構(gòu)零件的機械性能3. 淬火淬火：將鋼加熱到 A c1或A c3之上，保溫一定時間后以 大于臨界冷卻速度 的冷卻方法冷

40、卻，以獲得 馬氏體或下貝氏體 組織的熱處理工藝。a) 淬火應(yīng)力熱應(yīng)力：截面溫差導致冷卻收縮不同步組織轉(zhuǎn)變應(yīng)力：截面溫差導致相轉(zhuǎn)變不同步而造成比體積差異會造成變形與開裂，選擇適當?shù)拇慊鸺訜釡囟?、淬火介質(zhì) 、淬火方法 可減小影響。b) 淬火加熱溫度 (為了得到細小均勻的奧氏體晶粒 )i. 亞共析鋼： A c3以上 3050( 完全 A 化，得到單相 A)ii. 過共析鋼： A c1以上 3050( 不完全 A化，得到 A+ 顆粒狀滲碳體 )應(yīng)得組織：隱晶馬氏體 + 粒狀碳化物 + 殘余奧氏體iii. 低合金鋼：通常 Ac3/A c1以上 50100iv. 高合金鋼：考慮合金元素加入的作用溫度更高c

41、) 淬火介質(zhì) (水、礦物油、融鹽 (堿)等)i. 水質(zhì)介質(zhì)：冷卻能力強，冷卻特性不好做碳鋼 的淬火介質(zhì)ii. 礦物油：冷卻能力比水差，低溫冷卻特性比水好做合金鋼 的淬火介質(zhì)iii. 鹽（堿）?。豪鋮s能力與油相仿做分級淬火與等溫淬火的介質(zhì)d) 淬火方法單液淬火 雙液淬火 分級淬火 等溫淬火e) 鋼的淬透性 (由過冷奧氏體的穩(wěn)定性決定 )i. 指 A化后的鋼淬火時獲得馬氏體的能力， 淬透層深度 用從工件表面至組織中獲得 半馬氏體 處的垂直距離來表示。ii. 淬透性曲線下降越平緩，鋼的淬透性越好。iii. 過冷奧氏體越穩(wěn)定， C曲線越靠右， V c越小，淬透性越好。iv. 合金鋼的淬透性優(yōu)于同樣含碳

42、量的碳鋼，淬火時可以采用緩和的冷卻介質(zhì)f) 淬透性的意義i. 淬透性好者，淬透層深，組織均勻性好，力學性能優(yōu)秀ii. 大截面、要求性能均勻者，選擇高淬透性材料iii. 選擇低淬透性鋼可以獲得表硬里韌的效果g) 等溫淬火 :獲得下貝氏體 組織 .4. 回火將淬火鋼在 A 1以下某一溫度 加熱保溫 1-2h后冷卻到室溫，獲得穩(wěn)定回火組織 的熱處理工藝。 (不完全 A 化)a)組織轉(zhuǎn)變i.馬氏體中碳原子偏聚 (<80100 )板條馬氏體中碳原子偏聚于位錯線附近的間隙位置片狀馬氏體中碳原子偏聚于特定晶面，增加畸變ii.馬氏體分解 (80-250 )1. 高碳馬氏體分解 (回火馬氏體：低碳相與彌散

43、的碳化物)雙相分解 (<125 )： - 碳化物附近為低碳,遠處為高碳 .單相分解 (>125 )：整個相的成分連續(xù)變化 ,馬氏體 ( 相 )含碳量持續(xù)降低、正方度減小 .2. 低碳馬氏體分解 (自回火 )>200 時，馬氏體析出滲碳體。iii. 殘余奧氏體轉(zhuǎn)變 (200300)iv. 碳化物的析出與轉(zhuǎn)變 (250400 ) (轉(zhuǎn)變組織：回火屈氏體 )主要是碳化物向穩(wěn)定碳化物轉(zhuǎn)變。1. 高碳馬氏體碳化物原位形核：碳化物直接轉(zhuǎn)變?yōu)樘蓟?；獨立形核長大：碳化物溶解并在其它位置重新形成碳化物。2. 低碳馬氏體的碳化物 (<0.2%)200以上不經(jīng)過相直接析出碳化物;析出位置可

44、在位錯纏結(jié)處 ( 細針狀 ) 、板條界處 ( 薄板狀 )v. 碳化物聚集長大與相的回復再結(jié)晶 (400-650 )(轉(zhuǎn)變產(chǎn)物：回火索氏體 ) 滲碳體球化，聚集長大 , 相回復再結(jié)晶，內(nèi)應(yīng)力消失。1. 球化 (平面球面 )；聚集長大 (小顆粒溶解，大顆粒長大 )2. 相的回復與再結(jié)晶相回復后：馬氏體位錯密度略降，在未再結(jié)晶的相基體上（板條或片狀）分布細小彌散的碳化物 (回火托氏體 )相再結(jié)晶后：馬氏體位錯密度顯著降低，相基體發(fā)生再結(jié)晶 (等軸狀)，連同細粒狀碳化物的組織 (回火索氏體 )b) (重點 )力學性能i. 強度與硬度： 隨回火溫度升高，強度和硬度降低1. 抗回火性：淬火馬氏體回火各階段

45、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)。達到相同回火硬度條件下，合金鋼比碳鋼回火溫度更高，韌性更優(yōu)秀2. 二次硬化性：在一定溫度回火后由于析出特殊碳化物導致的硬度再次增加的性質(zhì)。細小、彌散的碳化物二次硬化效果好。ii. 塑性和韌性：隨回火溫度提高，塑性提高，但韌性不是。iii. ( 重點 )回火脆性1. 第一類回火脆性 (250-400 )：不可消除脆性碳化物于板條界、孿晶界析出晶界處雜質(zhì)元素偏聚；不可逆，與回火后冷速無關(guān)，所有的鋼都有2. 第二類回火脆性 (450-650 )晶界脆性相的析出與回溶，雜質(zhì)元素晶界偏聚與回火后的冷速有關(guān)，脆性可逆，碳鋼無第二類回火脆性預防和減輕：控

46、制成分，細化 A 晶粒，回火后快冷，用 Mo ， W合金化iv. 回火產(chǎn)物與 A 冷卻產(chǎn)物比較1. M( 回 )比 M 脆性小，強度硬度基本相同；2. 同樣抗拉強度下 T( 回 )的塑性韌性更高，彈性極限最高3. S(回 )的塑性韌性更高，具有優(yōu)秀的綜合力學性能v. 回火溫度對淬火鋼力學性能的影響1. 300-400回火彈性極限最高；2. 低碳鋼 200回火具有高的強度與韌性3. 高碳鋼 200回火具有高的硬度，脆性減小4. 中碳鋼 500-600回火綜合力學性能優(yōu)秀c) (重點 )回火的種類 (珠索托馬 )i. 低溫回火（ 150250）回火馬氏體強硬耐磨，工具、刃具、齒輪、滾動軸承ii.

47、中溫回火（ 350500）回火托氏體彈性極限高，彈性元件、鍛模iii. 高溫回火（ 500650） (調(diào)質(zhì) =淬火 +高溫回火 ) 回火索氏體綜合力學性能優(yōu)秀，曲軸、連桿、主軸d) 回火的目的 :i. 穩(wěn)定組織、尺寸、性能ii. 消除或降低淬火應(yīng)力、降低脆性iii. 獲得適當?shù)牧W性能 .5.其它類型熱處理a) 鋼的形變熱處理將塑性變形和熱處理有機結(jié)合在一起的一種復合工藝。在提高鋼的強度改善塑性韌性 的同時簡化工藝、節(jié)省能源。i. 高溫形變熱處理 ：將鋼加熱至 Ac3 以上，在穩(wěn)定的 A 溫度范圍內(nèi)進行變形，然后立即淬火，使之發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變并回火以獲得需要的性能。此時發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶后的奧氏體晶

48、粒細小。ii. 低溫形變熱處理 ：將鋼加熱至 A 態(tài)，迅速冷卻至 Ac1點以下， Ms點以上過冷 A亞穩(wěn)溫度范圍進行大量塑性變形，然后立即淬火并回火至所需要的性能。過冷奧氏體低溫形變產(chǎn)生大量晶體缺陷和更多板條馬氏體b) 鋼的表面淬火使工件表面快速加熱到淬火溫度后迅速冷卻，使工件表面獲得淬火組織而心部仍保持淬火前的組織的熱處理工藝。 ( 表硬里脆 )i. 感應(yīng)加熱表面淬火： 利用感應(yīng)電流通過工件時產(chǎn)生的熱效應(yīng)使工件表面局部加熱獲得奧氏體，之后快速冷卻，獲得馬氏體組織的工藝。電流頻率越大，電流透入深度越小，實現(xiàn)表面淬火的效果越強烈加熱溫度：高于普通加熱淬火 30200；保溫時間：不保溫表面淬火的特

49、點：無氧化脫碳，淬火變形小表面硬度高、耐磨性好疲勞強度高生產(chǎn)率高，淬硬層深度易控制，易于自動化不適應(yīng)單件小批量生產(chǎn)ii. 鋼的化學熱處理： 將工件在特定的介質(zhì)中加熱、保溫，使介質(zhì)中的某些元素滲入工件表面，以改變其表層的 化學成分和組織 并獲得與 心部不同性能的熱處理工藝。1. 鋼的滲碳： 指將低碳鋼 件放入滲碳介質(zhì)中，在 900-950加熱保溫，使活性碳原子滲入鋼件表面并獲得高碳滲層的工藝方法。 常用氣體滲碳工藝路線：鍛造 正火 機械加工 滲碳 淬火 +低溫回火精加工 （滲碳鋼的一般處理工藝）2. 鋼的滲氮3. 鋼的滲硼熱處理工藝的選擇1. 按鋼種選擇a) 亞共析鋼預備熱處理：正火或完全退火，加熱至 A c3以上所得組織：珠光體類組織淬火：加熱至 A c3以上的完全淬火，得到淬火馬氏體 (板條 + 片狀 )?；鼗穑簻囟雀鶕?jù)所需硬度選用 ( 回火溫度越高硬度越低，塑性越好 )要求強度高可得到回火馬氏體要求塑性好可得回火托氏體要求