2022年材料科学基础复习总结 .pdf
晶体结构体心立方 bcc 面心立方fcc 密排六方hcp 原子数2 4 6 原子间距a 配位数8 12 12 致密度0.68 0.74 0.74 四面体间隙半径0.291R 0.225R 0.225R 八面体间隙半径0.154R 0.633R 0.414R 0.414R 四面体间隙数12 8 12 八面体间隙数6 4 6 晶向指数 UVW ，晶向族 ；晶面指数（ hkl ） ，晶面族 hkl ；六方晶系晶向指数 uvw u=（2U-V）/3 ，v=（2V-U）/3 ，t=- （u+v） ，w=W uvtw 空间点阵和晶体点阵：为便于了解晶体中原子排列的规律性，通常将实体晶体结构简化为完整无缺的理想晶体。若将其中每个院子抽象为纯几何点，即可得到一个由无数几何点组成的规整的阵列，称为空间点阵，抽象出来的几何点称为阵点或结点。由此构成的空间排列，称为晶体点阵；与此相应，上述空间点阵称为晶格。热过冷纯全属在凝固时,其理论凝固温度 (Tm) 不变, 当液态金属中的实际温度低于Tm时, 就引起过冷 , 这种过冷称为热过冷。成分过冷在固液界面前沿一定范围内的液相，其实际温度低于平衡结晶温度，出现了一个过冷区域，过冷度为平衡结晶温度与实际温度之差，这个过冷度是由于界面前沿液相中的成分差别引起的，称为成分过冷。成分过冷能否产生及程度取决于液固界面前沿液体中的溶质浓度分布和实际温度分布这两个因素。动态过冷度当界面温度 TiTm， 熔化速率 凝固速率时，晶核才能长大，这时的过冷度称为动态过冷度。即只有液固界面取得动态过冷度，才能使晶核长大。结构起伏液态金属中大量不停“游动”着的原子团簇不断地分化组合，由于“能量起伏”，一部分金属原子（离子）从某个团簇中分化出去，同时又会有另一些原子组合到该团簇中，此起彼伏，不断发生着这样的涨落过程，似乎原子团簇本身在“游动”一样，团簇的尺寸及其内部原子数量都随时间和空间发生着改变的现象。能量起伏液态金属中处于热运动的原子能量有高有低，同一原子的能量也在随时间不停地变化，时高时低的现象。均匀形核液相中各个区域出现新相晶核的几率都是相同的，是液态金属绝对纯净、无任何杂质，喝不喝型壁接触，只是依靠液态金属的能量变化，由晶胚直接生核的理想过程。临界半径非均匀形核液态金属中总是存在一些微小的固相杂质点，并且液态金属在凝固时还要和型壁相接触，于是晶核就可以优先依附于这些现成的固体表面上形成，需要的过冷度较小。临界半径非均匀形核的临界球冠半径与均匀形核的临界半径是相等的。晶核长大的微观结构：光滑界面和粗糙界面。晶粒大小的控制控制过冷度； 变质处理； 振动、搅动。表面细晶区的形成： 当液态金属浇入温度较低的铸型中时，型壁附近熔体由于受到强烈的激冷作用，产生很大的过冷度而大量非均质生核。这些晶核在过冷熔体中也以枝晶方式生长，由于其结晶潜热既可从型壁导出，也可向过冷熔体中散失，从而形成了无方向性的表面细等轴晶组织。柱状晶区的形成：在结晶过程中由于模壁温度的升高，在结晶前沿形成适当的过冷度，使表面细晶粒区继续长大（也可能直接从型壁处长出） ，又由于固 - 液界面处单向的散热条件（垂直于界面方向），处在凝固界面前沿的晶粒在垂直于型壁的单向热流的作用下，以表面细等轴晶凝固层某些晶粒为基底，呈枝晶状单向延伸生长，那些主干取向与热流方向相平行的枝晶优先向内伸展并抑制相邻枝晶的生长，在淘汰取向不利的晶体过程中，发展成柱状晶组织。中心等轴晶的形成： 内部等轴晶区的形成是由于熔体内部晶核自由生长的结果。随着柱状晶的发展，熔体温度降到足够低，再加之金属中杂质等因素的作用，满足了形核时的过冷度要求，于是在整个液体中开始形核。同时由于散热失去了方向性，晶体在各个方向上的长大速度是相等的，因此长成了等轴晶。固溶体与金属化合物的区别固溶体晶体结构与组成它的溶剂相同， 而金属化合物的晶体结构与组成它的组元都不同，通常较复杂。固溶体相对来说塑韧性好，硬度较低，金属化合物硬而脆。影响置换固溶体溶解度的因素原子尺寸因素； 电负性因素；电子浓度因素；晶体结构因素。相律相律 F=C-P+2压力为常数时F=C-P+1。F 为平衡系统的自由度数，C 为平衡系统的组元数，P 为平衡系统的相数。他的含义是：在只受外界温度和压力影响的平衡系统中， 它的自由度数等于系统的组元数和相数之差加上 2。杠杆定律 a r b LL=rb/ab100% 成分起伏液相中总会有某些微笑体积可能偏离液相的平均成分，这些微小体积的成分、大小和位置都是在不断地变化着，这就是成分起伏。枝晶偏析固溶体合金不平衡结晶的结果，使先后从液相中结晶出的固相成分不同，再加上冷速较快，不能使成分扩散均匀， 结果就使每个晶粒内部的化学成分很不均匀。先结晶的部分含高熔点组元较多，后结晶的部分含低熔点组元较多，在晶粒内部存在着浓度差别，这种在一个晶粒内部化学成分不均匀的现象，称为晶内偏析，又称枝晶偏析。宏观偏析在材料宏观范围内出现的成分不均匀偏析。铁素体与奥氏体铁素体是溶于-Fe 中的间隙固溶体，为体心立方结构，常用符号F 或表示。奥氏体是碳溶于 -Fe 中的间隙固溶体，为面心立方结构，常用符号 A 或表示。 碳溶于体心立方晶格-Fe 中的间隙固溶体，称为铁素体，以表示。奥氏体塑性很好，具有顺磁性。工业纯铁含铁量为C=99.8%99.9%，塑性和韧性很好，但其强度很低。渗碳体 Fe3C，含碳量为C=6.69%，可用 Cm表示，具有很高的硬度，但塑性差，低温下具有一定的铁磁性。单相区 5 个相图中有 5个基本的相，相应的有5个相区：液相区 (L) ABCD 以上区域固溶体区 AHNA 奥氏体区 ( ) NJESGN 铁素体区 ( ) GPQ(Fe3C) DFK直线以左渗碳体区两相区 7 个7 个两相区分别存在于两个相应的单相区之间：L+ AHJBAL+ BJECB L+Fe3CDCFD + HNJH + GPSG + Fe3C ESKFCE + Fe3C PQLKSP+ Fe3C+ 三相区 3 个包晶线水平线HJB(L+) 共晶线水平线ECF(L+Fe3C) 共析线水平线PSK(+ Fe3C) Fe-Fe3C相图中的特性点符号T / C % 说明A1538 0 纯铁的熔点B1495 0.53 包晶转变时液相成分C1148 4.30 共晶点D1227 6.67 渗碳体的熔点E1148 2.11 碳在 -Fe 中的最大溶解F1148 6.67 渗碳体的成分G912 0 纯铁 ?转变温度H1495 0.09 碳在 -Fe 中的最大溶解J1495 0.17 包晶点K727 6.67 渗碳体的成分N1394 0 纯铁 ?转变温度P727 0.0218 碳在 -Fe 中的最大溶解S727 0.77 共析点Q600 0.0057 600? C碳在 -Fe 中的溶解包晶转变发生在 1495（水平线 HJB ） ，反应式为： LB+HJ式中 L0.53含碳量为0.53%的液相；0.09含碳量为0.09%的固溶体；0.17含碳量为0.17%的固溶体，即奥氏体，是包晶转变的产物。含碳量在0.090.53%之间的合金冷却到1495时，均要发生包晶反应，形成奥氏体。共晶转变发生在1148（水平线 ECF ） ，反应式为： LCE+Fe3C 共晶转变的产物是奥氏体与渗碳体的机械混合物，称为莱氏体，用 Ld表示。凡是含碳量大于2.11%的铁碳合金冷却到 1148时，都会发生共晶反应，形成莱氏体。共析转变发生727（水平线 PSK ） ，反应式为： SP+Fe3C 共析转变的产物是铁素体与渗碳体的机械混合物，称为珠光体，用字母P表示。含碳量大于0.0218%的铁碳合金， 冷却至 727 时， 其中的奥氏体必将发生共析转变，形成珠光体。Fe-Fe3C相图中的 ES、PQ 、GS三条特性线也是非常重要的，它们的含义简述如下：ES 线（ Acm线）是碳在奥氏体中的溶解度曲线。奥氏体的最大溶碳量是在1148时，可以溶解2.11%的碳。而在 727时，溶碳量仅为 0.77%， 因此含碳量大于0.77%的合金，从 1148冷到 727的过程中，将自奥氏体中析出渗碳体，这种渗碳体称为二次渗碳体(Fe3CII)。PQ线是碳在铁素体中的溶解度曲线。727时铁素体中溶解的碳最多(0.0218%) ，而在200仅可以溶解710-7%C 。所以铁碳合金由727冷却到室温的过程中， 铁素体中会有渗碳体析出，这种渗碳体称为三次渗碳体(Fe3CIII) 。由于三次渗碳体沿铁素体晶界析出，因此对于工业纯铁和低碳钢影响较大；但是对于含碳量较高的铁碳合金，三次渗碳体（含量太少）可以忽略不计。GS线（A3线）是冷却过程中，奥氏体向铁素体转变的开始线；或者说是加热过程中，铁素体向奥氏体转变的终了线（具有同素异晶转变的纯金属，其固溶体也具有同素异晶转变，但其转变温度有变化）。纯铁、钢、白口铁1. 纯铁含碳量 95% 转变量）的温度。扩散机制：空位扩散机制、间隙扩散机制固态金属扩散条件： 扩散要有驱动力、 扩散原子要固溶、温度要足够高、时间要足够长。下坡扩散：沿着浓度降低的方向进行的扩散，使浓度趋于均匀化。如铸锭（件）的均匀化退火、渗碳等过程。上坡扩散：沿着浓度升高的方向进行的扩散，使浓度发生两极分化。例如奥氏体向珠光体转变。反应扩散： 通过扩散使固溶体的溶质组元浓度超过固溶体浓度极限而形成新相的过程称为反应扩散或相变扩散。反应扩散所形成的新相，既可以是新的固溶体，也可以是各种化合物。扩散驱动力：扩散的驱动力不是浓度梯度，而是化学位梯度。此外，在温度梯度、应力梯度、表面自由能差以及电场和磁场的作用下，也可以引起扩散。扩散激活能：固态扩散是原子热激活的过程，固态原子从原来的平衡位置跃迁到相邻的平衡位置所必需的能量称为扩散激活能。影响扩散的因素： 温度、键能和晶体结构、 固溶体类型、晶体缺陷、化学成分。菲克第一、二定律：如果扩散系数与浓度C 、距离 x 无关，则第二定律可以写为共析钢的加热转变从铁碳相图中看到， 钢加热到 727 （状态图的PSK线，又称 A1 温度）以上的温度，珠光体转变为奥氏体。这个加热速度十分缓慢，实际热处理的加热速度均高于这个缓慢加热速度， 实际珠光体转变为奥氏体的温度高于A1，定义实际转变温度为Ac1。Ac1高于 A1，表明出现热滞后，加热速度愈快，Ac1愈高，同时完成珠光体向奥氏体转变的时间亦愈短。共析碳钢 （含 0.77%C ）加热前为珠光体组织，一般为铁素体相与渗碳体相相间排列的层片状组织，加热过程中奥氏体转变过程可分为四步进行第一阶段：奥氏体晶核的形成。由Fe-Fe3C状态图知：在 A1温度铁素体含约0.0218%C ，渗碳体含 6.69%C，奥氏体含 0.77%C。在珠光体转变为奥氏体过程中，原铁素体由体心立方晶格改组为奥氏体的面心立方晶格，原渗碳体由复杂斜方晶格转变为面心立方晶格。所以，钢的加热转变既有碳原子的扩散，也有晶体结构的变化。基于能量与成分条件， 奥氏体晶核在珠光体的铁素体与渗碳体两相交界处产生，这两相交界面越多，奥氏体晶核越多。第二阶段：奥氏体的长大。奥氏体晶核形成后，它的一侧与渗碳体相接，另一侧与铁素体相接。随着铁素体的转变（铁素体区域的缩小），以及渗碳体的溶解（渗碳体区域缩小），奥氏体不断向其两侧的原铁素体区域及渗碳体区域扩展长大，直至铁素体完全消失，奥氏体彼此相遇，形成一个个的奥氏体晶粒。第三阶段：残余渗碳体的溶解。由于铁素体转变为奥氏体速度远高于渗碳体的溶解速度，在铁素体完全转变之后尚有不少未溶解的“残余渗碳体”存在，还需一定时间保温，让渗碳体全部溶解。第四阶段：奥氏体成分的均匀化。 即使渗碳体全部溶解，奥氏体内的成分仍不均匀，在原铁素体区域形成的奥氏体含碳量偏低， 在原渗碳体区域形成的奥氏体含碳量偏高，还需保温足够时间，让碳原子充分扩散，奥氏体成分才可能均匀。珠光体转变为奥氏体并使奥氏体成分均匀必须有两个必要而充分条件：一是温度条件，要在Ac1以上加热，二是时间条件，要求在Ac1以上温度保持足够时间。在一定加热速度条件下，超过Ac1的温度越高，奥氏体的形成与成分均匀化需要的时间愈短；在一定的温度（高于 Ac1）条件下，保温时间越长，奥氏体成分越均匀。还要看到奥氏体晶粒由小尺寸变为大尺寸是一个自发过程，在 Ac1以上的一定加热温度下，过长的保温时间会导致奥氏体晶粒的合并，尺寸变大。相对之下，相同时间加热， 高的加热温度导致奥氏体晶粒尺寸的增大倾向明显大于低的加热温度的奥氏体晶粒长大倾向。奥氏体晶粒尺寸过大（或过粗）往往导致热处理后钢的强度降低，工程上往往希望得到细小而成分均匀的奥氏体晶粒，为此可以采用：途径之一是在保证奥氏成分均匀情况下选择尽量低的奥氏体化温度；途径之二是快速加热到较高的温度经短暂保温使形成的奥氏体来不及长大而冷却得到细小的晶粒。晶粒度：工程上把奥氏体晶粒尺寸大小定义为晶粒度，并分为 8 级， 其中 14 级为粗晶粒，5 级以上为细晶粒，超过 8级为超细晶粒。影响奥氏体晶粒大小的因素：加热温度和保温时间、加热速度、钢的化学成分、钢的原始组织。钢在冷却时的转变：钢在奥氏体化后的两种冷却方式：等温冷却方式、连续冷却方式珠光体转变及其组织在温度 A1以下至 550左右的温度范围内， 过冷奥氏体转变产物是珠光体， 即形成铁素体与渗碳体两相组成的相间排列的层片状的机械混和物组织。在珠光体转变中， 由 A1以下温度依次降到鼻尖的550左右，层片状组织的片间距离依次减小。根据片层的厚薄不同，这类组织又可细分为三种。第一种是珠光体， 其形成温度为A1650，片层较厚，一般在 500 倍的光学显微镜下即可分辨。用符号“P ”表示。第二种是索氏体， 其形成温度为650 600，片层较薄，一般在 8001000 倍光学显微镜下才可分辨。用符号“S”表示。第三种是屈氏体， 其形成温度为600 550，片层极薄，只有在电子显微镜下才能分辨。用符号“T”表示。实际上，这三种组织都是珠光体，其差别只是珠光体组织的“片间距”大小，形成温度越低，片间距越小。这个“片间距”越小，组织的硬度越高，屈氏体的硬度高于索氏体，远高于粗珠光体。珠光体转变过程奥氏体转变为珠光体的过程也是形核和长大的过程。当奥氏体过冷到A1 以下时，首先在奥氏体晶界上产生渗碳体晶核，通过原子扩散，渗碳体依靠其周围奥氏体不断地供应碳原子而长大。同时，由于渗碳体周围奥氏体含碳量不断降低，从而为铁素体形核创造了条件，使这部分奥氏体转变为铁素体。由于铁素体溶碳能力低精选学习资料 - - - - - - - - - 名师归纳总结 - - - - - - -第 2 页，共 5 页（0.6% ）三类。合金钢按合金元素的含量又可分为低合金钢（合金元素总量10% ）三类。合金钢按合金元素的种类可分为锰钢、铬钢、硼钢、铬镍钢、硅锰钢等。二、按冶金质量分类按钢中所含有害杂质硫、磷的多少，可分为普通钢（S%0.055%，P% 0.045%） 、优质钢（ S% 、P% 0.040%）和高级优质钢（ S% 0.030%，P% 0.035%）三类。此外，按冶炼时脱氧程度，可将钢分为沸腾钢（脱氧不完全）、镇静钢（脱氧较完全）和半镇静钢三类。三、按用途分类按钢的用途可分为结构钢、工具钢、特殊钢三大类。结构钢又分为工程构件用钢和机器零件用钢两部分。工程构件用钢包括建筑工程用钢、桥梁工程用钢、船舶工程用钢、车辆工程用钢。 机器用钢包括调质钢、 弹簧钢、滚动轴承钢、渗碳和渗氮钢、耐磨钢等。这类钢一般属于低、中碳钢和低、中合金钢。工具钢分为刃具钢、量具钢、模具钢。主要用于制造各种刃具、模具和量具， 这类钢一般属于高碳、高合金钢。特殊性能钢分为不锈钢、耐热钢等。这类钢主要用于各种特殊要求的场合，如化学工业用的不锈耐酸钢、核电站用的耐热钢等。四、按金相组织分类按钢退火态的金相组织可分为亚共析钢、共析钢、过共析钢三种。按钢正火态的金相组织可分为珠光体钢、贝氏体钢、马氏体钢、奥氏体钢等四种。在给钢的产品命名时，往往把成分、质量和用途几种分类方法结合起来。如碳素结构钢、优质碳素结构钢、碳素工具钢、高级优质碳素工具钢、合金结构钢、合金工具钢、高速工具钢等合金元素在钢中的作用合金元素在钢中可以两种形式存在：一是溶解于碳钢原有的相中，另一种是形成某些碳钢中所没有的新相。在一般的合金化理论中，按与碳亲合力的大小，可将合金元素分为碳化物形成元素与非碳化物形成元素两大类。常用的合金元素有以下几种：非碳化物形成元素：Ni、Co、Cu、Si 、Al、N、B；碳化物形成元素：Mn 、Cr、Mo 、W 、V、Ti、Nb、Zr。此外，还有稀土元素，一般用符号Re表示。合金元素对钢中基本相的影响钢的编号钢种分类编号原则钢种举例常用热处理应用举例碳钢普通碳钢Q表示屈服点的字母，用最低屈服强度数值表示Q235A 钢筋优质碳钢优质碳素结构钢两位数字代表含碳量的万分数45 调质或正火小轴精选学习资料 - - - - - - - - - 名师归纳总结 - - - - - - -第 3 页，共 5 页（优质）碳素工具钢T表示碳素工具钢，数字代表含碳量的千分数T13 淬火后低温回火锉刀铸铁灰口铸铁HT表示灰口铸铁，数字表示最小抗拉强度HT150 端盖球墨铸铁QT表示球墨铸铁，第一组数字表示最小抗拉强度，第二组数字表示最低延伸率QT600-3 调质曲轴蠕墨铸铁RuT表示蠕墨铸铁，数字表示最低抗拉强度RuT420 可锻铸铁KT表示可锻铸铁，第一组数字表示最低抗拉强度，第二组数字表示最低延伸率KTH350-06 桥梁合金钢合金结构钢低合金结构钢数字表示含碳量的万分数，化学元素符号表示主加元素，后面的数字表示所加元素的百分数16Mn 桥梁渗碳钢20Cr 渗碳后淬火、低温回火活塞销调质钢40 Cr 调质进气阀弹簧钢55Si2Mn 淬火后中温回火汽车板簧滚动轴承钢G表示滚动轴承钢，数字表示含碳量的千分数GCr15 淬火后低温回火轴承内圈易切削结构钢Y表示易切削结构钢，数字表示含碳量的万分数Y30 调质切削加工生产线合金工具钢刃具钢数字表示含碳量的千分数，化学元素符号表示主加元素，后面的数字表示所加元素的百分数9SiCr 淬火后低温回火丝锥碳含量0.71.4% ，主加碳化物形成元素W 、Cr、V 、Mo W18Cr4V 高温淬火后三次回火铣刀模具钢数字表示含碳量的千分数，化学元素符号表示主加元素，后面的数字表示所加元素的百分数Cr12 整体调质， 表面氢化冷冲模5CrMnMo 淬火后多次回火热锻模特殊性能钢不锈钢1Cr18Ni9Ti 固溶处理医疗器械耐热钢1Cr11MoV 调质锅炉吊钩耐磨钢ZGMn13 水韧处理挖掘机的铲斗晶体缺陷包括： 1. 点缺陷：空位间隙原子造成的晶格畸变比空位严重。 2. 线缺陷：位错：刃型位错，螺旋型位错。面缺陷：晶界和亚晶界。刃型位错： 1. 有一额外半原子面。 2. 位错线具有一定宽度的细大晶格畸变管道。即有正应变和切应变。3. 位错线与滑移方向相垂直，位错运动方向与滑移方向平行。螺旋型位错： 1. 没有额外半原子面。2. 螺旋形位错是一个具有一定宽度的细大晶格畸变管道。只有切应变。3.位错线与滑移方向平行，位错运动方向与位错线垂直。滑移：晶体中一部分相对于另一部分晶体沿一定的滑移面和滑移方向所做的切变过程。滑移系：一个滑移面和该面上的一个滑移方向合起来组成的。加工硬化：金属随着变形量的增加强度硬度升高，塑性韧性降低的现象。细晶强化：用细化晶粒增加晶界， 提高金属强度的方法。作用：提高材料的强度，改善材料的塑性和韧性。固溶强化：由于固溶体中存在着溶质原子，使得合金的强度硬度提高而塑性韧性有所下降的现象。机制：1. 在固溶体中溶质与溶剂原子半径差所引起的弹性畸变，与位错之间产生的弹性交互作用，对在滑移面上运动着的位错，有阻碍作用。 2. 在位错线上偏聚的溶质原子对位错的钉扎作用。弥散强化：借助粉末冶金的方法，将第二相粒子加入基体面，起强化作用；当过饱和固溶体进行过时效处理时，可以得到与基体非共格的析出相，此时位错也是以绕过机制通过障碍。形变织构：由于金属塑性变形，使晶粒具有择优取向的组织。伪共晶：在不平衡结晶条件下，成分在共晶点附近的亚共晶或过共晶合金，也可能得到全部共晶组织。这种非共晶成分的合金所得到的共晶组织。离异共晶：在先共晶相数量较多，而共晶组织甚少的情况下，有时共晶组织中，与先共晶相同的那一相会依附与先共晶相上先长，剩下的另一相则单独存在于晶界处，从而使共晶组织的特征消失，这种两相分离的共晶组织称为离异共晶。热加工：指在再结晶温度以上的加工过程。冷加工：指在再结晶温度以下的加工过程。动态再结晶：在热加工过程中，边加工边发生在金属内部同时的回复再结晶。特点： 1. 在稳态，晶粒成等轴状，包括被位错纠缠所分割的亚晶粒。 2. 晶界迁移速度慢。静态回复和静态再结晶：在随后的冷却过程中发生的回复与再结晶。晶粒长大：随着加热温度的升高或保温时间延长，晶粒之间就会互相吞并而长大的现象。包括正常长大和反常长大（二次再结晶） 。晶粒长大的驱动力：晶粒长大前后总的界面能差。影响因素： 1. 温度越低，长大速度越快。2. 杂质及合金元素。 3. 第二相质点。 4.相邻晶粒的位向差。反常长大：少素晶粒具有特别大的长大能力，逐步吞噬掉周围的大量小晶粒，其尺寸超过原始晶粒的几十倍或上百倍，比临界变形后形成的再结晶晶粒还要粗大得多的过程。再结晶退火的目的：降低硬度，提高塑性，恢复并改善材料性能。影响因素：变形程度和退火温度。再结晶织构：金属在再结晶退火形成的织构。避免措施： 1. 适当变形度，较低退火温度，较短保温时间。2. 两次变形，两次退火。退火：形变金属的组织和性能在加热时，逐渐发生变化，向稳定态转变的过程。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，即在再结晶晶粒形成前，所产生的某些亚结构和性能变化过程。温度越高，回复程度越大。目的：使金属内部缺陷数量减少，储存能降低。高温回复： 1. 较高温回复时，不仅原子有很大的活动能力，而且位错也开始运动起来：同一滑移面上的异号位错可以相互吸引而抵消。2. 温度更高时，位错不但可以滑移，而且可以攀移，发生多边化。多边化：冷变形后，金属加热时，原来处在滑移面上的位错，通过滑移和攀移，形成与滑移面垂直的亚晶界的过程。驱动力：弹性应变能的降低。再结晶：冷变形后的金属加热到一定温度，或保温足够长时间，在原来的变形组织中产生了无畸变的新晶粒，位错密度显著降低，性能也发生显著变化，并恢复到冷变形水平的过程。驱动力：预先冷变形所产生的储存能的降低。再结晶温度的影响因素：1. 金属变形度越大，储存能越大，驱动力越大， 再结晶温度越低。 2. 金属的纯度越高，再结晶温度越低。 3. 形变金属的晶粒越细小，再结晶温度越低。 4.一定的加热速度和保温时间，可以降低再结晶温度。再结晶与同素异构转变的区别：1. 相同部分：都经历形核与长大。不同点：再结晶前后各晶粒的晶格类型不变，成分不变；同素异构改变发生了晶格的改变。固态金属的扩散机制：1. 空位扩散机制：温度越高，空位浓度越高，扩散越强烈。2. 间隙扩散机制：原子尺寸越小，扩散越强烈。驱动力：化学位梯度。发生扩散的满足条件： 1.扩散驱动力。 2. 扩散原子固溶。3. 温度足够高。 4. 时间足够长。上坡扩散：沿着浓度升高的方向发生的扩散。反应扩散： 通过扩散使固溶体的溶质组元浓度超过固溶体极限而形成新相的过程。特点：1. 在界面处产生浓度梯度。 2. 二元系的扩散层中每一层都为单相层。起始晶粒度：将钢加热到临界温度以上，奥氏体边界刚刚相互接触时的晶粒大小。实际晶粒度：钢在具体热处理中，获得的实际奥氏体晶粒大小。本质晶粒度：标准试验方法，930 度正负 10，加热保温三小时，侧得的晶粒大小。影响奥氏体晶粒大小的因素：1. 加热温度越高，保温时间越长，晶粒大小越大。 2. 加热速度越大， 过热度越大，形核度增加大于长大速度，晶粒越小。3.一定含碳量的时候，碳含量越高，晶粒长大倾向越大，超过一定含碳量，相反。 4.原始组织越细小，碳的弥散度越大，晶粒越细小过冷奥氏体：在临界温度以下存在且不稳定的，将要发生转变的奥氏体。片状珠光体通过球化退火工艺得到粒状珠光体的方法：1. 将钢奥氏体化，通过控制奥氏体温度和时间，使奥氏体的碳浓度分布不均匀，或保留大量未溶渗碳体质点，并在 A1 温度线以下较高温度范围内缓冷。2. 将钢加热到略低于 A1温度长时间保温。形成片状珠光体的驱动力：铁素体和渗碳体之间相界面的减少。伪共析体：偏离共析成分的亚共析钢或过共析钢，过冷到伪共析区所形成的全部珠光体组织。马氏体转变： 钢从奥氏体状态快速冷却抑制其扩散性分解，在较低温度下，低于MS点发生的无扩散形相变。钢中的马氏体有两种结构：体心立方和体心正方，其中体心正方在含碳量较高的钢中出现。临界淬火速度 : 淬火获得全部马氏体组织的最小冷却速度。板条状马氏体： 特点：一条条细条状组织，条与条之间，以小角度分开，束与束之间以大角度分开。片状马氏体：双凸透镜状，存在大量的显微裂纹。这两种不同形状的马氏体形成因素主要取决于奥氏体中碳含量和转变开始温度MS. 含碳量小于0.2%，全部板条状马氏体，大于1% ，全部片状。碳对马氏体晶格的固溶强化：间隙原子碳处于a 相晶格的扁八面体间隙中， 造成晶格的正方畸变而形成一个应力场，该应力场与位错发生强烈的交互作用，从而提高马氏体强度的现象。相变强化：马氏体转变时，在晶体内造成密度很高的晶格缺陷，无论板条状马氏体中的高密度位错，还是片状马氏体中的孪晶，都阻碍位错运动，从而使马氏体强化的现象。马氏体转变的特点： 马氏体转变无扩散性， 切变共格性，具有特定的惯习面和位相关系，在一个温度范围内进行，可逆。马氏体转变动力学的主要形式变温和等温转变两种。钢在珠光体转变温度以下，马氏体转变温度以上的温度范围内，过冷奥氏体将发生贝氏体转变，又称中温转变。（F+C组成的机械混合物）特点：扩散，有共格的转变600-350 度 上贝：由许多从奥氏体晶界向晶内平行生长的条状铁素体和在相邻铁素体条间存在的断续的，短杆状的渗碳体组成的。Ms-350 度下贝：黑丝针叶状， 双凸透镜状， 高密度位错。B转变特点：形核与长大过程 B 中铁素体的形成是按M转变机制进行的 B 中碳化物的分布与形成温度有关。回火：将淬火钢加热到低于临界点A1 的某一温度保温一段时间，使淬火组织转变为稳定的回火组织，然后以适当的方式冷却到室温的一种热处理工艺。残余奥氏体 （200-300 度） ：高温区回火时， 先析出碳化物，随后分解为珠光体。低温区回火时，将转变为贝氏体。回火 S：淬火钢在500-600 度回火得到的回复或再结晶S的铁素体的粗粒状渗碳体饿机械混合物。调质处理：淬火加高温回火，获得回火S组织的复合热处理工艺。回火组织：回火M ：在低温回火（ 150-250 度） ，屈服极限大大加强，硬度也大大增大，主要用作工具钢。精选学习资料 - - - - - - - - - 名师归纳总结 - - - - - - -第 4 页，共 5 页回火 T：在中温回火（ 350-500 度） ，在板条状或片状成相基底上弥散析出细球化渗碳体的复合组织。弹簧回火 S：高温回火（ 500-600 度） ，等球状下的基底上弥散析出粗球状渗碳体的复合组织。回火稳定性： 淬火钢在回火时抵抗强度和硬度下降的能力。回火脆性： 淬火钢回火时的冲击韧度并不是总是随回火温度升高时单调地增大，有些钢在一定的温度范围内回火时，其冲击韧度显著下降的脆化现象。250-400 温度范围内出现的回火脆性低。450-650 温度范围内出现的回火脆性高，又叫可逆回火脆性。再结晶退火： 把冷变形后的金属加热到再结晶温度以上保持适当的时间，使变形晶粒重新转变为均匀等轴晶粒，同时消除加工硬化和残余内应力的热处理工艺。( 当钢处于临界冷变形度6%-10% ，采用正火或完全退火) 正火：将钢加热到Ac3(或 Acm)以上适当温度，保温以后在空气中冷却得到珠光体类组织的热处理工艺。（实质上完全奥氏体化加伪共析转变）主要应用以下几个方面：1）改善低碳钢的切削加工性能。2）消除中碳钢的热加工缺陷。3）消除过共析钢的网状碳化物，便于球化退火。4）提高普通结构件的力学性能淬火：将钢加热到临界点AC3或 AC1以上一定温度，保温后大于临界冷却速度的速度冷却得到M （或下B ）的热处理工艺。目的：使奥氏体化后的工作获得尽量多的 M ，然后配以不同温度回火获得各种需要的性能。工作变形或开裂的原因：淬火过程中在工件内由于热胀冷缩产生的内应力造成的。内应力： 1、热应力：工件加热或冷却时由于内外温差导致热胀冷缩不一致而产生的内应力。前期：零件表面承受拉应力，心部承受压应力。后期：心部受拉应力，表面受压应力。 2. 组织应力：工件冷却过程中，由于内外温差造成组织转变不同时，引起内外比体积的不同变化而产生的内应力。组织应力引起的残留应力在热应力正好相反，表面为拉应力，心部为压应力。退火：将钢加热到临界点AC1以上或以下温度，保温以后随炉缓慢冷却以获得近于平衡状态组织的热处理工艺。目的: 均匀钢的化学成分及组织，细化晶粒，调整硬度，消除内应力和加工硬化，改善钢的成型及切削加工性能，并为淬火做好组织准备。完全退火：将钢件或钢材加热到AC3以上 20-20 度，保温足够长时间，使组织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，主要用于亚共析钢。等温退火：将A 化后的钢较快地冷至稍低于A1 温度等温，使 A转变为 P ，再空冷至室温，则可大大缩短退火时间的退火方法。不完全退火 : 将钢加热到 AC1到 AC3 （亚共析钢）或AC1到 ACM （过共析钢）之间，经保温后缓慢冷却，以获得近于平衡组织的热处理工艺。目的：主要为了获得球化珠光体，消除内应力，降低硬度，改善切削加工性能，又称球化退火。均匀化退火（扩散退火） ：将钢锭或铸件，锻坯加热到略低于固相线温度下，长时间保温然后缓慢冷却以消除化学成分不均匀现象的热处理工艺。目的：消除铸锭或铸件在凝固过程中产生的枝晶偏析及区域偏析，使成分和组织均匀化。去应力退火： 为了消除铸件锻件焊接件及机械加工工件中的残留内应力，以提高尺寸稳定性，防止工件变形和开裂，在精加工或淬火之前将工件加热到AC1以下某个温度，保温一定时间，然后缓慢冷却的热处理工艺回火的目的：减少或消除淬火应力，保证相应的组织转变，提高钢的韧性和塑性，获得硬度强度，塑性韧性的适当配合，以满足各种用途工件的性能要求。低温回火： 150=250.回火马氏体，用于刀具量具，滚动轴承，渗碳体及高频表面淬火工件。中温回火： 350-500. 回火 T，主要用于各种弹簧零件及热锻模具。高温回火： 500-650. 回火 S，适用于中碳结构钢，或低合金钢制作的重要的机械零件。过热：工件在淬火加热时，由于温度过高，或者时间过长，造成奥氏体晶粒粗大的缺陷。过烧：淬火加热温度太高， 使奥氏体晶界出现局部融化，或者发生氧化的现象。钢从奥氏体状态冷却至MS点以下所用的冷却介质，叫做淬火介质。介质冷却能力越大，冷却速度越快，越容易超过钢的临界淬火速度，工件越容易淬硬，淬硬层深度越深水，盐水，碱水以及各种矿物油矿物油的优点：低温区的冷却速度比水小很多，可大大降低淬火工件的组织应力，减少工件变形开裂的倾向方法： 1. 单液淬火法：将加热到奥氏体状态的工件放入某种淬火介质中，连续冷却至介质温度的淬火方法，适用于形状简单的碳钢和合金钢工件（采用预冷淬火法）2. 双液淬火法： 将加热到奥氏体状态的工件先在冷却能力较强的淬火介质中冷却至接近MS点温度时，再立即转入冷却能力较弱的淬火介质中冷却，直至完成马氏体转变。3. 分级淬火法：将奥氏体状态的工件，首先淬入温度略高于钢的 MS点的盐浴中保温， 当工件内外温度均匀后，再从浴炉中取出，空冷至室温，完成马氏体转变（适用于尺寸较小的工件，如刀具量具和要求变形很小的精密工件）精选学习资料 - 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