重庆大学金属与热处理(机械工业出版社)复习资料.

1、第一章 金属的晶体结构§1-1晶体的基本知识一、晶体与非晶体 1晶体 定义：内部质点按一定的几何规律呈周期性排列的物质。 特点：有固定的熔点；一般具有规则的外形；各向异性。 2、非晶体及其特性 定义：内部质点无规则地堆积在一起的物质。 特点：没有固定的熔点；各向同性。 3、联系：在一定条件下可互相转化。二研究晶体的方式：晶格、晶胞和晶格常数 1、晶格 假设原子为刚性小球，利用假想的几何线条连接起来构成的空间格架称之为晶格。 2、晶胞 最小的能够完全反映晶格特征的几何单元。 3、晶格常数 晶格的三维方向上的棱边长度。§1-2金属的晶体结构一、 金属的特性和金属键1、金属定义：

2、具有正的电阻温度系数的物质。 特性：导电性、导热性、延展性（塑性），具有金属光泽，不透明。 问：为什么金属具有良好的导热性？ 答：金属离子和自由电子的振动能够传递能量。 问：为什么金属具有良好的导电性？ 答：自由电子能够在外加电场的作用下做定向运动。 问：为什么金属具有良好的延展性？ 答：金属发生塑性变形时，金属原子产生滑动但由于自由电子的缘 故金属键不至于断裂。 问：为什么金属不透明且具有金属光泽？ 答：其一，自由电子能吸收可见光。其二，自由电子吸收可见光 跃迁到较高能级以后返回低能级时就把吸收的可见光能量以电 磁波的形式辐射出来。 问：问什么金属具有正的温度系数？ 答：温度升高后，金属离子

3、和自由电子的振动加快，使得自由电子 受到的运动阻碍增大，即电阻升高。 2、金属键 金属离子和自由电子的静电吸引力。只存在于金属单质中。二、金属中常见的晶格 1、体心立方晶格 晶胞含原子数 8X1/8+1= 2 例如 -Fe、Cr、W、Mo、V等 2、面心立方晶格 晶胞含原子数 8X1/8+6X1/2= 4 例如 -Fe、Al、Cu、Ag、Pb、Ni等 3、密排六方晶格 晶胞含原子数 12X1/6+2X1/2+3= 6 例如 Mg、Zn、Be、Cd等三、致密度及配位数致密度：晶胞中原子所占体积与该晶胞体积之比。 配位数：晶体结构中与任一原子最近邻且等距离的原子数。联系：都反映了原子排列的紧密程度

4、。 致密度 配位数体心立方 0.68 8面心立方 0.74 12密排六方 0.74 12四、晶面及晶向晶面：由一系列原子所构成的平面。晶向：任意两个原子之间所指的方向。联系：不同的晶面和晶向显示不同的力学性能和理化性能。表述不同晶面和晶向的原子排列情况及其空间的位向称为晶面指数和晶向指数。1、晶面指数求法 设坐标、求截距、取倒数，化整数，列（圆）括号。晶面族用 表示。2、晶向指数求法 设坐标、求截距，化整数，列方括号。晶向族用< >表示。注：所有相互平行的晶面（向）都具有相同的晶面（向）指数。 同一晶面（向）族里虽然晶面（向）的空间位向不同，但原子排列情况相同。 某一晶面 (hkl

5、) 与晶向 uvw 垂直满足：hu+kv+lw=0§1-3实际金属的晶体结构一、多晶体和亚组织单晶体：晶体内部的晶格位向是完全一致的晶体。具有各向异性。晶粒：外形不规则的小晶体。晶界：晶粒与晶粒之间的界面。多晶体：由许多晶粒组成的晶体。具有各向同性。亚组织：组成晶粒的小晶块。亚晶界：亚组织与亚组织之间的界面。二：晶体的缺陷1、点缺陷（空位、间隙原子、置换原子） 空间点阵上的原子以其平衡位置中心作热振动，总有一些原子能量偏大使其挣脱周围原子的束缚而偏离原来的位置，形成空位。这些原子迁移到晶格间隙中，称为间隙原子。而占据原来晶格原子平衡位置上的异类原子称为置换原子，。 点缺陷产生晶格畸变

6、，进而使晶体性能发生改变，如强度、硬度、电阻增加。2、线缺陷-位错 位错：晶体中某处有一列或若干原子发生了有规律的错排现象。 刃型位错：晶体的某一水平面上，多出了一个垂直的原子面，这个原子面像刀刃一样切入晶体，使晶体上、下两部分发生了错排现象。 螺旋位错：一个晶体的某一部分相对于其余部分发生滑移，原子平面沿着一根轴线盘旋上升，每绕轴线一周，原子面上升一个晶面间距。在中央轴线处即为一螺型位错。注：两者的异同点：同：位错线方向垂直于位错本身，晶体华裔方向、切应力方向与柏氏矢量b一致。异：刃型位错b垂直于位错线，螺型位错b平行于位错线；刃型位错有额外的半原子面，螺型位错无；刃型位错既有正应变也有切应

7、变，螺型位错只有正应变。位错密度：=L/V，其中L为该晶体中位错线的总长度，V为该晶体的体积。位错对金属的强度、断裂和塑性变形等起着决定性作用。3、面缺陷分为晶体表面与内界面（晶界、亚晶界等）。第二章 纯金属的结晶§2-1纯金属的冷却曲线和过冷现象通过热分析法可以测定过冷曲线，通过其可以看出结晶过程两个重要的宏观特征。（一）、过冷现象（直线T=Tn低于T=Tm）金属的实际结晶温度Tn低于理论结晶温度Tm的现象。过冷度：T=Tm-Tn0,原因：理论结晶温度时，晶体既可结晶又可熔化，处于动态平衡的状态，此时需要将温度进一步下降才能使晶体打破平衡顺利结晶。（二）结晶潜热（出现平台） 定义：

8、1mol物质发生相转变时吸收或放出的热量。当温度达到结晶温度Tn时，结晶潜热的释放补偿了散失到外界的热量。§2-2金属结晶的过程当T<Tm，经过孕育期之后，形成晶核并不断长大，同时又有晶核不断生成，当液态金属耗尽，结晶过程结束。总体分为形核与长大两个过程。纯金属结晶时。所结晶出的晶体和母体完全相同，这种结晶称之为同分结晶。 金属结晶过程示意图形核有两种方式：均匀形核和非均匀形核。（一）均匀形核：液相中各个区域出现新相的几率都是相同的形核方式。（二）非均匀形核：新相附着于某些杂质而优先在该区域结成晶核的形核方式。联系：均匀形核和非均匀形核是同时存在的，在实际金属和合金中，往往在不

9、到10的很小过冷度下就开始结晶了，并不需要均匀形核时那样大的过冷度。因此非均匀形核比均匀形核更重要，往往起优先的、主导的地位。§2-3金属结晶的热力学条件物质系统总是由自由能较高的状态向自由能较低的状态转变，从下图可以看出只有当T<Tm，液态金属才可以自发地转变为固态金属。§2-4金属结晶的条件：相起伏和能量起伏（一）长程有序：通常的固态金属属于晶体材料，其原子是规则排列的，称为长程有序。（二）短程有序：液态金属中原子做不规则运动，但在小范围内有些原子会呈现规则排列，称为短程有序。这些原子团是不稳定的，瞬时消失又瞬时出现。（三）相起伏：液态金属中短程有序原子团的不断变

10、化称之为相起伏。不同尺寸的相起伏出现的几率不同，尺寸大和尺寸小的相起伏出现的几率都很小，类似正态分布，温度越高，rmax越大，相起伏足够大时才能使晶胚形成晶核。（四）能量起伏：一定温度下，系统在宏观上自由能处于一定值，但在微观上有的地方高，有的地方低，此起彼伏，变化不定，这种微区内暂时偏离平衡能量的现象称之为能量起伏。在过冷的条件下，金属液体中晶胚的形成和增大，将引起系统自由能变化：一方面，转变为固态的那部分体积能引起自由能下降；另一方面，晶胚与液相之间增加的界面会造成自由能（表面能）增大。设单位体积自由能的下降为Gv (Gv < 0)，单位面积的表面能为；假设晶胚为球体，半径为r, 则

11、过冷条件下形成一个晶胚时，系统自由能的变化为：临界晶核过冷金属液体中的晶胚只有大于一定尺寸rk后才能稳定存在并继续长大，即晶胚成为了晶核。半径为rk的晶胚称为临界晶核. 随过冷度T增大，临界晶核半径减小。就是说，金属液体中有更多的晶胚可以成为晶核，即形核的几率增大。临界形核功由上图可以看出，形成临界晶核时自由能的变化Gk > 0，这说明形成临界晶核是需要能量的。形成临界晶核所需的能量Gk称为临界形核功。即，临界晶核形成时的自由能增加量等于其表面能的三分之一。这意味着液、固两相之间自由能的差值只能提供形成临界晶核所需表面能的三分之二，而另外的三分之一，即临界形核功Gk需要依靠液体中存在的能

12、量起伏来提供。形核率形核率是指在单位时间内，单位体积的金属液体中形成的晶核数。均匀形核的形核率主要受过冷度的控制，然而，过冷度的影响却是两个矛盾的方面：一方面随过冷度增大，rk和Gk减小，有利于形核；另一方面，随过冷度增大（温度降低），原子从液相向晶胚扩散的速率降低，不利于形核。非均匀形核的形核率还受固态杂质的结构、数量、形貌及其他一些物理因素（如过热度、搅拌或振动等）的影响。§2-5晶核长大决定晶体长大速度和长大方式的两个主要影响因素：（一）固液界面的微观结构光滑界面：界面上有近50%的位置为固相原子所占据。界面上的晶体的长大机制：二维晶核长大机制和螺型位错长大机制。 长大速度都很

13、小，所需过冷度较大。粗糙界面：界面上有近0%或100%为固相原子所占据。界面上的晶体的长大机制：连续长大机制。 长大速度大，所需的过冷度小。（二）固液界面前沿液体中的温度梯度正温度梯度液相中的随至界面的距离增加，温度上升，过冷度减小的温度分布状况。负温度梯度液相中的随至界面的距离增加，温度下降，过冷度增大的温度分布状况。晶体长大的方式： 平面状长大 解释：正温度梯度下，界面上局部微小区域有偶尔冒出而伸入到过冷度较小的L中时，它的长大会减慢，甚至停止，周围部分会赶上，冒出部分消失，LS界面始终保持平面状。 树枝状长大 解释：负温度梯度下，界面上局部微小区域

14、有偶尔冒出而伸入到L中时，T增加凸出部分生长加快，形成晶轴，同时这些晶轴还可产生二次晶轴形成树枝状形态。§2-6晶粒大小的控制一般来说，晶粒愈细，强度和硬度愈高，同时塑性和韧性也愈好。1、晶粒度衡量晶粒大小的尺度，常以晶粒的平均面积或平均直径来表示。 2、长大速度指单位时间内晶核向周围长大的平均线速度。影响晶粒大小的因素形核率的影响 形核率越大，晶粒越细。 长大速率的影响 长大速率越小，晶粒越细。 细化晶粒的方法 1、增加过冷度（图） 形核率N，长大速率G都随过冷度T的增加而增大。T越大，NG越大。使单位体积中的晶粒数目越多，故晶粒越细化。2、变质处理 在液态金属结晶前，加

15、入一些细小的变质剂，使结晶时的形核率N增加或降低长大速率G，这种方法称为变质处理。 3、附加搅拌、振动 搅拌、振动能使液态金属在铸模中运动，造成枝晶破碎，破碎的枝晶尖端又可起晶核作用。§2-7铸锭组织三个晶区（1）表面细晶区（2）柱状晶区（3）中心等轴晶区工业上常设法控制结晶条件，使性能良好的柱状晶所占的比例尽可能大些。影响柱状晶生长的因素（一）铸型的冷却能力铸型的导热能力越大，越有利于柱状晶的生成。铸型尺寸小则会在很大过冷度的情况下促进等轴晶区的发展。（二）浇注温度与浇注速度浇注温度或者浇注速度的提高，有利于柱状晶生成。（三）熔化温度熔化温度越高，越有利于柱状晶发展。铸锭缺陷缩孔又

16、分为集中缩孔和分散缩孔。液态金属转变为固态金属时体积会收缩，最后结晶的部分体积收缩得不到补充形成缩孔。气孔液态金属中或多或少溶有一些气体，如果气泡凝固过程中来不及上浮或者铸件表面已经凝固则气泡会被留在铸件内部从而形成气孔。夹杂物一类为外来夹杂物，主要为浇注过程中混入的耐火材料；另一类为内在夹杂物，主要为金属与气体形成的金属氧化物或其他金属化合物。第三章 二元合金的相结构与结晶§3-1基本概念合金：两种或两张以上金属，或金属与非金属，经熔炼、烧结或用其他方法组合而成的具有金属特性的物质。组元（元）：组成合金最基本的、独立的物质。一般来说，组元就是组成合金的元素。也可以是稳定的化合物。合

17、金系：由给定组元可按不同比例配制出一系列不同成分的合金，这一系列合金就构成一个合金系统，简称合金系。两组元组成的为二元系，三组元组成的为三元系等。相：合金中化学成分、晶体结构相同，并以界面互相分开的均匀的组成部分。组织：用肉眼或放大镜观察到的形貌图像称为宏观组织，用显微镜观察到的微观形貌称为显微组织。相是组织的基本组成部分。§3-2合金的相结构液态时，大多数合金的组元均能相互溶解，成为成分均匀的液体，因而可以认为只具有一个液相。固态时，组成合金的基本相按晶体结构特点可分为两大类：固溶体和金属化合物。、固溶体固溶体是溶质原子溶入固态的溶剂中，并保持溶剂晶格类型而形成的相。固溶体结晶时，

18、所结晶出来的固相成分也液相成分不同，这种结晶出的晶体与母体不同的结晶称为异分结晶。分类依据类别有序固溶体和无序固溶体置换固溶体和间隙固溶体固溶度有限固溶体和无限固溶体溶质原子与溶剂原子的相对分布有序固溶体和无序固溶体影响固溶度的因素：原子尺寸因素只有当|r溶剂-r溶质|/r溶剂不大于15%才能形成溶解度较大甚至是无限固溶体。电负性因素电负性：元素原子获得或吸引电子的相对倾向，同一周期，从左向右递增；同一族，从下向上递增。两元素间的电负性越相近，则形成的置换固溶体的固溶度越大。电子浓度因素电子浓度：晶体结构中价电子数与原子总数之比。固溶体的电子浓度有一极限值，超过此极限值，固溶体就会形成另外的新

19、相。固溶体相对于纯组元的变化表现在：1、晶格畸变对置换固溶体，溶质原子大于溶剂原子，晶格常数增大，反之减小。对间隙固溶体，晶格常数总是随着溶质原子的溶入而增大。晶格畸变使金属塑性变形阻力增大，从而提高其强度和硬度，这种强化称为固溶强化，是合金热处理强化的基本原理之一。2、偏聚与有序小范围内，若同种原子间结合力大于异种原子间结合力，溶质原子将成群地聚集在一起形成偏聚区;反之，将按一定规则呈有序排布，为短程有序。低于一定温度时，短程有序变为长程有序，获得有序固溶体（即超结构、超点阵）。固溶体的性能随着溶质含量的升高，固溶体的性能将发生明显改变，一般情况是：强度、硬度逐渐升高，而塑性、韧性有所下降，

20、电阻率逐渐升高，电阻温度系数逐渐下降等。、金属化合物当溶质含量超过固溶体的溶解度时，多余的溶质从固溶体中析出，但大多是与合金其它组元间发生相互作用，从而可能会形成新相，又称中间相，其晶格类型及性能不同于任一组元。金属化合物就是一种中间相。其中，除离子键、共价键外，金属键也参与作用，因而具有一定的金属性质，故称之为金属化合物。性能金属化合物一般具有复杂的结合键及晶体结构，并表现出有高熔点、高硬度及高脆性。当它以细小的尺寸、弥散地分布在合金中固溶体基体内时，可使合金得到强化，有效地提高其强度、耐磨性及高速切削性能，这种强化称为析出强化或弥散强化。分类金属化合物形成规律及结构特点，可以分为：正常价化

21、合物按原子价规律结合而成，成分固定，用分子式表示。如MnS、Mg2Sn等。一般是金属元素与4/5/6族元素组成，电负性差值较大。 电子化合物不遵守原子价规律，按照一定电子浓度比值形成。例如当电子浓度比为21/14时，具有体心立方结构，称为相；当电子浓度比为21/13时，具有复杂立方结构，称为相；当电子浓度比为21/12时，具有密排六方结构，称为相。间隙相和间隙化合物一般是原子直径rx较大的过渡族元素Fe、Cr、Mo、W。V与原子直径rM较小的非金属元素H、N、C、B组成。间隙相：rx/rM<0.59，具有简单晶体结构，如WC、Ti、VC等。间隙化合物：rx/rM>0.59，具有复杂

22、立方结构，如Fe3C、Cr7C3、Cr23C6d等。§3-3二元合金相图合金的结晶特点：不是恒温下进行，有一定结晶温度范围。熔点随成分、温度的变化而变化。相图：表示在平衡状态下，合金的组成与成分、温度、压力之间的关系的图解。二元合金的相图：一般为常压条件下获得，与温度和成分有关。常见的有二元匀晶相图、二元共晶相图和二元包晶相图等。分析：如Cu-Ni相图， 两点两线三区绘制：热分析法，如图相率：F=C-P+2，一般常压下，则为F=C-P+1F：平衡系统的自由度数，指平衡系统的独立可变因素，如温度、压力、成分等。C：平衡系统的组元数。P：平衡系统的相数。相率的应用：求Pmax，解释纯金属

23、和合金结晶时的一些差别：例如，纯金属C=1，结晶时固液两相共存P=2，此时F=0即要求结晶恒温。 合金C=2，结晶时固液两相共存P=2，此时F=1，即温度和成分只能同时变一个。 三相平衡时，P=3，F=0即温度和成分都固定。杠杆定律：用以求某一温度下固、液两相的含量。WL·ao= W·ob，或WL=ob/ab X100%，W=ao/ab X100%§3-4匀晶相图及其合金的结晶 二元匀晶相图：两组元在液态和固态均无限互溶时所构成的二元相图。具有这类相图的合金系主要有：Cu-Ni、Cu-Au、Au-Ag、Fe-Ni、W-Mo等。这类合金结晶时都是从液相中结晶出单相的

24、固溶体，这种过程称为匀晶转变。固溶体的平衡结晶过程如图，k合金在结晶过程中，随着温度的降低，液相成分将沿着液相线，由1点向4点变化，固相成分沿着固相线由1变至4，结晶终了时相(不管先生成的或后生成的)将都具有原合金的成分。这种变化只有在无限缓慢的冷却条件下，在固、液两相的内部及固、液两相之间的原子扩散都得以充分进行的条件下，才能实现。固溶体的不平衡结晶：晶内偏析（枝晶偏析）在实际铸造条件下，合金不可能无限缓慢冷却，般都冷却较快，此时由于合金内部尤其是固相内部的原子扩散来不及充分进行，会使先结晶出来的固相含镍量较高，后结晶出来的固相含镍量较低，对于某一个晶粒来说，则表现为先形成的心部含镍量较高，

25、后形成的外层含镍量较低。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。 因为固溶体的结晶般是按树枝状方式成长的，这就使先结晶的枝干成分与后结晶的分枝成分不同，由于这种偏析呈树枝状分布，故又称为枝晶偏析。右图为Cu-Ni合金的枝晶偏析显微组织。可以看出固溶体是呈树枝状的、先结晶的枝干富镍，不易腐蚀，故呈白色，而后结晶枝间富铜，易浸蚀因而呈暗黑色。晶内偏析的大小的影响因素：平衡分配系数K0（K0=C/CL）,K0<1时，K0越小偏析越大；K0>1时，K0越大偏析也越大。溶质原子的扩散能力，越大偏析越小。冷却速度，一般越大越严重。消除晶内偏析的方法：均匀化退火。区域偏析：大范围内的

26、化学成分不均匀的现象。有正偏析和负偏析之分。比重偏析：压、过共晶组织先共晶相由于密度与熔液相差较大而在液体来不及凝固时便上浮或下沉从而导致结晶后铸件上下化学成分不一致的现象。比重偏析的存在，也会降低合金的机械性能和加工工艺性能。为了减少或避免比重偏析的出现，在生产上常用的方法有：(1)加快铸件的冷却速度，使偏析相来不及上浮或下沉(2)对于初晶与液相比重差不太严重的合金，可在浇注时加以搅拌。(3)在合金中力对某些元素，使其形成与液相比重相近的化合物，并首先结晶成树枝状的骨架悬浮于液相中，从而阻止于随后结晶的偏析相的上浮或下沉。例如在锡基滑动轴承合金中加入铜，使其形成Cu6Sn5的骨架，就可以消除

27、该合金的比重偏析。区域提纯：由于固溶体是有选择的结晶，先结晶的晶体将溶质（杂质）排入熔化部分的液体中。如此当熔化区域走过一遍以后，圆棒的杂质就会富集与另一端，重复几次即可达到目的，这种方法就是区域提纯；从提纯的效果来看，熔化区域越短则提纯的效果越好；这是由于熔区较长时会将已经推迟到另一端的溶质重新熔化跑到低的一端。通常熔区长度不大于试样长度的1/10。成分过冷：凝固时由于溶质再分配造成固液界面前沿溶质浓度变化，引起理论凝固温度的改变而在液固界面前液相内形成的过冷。这种由固-液界面前方溶质再分配引起的过冷，称为成分过冷。由界面前方的实际温度和液相线温度分布两者共同决定。形成条件：一、固液界面前沿

28、溶质的富集引起的成分再分配；二、固液界面前方液相实际温度或温度梯度GL须达到一定值。在固相无扩散，液相有限扩散条件下的定向凝固过程中，保持平界面凝固的成分过冷判据为：其中GL为凝固界面前沿温度梯度，R为凝固速率，m为液相线斜率，K0为溶质平衡分配系数，C0为溶质浓度，DL为溶质扩散系数。不等式左边为工艺因素，右边为合金本身因素。GL、DL越小，R、m、C0越大，越有利于产生成分过冷；K0<1时K0越小，或K0>1时K0越大，则产生过冷的倾向也越大。随着成分过冷度从小变大，使界面成长形状从平直界面向胞状和树枝状发展。成分过冷的本质：、溶质富集使平衡结晶温度大为降低，减小了实际过冷度，

29、甚至阻碍晶体生长。、成分过冷使界面不稳定，将不能保持平面。§3-5共晶相图及其合金的结晶 二元共晶相图：两组元在液态时相互无限互溶，在固态时相互有限互溶，发生共晶转变，形成共晶组织的二元相图。如Pb-Sn、Pb-Sb、Ag-Cu、Pb-Bi等合金系。这类合金的液体在一定的温度，一定成分下同时结晶出两种一定成分的固相的反应，这种过程称为共晶转变。典型的二元共晶相图Pb-Sn相图相图分析：四线一点三区。 亚共晶合金：成分在cd之间的合金。液相线：adb 过共晶合金：成分在de之间的合金。固相线：acdeb 相：Sn溶于Pb中的固溶体。固溶体溶解度曲线：cf、eg 相：Pb溶于Sn中的固溶

30、体。共晶线：cde水平线 相和相合称为相组成物。共晶点：d单相区（紫色区）：L、两相区（绿色+黄色区）：L+、L+、+三相区（共晶线）：L+合金的结晶过程 成分： 01、L典型合金的结晶过程 12、L+ 23、 34、+ 4、+合金的结晶过程 成分： 01、L 11、L+ 12、Ldc+ecf+g ef+g 2、+ 共晶组织合金的结晶过程 成分： 01、L 12、L+ 22、L+ 23、c+ Ld（+） 3、+（+） 亚共晶组织 合金结晶过程与类似 23、e+ Ld（+） 3、+（+） 过共晶组织伪共晶由非共晶成分的合金所得到的共晶组织称为伪共晶组织。形成条件： 两组成具有相近的熔点 两组成熔

31、点差距悬殊过冷度或过冷速度控制在右图阴影区域。研究意义： 伪共晶组织具有较高的力学性能。另外，对解释不平衡组织很有帮助。离异共晶当先共晶相数量较多而共晶组织较少时，有时共晶组织中与先共晶相相同的那一相，会依附于先共晶相上生长，剩下的一相则单独存在于晶界处，从而使共晶组织特征消失，这种两相分离的共晶称为离异共晶。形成条件：成分控制在M点或N点附近。 §3-6包晶相图及其合金的结晶 二元包晶相图：当两组元在液态时无限互溶，在固态时形成有限固溶体，发生包晶反应时，所构成的二元相图。具有这种相图的合金系主要有：Pt-Ag、Sn-Sb、 Cu-Sn 、Cu-Zn等。这类合金结晶时都是在一定温度

32、下，由一定成分的液相和固相相互作用，形成中另一个一定成分的固相，这种过程称为包晶转变。典型的二元共晶相图Pb-Sn相图相图分析：四线一点三区。 液相线：adb 固相线：acedb 相：Ag溶于Pt中的固溶体。固溶体溶解度曲线：cf、eg 相：Pt溶于Ag中的固溶体。共晶线：ced水平线 共晶点：e单相区（紫色区）：L、典型合金的结晶过程两相区（绿色区）：L+、L+、+三相区（共晶线）：L+合金 合金 合金01、L 01、L 01、L12、L+ 12、L+ 12、L+ 22、L+e 22、L+e，剩 22、L+e，剩L 23、ef+g 23、， 23、L， 3、+ 3、+ 3、+§3-

33、7其他类型的二元合金相图形成稳定化合物的二元合金相图稳定化合物:指在熔化前后不发生分解的化合物。在相图中是根垂线，可看成一个组元，从而将相图看成由若干个简单相图组成固态转变主要有：固溶体的脱溶转变 固溶体的同素异形转变共析转变 有序-无序转变包析转变 磁性转变等第四章 铁碳合金§4-1铁碳合金的两个组元：纯铁渗碳体纯铁 铁具有多晶型性。在1538时结晶为-Fe，在1394时发生A4转变变为-Fe，在912时发生A3转变变为-Fe，在居里温度770发生A2转变（磁性转变），使T770的铁具有磁性。铁的步冷曲线如下：渗碳体 渗碳体是铁与碳形成的间隙化合物，C=6.69%。特点是硬而脆。在

34、230时发生A0转变，使T230的Fe3C磁性消失。从L中直接析出的渗碳体叫一次渗碳体，二次渗碳体是从奥氏体中析出的， 三次渗碳体是从铁素体中析出的。Fe3CIII数量极少, 往往予以忽§4-2铁碳相图分析三条水平线（红色粗线）：包晶线HJB 合金在平衡结晶过程中冷却到1495 时, B点成分的L与H点成分的 发生包晶反应, 生成J点成分的A。即： 0.09+L0.530.17共晶线ECF合金在平衡结晶过程中冷却到1148 时, C点成分的L发生共晶反应, 生成E点成分的A和Fe3C。即： L4.32.11+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。

35、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。共析线PSK合金在平衡结晶过程中冷却到727 时, S点成分的A发生共析反应, 生成P点成分的F和Fe3C。即： 0.770.0218+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。五个单相区（青色部分和DK线）从上至下：ABCD以上液相LAHNA固溶体区-相NJESGN奥氏体区-相GPQG 铁素体区-相DK线为渗碳体区-Fe3C相七个两相区（黄色和粉色部分）GS/ES/PQ线（深蓝色粗

36、线）GS线  是合金冷却时自A中开始析出F的临界温度线, 通常称A3线。   ES线  是碳在A中的固溶线, 通常叫做Acm线。      PQ线  是碳在F中固溶线。§4-3铁碳合金平衡组织根据Fe-Fe3C相图, 铁碳合金可分为三类：     (1) 工业纯铁 w(C)0.0218%     (2) 碳钢0.0218%< w(C)2.11%     

37、0;         亚共析钢 0.0218%<w(C)<0.77%            共析钢 w(C) = 0.77%            过共析钢 0.77%<w(C)2.11%     (3) 铸铁2.11%<w(C)<6.69

38、%             亚共晶白口铸铁 2.11%< w(C)<4.3%            共晶白口铸铁 w(C) = 4.3%            过共晶白口铸铁 4.3%< w(C)<6.69%§4-4含碳量对铁碳合金平衡

39、组织和性能的影响w(C)对平衡组织的影响引起相组成物中F、Fe3C的相对含量的变化室温下，铁碳合金由铁素体和渗碳体组成，从0%6.69%，随着w(C) 有w(F) w(Fe3C) 引起组织组成物的变化随着w(C) ，室温组织变化顺序为： FF+PPP+Fe3CP+Fe3C+LdLd（低温莱氏体）Ld+Fe3C3.引起组织形态的变化w(C)对力学性能的影响例如一次渗碳体呈长条状，二次渗碳体呈网络状，三次渗碳体呈小片状。w(C)强、硬度，塑、韧性 强度：先升后降（当w(C)1.0时，Fe3C呈连续网状使钢的脆性大大增加） 对白口铁的影响：脆性很大，强度很低,硬度、耐磨性很高&#

40、160;§4-5钢中的杂质元素及其影响Si 用作脱氧剂，但同时生成的SiO2易成为非金属夹杂物；一般含量低于0.5%，具有提高F强度的作用。Mn 用作脱氧剂和除硫剂，但同时生成的MnO和MnS易成为非金属夹杂物；当含量低于0.8%时，也具有提高F强度的作用。S 不利作用：由于FeS的严重偏析造成钢在热加工时的开裂引起热脆。有利作用：提高切削加工性。O 形成非金属夹杂物，破坏钢的基体的连续性。P 不利作用：由于P具有很强的固溶强化作用使得钢强度硬度提升而塑性韧性大大降低引起冷脆。有利作用：提高切削工艺性能，与Cu共存可显著提高钢的耐大气腐蚀能力。N 通过淬火时效和应变时效使刚强度硬度提

41、高，塑性韧性下降，为有害元素。为此可加入Al形成AlN减弱或完全消除时效现象。H 引起氢脆低于钢的极限强度的应力作用下的无征兆断裂，白点钢的内部产生的大量细微裂纹缺陷。使钢的塑性韧性下降。为此可在冶金时防止进入，去氢退火。§4-6钢锭的宏观组织及其缺陷根据冶炼时脱氧程度的不同，钢可分为沸腾钢、半镇静钢和镇静钢。镇静钢 完全脱氧的钢，w(O) 0.01%(一般常在0.002%0.003%)。通常注成上大下小带保温帽的锭型，浇注时钢液镇静不沸腾。由于锭模上部有保温帽(在钢液凝固时作补充钢液用)，这节帽头在轧制开坯后需切除，故钢的收缩率低，但组织致密，偏析小，质量均匀。优质钢和合金钢一般都

42、是镇静钢。镇静钢的主要缺陷有：缩孔、缩松、偏析和气泡等。沸腾钢 脱氧不完全的钢，浇注时钢水在锭模中放出大量一氧化碳气体，造成沸腾现象。与镇静钢比较，这种钢的收率大，成本低，表面质量好，但其内部质量不均匀。沸腾钢从表面到心部由五个带组成：坚壳带、蜂窝气泡带、中心坚固带、二次气泡带和锭心带。第六章 金属及合金的塑性变形与断裂问：为什么要探讨金属及合金的塑性变形？答：金属及合金经过压力加工变形后，不仅改变了其外形尺寸，而且其内部组织和性能也发生了变化。§6-1金属的变形特性工程应力-应变曲线 其中，应力和应变计算式为：F为载荷，A0为试样的原始截面积Lo为试样的原始标距长度，L为试样变形后

43、长度评定材料塑性的指标： 伸长率 断面收缩率 Lo、Lf分别为试样断裂前后的标距长度Ao、Af分别为试样断裂前后的截距面积不同的材料可能有不同的应力=应变曲线真应力-真应变曲线两曲线最大的不同是：真应力-真应变曲线对应的是瞬时荷载和瞬时截面积。其中，通常把均匀塑性阶段的曲线称为流变曲线，应力称为流变应力此阶段真应力t=Ktn ，K为常数n为加工硬化指数，n值越大则变形时的加工硬化效果越显著。大多数金属材料的n在0.1到0.5之间。金属的弹性变形弹性变形的实质：金属晶格在外力作用下产生的弹性畸变。在弹性变形阶段应力与应变呈线性关系，服从胡克定律：其中，E为正弹性模量，为正应变，G为切变模量，为切

44、应变。E和G表征了金属材料对弹性形变的抗力。§6-2单晶体的塑性变形 （滑移&孪生）在常温和低温下金属塑性变形主要依靠滑移的方式进行。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。滑移线:当滑移移出晶体表面时，在滑移晶面与晶体表面的相交处，即形成了滑移台阶，一个滑移台阶就是一条滑移线。台阶的高度，标志着滑移量的大小。滑移面：原子排列最紧密的面。滑移方向：原子排列最紧密的方向。滑移系：晶体的一个滑移面与一个滑移方向，组成一个滑移系。 三种常见金属结构的滑移系滑移的机制：当外力在某个滑移面的滑移方向上的分切应力达到某一临界值时，这一滑移系才能开始变形。当有许多滑移系时

45、，就要看外力在哪个滑移系上的分切应力达到最大，分切应力最大的滑移系先滑移。滑移的临界分切应力k：在滑移面上沿滑移方向开始滑移的最小分切应力。 外力在滑移方向上的分切应力：施密特定律：取向因子：k取决于金属的本性，不受和的影响s的取值：硬取向：或=90°，屈服强度s趋向于，意味着当滑移面与外力方向平行或者滑移方向与外力方向垂直的情况下不可能发生滑移。软取向：,=45°,滑移方向位于外力方向与滑移面法线所组成的平面上，取向因子达到最大值0.5，此时s最小，即以最小的拉应力就能使滑移发生。几何硬化：随着滑移的进行取向因子减小而出现的硬化。几何软化：随着滑移的进行取向因子增大而出现

46、的软化。多系滑移：当外力的取向使两个或以上的滑移系的分切应力均达到临界分切应力值时，这些滑移系可以同时开动而发生多系滑移。交滑移：两个或以上的滑移面沿一个方向进行滑移，使加工硬化效果逐渐下降。发生交滑移时会出现曲折或波纹状的滑移带。滑移的位错机制晶体的滑移不是刚性位移，而是利用金属中的位错进行的。这也是实际的k比理论的k要低得多的原因。常见的一种位错增殖机制：弗兰克-瑞德位错源机制晶体中的位错线呈网络状分布，相交的位错线具有固定不动的结点，只有位于滑移面上的位错线才能运动，当某一条位错线DD不在滑移面上而受到逐渐增大的分切应力作用时，将经历如下变化，最终形成一个位错环，继续增大就会不断有新的位

47、错环产生并在晶体表面上形成高达近1000个原子间距的滑移台阶。这就是弗兰克-瑞德位错增殖机制。如果所产生的大量位错在运动过程中受到阻碍，领先的位错在障碍物前被阻止，后续的位错被堵塞起来，结果会形成位错的平面塞积，并在障碍物前端形成高度的应力集中。如下图所示。塞积群在障碍物处产生的应力集中为=n0，其中n为塞积群数目，与至位错源的距离L成正比，0为滑移方向的分切应力。位错的交割：通常把位错彼此交叉通过的过程叫做位错的交割；割阶与原位错滑移面垂直的弯折，它阻碍原位错线的运动。如下图，交割的结果是位错线CD发生了弯折，mn即为割阶。当滑移不易进行时，常发生变形的另一种方式：孪生。孪生：晶体的一部分相

48、对于另一部分在切应力作用下沿特定晶面与晶向产生一定角度的均匀切变。孪生得到的晶体称为孪晶。某些面心立方金属再结晶退火后出现的孪晶组织称为退火（再结晶）孪晶，以便与形变孪晶区分。孪生变形时所需的切应力比滑移变形大得多。一些密排六方的金属如Cd、Zn、Mg等常发生孪生变形。体心立方及面心立方金属在形变温度很低，形变速率极快时也会通过孪生方式进行塑性变形。§6-3多晶体的塑性变形多晶体中每个晶粒变形的基本方式与单晶体相同，但是由于相邻晶粒之间的取向不同，以及晶界的存在，因而多晶体的变形既需克服晶界的阻碍，又要求各晶粒的变形相互协调与配合特点：各晶粒变形的不同时性、相互协调性和不均匀性。常温

49、下金属材料的屈服强度与晶粒直径的关系式：这是经验公式，称为霍尔-配奇公式。0为常数，反映晶内对变形的阻力，当于单晶体的屈服强度；K为常数，表征晶界对强度的影响程度。是细晶强化的理论指导。§6-4合金的塑性变形单相固溶体的塑性变形 单相固溶体中存在溶质原子，溶质原子对合金塑性变形的影响主要表现在固溶强化作用，提高塑性变形的阻力。不同溶质原子所引起的固溶强化效果有较大差别，固溶强化规律如下：在溶解度范围内，合金元素质量分数越大，溶质原子与溶剂原子尺寸、子数差别越大，固溶强化作用越大，另外间隙型溶质原子比置换型溶质原子具有更大的固溶强化作用。多相合金的塑性变形合金中两相性能相近两相含量差别不大，晶粒尺寸属同一数量级，且都为塑性相时，则合金的变形能力取决于两相的体积分数合金中两相性能差别较大1.硬而脆的第二相呈连续网状分布在塑性相的晶界上这种情况最恶劣，会使合金塑性与韧性急剧下