合工大机械工程材料教案

绪论一.本课程的性质《机械工程材料》课程是机械设计制造及自动化专业的一门必修课，是一门重要的技术基础课。计划讲课：26学时，实验：6学时，学分：2个。大家知道不管是服装设计师，还是家用电器设计师，以及各种机械设备、汽车、船舶、飞机和军用装备设计师，在他们精心设计出自己的作品后，都需要选用恰当的材料来制造，从而保证制成的产品具有最佳形貌和性能。如果选材不当，将会使所设计制造出产品，不能发挥出最佳性能，并可能导致其使用寿命大大降低；或因选材不当，导致成本太高，失去其应有的市场竞争力。所以，从事机械设计与制造的各类工程技术人员，都必须对其经常使用的各类材料有一定的了解。工程材料：主要是指机械、船舶、建筑、化工、交通运输、航空航天等各项工程中经常使用的各类材料。工程材料主要包括金属材料和非金属材料两大类，金属材料又可分为黑色金属材料和有色金属材料两类，黑色金属材料主要指各类钢和铸铁，有色金属材料主要指铝及铝合金、铜及铜合金以及滑动轴承合金等；非金属材料包括高分子材料、陶瓷材料和复合材料等。当今社会科学技术突飞猛进，新材料层出不穷，而且使用量也不断增加，但到目前为止，在机械工业中使用最多的材料仍然是金属材料。金属材料长期以来得到如此广泛应用，其主要原因是，因为它具优良的使用性能和加工工艺性能。金属材料的使用性能：机械性能（如强度、硬度、塑性、韧性等），物理性能（如导电、导热、电磁、膨胀等），化学性能（如抗氧化性、耐腐蚀性等）。金属材料的加工工艺性能：铸造性能（如流动性、收缩性等），锻造性能（如压力加工成型性等），切削加工性能（如车、铣、刨、磨的切削量，光洁度等），焊接性能（如熔焊性、焊缝强度、偏析等），热处理性能（如淬透性、回火稳定性等）。由于不同的材料具有不同的性能，因此它们的应用场合也就不同。如在航天工业中铝及铝合金得到了广泛应用，是因为铝合金具有重量轻强度高的特性。而在电子工业中银、铜、铝得到了广泛的应用,是因为它们具有优良的导电性。在机械工业中，由于机械产品在使用过程中，主要承受各种力的作用。因此，主要要求所使用的金属材料具有良好的机械性能，而碳钢和合金钢具备上述性能要求，所以得到了广泛应用。金属材料具有良好的机械性能，是由它的成分和内部结构与组织所决定的。金属材料的结构：是其晶体结构的简称，它指的是构成金属材料的质点（如分子、原子或离子等）的具体组合状态、结合方式和排列情况。金属材料的组织：是指用显微镜所观察到的金属材料内部的组成形貌，故也称为显微组织。由于每一个机械工程技术人员，在设计和制造机械产品过程中，都要与工程材料打交道，特别是要与各种金属材料打交道；要想合理的选择和使用金属材料，就必须搞清楚金属材料的成分、结构、组织与性能之间的关系及其变化规律，也就是应该努力学好本课程。《工程材料》课程就是为了使非材料专业工程技术人员，对各类工程材料有所了解而开设的，目的就是为了使他们具备一定的正确选择和合理使用材料的基础。二.课程的主要内容本课程共设12章，可分为五个部分：1.金属学部分：是本书的1~4章为金属学基础知识，主要介绍金属材料的基本现象、基本概念和材料的组织与性能的变化基本规律，它是合理选择、正确使用、以及强化金属材料的理论基础。它主要包括金属材料的结构、结晶过程、塑性变形、回复与再结晶，以及二元合金相图、铁碳合金相图等；这一部分是随后两部分的直接基础。2.热处理部分：是本书的第5章，主要包括钢的热处理原理与工艺两方面，本章着重阐述钢在不同工艺条件下的组织转变规律，并在此基础上，介绍改善与强化钢的组织与性能的常用热处理工艺，为合理使用热处理做准备。3.金属材料部分：是本书的6~8章，这部分主要结合金属学与热处理基本知识，较全面地介绍常用金属材料的牌号、成分、组织与性能特点及用途，为正确选用金属材料打基础。它主要包括合金钢、铸铁、有色金属及合金等。以上三部分是本课程的重点，其中5~8章更是全书重点。4.非金属材料部分：是本书的9~11章，这部分主要包括高分子材料、陶瓷材料和复合材料，由于讲课学时少，只能简单介绍上述几类材料的结构、组织与性能特点，为初步了解有关非金属材料的基础知识，打一点基础。5.材料的机械性能及机械零件的失效与选材分析部分：是本书的第12章，主要介绍材料的常用机械性能指标，和机械零件的失效形式、原因与分析方法，以及选材的原则和典型零件的选材与工艺分析。本教材按编者安排全书讲课共需36学时，实验4学时。这与我校实际教学计划相差较大，故在教学过程中只能对各章节进行适当删减和压缩。为了尽量保证课程体系的完整性，我们重点介绍1~8章内容，9~12章内容根据教学进度与时间，只作简单介绍。

三.学习目的与要求1.了解和掌握所学工程材料方面的基本理论和基本知识。

2.了解和掌握各类工程材料的牌号、成分，组织与性能之间的相互关系及其变化规律。

3.能正确选择常用工程材料，合理制订其生产工艺流程。

第一章

金属的结构和结晶§1.1几个基本概念和金属的特征一.金属材料金属材料是指金属元素与金属元素，或金属元素与少量非金属元素所构成的，具有一般金属特性的材料，统称为金属材料。金属材料按其所含元素数目的不同，可分为纯金属（由一个元素构成）和合金（由两个或两个以上元素构成）。合金按其所含元素数目的不同，又可分为二元合金、三元合金和多元合金。大家知道物质按其形态不同，可分为固体、液体和气体。而固体又可分晶体和非晶体。

二.晶体组成固态物质的最基本的质点（如原子、分子或离子）在三维空间中，作有规则的周期性重复排列，即以长程有序方式排列。这样的物质称为晶体。如：金属，天然金刚石，结晶盐，水晶，冰等

三.非晶体：组成固态物质的最基本的质点，在三维空间中无规则堆砌。这样的物质称为非晶体。如：玻璃，松香等。晶体通常又可分为金属晶体和非金属晶体，纯金属及合金都属于金属晶体，其原子间主要以金属键结合，而非金属晶体主要以离子键和共价键结合。如：食盐NaCl（离子键），金刚石（共价键）都是非金属晶体。

四.金属键金属键是金属原子之间的结合键，它是大量金属原子结合成固体时，彼此失去最外层子电子（过渡族元素也失去少数次外层电子），成为正离子，而失去的外层电子穿梭于正离子之间，成为公有化的自由电子云或电子气，而金属正离子与自由电子云之间的强烈静电吸引力（库仓引力），这种结合方式称为金属键，见P2页图1-1。

五.金属特征金属材料主要以金属键方式结合，从而使金属材料具有以下特征：1.良好的导电、导热性：自由电子定向运动（在电场作用下）导电、（在热场作用下）导热。2.正的电阻温度系数：即随温度升高，电阻增大，因为金属正离子随温度的升高，振幅增大，阻碍自由电子的定向运动，从而使电阻升高。3.不透明，有光泽：自由电子容易吸收可见光，使金属不透明。自由电子吸收可见光后由低能轨道跳到高能轨道，当其从高能轨道跳回低能轨道时，将吸收的可见光能量辐射出来，产生金属光泽。4.具有延展性：金属键没有方向性和饱和性，所以当金属的两部分发生相对位移时，其结合键不会被破坏，从而具有延展性。

§1.2晶体结构不管是金属晶体还是非金属晶体，其晶体结构如何，与组成晶体的物质质点（可以是原子、分子或离子，也可以是原子群，分子群或离子群的中心）的具体排列方式和规律有关。科技工作者一般是用晶体结构模型进行描述。

一.晶体结构模型按晶体结构模型提出的先后，可将晶体结构模型分为球体模型、晶格模型和晶胞模型。1.晶体的球体模型就是把组成晶体的物质质点，看作为静止的刚性小球，他们在三维空间周期性规则堆垛而成，见P3页图1.3（a）。该模型虽然很直观，立体感强，但不利于观察晶体内部质点的排列方式。针对这一缺陷科技工作者进一步提出了晶体的晶格模型。2.晶体的晶格模型1)空间点阵将组成晶体的物质质点，进一步抽象为几何点，这些几何点在三维空间周期性、规则地排列成的阵列，称为空间点阵或布喇菲点阵；而这些几何点称为阵点或结点。2)晶体的晶格模型用假想的平行直线将阵点联结起来，就构成了晶体的晶格模型，也称空间格子，简称晶格。见P3页图1.3（b）。显然用抽象了的晶格模型来研究晶体结构就方便多了。3)晶体的晶胞模型简称为晶胞。由于晶体的特点是，原子在三维空间有规则的周期性重复排列。因此，可以从晶格模型中取出一个具有代表性的最基本的结构单元，来研究晶体结构的特征。这个能够反映晶格结构的最基本的结构单元就称为晶胞。见P3页图1.3（c）。由于晶胞中原子的排列规律，能够完全代表晶格中原子的排列规律，所以晶胞在三维空间的重复堆砌便构成了晶格。因此可以说，晶胞就是构成晶格的细胞。利用晶胞来反映晶体中原子的排列方式和特征，将更为方便。所以在研究晶体结构时，都是取它的晶胞进行研究。反映晶胞的参数：由于不同的晶体其晶格结构不同，故取出的晶胞也不相同。为了反映各晶胞的特征，通常以晶胞的某一顶角为坐标原点，以x、y、z为晶轴，见图1.3(c).用晶格常数（点阵常数）和晶轴夹角来反映晶胞的特征。a.晶格常数：为晶胞各棱边长度，用a、b、c表示，称为点阵常数，单位用nm或埃1Å=10–8cm（1nm=10-9m）b.晶轴夹角：为晶胞各棱边间夹角，用α、β、γ表示。当某一晶胞的晶格常数a=b=c，α=β=γ=900时，该晶胞称为立方晶胞。4)晶系与空间点阵a.晶系：是晶体分类的一种方式，具有相同晶胞特征参数的晶体属于同一晶系。根据晶胞特征参数的不同，晶体可分为七大晶系：见P4页表1.1，即三斜、单斜、正交、正方、六方、菱方、立方晶系。b.晶系与空间点阵：根据每个阵点具有相同的周围环境（距离、位向），法国晶体学家布喇菲用数学方法首先证明，空间点阵只能有14种，它分属上述七个晶系，见P4页图1.4或表1.1。其中有7种为简单晶胞，7种为复杂晶胞或复合晶胞。简单晶胞只在其平行六面体的八个顶角上有阵点，属于该晶胞的阵点数为1。因为晶胞顶角上的每一个阵点属于八个相邻晶胞所共有（即8x1/8=1）。而复合晶胞除在八个顶角上有阵点外，还在其体心、面心（每个面的中心），或底心（上下底面的中心）有阵点，所以这种晶胞的阵点数≥2。由于空间点阵上的阵点，可以代表各种不同物质的原子、分子或离子，以及原子群、分子群或离子群；所以同一种空间点阵，可以有无限种实际晶体结构。见P5页图1.5（a），(b)，(c)三种不同的晶体结构都属于（d）这种空间点阵。因此可以说空间点阵是有限的（只能有14种），而晶体结构是无限的可以有很多种。

二.纯金属的三种典型晶体结构由元素周期表可知金属的种类很多，而且它们的晶体结构并不完全相同。工业上常用的金属绝大多数具有比较简单的晶体结构，其中最典型的为体心立方结构（bcc）、面心立方结构（fcc）和密排六方结构（hcp），见P5页图1.6。1.三种典型晶体结构的形貌图1.6中（a）为体心立方结构，即在立方晶胞的八个顶角上各有一个原子，在体中心有一个原子，每个原子与空间点阵中的一个阵点相对应。属于这种晶体结构的纯金属有α-Fe,Cr,Mo,W,V等。图1.6中（b）为面心立方结构，即在立方晶胞的八个顶角上各有一个原子，每个面的中心各有一个原子，属于这种晶体结构的纯金属有Al，Cu，Au，Ag，Ni，Pb，γ-Fe等。图1.6中（c）为密排六方结构，它是在六棱柱体晶胞的十二个顶角上各有一个原子，上下顶面中心各有一个原子，在六棱柱中三个相间的三棱柱中心各有一个原子，属于这种晶体结构的纯金属有Mg,Zn,Cd等。2.描述金属晶体结构的一些重要参数由于在金属晶体中，一个原子与空间点阵中的一个阵点相对应，所以我们可以用刚性球体模型，计算出其晶体结构中的下列重要参数。1)单位晶胞原子数：即一个晶胞所含的原子数目。2)原子半径：是利用晶格常数，算出晶胞中两相切原子间距离的一半。3)配位数：是晶体结构中任何一原子周围最近邻且等距离的原子数目，配位数越大，原子排列的越紧密。4)致密度：是单位晶胞中原子所占体积与晶胞体积之比，其表达式为K=nv/V；K—致密度；n—单位晶胞原子数，v—每个原子的体积，V—晶胞体积，致密度越大，原子排列越紧密。5)间隙半径：指晶格空隙中能容纳的最大球体半径。因为相同尺寸的原子，既使按最紧密方式排也会存在空隙。三种典型晶体结构的重要参数小结晶格类型单位晶胞原子数原子半径γ配位数致密度间隙半径体心立方2√3/4a80.680.29γ面心立方4√2/4a120.740.41γ密排六方61/2a120.740.41γ

三.金属晶体中晶面和晶向的表示晶面是金属晶体中原子在任何方位所组成的平面。晶向是金属晶体中原子在任何方向所组成的直线。晶面指数表示晶面在晶体中方位的符号。晶向指数表示晶向在晶体中方向的符号。

1.晶面指数的确定1)立坐标,找出所求晶面的截距;(坐标原点不可设在所求晶面上)所求晶面与坐标轴平行时,截距为∞；2)取晶面与三个坐标轴截距的倒数；3)将所得倒数按比例化为最小整数，放入圆括号内，即得所求晶面的晶面指数，一般用（hkl）表示。以P7页图1.9和立方晶系为例，画图说明晶面指数的具体确定方法。对于立方晶系由于其对称性高，所以可将其原子排列情况相同，而空间位向不同的晶面归为同一个晶面族，用{hkl}表示。如（100），（010），（001）就属于{100}晶面族。而（110），（101），（011），（ī10），（ī01），（0ī1）就属于{110}晶面族。（111），（11ī），（1ī1），（ī11）就属于{111}晶面族。对于非立方晶系由于其对称性较差，所以其晶面指数数字相同，而排列次序不同的晶面不属于同一个晶面族。如在正交晶系中（100），（010），（001）晶面就不属于同一个晶面族{100}，因为其晶格常数a≠b≠c。

2.晶向指数的确定1)建立坐标,将所求晶向的一端放在坐标原点上(或从坐标原点引一条平行所求晶向的直线)；2)求出所求晶向上任意结点的三个坐标值；3)将所得坐标值按比例化为最小整数，放入方括号内，即得所求晶向的晶向指数一般用[uvw]表示。以P7页图1.10为例，画图说明晶向指数的具体确定方法。对于立方晶系由于其对称性高，也可将其原子排列情况相同，而空间位向不同的晶向归为同一个晶向族，用<uvw>表示，如晶向[100]，[010]，[001]属于<100>晶向族。在立方晶系中，当晶面指数与晶向指数相同时，即h=u,k=v,l=w时（hkl）⊥[uvw]，如（111）⊥[111]。但在对称性较差的非立方晶系中，一般不存在这种关系。由晶面指数和晶向指数的介绍，可以发现不同的晶面和晶向上，原子排列的紧密程度不同。晶面上原子排列的紧密程度，可用晶面的原子密度（单位面积上的原子数）表示；晶向上原子排列的紧密程度，可用晶向的原子密度（单位长度上的原子数）表示。以体心立方和面心立方为例，画图说明晶面和晶向原子密度的具体计算方法。通过计算和比较可以发现，在晶体中原子最密排晶面之间的距离最大，原子最密排晶向之间的距离最大；这是晶体在外力作用时，总是沿着原子最密排晶面和原子最密排晶向，首先发生相对位移的主要原因之一。

3.六方晶系晶面和晶向指数的确定以上介绍的晶面和晶向指数的确定方法，是国际上通用的密勒指数法，它适用于各种晶系。但用它确定六方晶系的晶面和晶向指数时，从其各晶面指数和晶向指数中，却反映不出原子排列情况相同，而空间位向不同的各等同晶面和各等同晶向之间的关系。见P8页第5~6行。如果采用四个坐标轴，即a1,a2,a3,c就可较好地反映出各等同晶面和各等同晶向之间的关系。这样可用（hkil）表示晶面指数，用[uvtw]表示晶向指数。由于在二维平面最多只有两个独立的坐标，则a3=-(a1+a2)，因此有i=-(h+k),t=-(u+v)。用四个坐标轴确定六方晶系的晶面指数的方法，与用三个坐标轴时相同，只需多确定出在a3轴上的截距。它也可以先用三个坐标确定，再根据i=-(h+k)的关系，加上第四个指数。而用四个坐标轴确定晶向指数时，必须从坐标原点出发，沿平行于四个坐标轴的方向依次移动，最后到达所求晶向上的某一结点。具体确定方法见P8页图1.12，应注意沿a3轴移动的距离，应等于沿a1,a2轴移动距离之和的负值，即满足t=-(u+v)。用三个坐标轴确定的晶向指数和用四个坐标轴确定的晶向指数，可根据P8页下的公式相互转换。用四个坐标轴确定出的六方晶系的晶面和晶向指数，就能较好地反映出各原子排列情况相同，而空间位向不同的各等同晶面和晶向之间的关系。见P8页第10~11行和图1.11，图1.12。

4.金属晶体的各向异性1)单晶体由一个晶核所长成的大晶体,它的原子排列方式和位向完全相同,这样的晶体称为单晶体。2)各向异性是单晶体沿各不同晶面或晶向具有不同性能的现象。如体心立方结构α-Fe单晶体的弹性模量E，在<111>方向E<111>=2.8×105MPa，而在<100>方向E<100>=1.32×105MPa，两者相差两倍多。而且发现单晶体的屈服强度、导磁性、导电性等性能，也存在着明显的各向异性。单晶体具有各向异性的主要原因是，其晶体中原子在三维空间是规则排列的，造成各晶面和各晶向上原子排列的紧密程度不同（即晶面的原子密度和晶向的原子密度不同），使各晶面之间以及各晶向之间的距离不同，因此各不同晶面、不同晶向之间的原子结合力不同，从而导致其具有各向异性。3)多晶体由许多晶核长成的大晶体，因各晶核的原子排列方式相同，而位向不同，因此在各晶核长成的晶粒交界处存在着晶界，所以多晶体由许多晶粒组成，见图1.13。多晶体中各晶粒相当于一个小的单晶体，它具有各向异性。由于各晶粒位向不同，因此它们的各向异性相互抵消，表现为各向同性，多晶体的这种现象称为伪等向性（伪无向性）。非晶体由于原子排列无规则，所以沿各不同方向测得的性能相同，表现为各向同性。

§1.3实际金属晶体中的晶体缺陷理想晶体理想晶体是指晶体中原子严格地成，完全规则和完整的排列，在每个晶格结点上都有原子排列而成的晶体。如理想晶胞在三维空间重复堆砌就构成理想的单晶体。实际晶体=多晶体+晶体缺陷实际使用的金属材料绝大多数都是多晶体，即由许多不同位向的晶粒和晶界组成。在金相显微镜下一般如下图，各小晶粒可以近似地看作是一个小的单晶体。但是实际金属材料的每个晶粒中，还存在着各种晶体缺陷。晶体缺陷晶体缺陷是晶体内部存在的一些原子排列不规则和不完整的微观区域，按其几何尺寸特征，可分为点缺陷、线缺陷和面缺陷三类。晶体缺陷在实际金属材料中所占的量很少（只占原子总数的千分之一），因此仍可把实际金属材料的结构看作是接近完整的。由于晶体缺陷在晶体中并不是静止不动的，它可以随外界条件的改变进行运动、增加、发生交互作用和消失，所以它对金属材料的性能、固态相变、扩散等过程，将产生重大影响。

一.点缺陷1.点缺陷的概念是晶体中在X,Y,Z三维方向上尺寸都很小的晶体缺陷。2.点缺陷的类型见P9页图1.14主要有四类，即空位；间隙原子（有同类和异类之分）；置换原子（有大小之分）；复合空位。3.点缺陷的形成可以是液态金属凝固时，少数原子发生偶然的错排而形成；也可以是晶体在高温或外力作用下形成。对于纯金属中只能形成空位、同类间隙原子和复合空位。而金属中含有少量杂质元素时，才可能形成异类间隙原子和置换原子；当有尺寸不同的两种杂质原子时，才可能形成大小不同的置换原子。一般认为组成晶体的原子在晶格结点上并不是静止不动的，而是以晶格结点为中心不停地作热振动，但受到周围原子的约束，它只能处在其平衡位置上（即晶格结点上）。但是晶体中每个原子的振动能量是不同的，并随时间和外界条件而改变（如温度升高，振幅增大），即存在着能量起伏。当某一原子某一瞬间具有足够大的能量时，它将摆脱周围原子的约束，跳离其原平衡位置（即振动中心），形成空结点即空位。如果它跳到晶格间隙处，则形成同类间隙原子。空位、间隙原子、置换原子的存在都破坏了原子排列的规律性。使晶格发生局部弹性变形，晶格的这种弹性变形称为晶格畸变，见图1.14。空位和小置换原子使其周围原子向该位置靠拢，产生负畸变；而间隙原子和大置换原子使周围原子被挤开，产生正畸变。

二.线缺陷1.线缺陷的概念是晶体中在一维方向上尺寸很大，而在另外二维方向上的尺寸很小的晶体缺陷，它的主要形式是位错。1)位错的类型(1)位错：是晶体中一列或若干列原子，发生某种有规律的错排现象。它的类型很多主要有刃型位错，螺型位错和混合型位错等。(2)刃型位错：是在完整晶体中的某一个晶面上，多出了半排原子面，这半排多出的原子面就象刀刃垂直切入完整晶体中一样，故称为刃型位错。见P10页图1.15。EFGH面为多余半原子面，EF线为位错线。通常用符号“⊥”表示正刃型位错，既在晶体上半部有多余半原子面；而用符号“Т”表示负刃型位错，既在晶体的下半部有多余半原子面。由图可以看出，位错的存在使晶体中局部区域原子排列的规律性受到破坏，在ABCD晶面上位错线附近的原子受压应力，在ABCD晶面下方位错线附近的原子受拉应力。因此在位错线周围产生了严重的晶格畸变，这说明位错不是一个原子列，而是一个晶格畸变“管道”，通常以该管道的中心作为位错线。(3)螺型位错：见P10页图1.16是在简单立方晶体的右端（左端也行）加切应力，使晶体沿ABCD晶面上下局部发生一个原子间距的相对位移，所产生的原子错排现象，由于该错排区成螺旋型管道状，见图1.16(b)、(c)故称为螺型位错。不管是刃型位错还是螺型位错，从微观看都是一个晶格畸变的管道区，其管道的直径较小，只有几个原子间距，而长度较长有几百到上万个原子间距，故称为线缺陷，可用其中心线表示。见图1.17。因为在实际晶体中存在着大量的位错，一般以空间三维网状分布，（已用透射电子显微镜在铁中观察到），网络中的各线段可以是刃型，螺型或混合型位错。晶体中位错数目的多少一般用位错密度ρ表示，ρ=L/V，是单位晶体中所包含的位错线总长度，单位为cm/cm3（1/cm2）。在退火态金属中ρ≈106-108cm-2，而经冷形变后ρ↑到1011~1012cm-2。因此晶体中的位错可以是在凝固过程中形成，也可以在塑性变形时形成。

三.面缺陷面缺陷的概念：是指晶体中在二维方向上尺寸很大，而在另一维方向上尺寸很小的晶体缺陷。面缺陷的类型：主要包括晶体的外表面、堆垛层错、晶界、亚晶界、孪晶界和相界面等。1.晶界晶界是多晶体中晶粒与晶粒之间的交界面，由于各晶粒中原子排列方式相同（如都是体心立方），只是晶格位向不同，因此晶界实际上是不同位向晶粒之间的过渡层。该过渡层有一定的厚度，为了同时适应两侧不同位向晶粒的过渡，而使过渡层处的原子总是不能规则排列，产生晶格畸变，见P11页图1.18，所以它是晶体中的一种重要的面缺陷。根据晶体中各晶粒之间的位向差θ不同，又可将晶界分为大角度晶界（θ>10°）和小角度晶界（θ<10°）两类。1)大角度晶界：大角度晶界的原子结构模型，到目前为止还没有完全搞清楚。一般认为其结构如图1.18，多晶体金属材料中，各晶粒之间的晶界大都属于大角度晶界，其位向差在30°~40°范围。它与小角度晶界的主要差别是具有高的晶界能，并随两晶粒位向差的增大而增高，但位向差大于一定值后，晶界能为一定值与位向差无关，见P12页图1,24。2)小角度晶界：主要是指亚晶界，见图1.23，它的原子结构模型研究的比较清楚，主要由位错构成。2.亚晶界亚晶界是亚晶粒与亚晶粒之间的晶界，位向差θ一般为几十分到几度。大晶粒中的小晶粒称为亚晶粒。亚晶界的两种特殊形式为对称倾側晶界和扭转晶界。1)对称倾側晶界：如图1.20，图1.19，将一单晶体的XOZ面两侧的晶体绕X轴相对旋转θ/2角，则形成的界面为对称倾側晶界。它是由刃型位错垂直排列成的位错墙组成，两亚晶粒之间的位向差虽然很小，但仍然造成了原子错排，故为面缺陷。2)扭转晶界：如图1.21,1.22，将一单晶体的XOY面上下晶体绕Z轴旋转θ角，则形成扭转晶界。它是由相互交叉的螺型位错网络组成，它也造成原子错排所以是面缺陷。小角度晶界的晶界能比大角度晶界的晶界能低，并随位向差的增大而增大。

§1.4纯金属结晶的基本概念物质由液态→固态的过程称为凝固,由于液态金属凝固后一般都为晶体,所以液态金属→固态金属的过程也称为结晶。由金工实习大家知道绝大多数金属材料都是经过冶炼后浇铸成形，即它的原始组织为铸态组织。了解金属结晶过程，对于了解铸件组织的形成，以及对它锻造性能和零件的最终使用性能的影响，都是非常必要的。而且掌握纯金属的结晶规律，对于理解合金的结晶过程和其固态相变也有很大的帮助。一.

液态金属的结构经研究发现在略高于熔点时，液态金属的结构具有以下特点：1)

是近程有序远程无序结构，见图1.25；2)

存在着能量起伏和结构起伏。

二.结晶过程的宏观现象研究液态金属结晶的最常用、最简单的方法是热分析法。它是将金属放入坩埚中，加热熔化后切断电源，用热电偶测量液态金属的温度与时间的关系曲线，该曲线称为冷却曲线或热分析曲线，见图1.26。由该曲线可以看出，液态金属的结晶存在着两个重要的宏观1.过冷现象实际结晶温度T总是低于理论结晶温度Tm的现象，称为过冷现象，它们的温度差称为过冷度，用△T表示，，纯金属结晶时的△T大小与其本性、纯度和冷却速度等有关。实验发现液态金属的纯度低△T小，冷却速度慢，△T小，反之相反。2.结晶过程伴随潜热释放由纯金属的冷却曲线可以看出它是在恒温下结晶，即随时间的延长液态金属的温度不降低，这是因为在结晶时液态金属放出结晶潜热，补偿了液态金属向外界散失的热量，从而维持在恒温下结晶。当结晶结束时其温度随时间的延长继续降低。

三.金属结晶的微观基本过程由于金属是不透明的，所以无法直接观察到其结晶的微观过程，但通过对透明有机物结晶过程的观察，发现金属结晶的微观过程，就是原子由液态的短程有序逐渐向固态的长程有序转变的过程。当液态金属过冷到其Tm以下时，它的尺寸最大的短程有序的原子集团，通过结晶潜热的释放排列成长程有序的小晶体，该小晶体称为晶核，该过程称为形核。晶核一旦形成就可不断地长大，同时其它尺寸较大的短程有序的原子集团又可形成新的晶核。因此纯金属的结晶过程是晶核不断的形成和长大的交替重叠进行的过程。其示意图见P13页图1.27，所以结晶后为多晶体，如在结晶时控制好只让一个晶核形成和长大就可得到单晶体。

四.金属结晶的热力学条件由热力学第二定律可知，物质遵循能量最小原理，即物质总是自发地向着能量降低的方向转化。图1.28给出了在等压条件下液、固态金属的自由能与温度的关系曲线，都是单调减上凸曲线，并且两者斜率不同，由热力学表达式可知液相的斜率大于固相，因为液态时原子排列的混乱程转度大，S液>S固，两曲线交点的温度为金属的理论结晶温度即熔点。这时液、固两相的自由能相等，液、固两相处于动态平衡状态，两相可以长期共存。①当T=Tm时，G液=G固，两相共存；②当T>Tm时，G液<G固，金属熔化成液体；③当T<Tm时，G液>G固，金属结晶成固体，而△G=G固-G液<0，为结晶的驱动力，由此可知过冷是结晶的必要条件，△T越大，结晶驱动力越大，结晶速度越快。

§1.5形核和长大一.形核液态金属在结晶时，其形核方式一般认为主要有两种：即均质形核（对称均匀形核）和异质形核（又称非均匀形核）。1.均质形核均质形核是纯净的过冷液态金属依靠自身原子的规则排列形成晶核的过程。它形成的具体过程是液态金属过冷到某一温度时，其内部尺寸较大的近程有序原子集团达到某一临界尺寸后成为晶核。由于过冷提供了结晶的驱动力，但晶核形成后会产生新的液固界面，使体系自由能升高，所以并不是一有过冷就能形核，而是要达到一定的过冷度后，才能形核。形核速度的快慢用形核率表示N，它是单位时间内单位体中形成的晶核数目，它与过冷度即结晶驱动力大小有关，还与原了活动能力（扩散稳迁移能力）有关，见图1.28。即N受两个相互制约的因素控制。△T大，结晶驱动力大，但温度低，原子活动能力小，所以N-△T完整的曲线，应是正态分布，但因金属结晶倾向很大，实际只能测到曲线的前半部，金属已经结晶完毕，见图1.29，由于均质形核阻力较大，当△T=0.2Tm时才能有效形核。2.异质形核异质形核是液态金属原子，依附于模壁或液相中未熔固相质点表面，优先形成晶核的过程。由实验发现异质形核所需的过冷度小，△T=0.02Tm时，就能有效形核。见右图，因为异质形核是依附在现有固体表面形核（称为形核基底或衬底），所以新增的液固界面积小，界面能低，结晶阻力小。另外，实际液态金属中总是或多或小地存在着未熔固体杂质，而且在浇注时液态金属总是要与模壁接触，因此实际液态金属结晶时，首先以异质形核方式形核。但是应该注意的是，并不是任何固体表面都能促进异质形核。只有晶核与基底之间的界面能越小时，这样的基底才能促进异质形核。由形核的讨论可知过冷是结晶的必要条件，但过冷后还需通过能量起伏和结构起伏，使近程有序的原子集团达到某一临界尺寸后才能形成晶核。

二.晶体的长大晶核形成以后就会立刻长大，晶核长大的实质就是液态金属原子向晶核表面堆砌的过程，也是固液界面向液体中迁移的过程。它也需要过冷度，该过冷度称为动态过冷度用△Tk表示，一般很小难以测定。经研究发现晶体的生长方式主要与固液界面的微观结构有关，而晶体的生长形态主要与固液界面前沿的温度梯度有关。1.固液界面的微观结构和晶体长大机制1)固液界面的微观结构经研究发现固液界面的微观结构主要有两类。(1)光滑界面：即液固界面是截然分开的，95%或5%的位置为固相原子占据。它由原子密排面组成，故也称为小平面界面见右图或图1.30(a)，(2)粗糙界面：即液固界面不是截然分开的，50%的位置被固相原子占据，还有50%空着，故也称为非小平面界面。见右图或图1.30(b)。2)晶体的长大机制(1)粗糙界面的长大机制——连续垂直长大机制即液相原子不断地向空着的结晶位置上堆砌，并且在堆砌过程中固液界面上的台阶始终不会消失，使界面垂直向液相中推进，故其长大速度快，金属及合金的长大机制多以这种方式进行，因为它们的固液界面多为粗糙面。(2)光滑界面的长大机制——侧向长大机制对于完全光滑的固液界面多以二维晶核机制长大。a.二维晶核机制：由于固液界面是完全光滑的，则单个液相原子很难在其上堆砌（增加界面积大，界面能高），所以它先以均质形核方式形成一个二维晶核，堆砌到原固液界面上，为液相原子的堆砌提供台阶，而进行侧向长大。长满一层后，晶体生长中断，等新的二维晶核形成后再继续长大，因此它是不连续侧向生长，长大速度很慢，与实际情况相差较大，见图1.31(a)。对于有缺陷的光滑界面，多以晶体缺陷生长机制长大。b.晶体缺陷生长机制：见图1.31(b)或下图，即在光滑界面上有露头的螺型位错，它的存在为液相原子的堆砌提供了台阶（靠背），液相原子可连续地堆砌，使固液界面进行螺旋状连续侧向生长，其长大速度较快，并与实际情况比较接近，非金属和金属化合物多为光滑界面，它们多以这种机制进行生长。2.固液界面前沿的温度梯度与纯金属晶体的生长形态1)固液界面前沿的温度梯度固液界面前沿的温度梯度主要有两种：即正温度梯度和负温度梯度。(1)正温度梯度（）见P16页图1.32(a)，由于液态金属在铸型中冷却时热量主要通过型壁散出，故结晶首先从型壁开始，液态金属的热量和结晶潜热都通过型壁和已结晶固相散出，因此固液界面前沿的温度随距离x的增加而升高，即△T随x↑而↓。(2)负温度梯度见图1.32(b.c)，若金属在坩埚中加热熔化后，随坩埚一起降温冷却，当液态金属处于过冷状态时，其内部某些区域会首先结晶，这样放出的结晶潜热使固液界面温度升高，因此固液界面前沿的温度随距离x的增加而降低，即△T随x↑而↓。2)纯金属晶体的生长形态纯金属的固液界面从微观角度说是粗糙界面，它的生长形态主要受界面前沿的温度梯度影响。(1)在正温度梯度时按平面状生长见图1.33(a)，由前面的介绍我们知道粗糙界面的生长机制为连续垂直生长，在正温度梯度时，界面上的凸起部分若想较快的朝前生长，就会进入△T较小的区域，使其生长速度减慢，因此始终维持界面为平面状。(2)在负温度梯度时按树枝晶生长见图1.33、1.34，由于在负温度梯度时，固液界面前沿随x↑ΔT↑，因此界面上的凸起部分能接解到△T更大的区域而超前生长，长成一次晶轴，在一次晶轴侧面也会形成负温度梯度，而长出二次晶轴；二次晶轴上又会生长三次晶轴。就相先长出树杆再长出分枝一样，故称为枝晶生长。对于立方晶系各次晶轴间成垂直关系（沿<100生长），如果枝晶在三维空间均衡发展（即x、y、z三方向长大趋势差不多）最后得到等轴晶粒，由于通常金属结晶完毕时，各次晶轴相互接触，形成一个充实的晶粒，所以看不到其枝晶形态。但在结晶时各晶轴间不能及时得到液相的补充，最后在枝间就会形成孔洞，结晶结束后就能观察到枝晶形态，液相中有杂质时，它们一般在枝间处，结晶后经浸蚀也能看出树枝晶形态。

§1.6晶粒大小控制一.晶粒大小对金属性能的影响由实验发现金属结晶后，在常温下晶粒越细小其强度、硬度、塑性、韧性越好，如纯铁晶粒平均直径从9.7mm减小到2.5mm，抗拉强度从165MPa上升211MPa，伸长率从28.8%上升到39.5%，通常将这种方法称为细晶强化，它的最大优点是能同时提高金属材料的强度、硬度、塑性、韧性，而以后介绍的各种强化方法，都是通过牺牲材料塑性、韧性来换取提高材料的强度、硬度。

二.细化晶粒的途径研究发现有两个途径：1.增加形核率N；2.降低长大速度；三.细化晶粒的方法常用的有以下几种1.增大金属的过冷度因为↑△T，N增大，长大速度也增大，但前者大于后者，故可使晶粒细化，具体方法是对薄壁铸件用加快冷却速度的方法，来增大△T，1）金属模代砂模。2.在金属模外通循环水冷却3.降低浇注温度（提高形核率）近二三十年来，快速凝固（V冷>104K/S）技术的发展，人们已能得到尺寸为0.1~1.0数量的超细晶粒金属材料，其性能不仅强度、韧性高，而且具有超塑性，优异的耐蚀性，抗晶粒长大性、抗幅照性等。成为具有高性能的新型金属材料。4.孕育（变质）处理对于厚壁铸件，用激冷的方法难以使其内部晶粒细化，并且冷速过快易使铸件变形开裂，但在液态金属浇注前向其中加入少量孕育剂或变质剂，可起到↑异质形核率或阻碍晶粒长大作用，从而使大型铸件从外到里均能得到细小的晶粒，但对不同的材料加入的孕育剂或变质剂不同，如碳钢加钒、钛（形成TiN、TiC、VN、VC促进异质形核）；铸铁加硅铁硅钙（促进石墨细化）；铝硅合金加钠盐（阻碍晶粒长大）。

第三章铁碳合金和铁碳相图§3.1铁碳合金中的组元和基本相一.纯铁1.含义：2.性能：1)熔点：1538℃（一个大气压下）2)密度：7.87g/cm23)力学性能：强硬度低，塑韧性好（σb=180-280MPa,σ=40-50%,HB=50-80）4)物理性能：磁导率高3.同素异构转变：1394℃-1538℃——δ-Fe912℃-1394℃——γ-Fe912℃以下——α-Fe

二.渗碳体（Fe3C）1.含义：2.性能：硬度高（HV950-1050）强度低，塑韧性低（接近0），熔点：1227℃3.组织特征：（4％硝酸酒精）白亮色

三.铁素体（F或α）1.含义：2.性能：强硬度低(σb=180-280MPa),塑韧性好（σ=30-50%,HB=50-80），铁磁性3.组织特征：（4％硝酸酒精）白亮色

四.奥氏体（A）1.含义：2.性能：强硬度低,塑韧性好，比容小，顺磁性3.组织特征：（4％硝酸酒精）白亮色

§3.2Fe-Fe3C相图一.相图分析1.三根水平线：（A1线）*产物是P——F与Fe3C的机械混合物*相组成物的计算：a.相组成物的概念:b.P各相成分及比例计算：成分：比例：（727℃时）*组织特点：多为层片状（黑白相间，如图3.8），Fe3C片薄，*性能特点：综合性能好（σb≈1000MPa,σ0.2≈600MPa,δ≈10%,HB≈240）2.三根重要的线：①

GS线（A3线）②

ES线（Acm线）：Fe3CⅡ的析出线③

PQ线：Fe3CⅢ的析出线3.三个重要的点：④

S点——共析转变点⑤

C点——共晶转变点⑥

E点——钢、铁分界点

二.铁碳合金分类1.工业纯铁：C%<0.0218％2.碳素钢：亚共析钢：0.0218％-0.77％C共析钢：0.77％C过共析钢：0.77％-2.11％C3.白口铁：亚共晶白口铁：2.11-4.30%C共晶白口铁：4.30%C过共晶白口铁：4.30%-6.69%C

§3.3典型合金的平衡结晶一.共析钢1.结晶过程：1－2点：——L0.77→γ0.773点：——共析转变γ→P3点以下：——P中的F析出Fe3CⅢ（忽略）(组织转变示意图如图3.6所示)2.室温组织：P(如图3.3所示)

二.亚共析钢1.结晶过程：1～3点：——L→δ，L+δ→γ，δ→γ，L→γ4～5点：——γ→α先共析5点：——共析转变γ→P5点以下：——α先共析→Fe3CⅢP中的F析出Fe3CⅢ（忽略）(组织转变示意图如图3.7所示)2.室温组织：P(如图3.8所示)3.组织组成物的计算：1)组织组成物的概念：2)含0.45%C的合金组织组成物的计算：（室温，Fe3CⅢ忽略）3)含0.30％C的合金组织组成物的计算：62.8％/37.2％(比较组织照片，图3.8)

三.过共析钢1.结晶过程：1－2点：——L→γ3—4点：——γ→Fe3CⅡ+γ4点：——共析转变γ→P4点以下：——P中的F析出Fe3CⅢ（忽略）(组织转变示意图如图3.9所示)2.室温组织：P+Fe3CⅡ(如图3.10所示)3.组织组成物的计算：1)含1.2%C的合金组织组成物的计算：（室温）2)含1.2%C的合金Fe3CⅡ的形态：白亮色，连续网状（图3.10）

四.共晶白口铁1.结晶过程：1点：——L4.3→(γ2.11+Fe3C)共晶体——Le（莱氏体）1—2点：——γ→Fe3CⅡ+γ2点：——共析转变γ0.77→P（组织：Le’－(P+Fe3CⅡ+Fe3C)变态莱氏体））2点以下：——P中的F析出Fe3CⅢ（忽略）(组织转变示意图如图3.11所示)2.室温组织：Le’(如图3.12所示)

五.亚共晶白口铁1.结晶过程：1－2点：——L→γ先2点：——L4.3→(γ2.11+Fe3C)2—3点：——γ先→Fe3CⅡ+γ，γ共→Fe3CⅡ+γ3点：——共析转变γ0.77→P（组织：P+Fe3CⅡ+Le’）3点以下：——P中的F析出Fe3CⅢ（忽略）(组织转变示意图如图3.13所示)2.室温组织：P+Fe3CⅡ+Le’(如图3.14所示)3.组织组成物的计算：（自学内容）含3.0%C的合金组织组成物的计算：（室温）其中W’指Fe3CⅡ在所占比例

六.过共晶白口铁1.结晶过程：1－2点：——L→Fe3CⅠ2点：——L4.3→Le2－3点：——γ共→Fe3CⅡ+γ3点：——γ0.77→P(Le→Le’)（组织：Fe3CⅠ+Le’）2.室温组织：Fe3CⅠ+Le’(如图3.15所示)3.组织组成物的计算：（自学内容）

§3.4含碳量对铁碳合金组织和性能的影响一.C对平衡组织的影响1.引起相组成物中F、Fe3C相对量的变化：C％↑——F％↓、Fe3C％↑2.引起组织组成物的变化（见图3.16）C％↑——室温组织由F→F+P→P→P+Fe3CⅡ→P+Fe3CⅡ+Le’→Le’→Fe3CⅠ+Le’→Fe3CⅠ3.引起组织形态的变化：例Fe3CⅡ：C％↑—不连续→连续网状

二.C对力学性能的影响1.原因：1)室温组织类型、相组成和组织组成物相对量不同2)组织的形态与分布不同（尤其应注意Fe3CⅡ的分布）2.影响：对钢的影响：（如图3.17所示）C％↑—硬度↑，塑、韧性↓强度：先升后降（当C％＞1.0％时，Fe3CⅡ呈连续网状）对白口铁的影响：脆性很大，强度很低,硬度、耐磨性很高

§3.5钢中杂质元素对组织性能的影响一.Si脱氧剂，（且强化F,提高淬透性）但SiO2易成为非金属夹杂,∴Si%<0.5%Si+O2→SiO2

二.Mn脱氧剂，除硫剂，（且强化F,提高淬透性），但MnO、MnS易成为非金属夹杂物,∴Mn%<0.8%Mn+S→MnOMn+S→MnS

三.S不利作用：引起热脆,S％<0.050%.<原因：FeS（Tm=1190℃）；(Fe+FeS)（Tm=989℃）；(Fe+FeS+FeO)（Tm=940℃）;锻造温度：1150-1250℃>有利作用：提高切削加工性四.P不利作用：引起冷脆,P％<0.045%。（原因：固溶于F→钢强硬度↑，塑韧性有利作用：提高切削加工性,使弹片易碎等五.N、H、O1.一般情况下均是有害元素N——时效形成氮化物→脆化H——氢脆，白点→塑韧性O——形成氧化物→非金属夹杂2.控制方法：N——加入Al→AlNH——冶金时防止进入，去氢退火O——加脱氧剂Si,Mn等

第四章金属及合金的塑性变形与再结晶§4.1金属及合金的塑性变形一.金属及合金变形的三个阶段1.三个阶段：σ≤σe:弹性变形阶段σs＜σ≤σb:（均匀）塑性变形阶段σ＞σb:不均匀塑性变形阶段（断裂阶段）2.力性指标：σe—弹性极限σs—屈服极限σb—强度极限3.断裂方式：1)根据塑变阶段长短分：脆性断裂，韧性断裂2)根据断裂路径分：沿晶断裂，穿晶断裂

二.单晶体金属的塑性变形1.单晶体的塑变主要是通过滑移实现的①

什么是滑移：（如图4.2）②

滑移系:概念，数量（面心：4×3＝12；体心：6×2＝12；密排：3）2.滑移是由位错运动造成的（如图4.7）3.外力在滑移面上分切应力足够大时方能滑移4.滑移时晶体转动→改变取向因子n三.多晶体的塑性变形1.与单晶体塑变的异同同：都主要依靠滑移异：存在不同时性；需相互协调2.塑变过程：软取向的晶粒先滑移→晶界处位错塞积→产生应力集中→相邻晶粒滑移∴滑移系数目多越有利塑变3.晶粒细化：→强度↑，且塑韧性↑

三.合金的塑性变形1.单相固溶体合金：与纯金属相近，有固溶强化2.两相合金：1)两相性能相近2)第二相硬而脆除与相对量有关外，还与第二相形态及分布有关网状；层片状；颗粒状

§4.2塑性变形对金属组织和性能的影响一.对组织结构的影响1.组织：1)晶粒变形，如图4.12所示（→可能产生各向异性）2)可能会产生变形织构（→各向异性）2.亚结构：位错密度增加，形成位错胞（→加工硬化）

二.对内能的影响——产生残余内应力1.残余内应力的含义：2.残余内应力的形式：宏观内应力；微观内应力；晶格畸变能3.残余内应力对性能影响：1)一般有害：变形、开裂、应力腐蚀2)有利方面：畸变能→↑强度表面残留压应力→↑接触疲劳寿命三.对性能的影响1.加工硬化：利：①强化手段；②提高塑性成形性（冷拉）；③提高安全性弊：使进一步加工难（阻力大，开裂）2.各向异性：有利有弊3.物理、化学性能：电阻增加，耐蚀性下降

§4.3金属与合金的回复与再结晶绪论：变形金属加热时的组织转变概述，图4.18一.回复1.特征：温度低，光学显微组织未变化，亚结构发生了变化（位错、点缺陷密度降低，甚至出现亚晶界，三个阶段）2.性能：力性变化不明显（强硬度到高温回复阶段有所降低，但不大）内应力部分消除导电率升高

二.再结晶1.特征：温度较高（纯金属：TR≈0.4Tm），重新形核，无畸变的新晶粒完全取代旧晶粒2.性能：强硬度显著降低，塑韧性显著提高（变形前水平），内应力完全消除3.结晶驱动力与再结晶温度：

三.晶粒长大1.性能：强硬度进一步降低，塑韧性提高，但若严重粗化则降低2.控制：温度、时间，防止过分长大

四.回复退火与再结晶退火1.温度2.目的3.再结晶退火晶粒度的控制1)热温度和保温时间2)冷变形度：一般：变形度↑→畸变能↑→细化不能太大或太小（再结晶图,图4.23）§4.4金属的热加工一.热加工的概念1.定义：指再结晶温度以上进行的变形过程注意冷热的概念：W:1000℃,Sn:20℃2.现象：同时存在硬化和软化现象—动态硬化、动态软化3.应用：

二.热加工对金属组织和性能的影响1.可改善铸态组织，提高机械性能：焊合气孔、疏松；碎化柱状晶和粗大碳化物；细化晶粒2.可能会出现纤维组织：夹杂物、第二相、偏析沿变形方向被拉长及分布，利弊3.可能会出现带状组织：

三.热加工金属晶粒组织控制1.温度范围：始锻：固相线以下100-200℃终锻：0.6Tm以上2.变形量：3.锻后冷却：

第五章钢的热处理

定义：钢的热处理是通过各种特定的加热和冷却方法，使钢件获得工程技术上所需性能的各种工艺过程的总称。

本章重点：1.钢在加热过程中的奥氏体化过程2.讨论过冷奥氏体在不同温度范围内的转变过程与转变产物的组织形态与性能。详细地介绍了珠光体、马氏体、贝氏体转变及其组织形态与性能。3.热处理工艺主要介绍钢的普通常见的热处理方法，即钢的退火、正火、淬火和回火。

本章简介：1.奥氏体化过程的影响因素和奥氏体晶粒度2.钢的淬透性、淬硬性3.CCT、TTT曲线4.表面淬火和化学热处理（渗碳、氮化等）。

§5.1钢在加热时的转变钢加热到Ac1或Ac1以上温度时，将发生珠光体向奥氏体的转变。这一转变过程是通过铁原子和碳原子的扩散进行的，因此珠光体向奥氏体的转变是一种扩散型相变。通常将这一转变过程称为钢的奥氏体化。

一.奥氏体的形成过程以共析钢为例，其室温组织为珠光体，它是由铁素体和渗碳体两相组成的机械混合物；根据Fe－Fe3C相图，当其被加热到Ac1以上温度时，将转变为奥氏体。转变反应式为：α（F）＋Fe3C→γ（A）显然，珠光体向奥氏体的转变过程是一个铁晶格改组和铁、碳原子的扩散过程。共析钢的奥氏体形成过程如图5.2所示。它由四个基本过程组成：即奥氏体的形核、奥氏体晶核的长大、残余渗碳体的溶解以及奥氏体成分的均匀化。1.奥氏体的形核铁素体和渗碳体的相界面上碳浓度分布不均匀，原子排列较紊乱，位错、空位密度也较高；易于产生浓度和结构起伏区，也容易满足形核能量的要求，因此奥氏体晶核易于在该处形成。2.奥氏体晶核的长大奥氏体晶核一面与渗碳体接触，另一面与铁素体接触。显然，奥氏体中的含碳量是不均匀的，与铁素体接触处含碳量较低，与渗碳体接触处含碳量较高，因此在奥氏体中出现了碳浓度梯度，引起碳在奥氏体中不断由高浓度一侧向低浓度一侧扩散。这种奥氏体中碳扩散的结果，破坏了碳浓度的平衡，造成奥氏体与铁素体接触处碳浓度的升高和奥氏体与渗碳体接触处碳浓度的降低。为了恢复碳浓度的平衡，势必促使铁素体向奥氏体转变以及渗碳体的溶解。这种碳浓度平衡的破坏与恢复的反复循环过程，使得奥氏体不断向铁素体与渗碳体中延伸长大，直至铁素体全部转变为奥氏体为止。3.残余渗碳体的溶解在奥氏体形成过程中，铁素体先消失，因此奥氏体形成之后，还残存未溶渗碳体。这些残余渗碳体将随着时间的延长，继续不断地溶人奥氏体，直至全部消失。4.奥氏体成分的均匀化当残余渗碳体全部溶解时，奥氏体中的碳浓度仍然是不均匀的，原渗碳体处含碳量较高，而原铁素体处较低。只有继续延长保温时间，以使碳原子充分扩散，才能获得奥氏体成分的均匀化。亚共析钢和过共析钢的奥氏体化过程与共析钢基本相同，但因存在先共析铁紊体或二次渗碳体，所以必需加热到Ac1或Accm以上的温度才能获得全部奥氏体组织。

二.影响奥氏体形成速度的因素奥氏体形成速度与加热温度、加热速度、钢的成分以及原始组织等有关。加热温度越高，原子的扩散能力越大，奥氏体形成速度越快。加热速度越快，奥氏体转变温度越高，奥氏体形成速度越快。随着钢中含碳量的增多，铁素体与渗碳体的相界面积增大，有利于加速奥氏体的形成；钢中合金元素显著影响奥氏体的形成速度。钢的成分相同时，珠光体越细，奥氏体形成速度越快；层片状珠光体形成奥氏体的速度快于粒状珠光体。

三.奥氏体晶粒大小及其影响因素1.奥氏体晶粒度奥氏体晶粒大小对钢的室温组织和性能有很大影响。因此，了解奥氏体晶粒度的概念及影响奥氏体晶粒度的因素是十分必要的。奥氏体晶粒度是表示奥氏体晶粒大小的一种指标，奥氏体晶粒度有三种不同的概念。1)起始晶粒度：是指奥氏体形成刚结束、奥氏体晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。2)实际晶粒度：是指钢在具体加热条件下所获得的奥氏体晶粒大小。3)本质晶粒度：表示在特定条件下钢的奥氏体晶粒长大的倾向性，它并不代表奥氏体具体的晶粒大小，有关国家标准规定，把钢加热到930℃±10℃，保温8h后的奥氏体晶粒度即为本质晶粒度。本质晶粒度为1～4级的钢被认为晶粒长大倾向大，称为本质粗晶粒钢；本质晶粒度为5～8级的钢被认为晶粒长大倾向小，称为本质细晶粒钢。图5.3为钢的奥氏体标准晶粒度级别图。应当指出，本质晶粒度只表示钢在一定温度范围内晶粒长大的倾向性。当加热温度超过一定范围时，本质细晶粒钢的奥氏体晶粒也可能迅速长大，甚至超过本质粗晶粒钢，如图5.4所示。图5.3钢的奥氏体标谁晶粒度级别图图5.4本质粗晶粒钢与本质细晶粒钢的晶粒长大倾向一般用铝脱氧的钢多为本质细晶粒钢，而只用锰硅脱氧的钢为本质粗晶粒钢。沸腾钢一般为本质粗晶粒钢，而镇静钢一般为本质细晶粒钢。需经热处理的零件一般都采用本质细晶粒钢制造。2.影响奥氏体晶粒长大的因素奥氏体晶粒长大，导致晶界总面积的减少，从而使体系自由能降低。所以，在高温下奥氏体晶粒长大是一个自发过程。奥氏体化温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒长大越明显。随着奥氏体中含碳量的增加，奥氏体晶粒长大倾向增大。当奥氏体晶界上存在未溶的渗碳体时，会对晶粒长大起阻碍作用，使奥氏体晶粒长大倾向减小。钢中加入合金元素，也影响奥氏体晶粒长大。一般认为，能形成稳定碳化物的元素（如Cr、Mo、W、V、Ti、Nb、Zr）、能形成不溶于奥氏体的氧化物及氮化物的元素（如Al）、促进石墨化的元素（如Si、Ni、Co）、以及在结构上自由存在的元素（如Cu），都会阻碍奥氏体晶粒长大。而锰、磷则有加速奥氏体晶粒长大的倾向。

§5.2钢在冷却时的转变钢的奥氏体化不是热处理的最终目的，它是为了随后的冷却转变作组织准备。因为大多数机械构件都在室温下工作，且钢件性能最终取决于奥氏体冷却转变后的组织，所以研究不同冷却条件下钢中奥氏体组织的转变规律，具有更重要的实际意义。奥氏体在临界转变温度以上是稳定的，不会发生转变。奥氏体冷却至临界温度以下，在热力学上处于不稳定状态，要发生转变。这种在临界点以下存在的不稳定的且将要发生转变的奥氏体，称为过冷奥氏体。过冷奥氏体的转变产物，决定于它的转变温度，而转变温度又主要与冷却的方式和速度有关。在热处理中，通常有两种冷却方式，即等温冷却与连续冷却，如图⒌5所示。连续冷却时，过冷奥氏体的转变发生在一个较宽的温度范围内，因而得到粗细不匀甚至类型不同的混合组织。虽然这种冷却方式在生产中广泛采用，但分析起来较为困难。在等温冷却的情况下，可以分别研究温度和时间对过冷奥氏体转变的影响，从而有利于弄清转变过程和转变产物的组织与性能。

一.共析钢过冷奥氏体等温转变曲线将奥氏体化后的共析钢快冷至临界点以下的某一温度等温停留，并测定奥氏体转变量与时间的关系，即可得到过冷奥氏体等温转变动力学曲线。图5.6为共析钢在不同温度下的等温转变动力学曲线。将各个温度下转变开始和终了时间标注在温度——时间坐标中，并连成曲线，即得到共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线，如图5.6所示。这种曲线形状类似字母“C”，故称为C曲线，亦称TTT图。它不仅可以表达不同温度下过冷奥氏体转变量与时间的关系，同时也可以指出过冷奥氏体等温转变的产物。C曲线上部的水平线A1是珠光体和奥氏体的平衡温度，Al线以上为奥氏体稳定区。C曲线下面的两条水平线分别表示奥氏体向马氏体转变开始温度MS点和奥氏体向马氏体转变终了温度Mf点，两条水平线之间为马氏体和过冷奥氏体的共存区。Al线以下、MS线以上和转变开始曲线以左的区域为过冷奥氏体区；转变开始曲线与转变终了曲线之间为转变过渡区，同时存在奥氏体和珠光体或奥氏体和贝氏体；转变终了曲线以右为珠光体或贝氏体区。过冷奥氏体等温转变开始所经历的时间称为孕育期，它的长短标志着过冷奥氏体稳定性的大小。由图⒌6可见，共析钢在550℃左右孕育期最短，过冷奥氏体最不稳定，它是C曲线的“鼻尖”。在鼻尖以上，孕育期随温度升高而延长；在鼻尖以下，孕育期随温度降低而延长。

二.过冷奥氏体转变及其产物的组织形态与性能根据过冷奥氏体转变温度的不同，转变产物可分为珠光体、贝氏体和马氏体三种。共析成分碳钢的过冷奥氏体在A1～550℃之间发生珠光体转变，550℃～MS之间发生贝氏体转变，MS～Mf之间发生马氏体转变。1.珠光体转变和珠光体的纽织形态与性能奥氏体向珠光体转变，是通过形核和长大的过程来完成的。由于转变温度高，铁和碳都能充分扩散，因此珠光体转变是一个扩散型转变。在一般情况下，珠光体为片状铁素体与渗碳体相间分布的层状组织，如图5.7所示，称之为片状珠光体。相邻两片渗碳体中心之间的距离称为珠光体的片间距，如图5.8a所示。片状珠光体中片层方向大致相同的区域称为珠光体团，在一个奥氏体晶粒内可以形成几个珠光体团，如图5.8b所示。一般认为，片状珠光体是渗碳体和铁素体交替形核与长大的产物。然而，近年来有人研究指出，片状珠光体是渗碳体片分枝长大的结果，如图5.9所示。这就是说，一个珠光体团是由一个渗碳体晶粒和一个铁素体晶粒相互穿插而形成的。珠光体的片间距和珠光体团的尺寸与过冷奥氏体的转变温度有关，转变温度越低，珠光体的片间距越小，珠光体团的尺寸也越小。根据片间距的大小，珠光体可分为三种，即珠光体、索氏体和托氏体。一般所谓的片状珠光体，是指在光学显微镜下能明显分辨出片层的珠光体，片间距约为150-450nm。若片间距小到光学显微镜难以分辨时，则称这种细片状珠光体为索氏体，其片间距约为80～150nm。在更低的温度下形成的片间距为30～80nm的极细片状珠光体被称为托氏体。用电子显微镜观察时，不论是索氏体还是托氏体，都是层片状组织，只是片间距不同而已。必须指出，珠光体组织不是在任何条件下都呈片层状。如共析钢和过共析钢可通过球化退火使奥氏体转变的珠光体不呈片层状，而是渗碳体呈细小的球状或粒状分布在铁素体基体中，称之为球状珠光体或粒状珠光体，如图5.10所示。图5.11为共折钢片状珠光体的片间距与机械性能间的关系。由图可见，随着过冷奥氏体转变温度的降低，珠光体片间距减小，钢的强度和硬度提高，塑性也略有改善。粒状珠光体与片状珠光体相比，在成分相同的情况下，粒状珠光体的强度与硬度稍低，而塑性与韧性较好，如图3.12所示。2.马氏体转变和马氏体的组织形态与性能1)马氏体转变马氏体转变是指钢从奥氏体状态快速冷却，来不及发生扩散分解而产生的无扩散型的相变，转变产物称为马氏体。由于马氏体转变的无扩散性，因而马氏体的化学成分与母相奥氏体完全相同。如共析钢的奥氏体碳浓度为0.8％，它转变成的马氏体的碳浓度也为0.8％。显然，马氏体是碳在α-Fe中的过饱和间隙固溶体。通常用字母M表示单相马氏体组织。马氏体转变是通过切变和原子的微小调整来实现γ相向α相转变的。由于没有原子的扩散，所以固溶于奥氏体中的碳原子被迫保留在α相的晶格中，造成晶格的严重畸变，成为具有一定正方度（c/a）的体心正方晶格，如图5.13所示。

马氏体正方度的大小，取决于马氏体中的含碳量；含碳量越高，正方度越大。钢中含碳置小于0.2％时，马氏体的正方度几乎等于1，这时马氏体的晶体结构是体心立方。当钢中含碳量增加时，正方度大于1，马氏体为体心正方结构。马氏体形成时，马氏体和奥氏体相界面上的原子是共有的，既属于马氏体，又属于奥氏体，称这种关系为共格关系。马氏体转变的切变共格性，在宏观上往往表现为抛光试样马氏体转变后，表面出现浮凸现象。在通常情况下，过冷奥氏体向马氏体的转变，必须在不断降温条件下转变才能继续进行，冷却过程中断，转变立即停止。当温度降低到Mf以下时，过冷奥氏体向马氏体转变接近全部完成，但经常有少量奥氏体未转变而被保留下来，称之为残余奥氏体。在M点低于室温的情况下，则Ms、Mf点越低，冷却到室温时钢中的残余奥氏体量越多。因此，淬火钢中马氏体和残余奥氏体数量与马氏体转变开始温度Ms及终了温度Mf有关。钢的化学成分对马氏体转变温度（Ms、Mf）有影响，其中碳可急剧降低马氏体转变开始温度和终了温度，如图5.14、图5.15所示。2)马氏体的组织形态与性能钢中马氏体的形态主要有两种，即板条状马氏体和针片状马氏体。马氏体的形态主要取决于马氏体的含碳量，含碳量低于0.20％时！马氏体几乎完全为板条状（见图5.16）；含碳量高于1.0％时，马氏体基本为针片状（见图5.17）；含碳量介于0.20％～1.0％之间时，马氏体为板条状和针片状的混合组织。（4分钟）板条状马氏体的立体形态呈细长的板条状。显微组织中，板条马氏体成束状分布，一组尺寸大致相同并平行排列的板条构成一个板条束。板条束内的相邻板条之间以小角度晶界分开，束与束之间具有较大的位向差。在板条状马氏体内，存在着高密度位错构成的亚结构，因此板条状马氏体又称为位错马氏体。针片状马氏体的立体形态呈凸透镜状，显微组织为其截面形态，常呈片状或针状。针片状马氏体之间交错成一定角度。由于马氏体晶粒一般不会穿越奥氏体晶界，最初形成的马氏体针片往往贯穿整个奥氏体晶粒，较为粗大；后形成的马氏体针片则逐渐变细、变短。由于针片状马氏体内的亚结构主要为孪晶，故又称它为孪晶马氏体。高硬度是马氏体的主要特点。马氏体的硬度主要受含碳量的影响，如图5.18所示。在含碳量较低时，马氏体硬度随着含碳量的增加而迅速上升；当含碳量超过0.6％之后，马氏体硬度的变化趋于平缓。含碳量对马氏体硬度的影响主要是由于过饱和碳原子与马氏体中的晶体缺陷交互作用引起的固溶强化所造成。板条马氏体中的位错和针片状马氏体中的孪晶也是强化的重要因素，尤其是孪晶对针片状马氏体的硬度和强度的贡献更为显著。一般认为马氏体的塑性和韧性都很差，实际只有针片状马氏体是硬而脆的，而板条马氏体则具有较好的韧性。尽可能细化奥氏体晶粒，以获得细小的马氏体组织，这是提高马氏体韧性的有效途径。3.贝氏体转变和贝氏体的纽织形态与性能1)贝氏体转变钢的过冷奥氏体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，发生一种半扩散型相变，称之为贝氏体转变。转变产物贝氏体通常用字母B表示。在贝氏体转变过程中，铁原子不扩散，它通过切变完成奥氏体向铁素体的晶格改组；碳原子则通过扩散以碳化物的形式沉淀析出。贝氏体显然也与珠光体一样，是铁素体和渗碳体的混合物；但是这种铁素体的含碳量高于平衡态铁素体的含碳量，它是碳在α-Fe中过饱和固溶体；而且贝氏体转变温度越低，碳在铁素体中的过饱和度越大。转变温度不同，所形成的贝氏体的形态和性能也不同。钢中贝氏体形态主要有两种，即上贝氏体和下贝氏体。共析碳钢在550～350℃之间，过冷奥氏体转变为上贝氏体；在350℃～Ms之间，过冷奥氏体转变为下贝氏体。2)贝氏体的组织形态与性能上贝氏体组织在光学显微镜下呈羽毛状特征，铁素体条成束的从奥氏体晶界向晶内伸展，如图5.19a所示。在电子显微镜下可以看出，不连续的短杆状或细条状的渗碳体分布在近似平行而密集的铁素体条之间，如图5.20a所示。在铁素体条内存在位错亚结构，且位错密度随着贝氏体转变温度的降低而增大。下贝氏体组织在光学显微镜下呈黑色针片状，如图5.19b所示。其立体形态，同高碳马氏体一样，也呈凸透镜状。在电子显微镜下可见铁素体针片内规则地分布着细片状碳化物，它们与铁素体的长轴方向约成55°～60°角，如图5.20b所示。下贝氏体中铁素体的亚结构与上贝氏体一样，也是位错，但其密度高于上贝氏体。除常见的上贝氏体和下贝氏体之外，在一些低、中碳合金钢中往往还会出现一种粒状贝氏体组织。它的形成温度一般在上贝氏体形成温度范围的上半部。图5.21为常见粒状贝氏体的显微组织，其组织特征是在大块状铁素体内分布着一些颗粒状或条状“小岛”。这些小岛原先是富碳的奥氏体区，在冷却过程中小岛的转变可能有三种情况，即分解为铁素体和碳化物，或发生马氏体转变，或以残余奥氏体形式保留下来。上贝氏体组织中的铁素体晶粒和碳化物颗粒较粗大，它们的分布都具有明显的方向性。这种组织形态易使铁素体条间产生脆断。因此上贝氏体不仅强度、硬度较低，而且韧性较差。下贝氏体组织中的铁素体针片细小且均匀分布，铁素体内沉淀析出的细片状碳化物亦弥散均匀分布，铁素体内又有高密度位错的亚结构。因此，下贝氏体的强度、硬度、塑性和韧性均高于上贝氏体，具有优良的综合机械性能。

三.影响过冷奥氏体等温转变的因素过冷奥氏体等温转变曲线的位置和形状反映了过冷奥氏体的稳定性、等温转变速度及转变产物的性质。因此，凡是影响C曲线位置和形状的因素都会影响过冷奥氏体的等温转变。影响C曲线位置和形状的主要因素是奥氏体的成分与奥氏体化条件。1.含碳量的影响图5.22表明了含碳量对碳钢C曲线的影响。由图可见，亚共析钢和过共析钢C曲线的上部各多出了一条先共析相析出线，它表示在发生珠光体转变之前，亚共析钢中要先析出铁素体，过共析钢中要先析出渗碳体。在正常热处理条件下，亚共析钢的C曲线随含碳量的增加而右移，过共析钢的C曲线随含碳量的增加而左移。这是由于亚共析钢过冷奥氏体的含碳量越高，先共析铁素体析出速度越慢；过共析钢含碳量越高，未溶渗碳体越多，越有利于过冷奥氏体分解的缘故。2.合金元素的影响除Co以外的所有合金元素，当其溶人奥氏体后都能增加过冷奥氏体稳定性，使C曲线右移。当过冷奥氏体中含有较多的Cr、Mo、W、Ⅴ、Ti等碳化物形成元素时，C曲线的形状还发生变化，甚至C曲线分离成上下两部分，形成两个“鼻子”，中间出现一个过冷奥氏体较为稳定的区域，如图5.23所示。应当指出，当强碳化物形成元素含量较多时，若在钢中形成稳定的碳化物，在奥氏体化过程中不能全部溶解，而以残留碳化物的形式存在，它们会降低过冷奥氏体的稳定性，使C曲线左移。3.奥氏体化条件的影响随着奥氏体化温度的升高和保温时间的延长，奥氏体的成分更加均匀化，与此同时，未溶碳化物数量减少，奥氏体晶粒长大，晶界面积减少，这些都降低了过冷奥氏体分解的形核率，使过冷奥氏体稳定性增大，导致C曲线右移。4.过冷奥氏体连续冷却转变曲线在实际生产中，典氏体大多是在连续冷却过程中转变的。尽管根据过冷奥氏体等温转变曲线能近似推测连续冷却条件下过冷奥氏体的转变过程及产物，但不够准确，还必须建立过冷奥氏体连续冷却转变曲线（又称CCT图）。图5.24为共析碳钢CCT曲线与TTT曲线的对比。图中实线为CCT曲线，其中左边一条线表示过冷奥氏体向珠光体转变开始线，右边一条线表示过冷奥氏体向珠光体转变终了线，下边一条线表示过冷奥氏体向珠光体转