金屬材料組織和性能的控制
內(nèi)容提要：
本章介紹金屬材料組織和性能的影響因素及其控制方法，包括純金屬的結(jié)晶、合金的結(jié)晶、金屬的塑性加工、鋼的熱處理、鋼的合金化、表面技術(shù)等內(nèi)容。
純金屬的結(jié)晶部分主要介紹純金屬結(jié)晶的條件和結(jié)晶過程，同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，細(xì)化鑄態(tài)金屬晶粒的措施。
合金的結(jié)晶部分主要介紹發(fā)生勻晶反應(yīng)的合金的結(jié)晶過程和發(fā)生共晶反應(yīng)的合金的結(jié)晶過程。
鐵碳合金的結(jié)晶部分主要介紹鐵碳相圖、典型鐵碳合金的平衡結(jié)晶過程。并介紹鐵碳合金的成分-組織-性能關(guān)系。
金屬的塑性加工部分主要介紹金屬塑性變形的微觀機理、塑性變形對金屬組織和性能的影響，以及再結(jié)晶對金屬組織和性能的影響。
鋼的熱處理部分主要介紹熱處理的原理和熱處理工藝（退火、正火、淬火、回火、表面熱處理和化學(xué)熱處理），以及鋼的熱處理新技術(shù)。
鋼的合金化部分主要介紹合金元素在鋼中的作用，合金元素對鋼的熱處理、
鋼的機械性能、工藝性能的影響。
表面技術(shù)部分介紹電刷鍍、熱噴涂、氣相沉積、激光表面改性等新技術(shù)。
學(xué)習(xí)目標(biāo)：
本章是工程材料課程的重點章。著重掌握以下內(nèi)容：鐵碳相圖、典型鐵碳合金的平衡結(jié)晶過程，杠桿定律，鐵碳合金的成分-組織-性能關(guān)系。過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變（C曲線）、過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變，鋼的淬透性、淬硬性。退火、正火、淬火、回火、表面熱處理和化學(xué)熱處理等熱處理工藝。合金元素在鋼中的作用，合金元素對鋼的熱處理、鋼的機械性能的影響。
熟悉純金屬、合金的結(jié)晶、金屬的塑性加工、再結(jié)晶對金屬組織和性能的影響規(guī)律。
表面技術(shù)部分作一般了解。
學(xué)習(xí)建議：
1．
本章闡述了金屬材料組織與性能的影響因素和規(guī)律，是工程材料學(xué)的基本理論基礎(chǔ)。本章是課程的重點，需要扎扎實實地學(xué)習(xí)好，掌握金屬材料組織與性能的主要影響因素和規(guī)律，為后面學(xué)習(xí)金屬材料知識打好基礎(chǔ)。
2．
本章內(nèi)容多，按排學(xué)習(xí)學(xué)時應(yīng)多一些。本章中有一些難點和重點，要著重理解。學(xué)習(xí)時可以安排幾次討論。
3．
若有條件，參觀機械廠、熱處理廠，以便對金屬材料的生產(chǎn)和加工過程有所了解。理論聯(lián)系實際，學(xué)習(xí)效果會更好。
4．
瀏覽相關(guān)網(wǎng)站，收集材料生產(chǎn)和加工新技術(shù)有關(guān)資料，拓寬知識面。
5． 建議本章學(xué)時：8-10 學(xué)時
2.1 金屬的結(jié)晶
金屬材料冶煉后，澆鑄到錠模或鑄模中，通過冷卻，液態(tài)金屬轉(zhuǎn)變?yōu)楣虘B(tài)金屬，獲得一定形狀的鑄錠或鑄件。固態(tài)金屬處于晶體狀態(tài)，因此金屬從液態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣虘B(tài)（晶態(tài)）的過程稱為結(jié)晶過程。廣義上講，金屬從一種原子排列狀態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N原子規(guī)則排列狀態(tài)（晶態(tài)）的過程均屬于結(jié)晶過程。通常把金屬從液態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣腆w晶態(tài)的過程稱為一次結(jié)晶，而把金屬從一種固體晶態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N固體晶態(tài)的過程稱為二次結(jié)晶或重結(jié)晶。
2.1.1 純金屬的結(jié)晶
什么是金屬的結(jié)晶
工程上使用的金屬材料通常要經(jīng)過液態(tài)和固態(tài)的加工過程。例如制作機器零件的鋼材，要經(jīng)過冶煉、注錠、軋制、鍛造、機加工和熱處理等工藝過程。生產(chǎn)上將金屬的凝固叫做結(jié)晶。
冶煉、注錠 液態(tài)金屬結(jié)構(gòu) 固態(tài)金屬結(jié)構(gòu)
液態(tài)金屬中，金屬原子作不規(guī)則運動。但在小范圍內(nèi)，原子會出現(xiàn)規(guī)則排列。這些小范圍內(nèi)的規(guī)則排列稱短程有序。這種短程有序的原子集團是不穩(wěn)定的，瞬時出現(xiàn)瞬時消失。
通常的固態(tài)金屬屬于晶體材料，金屬原子是規(guī)則排列，也叫長程有序。
從本質(zhì)上講，金屬從一種原子排列狀態(tài)（晶態(tài)或非晶態(tài)）到另一種原子規(guī)則排列狀態(tài)（晶態(tài)）的轉(zhuǎn)變叫金屬的結(jié)晶。金屬從液態(tài)過渡到固體晶態(tài)的轉(zhuǎn)變稱為一次結(jié)晶。
一. 純金屬結(jié)晶的條件
通過實驗，測得液體金屬在結(jié)晶時的溫度-時間曲線稱為冷卻曲線。絕大多數(shù)純金屬（如銅、鋁、銀等）的冷卻曲線如下圖所示。
純銅的冷卻曲線中T0為純銅的熔點(又稱理論結(jié)晶溫度), Tn為開始結(jié)晶溫度。曲線中abc段為液態(tài)金屬逐漸冷卻, bc段溫度低于理論結(jié)晶溫度,
這種現(xiàn)象稱為過冷現(xiàn)象。理論結(jié)晶溫度T0與開始結(jié)晶溫度 Tn之差叫做過冷度, 用 ΔT 表示。
ΔT =T0- Tn
冷卻速度越大, 則開始結(jié)晶溫度越低,
過冷度也就越大。cde段表示金屬正在結(jié)晶，此時金屬液體和金屬晶體共存。de段出現(xiàn)一個平臺，表示結(jié)晶時溫度保持不變，為恒溫過程。這是由于由液態(tài)原子無序狀態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)橛行驙顟B(tài)時放出結(jié)晶潛熱，抵消了向外界散發(fā)的熱量，而保持結(jié)晶過程溫度不變。在非常緩慢冷卻的條件下，平臺溫度與理論結(jié)晶溫度相差很小。ef段表示金屬全部轉(zhuǎn)變?yōu)楣虘B(tài)晶體后,
固態(tài)金屬逐漸冷卻。
自然界的一切自發(fā)轉(zhuǎn)變過程，總是由一種較高能量狀態(tài)趨向于能量最低的穩(wěn)定狀態(tài)。在一定溫度條件下，只有那些引起體系自由能（即能夠?qū)ν庾鞴Φ哪遣糠帜芰浚┙档偷倪^程才能自發(fā)進行。
液態(tài)金屬和固態(tài)金屬的自由能-溫度關(guān)系曲線中，兩條曲線交點所對應(yīng)的溫度T0即為理論結(jié)晶溫度或熔點。液態(tài)金屬要結(jié)晶，溫度必須低于T0，也就是說要有一定的過冷度。此時金屬在液態(tài)和固態(tài)之間存在一個自由能差（ΔF ）。ΔF 就是液態(tài)金屬結(jié)晶的動力。
二.純金屬的結(jié)晶過程
金屬的結(jié)晶包括兩個基本過程：形核與長大。
1.形核
液態(tài)金屬內(nèi)部生成一些極小的晶體作為結(jié)晶的核心。生成的核心叫做晶核。形核有兩種方式。
(1)自發(fā)形核
在液態(tài)金屬中，存在大量尺寸不同的短程有序的原子集團。當(dāng)溫度降到結(jié)晶溫度以下時，短程有序的原子集團變得穩(wěn)定，不再消失，成為結(jié)晶核心。這個過程叫自發(fā)形核。這種由液態(tài)金屬內(nèi)部為金屬原子自發(fā)形成的晶核叫自發(fā)晶核。
(2)非自發(fā)形核
實際金屬內(nèi)部往往含有許多其它雜質(zhì)。當(dāng)液態(tài)金屬降到一定溫度后，有些雜質(zhì)可附著金屬原子，成為結(jié)晶核心，這個過程叫非自發(fā)形核。這種依附于雜質(zhì)而形成的晶核叫做非自發(fā)晶核。
自發(fā)性核 非自發(fā)形核
2.晶體的長大
晶體的長大有兩種方式:
(1)平面長大
當(dāng)冷卻速度較慢時，金屬晶體以其表面向前平行推移的方式長大。晶體長大時，不同晶面的垂直方向上的長大速度不同。沿密排面的垂直方向上的長大速度最慢，而非密排面的垂直方向上的長大速度較快。平面長大的結(jié)果，晶體獲得表面為密排面的規(guī)則形狀。
(2)樹枝狀長大
當(dāng)冷卻速度較快時，晶體的棱角和棱邊的散熱條件比面上的優(yōu)越，因而長大較快，成為伸入到液體中的晶枝。優(yōu)先形成的晶枝稱一次晶軸，在一次晶軸增長和變粗的同時，在其側(cè)面生出新的晶枝，即二次晶軸。其后又生成三次晶軸、四次晶軸。結(jié)晶后得到具有樹枝狀的晶體。實際金屬結(jié)晶時，晶體多以樹枝狀長大方式長大
平面長大 樹枝狀長大
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平面長大的規(guī)則形狀晶體 | 樹枝狀長大的樹枝狀晶體 |
2.1.2 同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變
許多金屬在固態(tài)下只有一種晶體結(jié)構(gòu)，如鋁、銅、銀等金屬在固態(tài)時無論溫度高低，均為面心立方晶格。鎢、鉬、釩等金屬則為體心立方晶格。但有些金屬在固態(tài)下，存在兩種或兩種以上的晶格形式，如鐵、鈷、鈦等。這類金屬在冷卻或加熱過程中，其晶格形式會發(fā)生變化。金屬在固態(tài)下隨溫度的改變，由一種晶格轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N晶格的現(xiàn)象，稱為同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變。
純鐵的結(jié)晶過程
液態(tài)純鐵在1538℃進行結(jié)晶，得到具有體心立方晶格的δ-Fe。繼續(xù)冷卻到1394℃時發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變, 成為面心立方晶格的 γ -Fe。再冷卻到912℃時又發(fā)生一次同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變, 成為體心立方晶格的α - Fe。
δ-Fe(體心立方晶格)----- γ -Fe(面心立方晶格)----- α - Fe(體心立方晶格)
以不同晶體結(jié)構(gòu)存在的同一種金屬的晶體稱為該金屬的同素異晶體。上式中的 δ-Fe、 γ -Fe 、 α - Fe 均是純鐵的同素異晶體。
金屬的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變與液態(tài)金屬的結(jié)晶過程相似，故稱為二次結(jié)晶或重結(jié)晶。在發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變時金屬也有過冷現(xiàn)象，也會放出潛熱，并具有固定的轉(zhuǎn)變溫度。新同素異晶體的形成也包括形核和長大兩個過程。同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變是在固態(tài)下進行，因此轉(zhuǎn)變需要較大的過冷度。由于晶格的變化導(dǎo)致金屬的體積發(fā)生變化，轉(zhuǎn)變時會產(chǎn)生較大的內(nèi)應(yīng)力。例如 γ -Fe轉(zhuǎn)變?yōu)?/span>α - Fe時，鐵的體積會膨脹約1％。它可引起鋼淬火時產(chǎn)生應(yīng)力， 嚴(yán)重時會導(dǎo)致工件變形和開裂。
適當(dāng)提高冷卻速度，可以細(xì)化同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變后的晶粒，從而提高金屬的機械性能。
2.1.3 細(xì)化鑄態(tài)金屬晶粒的措施 ☆ 重點內(nèi)容
金屬結(jié)晶后，獲得由大量晶粒組成的多晶體。一個晶粒是由一個晶核長成的晶體，實際金屬的晶粒在顯微鏡下呈顆粒狀。晶粒大小可用晶粒度來表示，晶粒度號越大晶粒越細(xì)。
晶粒度表
晶粒度 | 1 | 2 | 3 | 4 | 5 | 6 | 7 | 8 |
單位面積晶粒數(shù)（個／mm2) | 16 | 32 | 64 | 128 | 256 | 512 | 1024 | 2048 |
晶粒平均直徑(mm) | 0.250 | 0.177 | 0.125 | 0.088 | 0.062 | 0.044 | 0.031 | 0.022 |
在一般情況下, 晶粒越小, 則金屬的強度, 塑性和韌性越好。工程上使晶粒細(xì)化, 是提高金屬機械性能的重要途徑之一。這種方法稱為細(xì)晶強化。細(xì)化鑄態(tài)金屬晶粒有以下措施。
1.增大金屬的過冷度
一定體積的液態(tài)金屬中,若成核速率N(單位時間單位體積形成的晶核數(shù),個/m3·s)越大, 則結(jié)晶后的晶粒越多, 晶粒就越細(xì)小; 晶體長大速度G(單位時間晶體長大的長度, m/s)越快, 則晶粒越粗。
隨著過冷度的增加, 形核速率和長大速度均會增大。但當(dāng)過冷度超過一定值后，成核速率和長大速度都會下降。這是由于液體金屬結(jié)晶時成核和長大，均需原子擴散才能進行。當(dāng)溫度太低時，原子擴散能力減弱，因而成核速率和長大速度都降低。對于液體金屬，一般不會得到如此大的過冷度，通常處于曲線的左邊上升部分。所以, 隨著過冷度的增大，成核速率和長大速度都增大，但前者的增大更快，因而比值N/G也增大, 結(jié)果使晶粒細(xì)化。 |
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成核速率、長大速度與過冷度的關(guān)系 |
增大過冷度的主要辦法是提高液態(tài)金屬的冷卻速度, 采用冷卻能力較強的模子。例如采用金屬型鑄模, 比采用砂型鑄模獲得的鑄件晶粒要細(xì)小。
超高速急冷技術(shù)可獲得超細(xì)化晶粒的金屬、亞穩(wěn)態(tài)結(jié)構(gòu)的金屬和非晶態(tài)結(jié)構(gòu)的金屬。非晶態(tài)金屬具有特別高的強度和韌性、優(yōu)異的軟磁性能、高的電阻率、良好的抗蝕性等。
2. 變質(zhì)處理
變質(zhì)處理就是在液體金屬中加入孕育劑或變質(zhì)劑，以細(xì)化晶粒和改善組織。變質(zhì)劑的作用在于增加晶核的數(shù)量或者阻礙晶核的長大。例如，在鋁合金液體中加入鈦、鋯；鋼水中加入鈦、釩、鋁等，都可使晶粒細(xì)化。
3. 振動
在金屬結(jié)晶的過程中采用機械振動、超聲波振動等方法，可以破碎正在生長中的樹枝狀晶體，形成更多的結(jié)晶核心，獲得細(xì)小的晶粒。
4. 電磁攪拌
將正在結(jié)晶的金屬置于一個交變電磁場中，由于電磁感應(yīng)現(xiàn)象，液態(tài)金屬會翻滾起來，沖斷正在結(jié)晶的樹枝狀晶體的晶枝，增加結(jié)晶核心，從而可細(xì)化晶粒。
2.1.4 鑄錠的結(jié)構(gòu)
一. 鑄錠結(jié)構(gòu)
鑄錠分為三個各具特征的晶區(qū)：
(1) 細(xì)晶區(qū)；(2)柱狀晶區(qū)；(3)等軸晶區(qū)
鑄錠結(jié)構(gòu)
①細(xì)等軸晶區(qū) 液體金屬注入錠模時，由于錠模溫度不高，傳熱快，外層金屬受到激冷，過冷度大，生成大量的晶核。同時模壁也能起非自發(fā)晶核的作用。結(jié)果，在金屬的表層形成一層厚度不大、晶粒很細(xì)的細(xì)晶區(qū)。
②柱狀晶區(qū) 細(xì)晶區(qū)形成的同時，錠模溫度升高，液體金屬的冷卻速度降低，過冷度減小， 生核速率降低，但此時長大速度受到的影響較小。結(jié)晶時，優(yōu)先長大方向（即一次晶軸方向）與散熱最快方向（一般為往外垂直模壁的方向）的反方向一致的晶核向液體內(nèi)部平行長大，結(jié)果形成柱狀晶區(qū)。
③粗等軸晶區(qū) 隨著柱狀晶區(qū)的發(fā)展，液體金屬的冷卻速度很快降低，過冷度大大減小，溫度差不斷降低，趨于均勻化；散熱逐漸失去方向性，所以在某個時候，剩余液體中被推來和漂浮來的、以及從柱狀晶上被沖下的二次晶枝的碎塊，可能成為晶核，向各個方向均勻長大，最后形成一個粗大的等軸晶區(qū)。
二. 鑄錠晶粒形狀的影響因素
柱狀是由外往里順序結(jié)晶的，晶質(zhì)較致密。但柱狀晶的接觸面由于常有非金屬夾雜或低熔點雜質(zhì)而為弱面，在熱軋、鍛造時容易開裂，所以對于熔點高和雜質(zhì)多的金屬，例如鐵、鎳及其合金，不希望生成柱狀晶；但對于熔點低，不含易熔雜質(zhì)，塑性較好的金屬，即使全部為柱狀晶，也能順利地進行熱軋、熱鍛，所以鋁、銅等有色金屬及合金，反而希望鑄錠得到柱狀晶結(jié)構(gòu)。
柱狀晶的性能具有明顯的方向性，沿柱狀晶晶軸方向的強度較高。對于那些主要受單向載荷的機器零件，例如汽輪機葉片等，柱狀晶結(jié)構(gòu)是非常理想的。
金屬加熱溫度高，冷卻速度大，鑄造溫度高和澆注速度大等，有利于在鑄錠或鑄件的截面上保持較大的溫度梯度，獲得較發(fā)達的柱狀晶。結(jié)晶時單向散熱，有利于柱狀晶的生成。
為了獲得柱狀晶結(jié)構(gòu)，可采用定向結(jié)晶的方法。具有細(xì)長柱狀晶的鋁鎳鈷永磁合金即是用這種方法生產(chǎn)的。
等軸晶沒有弱面，其晶枝彼此嵌入，結(jié)合較牢，性能均勻，無方向性，是一般情況下的金屬特別是鋼鐵鑄件所要求的結(jié)構(gòu)。鑄造溫度低，冷卻速度小等，有利于截面溫度的均勻性，促進等軸晶的形成。
用機械振動、電磁攪拌等方法，可破壞柱狀晶的形成，有利于等軸晶的形成。若冷卻速度很快，可全部獲得細(xì)小的等軸晶，砂型鑄造往往得到較粗的等軸晶。
2.1.5 單晶的制取
單晶是電子元件和激光元件的重要原料。金屬單晶也開始應(yīng)用于某些特殊場合如噴氣發(fā)動機葉片等。
根據(jù)結(jié)晶理論，制備單晶的基本要求是液體結(jié)晶時只存在一個晶核，要嚴(yán)格防止另外形核。
單晶制取
想一想 根據(jù)制備單晶的基本要求,請設(shè)計一種單晶制取方法。
單晶的制取
根據(jù)結(jié)晶理論，制備單晶的基本要求是液體結(jié)晶時只存在一個晶核，并且嚴(yán)格防止另外形核。
單晶可用下列兩種方法制取。
1. 尖端形核法
將原料放入一個尖底的園柱形坩堝中加熱熔化, 然后讓坩堝緩慢地向冷卻區(qū)下降,底部尖端的液體首先達到過冷狀態(tài)，開始形核。恰當(dāng)控制各種因素，就可能形成一個晶核。隨著坩堝的繼續(xù)緩慢下降，晶體不斷長大而獲得單晶。
2．垂直提拉法
先將坩堝中原料加熱熔化，并使其溫度保持在稍高于材料的熔點之上。將籽晶夾在籽晶桿上。然后讓籽晶與熔體接觸。將籽晶一面轉(zhuǎn)動一面緩慢地拉出，即長成一個單晶。這種方法廣泛地用于制取電子工業(yè)中應(yīng)用的單晶硅。
2.2 合金的結(jié)晶
合金的結(jié)晶過程較為復(fù)雜, 通常運用合金相圖來分析合金的結(jié)晶過程。
相圖是表明合金系中各種合金相的平衡條件和相與相之間關(guān)系的一種簡明示圖，也稱為平衡圖或狀態(tài)圖。
平衡 是指在一定條件下合金系中參與相變過程的各相的成分和相對重量不再變化所達到一種狀態(tài)。此時合金系的狀態(tài)穩(wěn)定，不隨時間而改變。合金在極其緩慢冷卻的條件下的結(jié)晶過程，一般可以認(rèn)為是平衡的結(jié)晶過程。
在常壓下，二元合金的相狀態(tài)決定于溫度和成分。因此二元合金相圖可用溫度—成分坐標(biāo)系的平面圖來表示。
銅鎳二元合金相圖是一種最簡單的基本相圖。圖中的每一點表示一定成分的合金在一定溫度時的穩(wěn)定相狀態(tài)。
例如，A點表示，含30%Ni的銅鎳合金在1200℃時處于液相 L + 固相 α 的兩相狀態(tài); B點表示, 含60%Ni的銅鎳合金在1000℃時處于單一 α 固相狀態(tài)。
2.2.1 二元合金的結(jié)晶
一.發(fā)生勻晶反應(yīng)的合金的結(jié)晶
Cu-Ni相圖為典型的勻晶相圖。
相圖中acb線為液相線, 該線以上合金處于液相; adb 為固相線, 該線以下合金處于固相。液相線和固相線表示合金系在平衡狀態(tài)下冷卻時結(jié)晶的始點和終點以及加熱時熔化的終點和始點。
單相區(qū)
L為液相, 是Cu和Ni形成的液溶體;
α為固相, 是Cu和 Ni組成的無限固溶體。
雙相區(qū): L +α 相區(qū)。
Fe-Cr、Au-Ag合金也具有勻晶相圖。
以b點成分的 合金( Ni含量為b%)為例分析結(jié)晶過程。
在1點溫度以上, 合金為液相L。緩慢冷卻至1-2溫度之間時, 合金發(fā)生勻晶反應(yīng): L→α, 從液相中逐漸結(jié)晶出 α固溶體。2點溫度以下, 合金全部結(jié)晶為 α固溶體, 其它成分合金的結(jié)晶過程也完全類似。
勻晶結(jié)晶特點
1. 與純金屬一樣, α 固溶體從液相中結(jié)晶出來的過程中, 也包括有生核與長大兩個過程, 但固溶體更趨于呈樹枝狀長大。
2. 固溶體結(jié)晶在一個溫度區(qū)間內(nèi)進行, 即為一個變溫結(jié)晶過程。
3. 在兩相區(qū)內(nèi), 溫度一定時, 兩相的成分(即Ni含量)是確定的。確定相成分的方法是：過指定溫度T1作水平線, 分別交液相線和固相線于 a1點 c1點, 則 a1點 c1點成分軸上的投影點即相應(yīng)為 L相和 α 相的成分。隨著溫度的下降, 液相成分沿液相線變化, 固相成分沿固相線變化。到溫度T2 時, L相成分及 α 相成分分別為 a2和 c2點在成分軸上的投影。
4. 在兩相區(qū)內(nèi), 溫度一定時, 兩相的重量比是一定的, 如在 T1溫度時, 兩相的重量比可用下式表達：
式中, QL為 L相的重量; Qα為 α相的重量;b1c1、a1b1 為線段長度, 可用其濃度坐標(biāo)上的數(shù)字來度量。
上式可寫成 
這個式子與力學(xué)中的杠桿定律相似, 因而亦被稱作杠桿定律。由杠桿定律不難算出合金中液相和固相在合金中所占的相對質(zhì)量, 即質(zhì)量百分?jǐn)?shù)(簡稱相對質(zhì)量)分別為：
運用杠桿定律時要注意, 它只適用于相圖中的兩相區(qū), 并且只能在平衡狀態(tài)下使用。杠桿的兩個端點為給定溫度時兩相的成分點, 而支點為合金的成分點。
杠桿定律證明(2nd1)
5. 固溶體結(jié)晶時成分是變化的, 緩慢冷卻時由于原子的擴散能充分進行, 形成的是成分均勻的固溶體。如果冷卻較快, 原子擴散不能充分進行, 則形成成分不均勻的固溶體。先結(jié)晶的樹枝晶軸含高熔點組元較多, 后結(jié)晶的樹枝晶枝干含低熔點組元較多。結(jié)果造成在一個晶粒內(nèi)化學(xué)成分的分布不均。這種現(xiàn)象稱為枝晶偏析。枝晶偏析對材料的機械性能、抗腐蝕性能、工藝性能都不利。生產(chǎn)上為了消除其影響, 常把合金加熱到高溫(低于固相線100℃左右), 并進行長時間保溫, 使原子充分?jǐn)U散, 獲得成分均勻的固溶體, 這種處理稱為擴散退火。
Cu-Ni合金枝晶偏析示意圖
二.發(fā)生共晶反應(yīng)的合金的結(jié)晶
Pb-Sn合金相圖中有三種相,
Pb與Sn形成的液溶體L相,
Sn溶于Pb中的有限固溶體 α相,
Pb溶于Sn中的有限固溶體β相。
相圖中有三個單相區(qū): L、 α 、β
三個雙相區(qū)：L+ α 、 L+β、 α+β
一條L+ α+β的三相共存線(水平線cde )。這種相圖稱為共晶相圖。
(Al-Si、Ag-Cu合金也具有共晶相圖。)
Pb-Sn合金相圖
d點為共晶點, 表示此點成分(共晶成分)的合金冷卻到此點所對應(yīng)的溫度(共晶溫度)時, 共同結(jié)晶出c點成分的α相和e點成分的 β相。
一種液相在恒溫下同時結(jié)晶出兩種固相的反應(yīng)叫做共晶反應(yīng)。所生成的兩相混合物叫共晶體。發(fā)生共晶反應(yīng)時有三相共存, 它們各自的成分是確定的, 反應(yīng)在恒溫下平衡地進行。水平線cde為共晶反應(yīng)線, 成分在ce之間的合金平衡結(jié)晶時都會發(fā)生共晶反應(yīng)。
cf線為Sn在Pb中的溶解度線(或α 相的固溶線)。溫度降低, 固溶體的溶解度下降。Sn含量大于 f點的合金從高溫冷卻到室溫時, 從 α 相中析出 β相以降低 α 相中Sn含量。從固態(tài) α 相中析出的 β相稱為二次 β, 寫作βII 。這種二次結(jié)晶可表達為：α→ βII。
eg線為Pb在Sn中溶解度線(或 β 相的固溶線)。Sn含量小g點的合金, 冷卻過程中同樣發(fā)生二次結(jié)晶, 析出二次 α 。
1. 合金I的平衡結(jié)晶過程
合金I的結(jié)晶過程
液態(tài)合金冷卻到1點溫度以后, 發(fā)生勻晶結(jié)晶過程, 至2點溫度合金完全結(jié)晶成 α 固溶體, 隨后的冷卻(2-3點間的溫度), α 相不變。從3點溫度開始, 由于Sn在 α 中的溶解度沿 cf線降低, 從 α 中析出βII, 到室溫時 α 中Sn含量逐漸變?yōu)?f點。最后合金得到的組織為α+ βII 。其組成相是 f點成分的 α 相和 g點成分的 β相。運用杠桿定律, 兩相的相對重量為：
合金室溫組織由 α 和 β組成, α 和 βII即為組織組成物。組織組成物是指合金組織中那些具有確定本質(zhì), 一定形成機制的特殊形態(tài)的組成部分。組織組成物可以是單相, 或是兩相混合物。
合金I的室溫組織組成物 α 和 βII 皆為單相, 所以它的組織組成物的相對重量與組成相的相對重量相等。
2. 合金II的結(jié)晶過程
共晶合金的結(jié)晶過程示意圖
合金II為共晶合金。合金從液態(tài)冷卻到1點溫度后, 發(fā)生共晶反應(yīng)：L→ (α+β) , 經(jīng)一定時間到1￠時反應(yīng)結(jié)束, 全部轉(zhuǎn)變?yōu)楣簿w (α+β) 。從共晶溫度冷卻至室溫時, 共晶體中的 α和 β 均發(fā)生二次結(jié)晶, 從 α中析出 二次β, 從 β 中析出二次α。 α的成分由 c點變 f點, β 的成分由 e點變?yōu)?g點, 兩種相的相對重量依杠桿定律變化。由于析出的 二次β 和 二次α 都相應(yīng)地同 β 和 α相連在一起, 共晶體的形態(tài)和成分不發(fā)生變化。合金的室溫組織全部為共晶體, 即只含一種組織組成物; 其組成相仍為 α和 β 相。
共晶合金組織的形態(tài)
3. 合金Ⅲ的結(jié)晶過程
亞共晶合金的結(jié)晶過程示意圖
合金Ⅲ是亞共晶合金, 合金冷卻到1點溫度后, 由勻晶反應(yīng)生成 α固溶體, 叫初生 α固溶體。從1點到2點溫度的冷卻過程中, 按照杠桿定律,初生 α的成分沿 ac線變化, 液相成分沿 ad 線變化; 初生 α逐漸增多, 液相逐漸減少。當(dāng)剛冷卻到2點溫度時, 合金由c點成分的初生 α 相和d 點成分的液相組成。然后液相進行共晶反應(yīng), 但初生 α相不變化。經(jīng)一定時間到2￠點共晶反應(yīng)結(jié)束時, 合金轉(zhuǎn)變?yōu)?α+ (α+β) 。從共晶溫度繼續(xù)往下冷卻, 初生 α中不斷析出 , 成分由 c點降至 f點; 共晶體 形態(tài)、成分和總量保持不變。合金的室溫組織為初生 α+ + 二次β + (α+β) , 合金的組成相為 α 和 β , 它們的相對重量為：
成分在 cd之間的所有亞共晶合金的結(jié)晶過程與合金Ⅲ相同, 僅組織組成物和組成相的相對重量不同, 成分越靠近共晶點, 合金中共晶體的含量越多。
合金的組織組成物相對質(zhì)量可應(yīng)用杠桿定律求得
位于共晶點右邊, 成分在 de之間的合金為過共晶合金(例如圖中的合金Ⅳ)，結(jié)晶過程與亞共晶合金相似，室溫組織為初生 β+ 二次α + (α+β) 。
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亞共晶合金組織 | 過共晶合金組織 |
做一做：分析過共晶合金的結(jié)晶過程。
難點2-2 亞共晶合金組織組成物的質(zhì)量分?jǐn)?shù)
[老師提示]
亞共晶合金組織組成物的質(zhì)量分?jǐn)?shù)可兩次應(yīng)用杠桿定律求得。
亞共晶合金的組織組成物為：初生 α、 βII和共晶體 (α+β) 。
根據(jù)結(jié)晶過程分析, 先求合金在剛冷到2點溫度而尚未發(fā)生共晶反應(yīng)時 α 和 L相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)相對重量。
其中, 液相在共晶反應(yīng)后全部轉(zhuǎn)變?yōu)楣簿w(α+β) , 因此這部分液相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)就是室溫組織中共晶體 (α+β)的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。
初生 αc冷卻不斷析出 βII, 到室溫后轉(zhuǎn)變?yōu)?αf和 βII。按照杠桿定律, 可求出 αf、βII占 αf＋βII的質(zhì)量分?jǐn)?shù)(注意, 杠桿支點在 c'點), 再乘以初生 αc在合金中的質(zhì)量分?jǐn)?shù), 求得 αf、βII占合金的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。
得到合金III在室溫下的三種組織組成物的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為:
三.發(fā)生包晶反應(yīng)的合金的結(jié)晶
Pt-Ag、Ag-Sn、Sn-Sb合金具有包晶相圖。
Pt-Ag合金相圖中存在三種相:
Pt與Ag形成的液溶體L相;
Ag溶于Pt中的有限固溶體α 相;
Pt溶于Ag中的有限固溶體β相。
e點為包晶點, e點成分的合金冷卻到 e點所對應(yīng)的溫度(包晶溫度)時發(fā)生包晶反應(yīng)L+α →β 。 發(fā)生包晶反應(yīng)時三相共存, 它們的成分確定, 反應(yīng)在恒溫下平衡地進行。水平線ced 為包晶反應(yīng)線。
cf為Ag在 α 中的溶解度線, eg為Pt在 β 中的溶解度線。 
Pt-Ag合金相圖
合金I的結(jié)晶過程 合金冷卻到1點溫度以下時結(jié)晶出 α 固溶體, α 相成分沿 ac線變化, L相成分沿ad 線變化。合金剛冷到2點溫度而尚未發(fā)生包晶反應(yīng)前, 由 c點成分的α 相與d 點成分的L相組成。此兩相在e 點溫度時發(fā)生包晶反應(yīng),L 相包圍α 相而形成β。反應(yīng)結(jié)束后, L相與α 相正好全部反應(yīng)耗盡, 形成e 點成分的β 固溶體。溫度繼續(xù)下降, 從β 中析出二次α 。最后室溫組織為 β+二次α 。其組成相和組織組成物的成分和相對重量可根據(jù)杠桿定律來確定。
四. 發(fā)生共析反應(yīng)的合金的結(jié)晶
下圖中的下半部為共析相圖, 其形狀與共晶相圖類似。
共析相圖
d 點成分(共析成分)的合金從液相經(jīng)過勻晶反應(yīng)生成 γ相后, 繼續(xù)冷卻到d 點溫度(共析溫度)時, 在此恒溫下發(fā)生共析反應(yīng):γ → (α+β)
由一種固相轉(zhuǎn)變成完全不同的兩種相互關(guān)聯(lián)的固相, 此兩相混合物稱為共析體。共析相圖中各種成分合金的結(jié)晶過程的分析與共晶相圖相似, 但因共析反應(yīng)是在固態(tài)下進行的, 所以共析產(chǎn)物比共晶產(chǎn)物要細(xì)密得多。
五. 含有穩(wěn)定化合物的合金的結(jié)晶
在某些二元合金中, 常形成一種或幾種穩(wěn)定化合物。這些化合物具有一定的化學(xué)成分、固定的熔點, 且熔化前不分解, 也不發(fā)生其它化學(xué)反應(yīng)。例如Mg-Si合金, 就能形成穩(wěn)定化合物Mg2Si。Mg-Si合金相圖屬于含有穩(wěn)定化合物的相圖。
含有穩(wěn)定化合物的相圖
在分析這類相圖時, 可把穩(wěn)定化合物看成為一個獨立的組元, 并將整個相圖分割成幾個簡單相圖。因此, Mg-Si相圖可分為Mg-Mg2Si和Mg2Si-Si兩個相圖來進行分析。
老師提示 合金的性能取決于它的成分和組織, 相圖則可反映不同成分的合金在室溫時的平衡組織。因此, 具有平衡組織的合金的性能與相圖之間存在著一定的對應(yīng)關(guān)系。
2.2.2合金的性能與相圖的關(guān)系
一.合金的使用性能與相圖的關(guān)系
具有勻晶相圖、共晶相圖的合金的機械性能和物理性能隨成分而變化的一般規(guī)律見下圖。
固溶體的性能與溶質(zhì)元素的溶入量有關(guān), 溶質(zhì)的溶入量越多, 晶格畸變越大, 則合金的強度、硬度越高, 電阻越大。當(dāng)溶質(zhì)原子含量大約為50%時, 晶格畸變最大, 而上述性能達到極大值, 所以性能與成分的關(guān)系曲線具有透鏡狀。
兩相組織合金的機械性能和物理性能與成分呈直線關(guān)系變化, 兩相單獨的性能已知后, 合金的某些性能可按組成相性能依百分含量的關(guān)系疊加的辦法求出。
例如硬度：
對組織較敏感的某些性能如強度等, 與組成相或組織組成物的形態(tài)有很大關(guān)系。組成相或組織組成物越細(xì)密, 強度越高(見圖中虛線)。當(dāng)形成化合物時， 則在性能一成分曲線上于化合物成分處出現(xiàn)極大值或極小值。
合金的使用性能與相圖的關(guān)系示意圖
二.合金的工藝性能與相圖的關(guān)系
合金的鑄造性能與相圖的關(guān)系：
純組元和共晶成分的合金的流動性最好，縮孔集中，鑄造性能好。相圖中液相線和固相線之間距離越小，液體合金結(jié)晶的溫度范圍越窄，對澆注和鑄造質(zhì)量越有利。合金的液、固相線溫度間隔大時，形成枝晶偏析的傾向性大；同時先結(jié)晶出的樹枝晶阻礙未結(jié)晶液體的流動，而降低其流動性， 增多分散縮孔。所以，鑄造合金常選共晶或接近共晶的成分。
單相合金的鍛造性能好。合金為單相組織時變形抗力小，變形均勻，不易開裂，因而變形能力大。雙相組織的合金變形能力差些，特別是組織中存在有較多的化合物相時，因為它們都很脆。
合金的鑄造性能與相圖的關(guān)系示意圖
2.2.3 鐵碳合金的結(jié)晶
一.鐵碳相圖 ☆ 老師提示：重點內(nèi)容
鐵碳相圖是研究鋼和鑄鐵的基礎(chǔ)，對于鋼鐵材料的應(yīng)用以及熱加工和熱處理工藝的制訂也具有重要的指導(dǎo)意義。
鐵和碳可以形成一系列化合物，如Fe3C、Fe2C、FeC等, 有實用意義并被深入研究的只是Fe-Fe3C部分，通常稱其為 Fe-Fe3C相圖, 此時相圖的組元為Fe和Fe3C。
Fe-Fe3C相圖
Fe-Fe3C相圖中各點的溫度、碳含量及含義
符號 | 溫度, ℃ | 碳含量 ω(C)% | 含 義 |
A | 1538 | 0 | 純鐵的熔點 |
B | 1495 | 0.53 | 包晶轉(zhuǎn)變時液態(tài)合金的成分 |
C | 1148 | 4.30 | 共晶點 Lc → AE+Fe3C |
D | 1227 | 6.69 | Fe3C的熔點 |
E | 1148 | 2.11 | 碳在 γ-Fe中的最大溶解度 |
F | 1148 | 6.69 | Fe3C的成分 |
G | 912 | 0 | α-Fe→ γ-Fe同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變點(A3) |
H | 1495 | 0.09 | 碳在 δ-Fe中的最大溶解度 |
J | 1495 | 0.17 | 包晶點LB+ δH → AJ |
K | 727 | 6.69 | Fe3C的成分 |
N | 1394 | 0 | γ-Fe→ δ-Fe同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變點(A4) |
P | 727 | 0.0218 | 碳在 α-Fe中的最大溶解度 |
S | 727 | 0.77 | 共析點(A1) As→ FP+Fe3C |
Q | 600 | 0.0057 | 600℃時碳在 α-Fe中的溶解度 |
(室溫) | (0.0008) |
1. 鐵碳合金的組元
(1) Fe 鐵是過渡族元素, 熔點或凝固點為1538℃, 相對密度是7.87g/cm3。 純鐵從液態(tài)結(jié)晶為固態(tài)后, 繼續(xù)冷卻到1394℃及912℃時, 先后發(fā)生兩次同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變。
？ 純鐵是如何結(jié)晶的
工業(yè)純鐵的機械性能特點是強度低、硬度低、塑性好。主要機械性能如下：
抗拉強度極限 σb 180MPa～230MPa
抗拉屈服極限 σ0.2 100MPa～170MPa
延伸率 δ 30%～50%
斷面收縮率 ψ 70%～80%
沖擊韌性 ak 1.6×106J/m2～2×106 J/m2
硬度 50HB～80HB
(2) Fe3C Fe3C是Fe與C的一種具有復(fù)雜結(jié)構(gòu)的間隙化合物, 通常稱為滲碳體, 用Cm表示。
滲碳體的機械性能特點是硬而脆, 大致性能如下：
抗拉強度極限 σb | 延伸率 δ | 斷面收縮率ψ | 沖擊韌性 ak | 硬度 |
30MPa | 0 | 0 | 0 | 800 HB |
2. 鐵碳合金中的相
Fe-Fe3C相圖中存在五種相。
①液相L 液相L是鐵與碳的液溶體。
② δ相 δ相又稱高溫鐵素體, 是碳在 δ-Fe中的間隙固溶體, 呈體心立方晶格, 在1394℃以上存在, 在1495℃時溶碳量最大, 為0.09%。
③ α相 α相也稱鐵素體, 用符號 F或 α表示, 是碳在 α-Fe 中的間隙固溶體, 呈體心立方晶格。鐵素體中碳的固溶度極小, 室溫時約為0.0008%, 600℃時為 0.0057%, 在727℃時溶碳量最大, 為0.0218%。鐵素體的性能特點是強度低、硬度低、塑性好。其機械性能與工業(yè)純鐵大致相同。
④ γ相 相常稱奧氏體, 用符號 A或 γ表示, 是碳在 γ-Fe中的間隙固溶體, 呈面心立方晶格。奧氏體中碳的固溶度較大, 在1148℃時溶碳量最大達2.11%。奧氏體的強度較低, 硬度不高, 易于塑性變形。
⑤Fe3C相 Fe3C相是一個化合物相, 其晶體結(jié)構(gòu)和性能已于前述, 滲碳體根據(jù)生成條件不同有條狀、網(wǎng)狀、片狀、粒狀等形態(tài), 對鐵碳合金的機械性能有很大影響。
3. 相圖中重要的點和線
重要的點:
J為包晶點。合金在平衡結(jié)晶過程中冷卻到1495℃時, B點成分的L與H點成分的 δ 發(fā)生包晶反應(yīng), 生成J點成分的A。
C點為共晶點。合金在平衡結(jié)晶過程中冷卻到1148℃時, C點成分的L發(fā)生共晶反應(yīng), 生成E點成分的A和Fe3C。共晶反應(yīng)在恒溫下進
行, 反應(yīng)過程中L、A、Fe3C三相共存。
共晶反應(yīng)的產(chǎn)物是奧氏體與滲碳體的共晶混和物, 稱萊氏體, 以符號 Le表示。
萊氏體中的滲碳體稱共晶滲碳體。在顯微鏡下萊氏體的形態(tài)是：塊狀或粒狀A(yù)(室溫時轉(zhuǎn)變成珠光體)分布在滲碳體基體上。
S點為共析點。合金在平衡結(jié)晶過程中冷卻到727℃時, S點成分的A發(fā)生共析反應(yīng), 生成P點成分的F和Fe3C。共析反應(yīng)在恒溫下進行, 反應(yīng)過程中, A、F、Fe3C三相共存。
共析反應(yīng)的產(chǎn)物是鐵素體與滲碳體的共析混合物, 稱珠光體, 以符號P表示。
珠光體中的滲碳體稱共析滲碳體。在顯微鏡下珠光體的形態(tài)呈層片狀。在放大倍數(shù)很高時, 可清楚看到相間分布的滲碳體片(窄條)與鐵素體片(寬條)。
珠光體的強度較高, 塑性、韌性和硬度介于滲碳體和鐵素體之間, 其機械性能如下：
抗拉強度極限 σb | 沖擊韌性 ak | 延伸率 δ | 硬度 |
770MPa | 3×105 J/m2～ 4×105J/m2 | 20%～35% | 180HB |
Fe-Fe3C相圖中重要的線:
水平線HJB為包晶反應(yīng)線。碳含量0.09%～0.53%的鐵碳合金在平衡結(jié)晶過程中均發(fā)生包晶反應(yīng)。
水平線ECF為共晶反應(yīng)線。碳含量在2.11%～6.69%之間的鐵碳合金, 在平衡結(jié)晶過程中均發(fā)生共晶反應(yīng)。
水平線PSK為共析反應(yīng)線。碳含量0.0218%～6.69%的鐵碳合金, 在平衡結(jié)晶過程中均發(fā)生共析反應(yīng)。PSK線亦稱A1線。
GS線是合金冷卻時自A中開始析出F的臨界溫度線, 通常稱A3線。
ES線是碳在A中的固溶線, 通常叫做Acm線。由于在1148℃時A中溶碳量最大可達2.11%, 而在727℃時僅為0.77%, 因此碳含量大于0.77%的鐵碳合金自1148℃冷至727℃的過程中, 將從A中析出Fe3C。析出的滲碳體稱為二次滲碳體(Fe3CII)。 Acm線亦為從A中開始析出Fe3CII的臨界溫度線。
PQ線是碳在F中固溶線。在727℃時F中溶碳量最大可達0.0218%, 室溫時僅為0.0008%, 因此碳含量大于0.0008%的鐵碳合金自727℃冷至室溫的過程中, 將從F中析出Fe3C。析出的滲碳體稱為三次滲碳體(Fe3CIII)。PQ線亦為從F中開始析出Fe3CIII的臨界溫度線。Fe3CIII數(shù)量極少, 往往予以忽略。
二.典型鐵碳合金的平衡結(jié)晶過程
根據(jù)Fe-Fe3C相圖, 鐵碳合金可分為三類：
(1)工業(yè)純鐵[ω(C)≤0.0218%]
(2)鋼[0.0218%<ω(C)≤2.11% 亞共析鋼 0.0218%<ω(C)<0.77%
共析鋼 ω(C) = 0.77%
過共析鋼 0.77%<ω(C)≤2.11%
(3)白口鑄鐵[2.11%<ω(C)<6.69%] 亞共晶白口鑄鐵 2.11%<ω(C)<4.3%
共晶白口鑄鐵 ω(C) = 4.3%
過共晶白口鑄鐵 4.3%<ω(C)<6.69%
幾種碳鋼的鋼號和碳含量
類型 | 亞共析鋼 | 共析鋼 | 過共析鋼 |
鋼號 | 20 45 60 | T8 | T10 T12 |
碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)/% | 0.20 0.45 0.60 | 0.80 | 1.00 1.20 |
下面分別對圖中七種典型鐵碳合金的結(jié)晶過程進行分析
典型鐵碳合金在Fe-Fe3C相圖中的位置
1. 工業(yè)純鐵(C≤0.0218%)
以碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.01%的鐵碳合金為例, 其平衡結(jié)晶過程為：
合金在1點以上為液相L。冷卻至稍低于1點時, 開始從L中結(jié)晶出 δ , 至2點合金全部結(jié)晶為 δ 。
從3點起, δ 逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)锳, 至4點全部轉(zhuǎn)變完了。
4-5點間A冷卻不變, 自5點始, 從A中析出 F。 F在A晶界處生核并長大, 至6點時A全部轉(zhuǎn)變?yōu)?F。
在6-7點間F冷卻不變。
在7-8點間, 從F晶界析出Fe3CIII。
因此合金的室溫平衡組織為F+ Fe3CIII。F呈白色塊狀; Fe3CIII量極少, 呈小白片狀分布于F晶界處。若忽略Fe3CIII, 則組織全為F。
純鐵的室溫平衡組織
鐵素體
2. 共析鋼(C=0.77%) ☆ 老師提示：重點內(nèi)容
碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.77%的鋼為共析鋼, 其平衡結(jié)晶過程為：
合金冷卻時, 于1點起從L中 晶出A, 至2點全部結(jié)晶完了。
在2-3點間A冷卻不變。
至3點時, A發(fā)生共析反應(yīng)生成P。從3￠繼續(xù)冷卻至4點, P不發(fā)生轉(zhuǎn)變。因此共析鋼的室溫平衡組織全部為P。P呈層片狀。
共析鋼的室溫組織
共析鋼的室溫組織組成物全部是P, 而組成相為F和Fe3C, 它們的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為：
3. 亞共析鋼(0.0218%<C<0.77%)
以碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.4%的鐵碳合金為例, 平衡結(jié)晶過程 ：
合金冷卻時, 從1點起自L中結(jié)晶出 δ, 至2點時, L成分變?yōu)?.53%C, δ變?yōu)?.09%C, 發(fā)生包晶反應(yīng)生成 A0.17 。反應(yīng)結(jié)束后尚有多余的 L。
2￠點以下, 自 L中不斷結(jié)晶出 , 至3點合金全部轉(zhuǎn)變?yōu)?A。
在3-4 點間A冷卻不變, 從4點起, 冷卻時由A中析出F, F在A晶界處優(yōu)先生核并長大, 而A和F的成分分別沿GS和GP線變化。
至5 時, A的成分變?yōu)?.77%C,F的成分變?yōu)?.0218%C。此時A發(fā)生共析反應(yīng), 轉(zhuǎn)變?yōu)镻, F不變化。
從5￠繼續(xù)冷卻至6點, 合金組織不發(fā)生變化, 因此室溫平衡組織為F+P。F呈白色塊狀; P呈層片狀, 放大倍數(shù)不高時呈黑色塊狀。碳含量大于0.6%的亞共析鋼, 室溫平衡組織中的F常呈白色網(wǎng)狀, 包圍在P周圍。
含0.4%C的亞共析鋼的組織組成物為F和P, 它們的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為：
鋼的組成相為F和Fe3C, 它們的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為：
亞共析鋼的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)可由其室溫平衡組織來估算。若將F中的碳含量忽略不計, 則鋼中的碳含量全部在P中, 因此由鋼中P的質(zhì)量分?jǐn)?shù)可求出鋼的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)：
C%=P%×0.77%
式中, C%表示鋼的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù), P%表示鋼中P的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。由于P和F的密度相近, 鋼中P和F的質(zhì)量分?jǐn)?shù)可以近似用P和F的面積百分?jǐn)?shù)來估算。
45鋼的室溫平衡組織
鐵素體+珠光體
4. 過共析鋼(0.77%<C≤2.11%)
以碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.2%的鐵碳合金為例, 其平衡結(jié)晶過程為：
合金冷卻時, 從1點起自L中結(jié)晶出A, 至2點全部結(jié)晶完了。在2-3點間A冷卻不變, 從3點起, 由A中析出Fe3CII, Fe3CII呈網(wǎng)狀分布在A晶界上。至4點時A的碳含量降為0.77%, 4-4￠發(fā)生共析反應(yīng)轉(zhuǎn)變?yōu)镻, 而Fe3CII不變化。在4￠-5點間冷卻時組織不發(fā)生轉(zhuǎn)變。因此室溫平衡組織為Fe3CII+P。在顯微鏡下, Fe3CII呈網(wǎng)狀分布在層片狀P周圍。
含1.2%C的過共析鋼的組成相為F和Fe3C； 組織組成物為Fe3CII和P, 它們的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為:
5. 共晶白口鑄鐵(C=4.3%)
合金在1點發(fā)生共晶反應(yīng), 由L轉(zhuǎn)變?yōu)?高溫)萊氏體Le[即(A+Fe3C)]。1￠-2點間, Le中的A不斷析出Fe3CII。Fe3CII與共晶Fe3C相連, 在顯微鏡下無法分辨, 但此時的萊氏體由A+ Fe3CII+ Fe3C組成。由于Fe3CII的析出, 至2點時A的碳含量降為0.77%, 并發(fā)生共析反應(yīng)轉(zhuǎn)變?yōu)镻; 高溫萊氏體Le轉(zhuǎn)變成低溫萊氏體Le￠(P+ Fe3CII+ Fe3C)。從2￠至3點組織不變化。所以室溫平衡組織仍為Le￠, 由黑色條狀或粒狀P和白色Fe3C基體組成。
共晶白口鑄鐵的組織組成物全長為Le￠, 而組成相還是F和Fe3C。
共晶白口鑄鐵室溫平衡組織130×
6. 亞共晶白口鑄鐵(2.11%<C<4.3%)
以碳含量為3%的鐵碳合金為例。
合金自1點起, 從L中結(jié)晶出初生A, 至2點時L的成分變?yōu)楹?.3%C(A的成分變?yōu)楹?.11%C), 發(fā)生共晶反應(yīng)轉(zhuǎn)變?yōu)長e, 而A不參與反應(yīng), 在2￠-3點間繼續(xù)冷卻時, 初生A不斷在其晶界上析出Fe3CII, 同時Le中的A也析出Fe3CII。至3點溫度時, 所有A的成分均變?yōu)?.77%C, 初生A發(fā)生共析反應(yīng)轉(zhuǎn)變?yōu)镻; 高溫萊氏體Le也轉(zhuǎn)變?yōu)榈蜏厝R氏體Le￠。在3￠點以下到4點, 冷卻不引起轉(zhuǎn)變。因此室溫平衡組織為P+ Fe3CII+Le￠。網(wǎng)狀Fe3CII分布在粗大塊狀P的周圍, Le￠則由條狀或粒狀P和Fe3C基體組成。
亞共晶白口鑄鐵的組成相為F和Fe3C; 組織組成物為P 、Fe3CII和Le￠。
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亞共晶白口鑄鐵室溫平衡組織 130× | 過共晶白口鑄鐵室溫平衡組織130× |
7. 過共晶白口鑄鐵(4.3%<C<6.69%)
過共晶白口鑄鐵的室溫平衡組織為Fe3CI+Le￠。Fe3CI呈長條狀, Le￠由黑色條狀或粒狀P和白色Fe3C基體組成。
根據(jù)以上對鐵碳合金結(jié)晶過程的分析將組織標(biāo)注在鐵碳相圖中:
標(biāo)注組織的Fe-Fe3C相圖
三.鐵碳合金的成分—組織—性能關(guān)系
按照鐵碳相圖, 鐵碳合金在室溫下的組織都由F和Fe3C兩相組成, 兩相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由杠桿定律確定。隨碳含量的增加, F的量逐漸變少, 由100%按直線關(guān)系變至0%(含6.69%C時); Fe3C的量則逐漸增多, 由0%按直線關(guān)系變至100%。
在室溫下, 碳含量不同時, 不僅F和Fe3C的相對重量變化, 而且兩相相互組合的形態(tài)即合金的組織也在變化。隨碳含量增大, 組織按下列順序變化：
F、F+P、P、P+Fe3CII、P+Fe3CII+Le'、Le'、Le'+Fe3CIFe3C
各個區(qū)間的組織組成物的質(zhì)量分?jǐn)?shù)用杠桿定律求出,。碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于0.0218%的合金的組織全部為F; 0.77%C時全部為P; 4.3%C時全部為Le’; 6.69%C時全部為Fe3C。在上述碳含量之間, 則為相應(yīng)組織組成物的混合物。
鐵碳合金的成分一組織一性能的對應(yīng)關(guān)系
相圖的形狀與合金的性能之間存在一定的對應(yīng)關(guān)系。
硬度主要決定于組織中組成相或組織組成物的硬度和質(zhì)量分?jǐn)?shù), 隨碳含量的增加, 由于硬度高的Fe3C增多, 硬度低的F減少,合金的硬度呈直線關(guān)系增大, 由全部為F的硬度約80HB增大到全部為Fe3C時的約800HB。
強度是一個對組織形態(tài)很敏感的性能。隨碳含量的增加, 亞共析鋼中P增多而F減少。P的強度比較高, 其大小與細(xì)密程度有關(guān)。組織越細(xì)密, 則強度值越高。F的強度較低。所以亞共析鋼的強度隨碳含量的增大而增大。但當(dāng)碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過共析成分之后, 由于強度很低的Fe3CII沿晶界出現(xiàn), 合金強度的增高變慢, 到約0.9%C時, Fe3CII沿晶界形成完整的網(wǎng), 強度迅速降低, 隨著碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)的進一步增加, 強度不斷下降, 到2.11%C后, 合金中出現(xiàn)Le時, 強度已降到很低的值。再增加碳含量時, 由于合金基體都為脆性很高的Fe3C, 強度變化不大且值很低, 趨于Fe3C的強度(約20MPa～30MPa)。
塑性 鐵碳合金中Fe3C是極脆的相, 沒有塑性。合金的塑性變形全部由F提供。所以隨碳含量的增大, F量不斷減少時, 合金的塑性連續(xù)下降。到合金成為白口鑄鐵時, 塑性就降到近于零值了。
亞共析鋼的硬度、強度和塑性可根據(jù)成分或組織作如下的估算：
硬度≈80×ω（F）+180×ω（P） (HB)
或硬度≈80×ω（F）+800×ω（Fe3C） (HB)
強度( σb)≈230×ω（F）+770×ω（P） (MPa)
延伸率( δ )≈50×ω（F）+20×ω（P） (%)
式中的數(shù)字相應(yīng)為F、P或Fe3C的大概硬度、強度和延伸率; 符號相應(yīng)表示組織中F、P或Fe3C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。
實驗二 鐵碳合金平衡組織觀察和分析
四. Fe- Fe3C相圖的應(yīng)用
Fe- Fe3C相圖在生產(chǎn)中具有巨大的實際意義, 主要應(yīng)用在鋼鐵材料的選用和加工工藝的制訂兩個方面。
1. 在鋼鐵材料選用方面的應(yīng)用 Fe- Fe3C相圖所表明的成分-組織-性能的規(guī)律,為鋼鐵材料的選用提供了根據(jù)。
建筑結(jié)構(gòu)和各種型鋼需用塑性、韌性好的材料, 選用碳含量較低的鋼材。
機械零件需要強度、塑性及韌性都較好的材料, 應(yīng)選用碳含量適中的中碳鋼。
工具要用硬度高和耐磨性好的材料, 則選碳含量高的鋼鐘。
純鐵的強度低, 不宜用做結(jié)構(gòu)材料, 但由于其導(dǎo)磁率高, 矯頑力低, 可作軟磁材料使用, 例如做電磁鐵的鐵芯等。
白口鑄鐵硬度高、脆性大，不能切削加工，也不能鍛造，但其耐磨性好，鑄造性能優(yōu)良，適用于作要求耐磨、不受沖擊、形狀復(fù)雜的鑄件，例如拔絲模、冷軋輥、貨車輪、犁鏵、球磨機的磨球等。
2. 在鑄造工藝方面的應(yīng)用 根據(jù)Fe- Fe3C相圖可以確定合金的澆注溫度。澆注溫度一般在液相線以上50℃～100℃。從相圖上可看出, 純鐵和共晶白口鑄鐵的鑄造性能最好, 它們的凝固溫度區(qū)間最小, 因而流動性好, 分散縮孔少, 可以獲得致密的鑄件, 所以鑄鐵在生產(chǎn)上總是選在共晶成分附近。在鑄鋼生產(chǎn)中, 碳含量規(guī)定在0.15-0.6%之間, 因為這個范圍內(nèi)鋼的結(jié)晶溫度區(qū)間較小, 鑄造性能較好。
3.在熱鍛、熱軋工藝方面的應(yīng)用 鋼處于奧氏體狀態(tài)時強度較低, 塑性較好, 因此鍛造或軋制選在單相奧氏體區(qū)進行。一般始鍛、始軋溫度控制在固相線以下100℃～200℃范圍內(nèi)。一般始鍛溫度為1150℃～1250℃, 終鍛溫度為750℃～850℃。
4. 在熱處理工藝方面的應(yīng)用 Fe- Fe3C相圖對于制訂熱處理工藝有著特別重要的意義。一些熱處理工藝如退火、正火、淬火的加熱溫度都是依據(jù)Fe- Fe3C相圖確定的。這將在熱處理一節(jié)中詳細(xì)闡述。
在運用Fe-Fe3C相圖時應(yīng)注意以下兩點：
①Fe-Fe3C相圖只反映鐵碳二元合金中相的平衡狀態(tài), 如含有其它元素, 相圖將發(fā)生變化。
②Fe-Fe3C相圖反映的是平衡條件下鐵碳合金中相的狀態(tài), 若冷卻或加熱速度較快時, 其組織轉(zhuǎn)變就不能只用相圖來分析了。
2.3 金屬的塑性加工
2.3 .1 金屬的塑性變形
金屬材料通過冶煉、鑄造，獲得鑄錠后，可通過塑性加工的方法獲得具有一定形狀、尺寸和機械性能的型材、板材、管材或線材，以及零件毛坯或零件。
塑性加工包括鍛壓、軋制、 擠壓、拉拔、沖壓等方法。
金屬在承受塑性加工時， 產(chǎn)生塑性變形，這對金屬的組織結(jié)構(gòu)和性能會產(chǎn)生重要的影響。
(a)軋制 (b)擠壓 (c)拉拔 (d)鍛壓 (e)沖壓
壓力加工方法示意圖
一.單晶體的塑性變形 單晶體的塑性變形的基本方式有兩種：滑移和孿生。 1. 滑移 滑移是晶體在切應(yīng)力的作用下, 晶體的一部分沿一定的晶面(滑移面)上的一定方向(滑移方向)相對于另一部分發(fā)生滑動。 滑移的觀察 滑移特點： ①滑移只能在切應(yīng)力作用下才會發(fā)生, 不同金屬產(chǎn)生滑移的最小切應(yīng)力(稱滑移臨界切應(yīng)力)大小不同。鎢、鉬、鐵的滑移臨界切應(yīng)力比銅、鋁的要大。 ②滑移是晶體內(nèi)部位錯在切應(yīng)力作用下運動的結(jié)果。滑移并非是晶體兩部分沿滑移面作整體的相對滑動, 而是通過位錯的運動來實現(xiàn)的。 在切應(yīng)力作用下,一個多余半原子面從晶體一側(cè)到另一側(cè)運動, 即位錯自左向右移動時, 晶體產(chǎn)生滑移。
位借運動造成滑移 ③由于位錯每移出晶體一次即造成一個原子間距的變形量, 因此晶體發(fā)生的總變形量一定是這個方向上的原子間距的整數(shù)倍。 ④滑移總是沿著晶體中原子密度最大的晶面(密排面)和其上密度最大的晶向(密排方向)進行, 這是由于密排面之間、密排方向之間的間距最大，結(jié)合力最弱。因此滑移面為該晶體的密排面， 滑移方向為該面上的密排方向。一個滑移面與其上的一個滑移方向組成一個滑移系。如體心立方晶格中， (110)和[111]即組成一個滑移系。滑移系越多， 金屬發(fā)生滑移的可能性越大， 塑性就越好。滑移方向?qū)扑鸬淖饔帽然泼娲螅悦嫘牧⒎骄Ц窠饘俦润w心立方晶格金屬的塑性更好。 滑移面的轉(zhuǎn)動 滑移方向的轉(zhuǎn)動 |
金屬三種常見晶格的滑移系 晶格 體心立方晶格 面心立方晶格 密排六方晶格 滑移 {110}×6 {111}×4 {0001}×1 滑移方向 <111>×2 <110>×3 < >×3 滑移系 6×2 = 12 4×3 = 12 1×3 = 3 |
2.孿生
在切應(yīng)力作用下晶體的一部分相對于另一部分沿一定晶面(孿生面)和晶向(孿生方向)發(fā)生切變的變形過程稱孿生。發(fā)生切變、位向改變的這一部分晶體稱為孿晶。孿晶與未變形部分晶體原子分布形成對稱。孿生所需的臨界切應(yīng)力比滑移的大得多。孿生只在滑移很難進行的情況下才發(fā)生。體心立方晶格金屬（如鐵）在室溫或受沖擊時才發(fā)生孿生。而滑移系較少的密排六方晶格金屬如鎂、鋅、鎘等, 則比較容易發(fā)生孿生。
孿晶中的晶格位向變化
二.多晶體的塑性變形
工程上使用的金屬絕大部分是多晶體.。多晶體中每個晶粒的變形基本方式與單晶體相同。但由于多晶體材料中，各個晶粒位向不同，且存在許多晶界，因此變形要復(fù)雜得多。
多晶體的塑性變形
1.多晶體中, 由于晶界上原子排列不很規(guī)則, 阻礙位錯的運動, 使變形抗力增大。金屬晶粒越細(xì)，晶界越多，變形抗力越大，金屬的強度就越大。
2.多晶體中每個晶粒位向不一致。一些晶粒的滑移面和滑移方向接近于最大切應(yīng)力方向(稱晶粒處于軟位向), 另一些晶粒的滑移面和滑移方向與最大切應(yīng)力方向相差較大(稱晶粒處于硬位向)。在發(fā)生滑移時，軟位向晶粒先開始。當(dāng)位錯在晶界受阻逐漸堆積時，其它晶粒發(fā)生滑移。因此多晶體變形時晶粒分批地逐步地變形，變形分散在材料各處。晶粒越細(xì)，金屬的變形越分散，減少了應(yīng)力集中，推遲裂紋的形成和發(fā)展，使金屬在斷裂之前可發(fā)生較大的塑性變形，因此使金屬的塑性提高。 由于細(xì)晶粒金屬的強度較高，塑性較好，所以斷裂時需要消耗較大的功，因而韌性也較好。因此細(xì)晶強化是金屬的一種很重要的強韌化手段。
三.塑性變形對金屬組織和性能的影響 ☆ 老師提示：重點內(nèi)容
1.塑性變形對金屬組織結(jié)構(gòu)的影響
①金屬發(fā)生塑性變形后, 晶粒發(fā)生變形, 沿形變方向被拉長或壓扁。當(dāng)變形量很大時, 晶粒變成細(xì)條狀(拉伸時), 金屬中的夾雜物也被拉長, 形成纖維組織。
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變形前后晶粒形狀變化示意圖
②亞結(jié)構(gòu)形成 金屬經(jīng)大的塑性變形時, 由于位錯的密度增大和發(fā)生交互作用, 大量位錯堆積在局部地區(qū), 并相互纏結(jié), 形成不均勻的分布, 使晶粒分化成許多位向略有不同的小晶塊, 而在晶粒內(nèi)產(chǎn)生亞晶粒。
金屬經(jīng)變形后的亞結(jié)構(gòu)
③形變織構(gòu)產(chǎn)生 金屬塑性變形到很大程度(70%以上)時, 由于晶粒發(fā)生轉(zhuǎn)動, 使各晶粒的位向趨近于一致, 形成特殊的擇優(yōu)取向, 這種有序化的結(jié)構(gòu)叫做形變織構(gòu)。形變織構(gòu)一般分兩種：二種是各晶粒的一定晶向平行于拉拔方向, 稱為絲織構(gòu), 例如低碳鋼經(jīng)高度冷拔后, 其<100>平行于拔絲方向; 另一種是各晶粒的一定晶面和晶向平行于軋制方向, 稱為板織構(gòu), 低碳鋼的板織構(gòu)為{001}<110>。
形變織構(gòu)示意圖
2. 塑性變形對金屬性能的影響
①金屬發(fā)生塑性變形, 隨變形度的增大, 金屬的強度和硬度顯著提高, 塑性和韌性明顯下降。這種現(xiàn)象稱為加工硬化, 也叫形變強化。
產(chǎn)生加工硬化的原因是：金屬發(fā)生塑性變形時, 位錯密度增加, 位錯間的交互作用增強, 相互纏結(jié), 造成位錯運動阻力的增大, 引起塑性變形抗力提高。另一方面由于晶粒破碎細(xì)化, 使強度得以提高。在生產(chǎn)中可通過冷軋、冷拔提高鋼板或鋼絲的強度。
②由于纖維組織和形變織構(gòu)的形成, 使金屬的性能產(chǎn)生各向異性。如沿纖維方向的強度和塑性明顯高于垂直方向的。用有織構(gòu)的板材沖制筒形零件時, 即由于在不同方向上塑性差別很大, 零件的邊緣出現(xiàn)“制耳”。 在某些情況下, 織構(gòu)的各向異性也有好處。制造變壓器鐵芯的硅鋼片, 因沿[100]方向最易磁化, 采用這種織構(gòu)可使鐵損大大減小, 因而變壓器的效率大大提高。
因形變織構(gòu)造成深沖制品的制耳示意圖
③塑性變形可影響金屬的物理、化學(xué)性能。如使電阻增大, 耐腐蝕性降低。
④由于金屬在發(fā)生塑性變形時, 金屬內(nèi)部變形不均勻, 位錯、空位等晶體缺陷增多， 金屬內(nèi)部會產(chǎn)生殘余內(nèi)應(yīng)力。即外力去除后，金屬內(nèi)部會殘留下來應(yīng)力。殘余內(nèi)應(yīng)力會使金屬的耐腐蝕性能降低，嚴(yán)重時可導(dǎo)致零件變形或開裂。齒輪等零件，如表面通過噴丸處理，可產(chǎn)生較大的殘余壓應(yīng)力，則可提高疲勞強度。
2.3.2
塑性變形后的金屬在加熱時組織和性能的變化
金屬經(jīng)塑性變形后，組織結(jié)構(gòu)和性能發(fā)生很大的變化。如果對變形后的金屬進行加熱，金屬的組織結(jié)構(gòu)和性能又會發(fā)生變化。隨著加熱溫度的提高，變形金屬將相繼發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶和晶粒長大過程。
變形金屬加熱時組織和性能變化示意圖
一.回復(fù)
變形后的金屬在較低溫度進行加熱，會發(fā)生回復(fù)過程。產(chǎn)生回復(fù)的溫度T回復(fù)為 T回復(fù)=(0.25～0.3)T熔點 式中T熔點表示該金屬的熔點, 單位為絕對溫度(K)。由于加熱溫度不高, 原子擴散能力不很大, 只是晶粒內(nèi)部位錯、空位、間隙原子等缺陷通過移動、復(fù)合消失而大大減少，而晶粒仍保持變形后的形態(tài)， 變形金屬的顯微組織不發(fā)生明顯的變化。此時材料的強度和硬度只略有降低，塑性有增高，但殘余應(yīng)力則大大降低。工業(yè)上常利用回復(fù)過程對變形金屬進行 去應(yīng)力退火、以降低殘余內(nèi)應(yīng)力， 保留加工硬化效果。
二.再結(jié)晶
1.再結(jié)晶過程及其對金屬組織、性能的影響
變形后的金屬在較高溫度加熱時，由于原子擴散能力增大，被拉長（或壓扁）、破碎的晶粒通過重新生核、長大變成新的均勻、細(xì)小的等軸晶。這個過程稱為再結(jié)晶。變形金屬進行再結(jié)晶后，金屬的強度和硬度明顯降低，而塑性和韌性大大提高，加工硬化現(xiàn)象被消除， 此時內(nèi)應(yīng)力全部消失，物理、化學(xué)性能基本上恢復(fù)到變形以前的水平。再結(jié)晶生成的新的晶粒的晶格類型與變形前、變形后的晶格類型均一樣。
2. 再結(jié)晶溫度
變形后的金屬發(fā)生再結(jié)晶的溫度是一個溫度范圍，并非某一恒定溫度。一般所說的再結(jié)晶溫度指的是最低再結(jié)晶溫度(T再), 通常用經(jīng)大變形量(70%以上)的冷塑性變形的金屬,經(jīng)一小時加熱后能完全再結(jié)晶的最低溫度來表示。最低再結(jié)晶溫度與該金屬的熔點有如下關(guān)系：
T再=(0.35～0.4)T熔點
式中的溫度單位為絕對溫度(K)。 最低再結(jié)晶溫度與下列因素有關(guān)：
①預(yù)先變形度：金屬再結(jié)晶前塑性變形的相對變形量稱為預(yù)先變形度。預(yù)先變形度越大, 金屬的晶體積缺陷就越多, 組織越不穩(wěn)定, 最低再結(jié)晶溫度也就越低。當(dāng)預(yù)先變形度達到一定大小后, 金屬的最低再結(jié)晶溫度趨于某一穩(wěn)定值。
②金屬的熔點：熔點越高, 最低再結(jié)晶溫度也就越高。
③雜質(zhì)和合金元素：由于雜質(zhì)和合金元素特別是高熔點元素, 阻礙原子擴散和晶界遷移, 可顯著提高最低再結(jié)晶溫度。如高純度鋁(99.999%)的最低再結(jié)晶溫度為80℃, 而工業(yè)純鋁(99.0%)的最低再結(jié)晶溫度提高到了290℃。
④加熱速度和保溫時間：再結(jié)晶是一個擴散過程, 需要一定時間才能完成。提高加熱速度會使再結(jié)晶在較高溫度下發(fā)生, 而保溫時間越長, 再結(jié)晶溫度越低。
3. 再結(jié)晶后晶粒的晶粒度 晶粒大小影響金屬的強度、塑性和韌性, 因此生產(chǎn)上非常重視控制再結(jié)晶后的晶粒度, 特別是對那些無相變的鋼和合金。 影響再結(jié)晶退火后晶粒度的主要因素是加熱溫度和預(yù)先變形度。
①加熱溫度加熱溫度越高, 原子擴散能力越強, 則晶界越易遷移, 晶粒長大也越快。
②預(yù)先變形度 變形度的影響主要與金屬變形的均勻度有關(guān)。變形越不均勻, 再結(jié)晶退火后的晶粒越大。變形度很小時，因不足以引起再結(jié)晶，晶粒不變。當(dāng)變形度達到2-10%時，金屬中少數(shù)晶粒變形，變形分布很不均勻，所以再結(jié)晶時生成的晶核少，晶粒大小相差極大，非常有利于晶粒發(fā)生吞并過程而很快長大，結(jié)果得到極粗大的晶粒。使晶粒發(fā)生異常長大的變形度稱作臨界變形度。生產(chǎn)上應(yīng)盡量避免臨界變形度的加工。超過臨界變形度之后，隨變形度的增大，晶粒的變形更加強烈和均勻，再結(jié)晶核心越來越多，因此再結(jié)晶后的晶粒越來越細(xì)小。但是當(dāng)變形度過大（約≥90%)時, 晶粒可能再次出現(xiàn)異常長大,一般認(rèn)為它是由形變織構(gòu)造成的。
由于塑性變形后的金屬加熱發(fā)生再結(jié)晶后，可消除加工硬化現(xiàn)象，恢復(fù)金屬的塑性和韌性， 因此生產(chǎn)中常用再結(jié)晶退火工藝來恢復(fù)金屬塑性變形的能力，以便繼續(xù)進行形變加工。例如生產(chǎn)鐵鉻鋁電阻絲時，在冷拔到一定的變形度后，要進行氫氣保護再結(jié)晶退火，以繼續(xù)冷拔獲得更細(xì)的絲材。
為了縮短處理時間，實際采用的再結(jié)晶退火溫度比該金屬的最低再結(jié)晶溫度要高100～200℃。
三.晶粒長大
再結(jié)晶完成后的晶粒是細(xì)小的, 但如果繼續(xù)加熱, 加熱溫度過高或保溫時間過長時, 晶粒會明顯長大, 最后得到粗大晶粒的組織, 使金屬的強度、硬度、塑性、韌性等機械性能都顯著降低。
一般情況下晶粒長大是應(yīng)當(dāng)避免發(fā)生的現(xiàn)象。
當(dāng)金屬變形較大, 產(chǎn)生織構(gòu), 含有較多的雜質(zhì)時, 晶界的遷移將受到阻礙, 因而只會有少數(shù)處于優(yōu)越條件的晶粒(例如尺寸較大, 取向有利等)優(yōu)先長大, 迅速吞食周圍的大量小晶粒,最后獲得晶粒異常粗大的組織。這種不均勻的長大過程類似于再結(jié)晶的生核(較大穩(wěn)定亞晶粒生成)和長大(吞食周圍的小亞晶粒)的過程, 所以稱為二次再結(jié)晶, 它大大降低金屬的機械性能。
2.3.3 金屬材料的熱加工與冷加工
金屬塑性變形的加工方法有熱加工和冷加工兩種。熱加工和冷加工不是根據(jù)變形時是否加熱來區(qū)分，而是根據(jù)變形時的溫度處于再結(jié)晶溫度以上還是以下來劃分的。
一.金屬的熱加工及其對組織、性能的影響
在金屬的再結(jié)晶溫度以上的塑性變形加工稱為熱加工，例如鋼材的熱鍛和熱軋。由于溫度處于再結(jié)晶溫度以上，金屬材料發(fā)生塑性變形后，隨即發(fā)生再結(jié)晶過程。因此塑性變形引起的加工硬化效應(yīng)隨即被再結(jié)晶過程的軟化作用所消除，使材料保持良好的塑性狀態(tài)。
熱加工對金屬的組織和性能的影響:
①熱加工能使鑄態(tài)金屬中的氣孔、疏松、微裂紋焊合，提高金屬的致密度；減輕甚至消除樹枝晶偏析和改善夾雜物、第二相的分布等；明顯提高金屬的機械性能，特別是韌性和塑性。
②熱加工能打碎鑄態(tài)金屬中的粗大樹枝晶和柱狀晶，并通過再結(jié)晶獲得等軸細(xì)晶粒，而使金屬的機械性能全面提高。但這與熱加工的變形量和加工終了溫度關(guān)系很大，一般來說變形量應(yīng)大些，加工終了溫度不能太高。
金屬在熱軋時變形和再結(jié)晶的示意圖
③熱加工能使金屬中殘存的枝晶偏析、可變形夾雜物和第二相沿金屬流動方向被拉長，形成纖維組織(或稱“流線”)，使金屬的機械性能特別是塑性和韌性具有顯的方向性，縱向上的性能顯著大于橫向上的。因此熱加工時應(yīng)力求工件流線分布合理。
鍛造曲軸的合理流線分布，可保證曲軸工作時所受的最大拉應(yīng)力與流線一致，而外加剪切應(yīng)力或沖擊力與流線垂直，使曲軸不易斷裂。切削加工制成的曲軸，其流線分布不合理，易沿軸肩發(fā)生斷裂。
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(a) 鍛造曲軸 | (b) 切削加工曲軸 |
曲軸流線分布
由于熱加工可使金屬的組織和性能得到顯著改善，所以受力復(fù)雜、載荷較大的重要工件，一般都采用熱加工方法來制造。
二.金屬的冷加工及其對組織、性能的影響
在金屬的再結(jié)晶溫度以下的塑性變形加工稱為冷加工。如低碳鋼的冷軋、冷拔、冷沖等。
由于加工溫度處于再結(jié)晶溫度以下, 金屬材料發(fā)生塑性變形時不會伴隨再結(jié)晶過程。因此冷加工對金屬組織和性能的影響即是前面的所述塑性變形的影響規(guī)律。
與冷加工前相比，金屬材料的強度和硬度升高，塑性和韌性下降，即產(chǎn)生加工硬化的現(xiàn)象。 加工硬化具有極重要的實際意義。
? 想一想 : 加工硬化有什么重要的實際意義？
2.4 鋼的熱處理
熱處理是將固態(tài)金屬或合金在一定介質(zhì)中加熱、保溫和冷卻，以改變材料整體或表面組織，從而獲得所需性能的工藝。熱處理可大幅度地改善金屬材料的工藝性能和使用性能，絕大多數(shù)機械零件必須經(jīng)過熱處理。
熱處理工藝中，鋼在奧氏體化后，冷卻的方式通常有兩種：
(1)等溫處理 即將鋼迅速冷卻到臨界點以下的給定溫度，進行保溫，使其在該溫度下恒溫轉(zhuǎn)變。
(2)連續(xù)冷卻 即鋼以某種速度連續(xù)冷卻，在臨界點以下變溫連續(xù)轉(zhuǎn)變。
2.4.1 鋼在加熱時的轉(zhuǎn)變
一.鋼在加熱時的臨界溫度
大多數(shù)熱處理工藝都要將鋼加熱到臨界溫度以上，獲得全部或部分奧氏體組織，即進行奧氏體化。實際熱處理中，加熱時相變溫度偏向高溫，冷卻時偏向低溫，且加熱和冷卻速度愈大偏差愈大。通常將加熱時的臨界溫度標(biāo)為Ac1、 Ac3、Accm; 冷卻時標(biāo)為Ar1、Ar3、Arcm。
二.鋼在加熱時的組織轉(zhuǎn)變
共析鋼加熱到Ac1以上時，珠光體將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。這包括奧氏體晶核的形成、奧氏體晶核的長大、剩余滲碳體的溶解及奧氏體成分的均勻化四個基本過程。亞共析鋼和過共析鋼的奧氏體形成過程與共析鋼基本相同, 但必須加熱到Ac3 （亞共析鋼）或Accm（過共析鋼）以上時才獲得單一的奧氏體組織。
影響奧氏體轉(zhuǎn)變速度的因素:
加熱溫度 隨加熱溫度的提高, 奧氏體化速度加快。
加熱速度 加熱速度越快，發(fā)生轉(zhuǎn)變的溫度越高，轉(zhuǎn)變所需的時間越短。
鋼中碳含量 碳含量增加，鐵素體和滲碳體的相界面增大，轉(zhuǎn)變速度加快。
合金元素 鈷、鎳等加快奧氏體化過程；鉻、鉬、釩等減慢奧氏體化過程；硅、鋁、錳等不影響奧氏體化過程。由于合金元素的擴散速度比碳慢得多，所以合金鋼的熱處理加熱溫度一般較高，保溫時間更長。
原始組織 原始組織中滲碳體為片狀時奧氏體形成速度快，且滲碳體間距越小，轉(zhuǎn)變速度越快，同時奧氏體晶粒中碳濃度梯度也大，所以長大速度更快。
三.鋼的奧氏體晶粒度
一般根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)晶粒度等級圖確定鋼的奧氏體晶粒大小。標(biāo)準(zhǔn)晶粒度等級分為8級，1～4級為粗晶粒度，5～8級為細(xì)晶粒度。
標(biāo)準(zhǔn)晶粒度等級（100×）
1.實際晶粒度和本質(zhì)晶粒度
某一具體熱處理或熱加工條件下的奧氏體的晶粒度叫實際晶粒度，它決定鋼的性能。
鋼在加熱時奧氏體晶粒長大的傾向用本質(zhì)晶粒度來表示。鋼加熱到930℃±10℃、保溫8小時、冷卻后測得的晶粒度叫本質(zhì)晶粒度。如果測得的晶粒細(xì)小，則該鋼稱為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，反之叫本質(zhì)粗晶粒鋼。
2.影響奧氏體晶粒度的因素
①加熱溫度和保溫時間
隨加熱溫度升高晶粒將逐漸長大。溫度愈高，或在一定溫度下，保溫時間越長，奧氏體晶粒也越粗大。
②鋼的成分
奧氏體中碳含量增高，晶粒長大傾向增大。未溶碳化物則阻礙晶粒長大。
鋼中加入鈦、釩、鈮、鋯、鋁等元素，有利于得到本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，因為碳化物、氧化物和氮化物彌散分布在晶界上，能阻礙晶粒長大。錳和磷促進晶粒長大。
2.4.2 鋼奧氏體化后冷卻中的轉(zhuǎn)變
當(dāng)溫度在A1以上時, 奧氏體是穩(wěn)定的。當(dāng)溫度降到A1以下后，奧氏體即處于過冷狀態(tài)，這種奧氏體稱為過冷奧氏體。過冷A是不穩(wěn)定的，會轉(zhuǎn)變?yōu)槠渌慕M織。鋼在冷卻時的轉(zhuǎn)變，實質(zhì)上是過冷A的轉(zhuǎn)變。
一.過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變
1.共析鋼過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變
共析鋼過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變過程和轉(zhuǎn)變產(chǎn)物可用其等溫轉(zhuǎn)變曲線(可簡稱為TTT曲線、C曲線)圖來分析。
共析鋼過冷A的等溫轉(zhuǎn)變曲線圖
共析鋼過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變包括二個轉(zhuǎn)變區(qū)。
（1）高溫轉(zhuǎn)變 在A1～550℃之間, 過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為珠光體型組織, 此溫區(qū)稱珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)。
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(a)珠光體 3800× | (b) 索氏體 8000× | (c)屈氏體 8000 |
珠光體型組織
珠光體型組織是鐵素體和滲碳體的機械混合物, 滲碳體呈層片狀分布在鐵素體基體上，轉(zhuǎn)變溫度越低，層間距越小，可將珠光體型組織按層間距大小分為珠光體(P)、索氏體(S)和屈氏體(T)。奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變?yōu)閿U散型的生核、長大過程, 是通過碳、鐵的擴散和晶體結(jié)構(gòu)的重構(gòu)來實現(xiàn)的。
(2)中溫轉(zhuǎn)變
在550℃～Ms之間, 過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為貝氏體型組織,
此溫區(qū)稱貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)。
貝氏體是滲碳體分布在碳過飽和的鐵素體基體上的兩相混合物。奧氏體向貝氏體的轉(zhuǎn)變屬于半擴散型轉(zhuǎn)變，鐵原子不擴散而碳原子有一定擴散能力。
過冷奧代體在550℃～350℃之間轉(zhuǎn)變形成的產(chǎn)物稱上貝氏體（上B)。上B呈羽毛狀,
小片狀的滲碳體分布在成排的鐵素體片之間。
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(a)光學(xué)顯微照片 1300× | (b) 電子顯微照片 5000× |
上貝氏體形態(tài)
過冷奧氏體在350℃～Ms之間的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物稱下貝氏體(下B)。下B在光學(xué)顯微鏡下為黑色針狀,
在電子顯微鏡下可看到在鐵素體針內(nèi)沿一定方向分布著細(xì)小的碳化物(Fe2.4C)顆粒。
上貝氏體中鐵素體片較寬，塑性變形抗力較低；同時滲碳體分布在鐵素體片之間，容易引起脆斷，因此強度和韌性都較差。下貝氏體中鐵素體針細(xì)小，無方向性，碳的過飽和度大，位錯密度高，且碳化物分布均勻、彌散度大，所以硬度高，韌性好，具有較好的綜合機械性能
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(a) 光學(xué)顯微照片 500× | (b) 電子顯微照片 12000× |
下貝氏體形態(tài)
2.亞共析鋼過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變
亞共析鋼的過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線與共析鋼C曲線不同的是,
在其上方多了一條過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體的轉(zhuǎn)變開始線。亞共析鋼隨著含碳量的減少，C曲線位置往左移，同時Ms、Mf線住上移。
亞共析鋼的過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變過程與共析鋼類似。只是在高溫轉(zhuǎn)變區(qū)過冷奧氏體將先有一部分轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體，剩余的過冷奧氏體再轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w型組織。
45鋼過冷A等溫轉(zhuǎn)變曲線
3.過共析鋼過冷奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變
過共析鋼過冷A的C曲線的上部為過冷A中析出二次滲碳體(Fe3CII)開始線。當(dāng)加熱溫度為Ac1以上30～50℃時，過共析鋼隨著含碳量的增加, C曲線位置向左移,
同時Ms、Mf線往下移。
過共析鋼的過冷A在高溫轉(zhuǎn)變區(qū), 將先析出Fe3CII, 其余的過冷A再轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w型組織。
T10鋼過冷A的等溫轉(zhuǎn)變曲線
二.過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變
1.共析鋼過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變
(1)轉(zhuǎn)變產(chǎn)物
在共析鋼過冷A的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（CCT曲線)中，共析鋼以大于Vk（上臨界冷卻速度）的速度冷卻時, 得到的組織為馬氏體。冷卻速度小于（下臨界冷卻速度）時, 鋼將全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w型組織。共析鋼過冷A在連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變時得不到貝氏體組織。
與共析鋼的TTT曲線相比, 共析鋼的CCT曲線稍靠右靠下一點，表明連續(xù)冷卻時, 奧氏體完成珠光體轉(zhuǎn)變的溫度較低, 時間更長。
共析鋼過冷A的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變組織
(2)馬氏體轉(zhuǎn)變特點 ☆ 老師提示：重點內(nèi)容
過冷A轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體是低溫轉(zhuǎn)變過程,
轉(zhuǎn)變溫度在Ms～Mf之間, 該溫區(qū)稱馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)。
①過冷A轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體是一種非擴散型轉(zhuǎn)變, 鐵和碳原子都不能進行擴散。鐵原子沿奧氏體一定晶面, 集體地(不改變相互位置關(guān)系)作一定距離的移動(不超過一個原子間距),
使面心立方晶格改組為體心正方晶格，碳原子原地不動，過飽和地留在新組成的晶胞中；增大了其正方度c/a 。
馬氏體晶胞與母相奧氏體的關(guān)系
馬氏體就是碳在α-Fe中的過飽和固溶體。過飽和碳使α-Fe 的晶格發(fā)生很大畸變, 產(chǎn)生很強的固溶強化。
②馬氏體的形成速度很快, 奧氏體冷卻到Ms點以下后, 無孕育期, 瞬時轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。隨著溫度下降，過冷A不斷轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,是一個連續(xù)冷卻的轉(zhuǎn)變過程。
③馬氏體轉(zhuǎn)變是不徹底的，總要殘留少量奧氏體。殘余奧氏體的含量與MS、Mf的位置有關(guān)。奧氏體中的碳含量越高，則MS、Mf越低，殘余A含量越高。只在碳含量少于0.6%時,
殘余A可忽略。
④馬氏體形成時體積膨脹, 在鋼中造成很大的內(nèi)應(yīng)力,
嚴(yán)重時導(dǎo)致開裂。
(3)馬氏體的形態(tài)與特點
①馬氏體形態(tài)
含碳量在0.25%以下時，基本上是板條馬氏體（亦稱低碳馬氏體），板條馬氏體在顯微鏡下為一束束平行排列的細(xì)板條。在高倍透射電鏡下可看到板條馬氏體內(nèi)有大量位錯纏結(jié)的亞結(jié)構(gòu)，所以也稱位錯馬氏體。
當(dāng)碳含量大于1.0%時，則大多數(shù)是針狀馬氏體。針狀馬氏體在光學(xué)顯微鏡中呈竹葉狀或凸透鏡狀，在空間形同鐵餅。馬氏體針之間形成一定角度(60°)。高倍透射電鏡分析表明，針狀馬氏體內(nèi)有大量孿晶，因此亦稱孿晶馬氏體。
碳含量在0.25～1.0%之間時，為板條馬氏體和針狀馬氏體的混和組織。
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低碳馬氏體的組織形態(tài) | 高碳馬氏體的組織形態(tài) |
②馬氏體的特點
a.硬度很高。 ？碳含量對馬氏體硬度有什么樣的影響
b.馬氏體的塑性和韌性與其碳含量（或形態(tài)）密切相關(guān)。高碳馬氏體由于過飽和度大、內(nèi)應(yīng)力高和存在孿晶結(jié)構(gòu)，所以硬而脆，塑性、韌性極差，但晶粒細(xì)化得到的隱晶馬氏體卻有一定的韌性。而低碳馬氏體，由于過飽和度小，內(nèi)應(yīng)力低和存在位錯亞結(jié)構(gòu)，則不僅強度高，塑性、韌性也較好。
c.馬氏體的比容比奧氏體大，當(dāng)奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體時，體積會膨脹。馬氏體是鐵磁相，而奧氏體為順磁相。馬氏體晶格畸變嚴(yán)重，因此電阻率高。
2.亞共析鋼過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變
亞共析鋼過冷A在高溫時有一部分將轉(zhuǎn)變?yōu)镕，在中溫轉(zhuǎn)變區(qū)會有少量貝氏體（上B)產(chǎn)生。如油冷的產(chǎn)物為F+T+上B+M，但F和上B量很少，有時可忽略。
亞共析鋼過冷A的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變
3.過共析鋼過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變
過共析鋼過冷A在高溫區(qū)，將首先析出二次滲碳體, 而后轉(zhuǎn)變?yōu)槠渌M織。由于奧氏體中碳含量高，所以油冷、水冷后的組織中應(yīng)包括殘余奧氏體。與共析鋼一樣，其冷卻過程中無貝氏體轉(zhuǎn)變。
過共析鋼過冷A的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變
老師提示 綜上所述，鋼在冷卻時，過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物根據(jù)其轉(zhuǎn)變溫度的高低可分為高溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物珠光體、索氏體、屈氏體，中溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物上貝氏體、下貝氏體，低溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物馬氏體等幾種。隨著轉(zhuǎn)變溫度的降低，其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的硬度增高，而韌性的變化則較為復(fù)雜。
共析鋼不同轉(zhuǎn)變溫度轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的硬度和沖擊韌性
2.4.3
鋼的普通熱處理
一.退火
將組織偏離平衡狀態(tài)的鋼加熱到適當(dāng)溫度，保溫一定時間，然后緩慢冷卻（一般為隨爐冷卻），以獲得接近平衡狀態(tài)組織的熱處理工藝叫做退火。
鋼的退火分為完全退火、等溫退火、球化退火、擴散退火和去應(yīng)力退火等。
碳鋼各種退火和正火工藝規(guī)范示意圖
1. 完全退火
完全退火又稱重結(jié)晶退火，是把鋼加熱至Ac3以上20℃～30℃,
保溫一定時間后緩慢冷卻(隨爐冷卻或埋入石灰和砂中冷卻), 以獲得接近平衡組織的熱處理工藝。完全退火一般用于亞共析鋼。
完全退火的目的在于，通過完全重結(jié)晶，使熱加工造成的粗大、不均勻的組織均勻化和細(xì)化，以提高性能；或使中碳以上的碳鋼和合金鋼得到接近平衡狀態(tài)的組織，以降低硬度，改善切削加工性能。由于冷卻速度緩慢，還可消除內(nèi)應(yīng)力。
2. 等溫退火
等溫退火是將鋼件加熱到高于Ac3 (或Ac1 ) 的溫度, 保溫適當(dāng)時間后, 較快地冷卻到珠光體區(qū)的某一溫度,
并等溫保持, 使奧氏體等溫轉(zhuǎn)變，然后緩慢冷卻的熱處理工藝。
等溫退火的目的與完全退火相同, 能獲得均勻的預(yù)期組織;
對于奧氏體較穩(wěn)定的合金鋼, 可大大縮短退火時間。
3.球化退火
球化退火為使鋼中碳化物球狀化的熱處理工藝。目的是使二次滲碳體及珠光體中的滲碳體球狀化（退火前正火將網(wǎng)狀滲碳體破碎），以降低硬度，改善切削加工性能；并為以后的淬火作組織準(zhǔn)備。球化退火主要用于共析鋼和過共析鋼。
過共析鋼球化退火后的顯微組織為在鐵素體基體上分布著細(xì)小均勻的球狀滲碳體。球化退火的加熱溫度略高于Ac1。球化退火需要較長的保溫時間來保證二次滲碳體的自發(fā)球化。保溫后隨爐冷卻。
4. 擴散退火
為減少鋼錠、鑄件或鍛坯的化學(xué)成分和組織不均勻性，將其加熱到略低于固相線（固相線以下100℃～200℃）的溫度，長時間保溫（10h～15h），并進行緩慢冷卻的熱處理工藝，稱為擴散退火或均勻化退火。
擴散退火后鋼的晶粒很粗大，因此一般再進行完全退火或正火處理。
5. 去應(yīng)力退火
為消除鑄造、鍛造、焊接和機加工、冷變形等冷熱加工在工件中造成的殘留內(nèi)應(yīng)力而進行的低溫退火，稱為去應(yīng)力退火。去應(yīng)力退火是將鋼件加熱至低于Ac1的某一溫度(一般為500℃～650℃)，保溫后隨爐冷卻,
這種處理可以消除約50%～80%的內(nèi)應(yīng)力, 不引起組織變化。
二.正火(常化)
鋼材或鋼件加熱到Ac3(對于亞共析鋼)和Accm(對于過共析鋼)以上30℃～50℃, 保溫適當(dāng)時間后,
在自由流動的空氣中均勻冷卻的熱處理稱為正火。正火后的組織：亞共析鋼為F+S, 共析鋼為S, 過共析鋼為S+Fe3CII。
正火的目的是使鋼的組織正常化，亦稱常化處理，一般應(yīng)用于以下方面：
1．作為最終熱處理 正火可以細(xì)化晶粒，使組織均勻化，減少亞共析鋼中鐵素體含量，使珠光體含量增多并細(xì)化，從而提高鋼的強度、硬度和韌性。
2．作為預(yù)先熱處理 截面較大的合金結(jié)構(gòu)鋼件，在淬火或調(diào)質(zhì)處理（淬火加高溫回火）前常進行正火，
以消除魏氏組織和帶狀組織，并獲得細(xì)小而均勻的組織。對于過共析鋼可減少二次滲碳體量，并使其不形成連續(xù)網(wǎng)狀，為球化退火作組織準(zhǔn)備。
3.
改善切削加工性能
三.淬火
將鋼加熱到相變溫度以上（亞共析鋼為Ac3以上30℃～50℃；共析鋼和過共析鋼為Ac1以上30℃～50℃），保溫一定時間后快速冷卻以獲得馬氏體組織的熱處理工藝稱為淬火。
常用的冷卻介質(zhì)是水和油。為了減少零件淬火時的變形，可用鹽浴作介質(zhì)。
常用的淬火方法有單介質(zhì)淬火，雙介質(zhì)淬火，分級淬火和等溫淬火等。
1.鋼的淬透性
鋼接受淬火時形成馬氏體的能力叫做鋼的淬透性。
鋼的淬透性可用末端淬火法測定。
影響淬透性的因素：
①碳含量 在碳鋼中，共析鋼的臨界冷速最小，淬透性最好；亞共析鋼隨碳含量減少，臨界冷速增加，淬透性降低；過共析鋼隨碳含量增加，臨界冷速增加，淬透性降低。
②合金元素 除鈷以外，其余合金元素溶于奧氏體后，降低臨界冷卻速度，使C曲線右移，提高鋼的淬透性，因此合金鋼往往比碳鋼的淬透性要好。
③奧氏體化溫度
提高奧氏體化溫度，將使奧氏體晶粒長大、成分均勻，可減少珠光體的生核率，降低鋼的臨界冷卻速度，增加其淬透性。
④鋼中未溶第二相 鋼中未溶入奧氏體中的碳化物、氮化物及其它非金屬夾雜物，可成為奧氏體分解的非自發(fā)核心，使臨界冷卻速度增大，降低淬透性。
鋼材經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后, 淬透性好的鋼棒整個截面都是回火索氏體,
機械性能均勻, 強度高, 韌性好，而淬透性差的鋼心部為片狀索氏體+鐵素體, 只表層為回火索氏體, 心部強韌性差。
(a)完全淬透; (b)淬透較大厚度; (c)淬透較小厚度
淬透性不同的鋼調(diào)質(zhì)后機械性能的比較
2.鋼的淬硬性 鋼淬火后能夠達到的最高硬度叫鋼的淬硬性，它主要決定于M的碳含量。
☆ 做一做：比較T10 、20CrMnTi 、40Cr 三種鋼的淬透性和淬硬性的高低。
難點2-4
鋼的淬透性測定及淬透性曲線的應(yīng)用
1.鋼的淬透性測定
用末端淬火法測定鋼的淬透性
淬透性可用“末端淬火法”來測定(見GB225-63)。將標(biāo)準(zhǔn)試樣(Φ25×100mm)加熱奧氏體化后, 迅速放入末端淬火試驗機的冷卻孔中, 噴水冷卻。規(guī)定噴水管內(nèi)徑12.5mm, 水柱自由高度65±5mm, 水溫20-30℃。圖2-84(a)為末端淬火法示意圖。顯然, 噴水端冷卻速度最大, 距末端沿軸向距離增大, 冷卻速度逐漸減小, 其組織及硬度亦逐漸變化。在試樣測面沿長度方向磨一深度0.2-0.5mm的窄條平面, 然后從末端開始,每隔一定距離測量一個硬度值, 即可測得試樣沿長度方向上的硬度變化, 所得曲線稱為淬透性曲線。
實驗測出的各種鋼的淬透性曲線均收集在有關(guān)手冊中。同一牌號的鋼, 由于化學(xué)成分和晶粒度的差異, 淬透性曲線實際上為有一定波動范圍的淬透性帶。
根據(jù)GB225-63規(guī)定, 鋼的淬透性值用 
表示。其中J表示末端淬火的淬
透性, d表示距水冷端的距離, HRC為該處的硬度。例如, 淬透性值 
, 即表示距水冷端5mm試樣硬度為42HRC。
在實際生產(chǎn)中, 往往要測定淬火工件的淬透層深度, 所謂淬透層深度即是從試樣表面至半馬氏體區(qū)(馬氏體和非馬氏體組織各占一半)的距離。在同樣淬火條件下, 淬透層深度越大, 則反映鋼的淬透性越好。
淬火試樣斷面上馬氏體量和硬度的變化
2. 淬透性曲線的應(yīng)用
利用淬透性曲線比較鋼的淬透性
利用淬透性曲線, 可比較不同鋼種的淬透性。淬透性是鋼材選用的重要依據(jù)之一。 利用半馬氏體硬度曲線和淬透性曲線，找出鋼的半馬氏體區(qū)所對應(yīng)的距水冷端距離。該距離越大，則淬透性越好。圖中可知40Cr鋼的淬透性比45鋼要好。
淬透性不同的鋼材經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后, 沿截面的組織和機械性能差別很大。圖中40CrNiMo鋼棒整個截面都是回火索氏體, 機械性能均勻, 強度高, 韌性好。而40Cr、40鋼的都為片狀索氏體+鐵素體, 表層為回火索氏體, 心部強韌性差。截面較大、形狀復(fù)雜以及受力較苛刻的螺栓、拉桿、鍛模、錘桿等工件，要求截面機械性能均勻，應(yīng)選用淬透性好的鋼。而承受彎曲或扭轉(zhuǎn)載荷的軸類零件、外層受力較大，心部受力較小，可選用淬透性較低的鋼種。
(a)完全淬透; (b)淬透較大厚度; (c)淬透較小厚度
淬透性不同的鋼調(diào)質(zhì)后機械性能的比較
四.回火
鋼件淬火后, 為了消除內(nèi)應(yīng)力并獲得所要求的組織和性能,
將其加熱到Ac1以下某一溫度, 保溫一定時間,
然后冷卻到室溫的熱處理工藝叫做回火。
1．低溫回火
回火溫度為150℃～250℃。在低溫回火時，從淬火馬氏體內(nèi)部會析出碳化物薄片（Fe2.4C), 馬氏體的過飽和度減小。部分殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橄仑愂象w,
但量不多。所以低溫回火后組織為回火馬氏體＋殘余奧氏體。下貝氏體可忽略。
低溫回火的目的是降低淬火應(yīng)力，提高工件韌性，保證淬火后的高硬度(一般為58HRC～64HRC)和高耐磨性。
2．中溫回火
回火溫度為350℃～500℃，得到鐵素體基體與大量彌散分布的細(xì)粒狀滲碳體的混合組織，叫做回火屈氏體(回火T)。鐵素體仍保留馬氏體的形態(tài)，滲碳體比回火馬氏體中的碳化物粗。
回火屈氏體具有高的彈性極限和屈服強度，同時也具有一定的韌性，硬度一般為35HRC～45HRC。
3. 高溫回火
回火溫度為500℃～650℃, 得到粒狀滲碳體和鐵素體基體的混和組織, 稱回火索氏體。
回火索氏體
回火索氏體(回火S)綜合機械性能最好, 即強度、塑性和韌性都比較好，硬度一般為25HRC～35HRC。通常把淬火加高溫回火稱為調(diào)質(zhì)處理。
鋼在回火時會產(chǎn)生回火脆性現(xiàn)象, 即在250℃～400℃和450℃～650℃兩個溫度區(qū)間回火后, 鋼的沖擊韌性明顯下降。
鋼回火時性能的變化：
鋼的硬度隨回火溫度的變化 40鋼機械性能與回火溫度的關(guān)系
淬火鋼中馬氏體的碳含量、殘余奧氏體量、
內(nèi)應(yīng)力及碳化物粒子大小與回火溫度的關(guān)系
2.4.4 鋼的表面熱處理
僅對鋼的表面加熱、冷卻而不改變其成分的熱處理工藝稱為表面熱處理,
也叫表面淬火。
一.感應(yīng)加熱表面熱處理
1.感應(yīng)加熱的基本原理
感應(yīng)線圈中通以交流電時，即在其內(nèi)部和周圍產(chǎn)生一與電流相同頻率的交變磁場。若把工件置于磁場中，則在工件內(nèi)部產(chǎn)生感應(yīng)電流，并由于電阻的作用而被加熱。由于交流電的集膚效應(yīng)，靠近工件表面的電流密度大，而中心幾乎為零。工件表面溫度快速升高到相變點以上，而心部溫度仍在相變點以下。感應(yīng)加熱后，采用水、乳化液或聚乙烯醇水溶液噴射淬火，淬火后進行180-200℃低溫回火，以降低淬火應(yīng)力，并保持高硬度和高耐磨性。
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感應(yīng)加熱表面淬火 | 感應(yīng)加熱表面淬火示意圖 |
表面淬火一般用于中碳鋼和中碳低合金鋼,如45、40Cr、40MnB鋼等。用于齒輪、軸類零件的表面硬化，提高耐磨性。
2.感應(yīng)加熱表面熱處理的特點：
(1)
高頻感應(yīng)加熱時，鋼的奧氏體化是在較大的過熱度（Ac3以上80℃～150℃)進行的, 因此晶核多,
且不易長大。
(2) 表面層淬得馬氏體后,
由于體積膨脹在工件表面層造成較大的殘余壓應(yīng)力, 顯著提高工件的疲勞強度。
(3)
因加熱速度快，沒有保溫時間，工件的氧化脫碳少。另外，由于內(nèi)部未加熱，工件的淬火變形也小。
(4)
加熱溫度和淬硬層厚度（從表面到半馬氏體區(qū)的距離）容易控制，便于實現(xiàn)機械化和自動化。
二.火焰加熱表面淬火
火焰加熱表面淬火是用乙炔－氧或煤氣－氧等火焰加熱工件表面，進行淬火。
火焰加熱表面淬火和高頻感應(yīng)加熱表面淬火相比，具有設(shè)備簡單，成本低等優(yōu)點。但生產(chǎn)率低，零件表面存在不同程度的過熱，質(zhì)量控制也比較困難。因此主要適用于單件、小批量生產(chǎn)及大型零件（如大型齒輪、軸、軋輥等）的表面淬火。
火焰加熱表面淬火示意圖
2.4.5 鋼的化學(xué)熱處理
化學(xué)熱處理是將鋼件置于一定溫度的活性介質(zhì)中保溫，使一種或幾種元素滲入它的表面，改變其化學(xué)成分和組織，達到改進表面性能，滿足技術(shù)要求的熱處理過程。
一.滲碳
（1）工藝 為了增加表層的碳含量和獲得一定碳濃度梯度,
鋼件在滲碳介質(zhì)中加熱和保溫，使碳原子滲入表面的工藝稱為滲碳。將工件裝在密封的滲碳爐中，加熱到900℃～950℃，向爐內(nèi)滴入煤油、苯、甲醇等有機液體，或直接通入煤氣、石油液化氣等氣體，通過化學(xué)反應(yīng)產(chǎn)生活性碳原子，使鋼件表面滲碳。滲碳使低碳(0.15～0.30%)鋼件表面獲得高碳濃度（約1.0%）。
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氣體滲碳爐 | 氣體滲碳裝置示意圖 |
低碳鋼滲碳緩冷后的顯微組織
（2）滲碳后的熱處理
① 直接淬火 滲碳后直接淬火，由于滲碳溫度高, 奧氏體晶粒長大, 淬火后馬氏體較粗,
殘余奧氏體也較多, 所以耐磨性較低, 變形較大。為了減少淬火時的變形, 滲碳后常將工件預(yù)冷到830℃～850℃后淬火。
② 一次淬火 是在滲碳緩慢冷卻之后,
重新加熱到臨界溫度以上保溫后淬火，心部組織要求高時 一次淬火的加熱溫度略高于Ac3。對于受載不大但表面性能要求較高的零件,
淬火溫度應(yīng)選用Ac1以上30℃～50℃, 使表層晶粒細(xì)化, 而心部組織無大的改善,
性能略差一些。
③ 二次淬火 對于機械性能要求很高或本質(zhì)粗晶粒鋼,
應(yīng)采用二次淬火。第一次淬火是為了改善心部組織, 加熱溫度為Ac3以上30℃～50℃。第二次淬火是為細(xì)化表層組織,
獲得細(xì)馬氏體和均勻分布的粒狀二次滲碳體, 加熱溫度為Ac1以上30℃～50℃。
④滲碳、淬火后進行低溫(150℃～200℃)回火, 以消除淬火應(yīng)力和提高韌性。
（3）鋼滲碳、淬火、回火后的性能：
① 表面硬度高，達58HRC～64HRC以上, 耐磨性較好;。心部韌性較好,
硬度較低，可達30～45HRC。
② 疲勞強度高。表層體積膨脹大，心部體積膨脹小，結(jié)果在表層中造成壓應(yīng)力，使零件的疲勞強度提高。
二.氮化
氮化就是向鋼件表面滲入氮的工藝。氮化的目的在于更大地提高鋼件表面的硬度和耐磨性，提高疲勞強度和抗蝕性。常用的氮化鋼有35CrAlA, 38CrMoAlA,
38CrWVAlA等。
（1）工藝
目前廣泛應(yīng)用的是氣體氮化。氨被加熱分解出活性氮原子（2NH3→3H2+2[N]), 氮原子被鋼吸收并溶入表面, 在保溫過程中向內(nèi)擴散,
形成滲氮層。
① 氮化溫度 一般為500℃～600℃。氮化時間長，一般為20h～50h，
②氮化前零件須經(jīng)調(diào)質(zhì)處理 目的是改善機加工性能和獲得均勻的回火索氏體組織,
保證較高的強度和韌性。對于形狀復(fù)雜或精度要求高的零件，在氮化前精加工后還要進行消除內(nèi)應(yīng)力的退火，以減少氮化時的變形。
（2）組織和性能：
① 鋼件氮化后具有很高的硬度(1000HV～1100HV), 且在600℃～650℃下保持不下降, 所以具有很高的耐磨性和熱硬性。氮化后，工件的最外層為一白色ε或γ相的氮化物薄層，很脆。常用精磨磨去；中間是暗黑色含氮共析體（α＋γ′）層；心部為原始回火索氏體組織。
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Fe-N相圖 | 38CrMoAl鋼氮化層的顯微組織 400× |
②鋼氮化后, 滲層體積增大, 造成表面壓應(yīng)力,
使疲勞強度大大提高。
③氮化溫度低, 零件變形小。
④氮化后表面形成致密的化學(xué)穩(wěn)定性較高的ε相層, 所以耐蝕性好,
在水中、過熱蒸氣和堿性溶液中均很穩(wěn)定。
三.碳氮共滲
碳氮共滲就是同時向零件表面滲入碳和氮的化學(xué)熱處理工藝，也稱氰化。一般采用高溫或低溫兩種氣體碳氮共滲。低溫碳氮共滲以氮為主，實質(zhì)為軟氮化。
1.高溫碳氮共滲工藝
將工件放入密封爐內(nèi)，加熱到共滲溫度830℃～850℃，，向爐內(nèi)滴入煤油，同時通以氨氣，經(jīng)保溫1h～2h后，共滲層可達0.2mm～0.5mm。高溫碳氮共滲主要是滲碳，但氮的滲入使碳濃度很快提高，從而使共滲溫度降低和時間縮短。碳氮共滲后淬火,
再低溫回火。
2.碳氮共滲后的機械性能
(1)共滲及淬火后, 得到的是含氮馬氏體,
耐磨性比滲碳更好。
(2)共滲層具有比滲碳層更高的壓應(yīng)力, 因而疲勞強度更高,
耐蝕性也較好。
2.4.6
鋼的熱處理新技術(shù)
為了提高零件機械性能和表面質(zhì)量, 節(jié)約能源，降低成本，提高經(jīng)濟效益,
以及減少或防止環(huán)境污染等, 發(fā)展了許多熱處理新技術(shù)、新工藝。
一.可控氣氛熱處理
在爐氣成分可控制的爐內(nèi)進行的熱處理稱為可控氣氛熱處理。
把 燃料氣（天然氣、城市煤氣、丙烷）按一定比例空氣混合后，通入發(fā)生器進行加熱，或者靠自身的燃燒反應(yīng)而制成的氣體。也可用液體有機化合物（如甲醇、乙醇、丙酮等）滴入熱處理爐內(nèi)所得到氣氛，用于滲碳、碳氮共滲、軟氮化、保護氣氛淬火和退火等。
二.真空熱處理
在真空中進行的熱處理稱為真空熱處理。它包括真空淬火、真空退火、真空回火和真空化學(xué)熱處理等。真空熱處理具有如下優(yōu)點：
(1)可以減少變形
在真空中加熱，升溫速度很慢，工件變形小。
(2)可以凈化表面 在高真空中, 表面的氧化物、油污發(fā)生分解,
工件可得光亮的表面, 提高耐磨性、疲勞強度。防止工件表面氧化。
(3)脫氣作用 有利于改善鋼的韌性，
提高工件的使用壽命。
三.離子滲擴熱處理
1-真空容器; 2-直流電源; 3-測溫裝置系統(tǒng);
4-真空泵; 5-滲劑氣體調(diào)節(jié)裝置;
6-待處理工件
離子滲擴示意圖
1. 離子氮化
離子氮化所用介質(zhì)一般為氨氣,
壓強保持在1.3×102～1.3×103Pa, 溫度為500℃～560℃, 滲層為Fe2N、Fe4N等氮化物,具有很高的耐磨性、耐蝕性和耐疲勞性。
離子氮化的優(yōu)點：滲速是氣體滲氮的3～4倍。滲層具有一定的韌性。處理后變形小,
表面銀白色, 質(zhì)量好。能量消耗低, 滲劑消耗少, 對環(huán)境幾乎無污染。
離子滲氮可用于輕載、高速條件下工作的需要耐磨耐蝕的零件及精度要求較高的細(xì)長桿類零件，
如鏜床主軸，精密機床絲杠、閥桿、閥門等。
2.
離子氮碳共滲+離子滲硫復(fù)合處理
先進行離子氮碳共滲, 介質(zhì)為氨氣+丙酮蒸汽, 共滲溫度為530℃～580℃, 后再進行離子滲硫。W18Cr4V鋼經(jīng)復(fù)合處理后, 次表層為Fe2-3(N,C)化合物層, 表層主要由FeS、Fe3S4組成。由于硫化物具有自潤滑性能, 因此降低了摩擦系數(shù), 同時表面硫化物的存在還提高了工件的抗咬合性能。
次表層高硬度的氮碳化合物具有很高的耐磨性, 因此這種復(fù)合滲層抗摩耐磨性好, 適于模具、刃具的表面處理, 以提高它們的使用壽命。 |
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W18Cr4V鋼離子氮碳共滲 +離子滲硫復(fù)合處理滲層組織 |
2.5 鋼的合金化 ☆ 老師提示：重點內(nèi)容
在鋼中加入合金元素后，鋼的基本組元鐵和碳與加入的合金元素會發(fā)生交互作用。鋼的合金化目的是希望利用合金元素與鐵、碳的相互作用和對鐵碳相圖及對鋼的熱處理的影響來改善鋼的組織和性能。
2.5.1
合金元素與鐵、碳的相互作用
合金元素加入鋼中后，主要以三種形式存在鋼中。即：與鐵形成固溶體；與碳形成碳化物；在高合金鋼中還可能形成金屬間化合物。
1. 溶于鐵中
幾乎所有的合金元素（除Pb外）都可溶入鐵中,
形成合金鐵素體或合金奧氏體, 按其對α-Fe或γ-Fe的作用, 可將合金元素分為擴大奧氏體相區(qū)和縮小奧氏體相區(qū)兩大類。
擴大γ相區(qū)的元素—亦稱奧氏體穩(wěn)定化元素, 主要是Mn、Ni、Co、C、N、Cu等,
它們使A3點(γ-Fe α-Fe的轉(zhuǎn)變點)下降, A4點( γ-Fe的轉(zhuǎn)變點)上升, 從而擴大γ-相的存在范圍。其中Ni、Mn等加入到一定量后,
可使γ相區(qū)擴大到室溫以下, 使α相區(qū)消失, 稱為完全擴大γ相區(qū)元素。另外一些元素(如C、N、Cu等), 雖然擴大γ相區(qū),
但不能擴大到室溫, 故稱之為部分?jǐn)U大γ相區(qū)的元素。
縮小γ相區(qū)元素——亦稱鐵素體穩(wěn)定化元素, 主要有Cr、Mo、W、V、Ti、Al、Si、B、Nb、Zr等。它們使A3點上升, A4點下降(鉻除外, 鉻含量小于7%時, A3點下降; 大于7%后,A3點迅速上升), 從而縮小γ相區(qū)存在的范圍, 使鐵素體穩(wěn)定區(qū)域擴大。按其作用不同可分為完全封閉γ相區(qū)的元素(如Cr、Mo、W、V、Ti、Al、Si等)和部分縮小γ相區(qū)的元素(如B、Nb、Zr等)。
2. 形成碳化物
合金元素按其與鋼中碳的親和力的大小,
可分為碳化物形成元素和非碳化物形成元素兩大類。
常見非碳化物形成元素有：Ni、Co、Cu、Si、Al、N、B等。它們基本上都溶于鐵素體和奧氏體中。常見碳化物形成元素有：Mn、Cr、W、V、Nb、Zr、Ti等(按形成的碳化物的穩(wěn)定性程度由弱到強的次序排列)，它們在鋼中一部分固溶于基體相中，一部分形成合金滲碳體,
含量高時可形成新的合金碳化合物。
鋼中常見碳化物的類型及基本特性
表2-14 鋼中常見碳化物的類型及基本特性
碳化物類型 | 常見碳化物 | 硬度, HV | 熔點/攝氏度 | 在鋼中溶解的溫度范圍 /攝氏度 | 含有此類碳化物的鋼種 | |
M3C | Fe3C | 900~1050 | ~1650 | Ac1至950~1000 | 碳鋼 | |
(Fe, Mc)3C* | 稍大于900~1050 | Ac1至1050~1200 | 低合金鋼 | |||
M23C6 | Cr23C6 | 1000~1100 | 1550 | 950~1100 | 高合金工具鋼及不銹鋼、耐熱鋼 | |
M7C3 | Cr7C3 | 1600~1800 | 1665 | 大于950, 直到熔點 | 少數(shù)高合金工具鋼 | |
M2C | W2C | 回火時析出, 大于650~700時轉(zhuǎn)變?yōu)?/span>M6C | 高合金工具鋼, 如高速鋼, Cr12MoV, 3Cr2W8V等 | |||
Mo2C | ||||||
M6C | Fe3W3C | 1200~1300 | 1150~1300 | 同上 | ||
Fe3Mo3C | ||||||
MC | VC | 1800~3200 | 2830 | 大于1100~1150 | 含釩大于0.3%的含釩合金鋼 | |
NbC | 3500 | |||||
幾乎不溶解 | 幾乎所有含鈮、鈦鋼種 | |||||
TiC | 3200 |
2.5.2
合金元素對Fe-Fe3C相圖的影響
1.
對奧氏體和鐵素體存在范圍的影響
擴大或縮小γ相區(qū)的元素均同樣擴大或縮小Fe-Fe3C相圖中的γ相區(qū), 且同樣Ni或Mn的含量較多時, 可使鋼在室溫下得到單相奧氏體組織 (如1Cr18Ni9奧氏體不銹鋼和ZGMn13高錳鋼等)， 而Cr、Ti、Si等超過一定含量時, 可使鋼在室溫獲得單相鐵素體組織 (如1Cr17Ti高鉻鐵素體不銹鋼等)。
2. 對Fe-Fe3C相圖臨界點(S和E點)的影響
擴大γ相區(qū)的元素使Fe-Fe3C相圖中的共析轉(zhuǎn)變溫度下降, 縮小γ相區(qū)的元素則使其上升, 并都使共析反應(yīng)在一個溫度范圍內(nèi)進行。幾乎所有的合金元素都使共析點(S)和共晶點(E)的碳含量降低，即S點和E點左移, 強碳化物形成元素的作用尤為強烈。
2.5.3
合金元素對鋼熱處理的影響
合金元素的加入會影響鋼在熱處理過程中的組織轉(zhuǎn)變。
1.
合金元素對加熱時相轉(zhuǎn)變的影響 合金元素影響加熱時奧氏體形成的速度和奧氏體晶粒的大小。
(1)對奧氏體形成速度的影響： Cr、Mo、W、V等強碳化物形成元素與碳的親合力大,
形成難溶于奧氏體的合金碳化物, 顯著減慢奧氏體形成速度；Co、Ni等部分非碳化物形成元素, 因增大碳的擴散速度,
使奧氏體的形成速度加快；Al、Si、Mn等合金元素對奧氏體形成速度影響不大。
(2)對奧氏體晶粒大小的影響：大多數(shù)合金元素都有阻止奧氏體晶粒長大的作用,
但影響程度不同。強烈阻礙晶粒長大的元素有：V、Ti、Nb、Zr等；中等阻礙晶粒長大的元素有：W、Mn、Cr等；對晶粒長大影響不大的元素有：Si、Ni、Cu等；促進晶粒長大的元素：Mn、P等。
2.
合金元素對過冷奧氏體分解轉(zhuǎn)變的影響
除Co外, 幾乎所有合金元素都增大過冷奧氏體的穩(wěn)定性,
推遲珠光體類型組織的轉(zhuǎn)變, 使C曲線右移, 即提高鋼的淬透性。常用提高淬透性的元素有：Mo、Mn、Cr、Ni、Si、B等。必須指出,
加入的合金元素, 只有完全溶于奧氏體時, 才能提高淬透性。如果未完全溶解, 則碳化物會成為珠光體的核心, 反而降低鋼的淬透性。另外,
兩種或多種合金元素的同時加入(如, 鉻錳鋼、鉻鎳鋼等), 比單個元素對淬透性的影響要強得多。
除Co、Al外, 多數(shù)合金元素都使Ms和Mf點下降。其作用大小的次序是：Mn、Cr、Ni、Mo、W、Si。其中Mn的作用最強, Si實際上無影響。Ms和Mf點的下降, 使淬火后鋼中殘余奧氏體量增多。殘余奧氏體量過多時,可進行冷處理(冷至Mf點以下), 以使其轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體; 或進行多次回火, 這時殘余奧氏體因析出合金碳化物會使Ms、Mf點上升, 并在冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體或貝氏體(即發(fā)生所謂二次淬火)。
3.
合金元素對回火轉(zhuǎn)變的影響
(1)提高回火穩(wěn)定性 合金元素在回火過程中推遲馬氏體的分解和殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變(即在較高溫度才開始分解和轉(zhuǎn)變)， 提高鐵素體的再結(jié)晶溫度,
使碳化物難以聚集長大，因此提高了鋼對回火軟化的抗力, 即提高了鋼的回火穩(wěn)定性。提高回火穩(wěn)定性作用較強的合金元素有：V、Si、Mo、W、Ni、Co等。
(2)產(chǎn)生二次硬化 一些Mo、W、V含量較高的高合金鋼回火時, 硬度不是隨回火溫度升高而單調(diào)降低, 而是到某一溫度(約400℃)后反而開始增大,
并在另一更高溫度(一般為550℃左右)達到峰值。這是回火過程的二次硬化現(xiàn)象, 它與回火析出物的性質(zhì)有關(guān)。當(dāng)回火溫度低于450℃時,
鋼中析出滲碳體; 在450℃以上滲碳體溶解, 鋼中開始沉淀出彌散穩(wěn)定的難熔碳化物Mo2C、W2C、VC等, 使硬度重新升高,
稱為沉淀硬化。回火時冷卻過程中殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的二次淬火所也可導(dǎo)致二次硬化。
試一試：碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.35%的鉬鋼的回火溫度與硬度的關(guān)系
產(chǎn)生二次硬化效應(yīng)的合金元素
產(chǎn)生二次硬化的原因 | 合 金 元 素 |
殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變 沉淀硬化 | Mn、Mo、W、Cr、Ni、Co①、V V、Mo、W、Cr、Ni①、Co① |
①僅在高含量并有其他合金元素存在時, 由于能生成彌散分布的金屬間化合物才有效。
(3)增大回火脆性 和碳鋼一樣, 合金鋼也產(chǎn)生回火脆性, 而且更明顯。這是合金元素的不利影響。在450℃-600℃間發(fā)生的第二類回火脆性(高溫回火脆性) 主要與某些雜質(zhì)元素以及合金元素本身在原奧氏體晶界上的嚴(yán)重偏聚有關(guān), 多發(fā)生在含Mn、Cr、Ni等元素的合金鋼中。 這是一種可逆回火脆性, 回火后快冷(通常用油冷)可防止其發(fā)生。鋼中加入適當(dāng)Mo或W(0.5%Mo, 1%W)也可基本上消除這類脆性。
鉻鎳鋼的韌性與回火溫度的關(guān)系
2.5.4
合金元素對鋼的機械性能的影響
提高鋼的強度是加入合金元素的主要目的之一。欲提高強度,
就要設(shè)法增大位錯運動的阻力。金屬中的強化機制主要有固溶強化、位錯強化、細(xì)晶強化、第二相(沉淀和彌散)強化。合金元素的強化作用,
正是利用了這些強化機制。
1.
對退火狀態(tài)下鋼的機械性能的影響
結(jié)構(gòu)鋼在退火狀態(tài)下的基本相是鐵素體和碳化物。合金元素溶于鐵素體中,
形成合金鐵素體, 依靠固溶強化作用, 提高強度和硬度, 但同時降低塑性和韌性。
2.對退火狀態(tài)下鋼的機械性能的影響
由于合金元素的加入降低了共析點的碳含量、使C曲線右移,
從而使組織中的珠光體的比例增大, 使珠光體層片距離減小, 這也使鋼的強度增加, 塑性下降。但是在退火狀態(tài)下, 合金鋼沒有很大的優(yōu)越性。
由于過冷奧氏體穩(wěn)定性增大,
合金鋼在正火狀態(tài)下可得到層片距離更小的珠光體, 或貝氏體甚至馬氏體組織, 從而強度大為增加。Mn、Cr、Cu的強化作用較大,
而Si、Al、V、Mo等在一般含量(例如一般結(jié)構(gòu)鋼的實際含量)下影響很小。
3.
對淬火、回火狀態(tài)下鋼的機械性能的影響
合金元素對淬火、回火狀態(tài)下鋼的強化作用最顯著,
因為它充分利用了全部的四種強化機制。淬火時形成馬氏體, 回火時析出碳化物, 造成強烈的第二相強化，同時使韌性大大改善,
故獲得馬氏體并對其回火是鋼的最經(jīng)濟和最有效的綜合強化方法。
合金元素加入鋼中, 首要的目的是提高鋼的淬透性,
保證在淬火時容易獲得馬氏體。其次是提高鋼的回火穩(wěn)定性, 使馬氏體的保持到較高溫度，使淬火鋼在回火時析出的碳化物更細(xì)小、均勻和穩(wěn)定。這樣, 在同樣條件下,
合金鋼比碳鋼具有更高的強度。
2.5.5
合金元素對鋼的工藝性能的影響
1.
合金元素對鋼鑄造性能的影響
固、液相線的溫度愈低和結(jié)晶溫區(qū)愈窄,
其鑄造性能愈好。合金元素對鑄造性能的影響, 主要取決于它們對Fe-Fe3C相圖的影響。另外, 許多元素,
如Cr、Mo、V、Ti、Al等在鋼中形成高熔點碳化物或氧化物質(zhì)點, 增大鋼的粘度, 降低流動性, 使鑄造性能惡化。
2.合金元素對鋼塑性加工性能的影響
塑性加工分熱加工和冷加工。合金元素溶入固溶體中,
或形成碳化物(如Cr、Mo、W等), 都使鋼的熱變形抗力提高和熱塑性明顯下降而容易鍛裂。一般合金鋼的熱加工工藝性能比碳鋼要差得多。
3.
合金元素對鋼焊接性能的影響
合金元素都提高鋼的淬透性, 促進脆性組織(馬氏體)的形成,
使焊接性能變壞。但鋼中含有少量Ti和V, 可改善鋼的焊接性能。
4.
合金元素對鋼切削性能的影響 切削性能與鋼的硬度密切相關(guān),
鋼是適合于切削加工的硬度范圍為170HB～230HB。一般合金鋼的切削性能比碳鋼差。但適當(dāng)加入S、P、Pb等元素可以大大改善鋼的切削性能。
5.
合金元素對鋼熱處理工藝性能的影響
熱處理工藝性能反映鋼熱處理的難易程度和熱處理產(chǎn)生缺陷的傾向。主要包括淬透性、過熱敏感性、回火脆化傾向和氧化脫碳傾向等。合金鋼的淬透性高, 淬火時可以采用比較緩慢的冷卻方法,可減少工件的變形和開裂傾向。加入錳、硅會增大鋼的過熱敏感性。
2.6 表面技術(shù)
簡述
1.表面技術(shù)的定義
材料表面工程技術(shù)是指通過一些物理、化學(xué)工藝方法使材料表面具有與基體材料不同的組織結(jié)構(gòu)、化學(xué)成分和物理狀態(tài)，從而使經(jīng)過處理后的表面具有與基體材料不同的性能。經(jīng)過表面處理后的材料，其基體材料的化學(xué)成分和力學(xué)性能并未發(fā)生變化(或未發(fā)生大的變化)，但其表面卻具有一些特殊性能，如高的耐磨性、耐蝕性、抗氧化性、耐熱性、導(dǎo)電性、電磁特性、光學(xué)性能等。
2.表面技術(shù)的分類
表面工程技術(shù)的種類繁多，可以按表面技術(shù)的工藝特點分為以下幾類：
表面熱處理
表面機械強化處理
電鍍、化學(xué)鍍
熱噴涂
氣相沉積鍍膜
高能束表面處理等。
2.6.1電刷鍍
1.普通電鍍過程的步驟
（1）金屬的水合離子或絡(luò)離子從溶液內(nèi)部遷移到陰極界面；
（2）金屬水合離子脫水或絡(luò)離子解離，金屬離子在陰極上得到電子發(fā)生還原反應(yīng)生成金屬原子；
（3）還原的原子進入晶格結(jié)點。
2.電刷鍍
電刷鍍是電鍍的一種特殊方式，不用鍍槽，只需在不斷供應(yīng)電解液的條件下，用一支鍍筆在工件表面上進行擦拭，從而獲得電鍍層，所以，電刷鍍又稱無槽鍍或涂鍍。
3.電刷鍍過程
電刷鍍工作過程的示意圖。直流電源的正極通過導(dǎo)線與鍍筆相聯(lián)，負(fù)極通過導(dǎo)線和工件相聯(lián)，當(dāng)電流方向由鍍筆流向工件時為正向電流，正向電流接通時發(fā)生電沉積；電流方向從工件流向鍍筆時為反向電流，反向電流接通時工件表面發(fā)生溶解。
1—工件 2—刷鍍液 3—注液管 4—包套
5—刷鍍筆 6—電源 7—陽極
8—集液盤
電刷鍍工作過程的示意圖
4.電刷鍍的特點
①
鍍層結(jié)合強度高，在鈦、鋁、銅、鉻、高合金鋼和石墨上也具有很好的結(jié)合強度；
② 設(shè)備簡單、工藝靈活、操作方便,
可以在現(xiàn)場作業(yè)；
③ 可對某些重量重、體積大的零件實行局部電鍍；
④
生產(chǎn)效率高。電刷鍍的速度是一般槽鍍的10～15倍；輔助時間少；且可節(jié)約能源，是槽鍍耗電量的幾十分之一；
⑤操作安全，刷鍍液可循環(huán)使用,
耗量小，對環(huán)境污染小。
5.電刷鍍的主要應(yīng)用
用于機械設(shè)備的維修，或改善零部件的表面理化性能。如滾動軸承的修理；軸頸、孔類零件的修理；平面、鍵槽的維修。低應(yīng)力鎳、鈷、鋅、鋼等電刷鍍層可用于防腐；鋁電刷鍍堿銅可以實現(xiàn)鋁和其它金屬的釬焊等。
2.6.2
熱噴涂技術(shù)
將金屬或非金屬固體材料加熱至熔化或半熔軟化狀態(tài)，然后將它們高速噴射到工件表面上，形成牢固涂層的表面加工方法稱為熱噴涂技術(shù)。
1.熱噴涂技術(shù)的分類
根據(jù)熱源的不同，可分為火焰噴涂、等離子噴涂、電弧噴涂、激光噴涂等
2.熱噴涂技術(shù)的主要特點
(1) 涂層和基體材料廣泛
(2) 熱噴涂工藝靈活，
噴涂層、噴焊層的厚度可以在較大范圍內(nèi)變化。
(3)
熱噴涂時基體受熱程度低，一般不會影響基體材料的組織和性能。
(4) 噴焊時，母材對涂層的稀釋率較低，有利于噴涂合金材料的充分利用。
(5) 熱噴涂有著較高的生產(chǎn)效率 成本低，效益顯著。
熱噴涂
3.熱噴涂的工藝過程
熱噴涂的工藝過程包括噴涂材料加熱熔化階段、熔滴的霧化階段、粒子的飛行階段、粒子的噴涂階段、涂層形成過程等。
4.噴焊
熱噴涂技術(shù)也包含噴焊工藝。噴焊是指用熱源將噴涂層加熱到熔化，使噴涂層的熔融合金與基材金屬互溶、擴散，形成類似釬焊的冶金結(jié)合，這樣所得到的涂層稱為噴焊層。
5.等離子噴涂
等離子噴涂是以等離子弧為熱源，以噴涂粉末材料為主的熱噴涂方法。
① 等離子噴涂的步驟
等離子噴涂時，在陰極和陽極(噴嘴)之間產(chǎn)生一直流電弧，該電弧把導(dǎo)入的工作氣體加熱電離成高溫等離子體并從噴嘴噴出形成等離子焰。粉末由送粉氣體送入火焰中被熔化、加速、噴射到基體材料上形成膜。工作氣體可用氬氣、氮氣，或由這些氣體中再摻入氫氣，也可采用氬和氦的混合氣體。
② 等離子噴涂的特點
等離子噴涂具有以下特點：
（1）能夠噴涂多種噴涂材料，尤其能噴涂熔點高的難熔材料，如難熔金屬、陶瓷、金屬陶瓷及其它特殊功能材料；
（2）可以選擇惰性為工作介質(zhì)，減少噴涂粒子在飛行過程中的氧化反應(yīng)；
（3）涂層的結(jié)合強度高，氣孔率低；能通過控制工藝參數(shù)制備精細(xì)涂層。
③ 等離子噴涂的主要設(shè)備
包括噴涂槍、送粉機構(gòu)、整流電流、供氣系統(tǒng)、水冷系統(tǒng)及控制系統(tǒng)。
等離子噴涂設(shè)備總圖
1－主電源；2－直流電源；3－冷卻水泵；4－水冷器；5－預(yù)熱器；
6－壓力計；7－流量計；8－載粉氣；9－送粉器；10－控制臺；
11－等離子槍；12－工作氣體
2.6.3
氣相沉積技術(shù)
1.
氣相沉積技術(shù)簡介
氣相沉積技術(shù)是指在真空下用各種方法獲得的氣相原子或分子在基體材料表面沉積以獲得薄層鍍膜的技術(shù)。它既適合于制備超硬、耐蝕、耐熱、抗氧化的機械薄膜，又適合于制備磁記錄、信息存儲、光敏、熱敏、超導(dǎo)、光電轉(zhuǎn)換等功能薄膜，還可用于制備裝飾性鍍膜。
① 氣相沉積技術(shù)的分類
物理氣相沉積PVD(Physical Vapour
Deposition)
化學(xué)氣相沉積CVD (Chemical Vapour
Deposition)
② 氣相沉積的基本步驟
提供氣相鍍料
鍍料向所鍍制的基體材料的輸送
鍍料在基體材料上沉積成膜
③ 常用的超硬耐磨涂層
TiC、TiN、Ti(C,N)、(Ti,Al)N、Cr7C3、Al2O3、C-BN 等。
2.
物理氣相沉積
在沉積環(huán)境中，以各種物理方法產(chǎn)生的原子或分子沉積在基體上，形成薄膜或涂層的過程稱為物理氣相沉積（PVD）。
(1) 真空蒸鍍
在高真空中使金屬合金或化合物蒸發(fā)，然后凝聚在基體表面上的方法稱為真空蒸鍍。
1） 影響真空蒸鍍膜質(zhì)量的主要因素 基材表面狀態(tài)、基材溫度、蒸鍍溫度、基材表面粗糙度、表面顯微組織等
2） 真空蒸鍍時所用熱源的種類 電阻加熱源、電子束加熱源、高頻感應(yīng)加熱源、激光加熱源、離子蒸鍍源
(2)
陰極濺射沉積
陰極濺射沉積是用荷能粒子轟擊某一靶材(陰極)使靶材表層原子以一定的能量逸出，然后在基材表面沉積成膜的過程。
陰極濺射沉積的主要特點： 結(jié)合力高, 容易得到高熔點物質(zhì)的薄膜,
可以在較大面積上得到均一的薄膜, 可以控制膜的組成，制出合金膜, 可以長時間地連續(xù)運轉(zhuǎn), 有良好的再現(xiàn)性,幾乎可以制造一切物質(zhì)的薄膜。
(3)
磁控濺射沉積
磁控濺射沉積的特點是在陰極靶面建立了一個環(huán)形磁場，以控制二次電子的運動，離子轟擊靶面所產(chǎn)生的二次電子在陰極暗區(qū)被電場加速之后飛向陽極。
陰極濺射沉積系統(tǒng)簡圖
(4) 離子鍍
在鍍膜的同時，采用帶能離子轟擊基材表面和鍍膜層的鍍膜技術(shù)稱為離子鍍。離子轟擊的目的在于改善膜層的性能。
1） 離子鍍技術(shù)種類
（a）高頻放電離子鍍（b）空心陰極放電離子鍍(HCD)
(c) 感應(yīng)加工離子鍍
主要的離子鍍技術(shù)示意圖
2） 離子鍍的特點 粘著力強、均鍍能力好、被鍍基體材料和鍍層材料可廣泛搭
配、工藝無污染。
(5)
多弧離子鍍
多弧離子鍍工藝示意圖
該法的蒸發(fā)金屬靶用水冷卻，里面裝有磁鐵。靶上接正負(fù)電壓，使之在圓盤狀靶上進行電弧放電，電弧電流可達105～107A/cm2，
使金屬被蒸發(fā)，并且由于電弧放電中電子的沖擊使蒸發(fā)到弧柱中的金屬電離成為等離子狀態(tài)，在具有負(fù)壓的基體上發(fā)生沉積。
多弧離子鍍的特點
1)蒸發(fā)源多，膜厚分布均勻
2)有效地利用真空室
3)靶材輻射熱被水冷，可使工件保持低溫
4)等離子體密度高，表面可被離子轟擊潔凈，而且可增大偏壓，所以結(jié)合力好。
3.
化學(xué)氣相沉積(CVD)
利用氣態(tài)化合物或化合物的混合物在基體材料表面(通常為熱表面)上發(fā)生氣相化學(xué)反應(yīng)，從而在基材表面上形成鍍膜的技術(shù)稱為化學(xué)氣相沉積。
①
CVD主要的過程
產(chǎn)生揮發(fā)性化合物
把揮發(fā)性化合物運到沉積區(qū)
發(fā)生化學(xué)反應(yīng)生成固態(tài)產(chǎn)物
②
等離子體增強化學(xué)氣相沉積(PCVD)
利用直流或射頻放電等離子體內(nèi)的高能電子激活反應(yīng)氣體分子使之離解或電離，從而獲得在化學(xué)上非常活潑的激發(fā)分子、離子、原子或大量活性原子團等，并在基體表面上沉積鍍膜。通常CVD法使氣態(tài)物質(zhì)處于高溫，經(jīng)化學(xué)反應(yīng)制備涂層，而PCVD法借助于等離子體作用，使化學(xué)反應(yīng)得以進行。
2.6.4
激光表面改性
激光表面改性是將激光束照到工件的表面，用以去除或熔化材料以及改變材料表面性能的加工方法。
1.
激光表面改性的特點
(1)
高功率密度激光能量集中，與工件表面作用時間短，適于局部表面處理，對工件正體熱影響小，因此熱變形很小。
(2)
工藝操作靈活簡便，柔性大，改性層有足夠厚度，適于工程要求。
(3)
結(jié)合良好，改性層內(nèi)部、改性層和基體間呈冶金結(jié)合，不易剝落。
2.
激光表面處理技術(shù)
（1）激光淬火（激光相變硬化）
以高能量的激光束快速掃描工件，使材料表面極薄一層的局部小區(qū)域內(nèi)快速吸收能量而使溫度急劇上升(升溫速度可達105℃/s～106℃/s)，此時工件基體仍處于冷態(tài)，激光離去后，由于熱傳導(dǎo)的作用，此局部區(qū)域內(nèi)的熱量迅速傳遞到工件其它部位，冷卻速度可達105℃/s以上，使該局部區(qū)域在瞬間進行自冷淬火，因而使材料表面發(fā)生相變硬化。
激光表面處理
（2）
激光表面合金化
激光表面合金化是指在高能激光束作用下，將一種或多種合金元素與基材表面快速熔凝，使材料表層獲得具有預(yù)定的高合金特性的技術(shù)。
（3）激光表面熔覆
激光表面熔覆是指利用激光加熱基材表面以形成一個較淺的熔池，同時送入預(yù)定成份的合金粉末一起熔化后迅速凝固、或者是將預(yù)先涂敷在基材表面的涂層與基材一起熔化后迅速凝固，以得到一層新的熔覆層。
同步注粉式激光表面熔覆處理示意圖
（4）激光上釉
激光束(功率密度高達104W/cm2～105W/cm2)在金屬表面迅速掃描時，激光束使厚度為1mm～10mm的金屬表層快速熔化，表層與基體間形成很大的溫度梯度；表層的冷卻速度高達105℃/s，熔化層凝固后形成極細(xì)乃至超細(xì)的晶體結(jié)構(gòu)，甚至形成非晶層。
小結(jié)
1．
金屬結(jié)晶的條件是要有一定的過冷度，金屬結(jié)晶的推動力是固態(tài)金屬和液態(tài)金屬之間的自由能差。結(jié)晶由生核和長大二個過程組成。某些金屬會發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變。生產(chǎn)中可以采取措施細(xì)化鑄態(tài)金屬的晶粒。
2．
固態(tài)合金有二種類型的相：固溶體和金屬化合物。合金的結(jié)晶可以用相圖來分析。常用的有勻晶相圖和共晶相圖。鐵碳相圖中包含5種相，鐵碳合金的平衡結(jié)晶過程用鐵碳相圖來分析，鐵碳合金室溫平衡組織中的組成相和組織組成物的質(zhì)量分?jǐn)?shù)可以用杠桿定律求出。
3．金屬的塑性變形機理有滑移和孿生二種。塑性變形使金屬晶粒變形（拉長或壓扁），位錯密度增加，產(chǎn)生殘余內(nèi)應(yīng)力，大的變形量可產(chǎn)生形變織構(gòu)。冷塑性變形使金屬產(chǎn)生加工硬化現(xiàn)象（形變強化）。再結(jié)晶形成新的等軸晶，可以消除加工硬化。T再結(jié)晶 =（0.35 ～ 0.4）T熔點
4．過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物可用等溫轉(zhuǎn)變曲線（C曲線）進行分析。過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物有：珠光體（P）、索氏體（S）、屈氏體（T）、上貝氏體（上B）、下貝氏體（下B）、馬氏體（M）。
鋼的熱處理工藝有：退火、正火、淬火、回火、表面熱處理和化學(xué)熱處理。影響淬透性高低的主要因素是合金元素，影響淬硬性高低的主要因素是碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。
5.合金元素在鋼中的作用有：提高鋼的淬透性，細(xì)化晶粒，提高鋼的回火穩(wěn)定性，防止回火脆性，二次硬化，固溶強化，第二相強化（彌散強化），增加韌性，提高鋼的耐蝕性或耐熱性。不同的合金元素在不同的鋼中的作用是不一樣。
6．表面處理新技術(shù)包括電刷鍍、熱噴涂、氣相沉積和激光強化等。表面技術(shù)可以大大提高工程材料的耐蝕、耐磨、耐疲勞性能，延長工件的使用壽命，具有重要的經(jīng)濟意義。
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