金属学与热处理第二版复习总结

1、金属学与热处理第二版 复习总结 哈工大（威海） 14级 苏同学此文档只总结了部分重要概念与影响因素（不包含第八章、第十二章、第十三章）另外，第十章、十一章的热处理的具体工艺也是重点，此文档没有涉及。概念金属最外层的电子数很少，一般为12个，不超过3个。金属键Ø 原子共用自由电子形成Ø 无饱和性和方向性。金属晶体原子排列密度高，能变形，导电，导热。金属原子特点Ø 外层电子少，易失去Ø 有自由电子Ø 金属离子与自由电子形成键。Ø 金属键无方向性Ø 有良好的塑性晶体：各向异性是晶体区别于非晶体的一个重要标志柏氏矢量的意义及特征&#

2、216; 反映位错的点阵畸变总量Ø 反映晶体的滑移量及方向Ø 与位错线有确定的位置关系Ø 具有守恒性相界共格界面、半共格界面、非共格界面三类。共格界面界面能最低Ø 界面处晶体缺陷集中，原子能量高Ø 界面是氧化、腐蚀的优先发生地Ø 界面是固态相变的有效形核位置Ø 界面原子的扩散速度远高于晶内Ø 存在内吸附现象。异类原子可降低界面能时，会向界面偏聚Ø 界面阻碍位错运动，组织越细小，强度硬度越高Ø 界面能越大，界面迁移速度越大；晶粒长大可以降低界面能。固溶体结晶的特点（）异分结晶：固相成分与液相成分不

3、同，晶体与母相成分不同称为异分结晶（选择结晶）。（）固溶体结晶需要在一定的温度范围：每一温度下，结晶出一定数量的固相。温度的降低，固相的数量增加成分分别沿着固相线和液相线变化非平衡凝固总结：（1） 固相平均成分线和液相平均成分线偏离固相线与液相线。冷却速度越快，偏离越严重（2）固溶体成分不均匀。先结晶部分总是富高熔点组元，后结晶的部分富低熔点组元。区域偏析、晶内偏析、枝晶偏析（3）结晶温度。凝固终结温度低于平衡凝固时的终结温度。伪共晶靠近共晶点附近合金得到全部共晶组织离异共晶共晶组织没有显示出共晶的特征不平衡共晶在不该出现共晶的合金里出现共晶组织孪生变形的特点 （1）切应力作用下发生，临界切应

4、力远大于滑移时。 （2）是一种均匀切变。 （3）孪晶有对称关系。 在一定范围内改变了晶体的取向。多晶体塑性变形的特点 Ø各晶粒变形不同时性 Ø晶粒间、晶粒内变形的不均匀性 Ø相邻晶粒变形的协调性 Ø 配位数：一个原子周围最近邻并且等距离的原子的个数。致密度晶胞中原子所占的体积0.74126密排六方0.74124面心立方0.6882体心立方致密度配位数原子数原子半径一种材料具有几种不同晶体结构的性质称多晶型性晶体缺陷是指晶体结构中偏离完整晶格排列的微观区域。Ø 液态金属的结构Ø 不是完全无序的Ø 不断有近程有序的原子集团（晶胚

5、）出现Ø 这种结构时而形成，时而散开，称为结构起伏Ø 液相的结构起伏提供了各种尺寸的有序原子集团，成为结晶时核胚的来源。 结构条件Ø 等温等压条件下化学反应自发进行的条件是体系的自由能降低。热力学在数值上，临界形核功等于形成的新相临界晶核界面能的1/3抵消形成临界晶核时所增加的能量的是液相的能量起伏。这是均匀形核的能量条件Ø 结构条件Ø 要求原子排列接近晶体Ø 可由液相结构起伏满足Ø 热力学条件Ø 要求结晶过程体系自由能降低Ø 可由液相具有的过冷度满足Ø 能量条件Ø 要求能克服体系增加

6、的临界形核功Ø 可由液相中的能量起伏满足Ø 形核时能量变化包含体积自由能的降低和新相界面能的增加Ø 形核时需要满足结构、热力学、能量三方面条件Ø 临界形核功等于新相界面能的1/3Ø 过冷度显著影响均匀形核，金属材料的形核率随过冷度增大而增大。Ø 有效形核需要的过冷度较大非均匀形核：实际金属结晶时依附于液相中的外来固体表面形核的方式均质和异质形核具有相同的临界晶核半径Ø 长大过冷度Ø 动态过冷度（Tk）：晶核长大需要的界面附近的过冷度。Ø 粗糙界面与光滑界面的动态过冷度不同。Ø 粗糙界面的晶核长大

7、机制垂直长大机制Ø 光滑界面的晶核长大机制a. 二维晶核长大b. 螺型位错长大机制表层细晶区形成原因： （1）过冷度T大。 （2）模壁作为非均匀形核的位置。特点：晶粒细小，组织致密，机械性能好薄，无实用意义柱状晶区 形成原因： (1) 细晶区形成后，模壁温度升高，结晶前沿过冷度T较低，不易形成新的晶核； (2) 细晶区中某些取向有利的晶粒可以显著长大；(3) 晶体沿垂直于模壁 (散热最快)相反方向择优生长成柱状晶。特点：组织粗大而致密；为“铸造织构” 铸造织构：铸造过程中形成的一种晶体学位向一致的铸态组织。 又称“结晶织构”中心等轴粗晶区 形成原因： （1）液体温度全部降到结晶温度以

8、下，可同时形核。 （2）未熔杂质、冲断的枝晶分枝可作为非均匀形核的核心。 （3）散热失去了方向性，各方向长大速度相差不大。 长成等轴晶。 由于过冷度T不大，晶粒较粗大。固溶体B组元的原子完全溶入固相的A组元，并保持A的晶体结构所形成的合金相。A,B分别称为溶剂组元与溶质组元。间隙固溶体原子半径很小的溶质原子溶入到溶剂中时，填入到溶剂晶格的间隙中间相金属化合物概念：溶质含量超过溶解度极限时出现的具有全新晶体结构的新相。键性：主要金属键，兼有离子键、共价键。种类：正常价化合物：符合化合物原子价规律，具有严格的化合比，成分固定不变。结构与相应分子式的离子化合物晶体结构相同电子化合物：按一定价电子浓度

9、的比值组成一定晶格类型的化合物。电子化合物的熔点和硬度都很高，而塑性较差。间隙相：当非金属原子半径与金属原子半径的比值小于0.59时，将形成具有简单晶体结构的金属间化合物间隙化合物：当非金属原子半径与金属原子半径的比值大于0.59时，形成复杂晶体结构的金属间化合物，与间隙相相比，间隙化合物的熔点和硬度及化学稳定性都要低一些。二元相图几何规律1.相区接触法则相邻相区相数差一2.二元相图中的水平线三相平衡，与三个单相区，三个两相区接触。3.二元相图最大相数为34.两条水平线涉及的相有两个相同时，两条水平线之间是由这两个相组成的两相区5.相界线的走向两相区与单相区分界线与三相水平线相交时，其延长线应

10、进入另一个两相区而不是单相区结晶时从液相结晶出单相固溶体，这种结晶过程称为匀晶转变平衡凝固的概念：Ø 凝固进行到任何温度都能够达到平衡Ø 意味着：指定的温度与压力下，各相间达到平衡时，组元在每一相中的浓度不随时间而改变(即各相成分不变)。Ø 是在极其缓慢的冷速下实现的。成分过冷平衡结晶温度随液相浓度的增加而降低由界面前沿液相中的成分差别引起平衡结晶温度与实际温度之差同素异构转变Ø 物质在固态下晶体结构随温度变化而变化的现象称同素异构转变（或重结晶），属于相变之一（固态相变）根据钢中氧含量和凝固时放出CO的程度，钢锭分为镇静钢，沸腾钢和半镇静钢滑移系 &#

11、216;滑移面与该面上一个滑移方向的组合 临界分切应力是一材料的常数位错运动晶体滑移的主要方式 Ø特点：所需切应力小 Ø原因：仅需少量原子的弹性偏移位错交割与塞积 Ø是形变强化现象的源头 Ø与位错运动受阻有关-割阶、扭折、平面塞积群 固溶强化现象：由于溶质原子的存在及其固溶度的增加，导致基体金属的变形抗力提高。2.孪生 Ø一种特殊的塑性变形 Ø晶体中有限宽度的部分产生一个均匀切变 Ø切变得到孪晶 Ø孪生不改变晶体结构，但改变有限区域内的晶体位向 细晶强化（晶界强化）室温下多晶体的强度随其晶粒（亚晶粒）细化而提高。回

12、复、再结晶、晶粒长大是形变金属退火时经历的基本过程 回复 Ø 指经过冷变形的金属在退火加热的过程中，于再结晶过程开始之前、仍保留着变形态组织特点的阶段。 Ø回复的驱动力是储存能 Ø回复阶段储能部分释放。 Ø不同温度，回复机制有差异 2.回复机理 a低温回复 点缺陷的迁移点缺陷密度降低 b中温回复 位错在滑移面上运动位错密度有所降低，缠结位错重新排列 c高温回复 位错滑移、攀移多边化及多边形亚晶形成，亚晶粒尺寸增大 回复退火的应用 工业应用：去应力退火 效果：保留加工硬化，降低应力，防止应力腐蚀开裂 再结晶：指经过冷变形的金属退火过程中，于变形的基体中重新

13、生成无畸变的等轴状的新晶粒的过程。 再结晶的特点 Ø再结晶的驱动力是储存能 Ø再结晶阶段剩余储能全部释放 Ø加工硬化消除Ø是形核与长大的过程，不改变晶体结构 再结晶的应用 Ø消除加工硬化 Ø再结晶退火 中间退火 核心问题： 变形严重的区域位错密度高，而形成无缺陷的微区可以迅速降低能量。该微区可成为再结晶晶核的孕育地。形核机理 (1).晶界弓出形核(2)亚晶长大形核：亚晶移动机制，亚晶合并机制2.再结晶晶核长大长大驱动力为新晶粒与旧晶粒之间的应变能差。临界变形度：在能引起再结晶的最小变形度附近变形后，再结晶后的晶粒特别粗大，称为“临界变

14、形度”。一般为2-10%。晶粒长大 Ø晶粒长大 指再结晶结束后，细小的等轴晶通过晶粒相互吞并导致的长大的过程。晶粒异常长大二次再结晶 指当正常晶粒长大过程被分散相微粒、织构或表面热蚀沟等因素强烈阻碍时，局部位置此类因素的缺少或消失而造成的突发性的晶粒快速长大的现象。再结晶退火的应用 Ø效果：消除加工硬化；去除应力Ø应用：软化变形金属的中间退火Ø温度：最低再结晶温度以上100-200 热加工 软化：1.动态回复高层错能金属 Ø随着变形进行，硬化速度降低，直到实现在一个稳定应力下变形。变形金属内有异号位错的互毁和位错的重新分布。晶粒变形而亚晶粒为等

15、轴状 2.动态再结晶低层错能金属 Ø随着变形进行，硬化速度降低，软化，逐渐实现在一个稳定应力下变形。变形金属内发生再结晶，变形抗力小 晶粒变为等轴状 热处理与钢中固态相变 Ø固态相变是热处理强化的前提 完全奥氏体化的温度为Ac3, Accm以上 过冷奥氏体 临界点以下存在的不稳定的奥氏体共析钢的CCT曲线 Ø只有珠光体转变区 无贝氏体转变区 抗回火性 又称回火稳定性。指淬火马氏体回火各阶段转变迟滞，能在较高温度依然保持较高的强度与硬度的性质。二次硬化 指在一定温度回火后由于析出特殊碳化物导致的硬度再次增加的性质。合金钢回火的二次硬化（500-600） 退火：将金属

16、与合金加热到适当的温度，保持一定时间，缓慢冷却以达到接近平衡状态组织的热处理工艺。 完全退火 将钢件加热到Ac3以上20-30，完全奥氏体化后，缓慢冷却以获得近于平衡组织的热处理工艺。作用：细化晶粒，均匀组织，降低硬度，消除内应力，改善切削加工性不完全退火 将钢加热到Ac1Ac3或Ac1Accm之间保温后缓慢冷却，以获得接近于平衡态组织的热处理工艺。球化退火 球化退火是使钢中碳化物球化，获得粒状珠光体的一种热处理工艺。Ac1+(2030)。目的：降低硬度，改善切削性，为淬火做准备均匀化退火（扩散退火） 将工件加热到略低于固相线温度长时间保温后缓慢冷却，以消除化学成分不均匀现象的热处理工艺。加热

17、温度： Ac3 (Accm )+150300 保温时间：1015h 均匀化退火后需用完全退火或正火纠正粗大组织去应力退火与再结晶退火 Ø去应力退火：为去除由于形变加工、锻造、焊接等引起的工件内存在的残余应力而进行的退火。Ac1以下，以500-650加热居多，退火后应缓冷 Ø再结晶退火：将冷变形后的金属加热到再结晶温度以上，保持适当时间，使变形晶粒重新变为均匀等轴晶粒、消除加工硬化的热处理工艺。 可用作合金与钢件的中间退火，也可作为冷变形成品的最终热处理使用 钢材再结晶：650-700加热，保温1-3h空冷正火：将钢加热到Ac3 （ Accm ）以上适当温度，保温后在空气中冷

18、却以得到珠光体类组织的热处理工艺。 与完全退火相比：正火组织中P更多、更细小。正火后强度硬度更高 Ac3（ Accm ）+3050 合金钢Ac3 +100150 保温：透烧 冷却：空冷、风冷、雾冷正火的应用 （1）消除热加工缺陷（粗大晶粒、带状组织、魏氏组织） （2）改善低碳钢的切削加工性 （3）消除过共析钢的网状碳化物 （4）提高普通结构零件的机械性能退火、正火工艺的选用 首先考虑硬度的要求 满足硬度要求后再考虑工艺的经济性的问题 低碳钢，C%<0.25%, 正火 中碳钢，0.25%<C%<0.5%, 正火 高碳钢，0. 5%<C%<0.75%, 完全退火 过共

19、析钢，C%>0.75%, 球化退火 消除过共析钢组织中二次渗碳体，正火 一般结构件的最终热处理，正火钢的淬火 淬火是指将钢加热到Ac1或Ac3之上，保温一定时间后以大于临界冷却速度的冷却方法冷却，以获得马氏体或下贝氏体组织的热处理工艺。亚共析钢：Ac3以上3050 过共析钢：Ac1以上3050 低合金钢：通常Ac3（ Ac1）以上50100 高合金钢：考虑合金元素加入的作用温度更高 Ø部分奥氏体化 Ø得到A+颗粒状Fe3C 淬透性的含义 指钢淬火时获得马氏体的能力。回火：将淬火钢在A1以下某一温度加热保温后冷却到室温，获得稳定回火组织的热处理工艺。 稳定组织、尺寸、性

20、能 消除或降低淬火应力、降低脆性 获得适当的力学性能的配合回火的种类与应用 Ø低温回火（150250） 回火马氏体 强硬耐磨，工具、刃具、齿轮、滚动轴承 Ø中温回火（350500） 回火托氏体 弹性极限高，弹性元件、锻模 Ø高温回火（500650）(调质=淬火+高温回火） 回火索氏体 综合力学性能优秀，曲轴、连杆、主轴 1.钢的分类 用途：结构钢、工具钢、特殊性能钢 冶炼质量：普通钢、优质钢、高级优质钢 脱氧程度：镇静钢、沸腾钢调质钢 经过调质处理（淬火+高温回火）强化后使用的钢中碳 0.25-0.45%保证强韧性 Ø合金元素 ØCr, Mn,

21、 Si, Ni, B 提高淬透性，提高强度 ØW, Mo, V, Ti 细化晶粒，减轻回火脆性调质钢的热处理 45钢制造普通车床主轴，工艺路线为 锻造预备热处理机加工最终热处理装配 典型预备热处理与最终热处理工艺组合： 正火或退火->调质 正火或退火->调质+表面淬火+低温回火 预备热处理 Ø改善组织，便于切削加工 Ø正火或完全退火 Ac3 Ø正火+高温回火 针对淬透性非常好的材料，获得回火索氏体，便于切削加工最终热处理 调质处理 获得回火索氏体组织 保证综合力学性能优秀 热处理工艺 Ac3+30-50加热保温，油淬（合金钢） 500-650

22、回火，油冷（合金钢）弹簧钢的成分 中高碳 0.6-0.9%（碳素钢） 0.5-0.6%（合金钢） 合金元素 Si, Mn 提高淬透性、强度、回火抗力 Cr, V, W 提高淬透性、回火稳定性，细化晶粒 i.热成形弹簧 热轧钢丝钢板制造： 下料-热轧或热卷成型-热处理-喷丸-装配 淬火+中温回火（450-550），T回 加热时应防止氧化脱碳 喷丸：形成表面残余压应力，提高疲劳强度ii.冷成形弹簧 小截面弹簧可以直接冷卷成形 Ø原料是未强化态的（如退火钢丝） Ø冷成形后需进行淬火+中温回火处理 Ø原料是强化态的 Ø冷成形后需进行回火：250300 滚动轴承钢

23、Cr <1.65w% 提高淬透性，形成合金渗碳体滚动轴承的加工处理 Ø普通滚动轴承的加工工艺路线 锻造球化退火机加工 不完全淬火+低温回火精磨+低温回火装配 Ø精磨后的低温回火目的是消除磨削应力，120150,35h Ø精密轴承的工艺可改进为 不完全淬火+冷处理 使Ar充分转变 精磨+稳定化处理 120150,510h工具钢Ø高碳 保证硬度与耐磨性 0.65-1.35% Ø合金元素 Cr, W, Mo, V 提高硬度与淬透性 Ø红硬性 Ø热处理特点 球化退火 淬火（+冷处理）+ 回火 碳素工具钢的热处理 Ø球

24、化退火 Ø不完全淬火+低温回火 高速钢i.化学成分 Ø高碳 0.71.5% Ø高合金 W、Mo、Cr、V等 Ø形成碳化物: VC，W2C， Mo2C Ø产生二次硬化，提高红硬性 Ø提高淬透性 ii.一般加工工艺路线 Ø下料反复锻造球化退火机加工不完全淬火+多次回火 反复锻造打碎粗大共晶碳化物，使其均匀分布影响点缺陷对性能的影响晶格畸变与缺陷强化电阻率升高加速扩散，影响相变增加过冷度可以：增加结晶驱动力，降低均匀形核要求的结构起伏与能量起伏。故：在一定范围内增加过冷度有利于均匀形核接触角对形核的影响 =0，完全润湿，不需形核功

25、=， 非均匀晶核为球体，为均匀形核固体杂质表面形状对形核的影响非均匀形核的形核率过热度的影响其它因素搅拌等物理因素影响结晶后晶体形态的因素Ø 液固界面形态Ø 界面的生长方式Ø 结晶界面前沿液相的温度分布晶粒大小的控制在常温下，晶粒越细小，强度和硬度则越高，同时塑性韧性也越好。控制过冷度 提高过冷度变质处理 加入外来难熔杂质增加形核率或阻碍晶核生长，细化晶粒组织。振动、搅动 打碎树枝晶，增加小晶核输入振动能，克服形核功电磁振动、搅拌，超生振动搅拌等促进柱状晶生长的方法总体：(1) 加大液相沿垂直铸锭模壁方向的散热能力 促进散热的方向性(2) 降低液相内部非均匀形核的

26、可能性 具体：(1) 提高铸锭模的冷却能力 原因：若铸模冷却能力很大，反而促进等轴晶的发展（增加形核率）。（2）提高铸模中心区温度，大温度梯度 具体：提高浇注温度与浇注速度。 （3）提高熔化温度，减少非均匀形核数目影响晶粒大小的可能因素Ø 冷却速度形核率增加，晶粒细小Ø 变质处理形核数目增加，晶粒细小Ø 加热温度熔化非自发形核的夹杂，形核率降低Ø 振动等细晶晶区分布因素Ø 冷却速度冷却速度大，柱状晶Ø 液体金属的过热增大温度梯度、液体中部不易形核，柱状晶Ø 外来夹杂或变质剂等轴晶影响置换固溶体固溶度的因素Ø 1)晶

27、体结构因素 相同时易实现无限互溶Ø 2)原子尺寸因素R/Ra<14%-15%，易大量固溶Ø 3)电负性因素接近时易大量固溶Ø 4)电子浓度因素受极限电子浓度制约，价越高的溶 质其溶解度越小连续固溶体的必要条件含碳量对力学性能的影响亚共析钢随含碳量增加，P 量增加，钢的强度、硬度升高，塑性、韧性下降. 1.0%C，Fe3C为晶界连续网状，强度下降, 但硬度仍上升。 2.11%C，组织中有以Fe3C为基的Ld,合金硬而脆，难易切削加工.钢中的杂质元素1、Mn: 是有益元素： 脱氧、脱硫（把FeO还原，生成MnS）消除硫的有害作用。强化铁素体（置换固溶体 (Fe,

28、Mn)3C2、Si：是有益元素： 强化铁素体； 增加钢液流动性。3、S：是有害元素: 常以FeS形式存在。易与Fe在晶界上形成低熔点共晶(985)，热加工时(11501200)，由于其熔化而导致开裂，称热脆性.4、P：是有害元素能全部溶入铁素体中，使钢在常温下硬度提高，塑性、韧性急剧下降，使钢的脆性温度升高，钢变脆，冷脆性。 使钢的焊接性变差。5、气体元素 N：室温下N在铁素体中溶解度很低，钢中过饱和N在常温放置过程中以FeN、Fe4N形式析出使钢变脆, 称时效脆化. 加Ti、V、Al等元素可使N固定，消除时效倾向。 O：氧在钢中以氧化物的形式存在，其与基体结合力弱，不易变形，易成为疲劳裂纹源

29、. H：常温下氢在钢中的溶解度也很低。当氢在钢中以原子态溶解时，降低韧性，引起氢脆。晶粒大小对塑性变形的影响 Ø同种材料多晶体强度高于单晶体强度 Ø平均晶粒越细小，多晶体强度越高 细晶强化的效果与机理 晶粒越细小，屈服强度、硬度越高，塑性与韧性越好 Ø机理： Ø位错塞积应力集中程度小， 开动相邻晶粒的位错需要更高的外应力 Ø变形不均匀程度小 晶粒间、晶内与晶界处因变形不均匀导致的应力集中减轻，材料不易断裂，变形能力高 Ø单位体积晶界面积大裂纹扩展阻力大，韧性好单相合金强化机制 固溶强化固溶强化的原因：主要同溶质原子在溶剂晶格中的点阵畸

30、变与应力场的作用有关，使位错运动的阻力增加。影响固溶强化的因素 与溶质原子的浓度、原子尺寸、在晶格中占据的位置、电子浓度等有关。多相合金的塑性变形 Ø各相的性能、形态、分布、大小影响合金变形 两相均有一定塑性 合金的变形能力取决于两相的体积分数，视为两相性能的混合。塑性相+硬脆相 合金变形能力取决于硬脆相的形态、大小、分布、数量。片状塑性相+片状脆性相 减小片层尺寸，减小位错塞积，可使强度与塑性均提高 等轴状塑性相+颗粒状脆性相 按脆性相性质可分为不可变形第二相、可变形第二相，强化机制不同 脆性第二相不可变形时 Ø不可变形粒子（间距）对位错运动的阻碍作用 粒子间距越小， 变

31、形抗力越大 受阻弯曲绕过位错环反作用 弥散强化脆性第二相可变形时 Ø 可变形微粒对位错运动的阻碍作用 颗粒尺寸小，与基体有共格或半共格界面，位错将切过粒子使之随同基体一起变形。 沉淀强化塑性变形对金属组织与性能的影响 1显微组织与亚结构的变化 组织：晶粒沿着变形方向伸长或压扁，变形量很大时形成纤维组织。亚结构细化： 随变形量增大，位错胞变多、变小，并逐渐成为细长的变形胞。 位错密度提高，相互缠结在晶粒内形成胞状亚结构；2形变织构 是指随塑性变形进行，各个晶粒在空间取向上逐渐趋于一致的组织状态。3.性能的变化 a.力学性能加工硬化 强度（硬度）显著提高，而塑性韧性下降。b.其他性能的变

32、化 电阻率增高，电阻温度系数下降； 磁导率下降，热导率降低，磁滞损耗及矫顽力增大。 扩散过程加速，化学活性增大，腐蚀速度加快。4.残余应力 变形功一部分转变为储存能，以各类残余应力的形式表现（1）宏观残余应力（第一类内应力）： 由宏观变形不均匀性引起的，易导致工件变形 （2）微观残余应力（第二类内应力）由晶粒或亚晶粒之间的变形不均匀性引起，易导致工件开裂。 （3）点阵畸变（第三类内应力）： 由点阵缺陷（如空位、间隙原子、位错等）引起的，引起晶体的强化并使之处于热力学不稳定状态。退火温度和时间对回复过程的影响Ø一定温度下回复时间越长，回复程度越大，但逐渐趋于极限值 Ø回复温度

33、越高，回复软化程度越大，且达到极限程度的时间越短。 影响再结晶温度的因素 Ø(1) 变形程度 增加冷塑性变形的程度可以降低再结晶温度。(2)微量溶质原子 Ø溶质原子会阻碍位错运动和晶界的迁移，提高再结晶温度。 (3) 原始晶粒尺寸 原始组织细小，变形产生的储存能更大，降低再结晶温度。 变形后的晶粒越细小，再结晶速度越快。(4) 分散相（第二相）粒子 Ø可促进或阻碍基体金属的再结晶，取决于粒子的尺寸及间距。 Ø 细小弥散的第二相粒子一般阻碍亚晶界的迁移，故阻碍再结晶。 (5)再结晶退火工艺参数 加热速度、加热温度与保温时间退火温度愈高，再结晶速度愈快 极慢

34、的加热产生了大量的回复，再结晶温度上升。 极快的加热，也会引起再结晶温度上升 （一定范围）延长保温时间，也会降低再结晶温度 再结晶晶粒大小的控制 Ø受到变形度、退火温度、成分等的影响 （1）变形度影响 （2）退火温度的影响 提高退火温度： 临界变形度减小 再结晶后晶粒粗大影响晶粒长大的因素 通过影响晶界迁移而作用 Ø（1）温度 Ø 温度越高，长大越快 Ø一定温度下有一个极限尺寸 （2）杂质与合金元素 杂质元素与微量溶质原子与晶界产生交互作用，阻碍晶界迁移。 微量杂质元素含量越高，晶界迁移越慢（3）第二相（分散相）质点 阻碍晶界移动，降低晶粒长大速度 分散

35、相粒子的尺寸越小，再结晶的极限平均晶粒尺寸越小。（4）晶粒间位向差 Ø位向差大者，晶界迁移快，晶粒易长大 Ø位向差小者，晶界迁移慢，晶粒难长大 Ø有织构的组织晶粒难以长大 热加工对组织与性能的影响 Ø改善铸态组织缺陷 Ø焊合气孔、疏松，致密化 Ø细化铸态组织 Ø改善夹杂物与脆性相的形态、大小与分布 Ø部分消除偏析 Ø形成热加工流线（纤维组织）、带状组织 影响奥氏体形成速度的因素 （1）加热温度、保温时间 Ø加热转变存在孕育期 Ø等温处理温度越高，奥氏体形成越快 Ø连续加热加快

36、奥氏体转变，使转变温度移向高温 （2）原始组织影响 Ø原始组织越细小，相界面积越大，奥氏体形成越快 （3）化学成分影响 Ø碳 Ø增加相界面积，增大C在奥氏体中扩散系数 Ø合金元素 Ø改变临界点 Ø影响碳扩散系数 Ø成分均匀化需要更长时间 奥氏体晶粒大小的控制 Øi.加热温度与保温时间 Ø每一温度下延长时间， 晶粒长大可达极限值 Ø提高温度，晶粒长大 速度加快，最终晶粒 越粗大ii. 加热速度 快速加热可增大过热度，细化起始晶粒。应用： 快速加热结合短时保温可得细小晶粒iii.钢的化学成分 

37、16;钢中含碳量 含碳量增加，奥氏体长大倾向增大 但晶界出现过剩碳化物会阻碍奥氏体晶粒长大 Ø合金元素作用 可形成化合物(未溶)的元素阻碍奥氏体晶粒长大 Ti，Zr，Nb，V，Al 强烈阻碍 （细小晶粒）W，Mo，Cr 阻碍 （细小晶粒）Si，Ni，Cu 不形成化合物，阻碍作用不明显 Mn,P,N,一定量的C,过量Al使奥氏体晶粒粗化iv. 原始组织 原始组织越细小，碳化物分散度越大，奥氏体起始晶粒越细小，越容易长大 Øv.冶炼方法 镇静钢 奥氏体晶粒细小 Si ,Al脱氧 沸腾钢 奥氏体晶粒粗大 Mn脱氧影响过冷奥氏体等温转变的因素 影响C曲线的形状和位置 （1）奥氏体成

38、分 Ø含碳量 改变过冷奥氏体的稳定性与Ms点 先共析相的析出促进过冷奥氏体等温转变为P 共析碳钢的过冷奥氏体最稳定Ø合金元素 溶入A中后，可改变过冷奥氏体的稳定性Ø除Al, Co外，均增加过冷奥氏体的稳定性,使C曲线右移，Ms点下降 ØNi,Si,Cu,Mn只右移C曲线，不改变其形状 ØCr,Mo,W,V,Ti等右移C曲线的同时，分离P与B转变区，改变C曲线的形状 （2）奥氏体状态的影响 Ø奥氏体的组织与成分越均匀，过冷奥氏体越稳定，等温转变的孕育期越长 Ø奥氏体晶粒细小、含有未溶第二相等均促进过冷奥氏体的转变 （3）应力与

39、塑性变形的影响（*） Ø拉应力促进过冷奥氏体转变，左移C曲线 Ø塑性变形促进过冷奥氏体转变，左移C曲线 等温冷却：ØP，珠光体 A1-650 ØS，索氏体 650-600 ØT，托氏体 600-550片状珠光体的力学性能Ø取决于S0 Ø减小S0 ，片状P强度与硬度提高，塑韧性提高 Ø等温转变温度越低，珠光体的强度硬度越高 Ø减小A晶粒不影响S0 ，可细化P晶团，强化组织 影响马氏体形态的因素 成分通过形成温度影响马氏体形态: 板条：Wc% < 0.2% 片状：Wc% > 1.0%随A中含碳量增加，Ms 及 Mf 降低，片状马氏体数量增加，A%增加马氏体高强度 高硬度多种强化效应的叠加： 固溶强化 相变强化 时效强化 界面强化马氏体力学性能的总结： Ø 碳含量决定马氏体的强度、硬度 亚结构决定马氏体的韧性 位错马氏体（板条马氏体）： 强