金屬學(xué)及熱處理基礎(chǔ)知識(shí)

1、第一章 金屬學(xué)及熱處理基礎(chǔ)知識(shí)一、金屬的基本結(jié)構(gòu)金屬材料的化學(xué)成分不同， 其性能也不同。 但是對(duì)于同一種成分的金屬材料， 通過不同 的加工處理工藝，改變材料內(nèi)部的組織結(jié)構(gòu)， 也可以使其性能發(fā)生極大的變化，可見， 金屬 的內(nèi)部結(jié)構(gòu)和組織狀態(tài)也是決定金屬材料性能的重要因素。 金屬和合金在固態(tài)下通常都是晶 體，因此首先要了解其晶體結(jié)構(gòu)。1、金屬的原子結(jié)構(gòu)及原子的結(jié)合方式（1）金屬原子的結(jié)構(gòu)特點(diǎn)最外層的電子數(shù)很少，一般為12個(gè)，最多不超過4個(gè)，這些外層電子與原子核的結(jié)合力很弱， 很容易脫離原子核的束縛而變成自由電子， 此時(shí)的原子即變?yōu)檎x 子，而對(duì)于過渡族金屬元素來說，除具有以上金屬原子的特點(diǎn)外，還有

2、一個(gè)特點(diǎn)， 即在次外層尚未填滿電子的情況下， 最外層就先填充了電子。 因此， 過渡族金屬的原子 不僅容易丟失最外層電子，而且還容易丟失次外層的 12個(gè)電子，這就出現(xiàn)了過渡 族金屬化合價(jià)可變的現(xiàn)象。 當(dāng)過渡族金屬的原子彼此相互結(jié)合時(shí)，不僅最外層電子參與結(jié)合，而且次外層電子也參與結(jié)合。因此， 過渡族金屬的原子間結(jié)合力特別強(qiáng)， 宏 觀表現(xiàn)為熔點(diǎn)高。強(qiáng)度高。由此可見，原子外層參與結(jié)合的電子數(shù)目，不僅決定著原子間結(jié)合鍵的本質(zhì)，而且對(duì)其化學(xué)性能和強(qiáng)度等特性也具有重要影響。（ 2）金屬鍵處以集聚狀態(tài)的金屬原子， 全部或大部將它們的價(jià)電子貢獻(xiàn)出來， 為其整個(gè)原子 集體所公有， 稱之為電子云或電子氣。 這些價(jià)電

3、子或自由電子， 已不再只圍繞自己的 原子核轉(zhuǎn)動(dòng)， 而是與所有的價(jià)電子一起在所有原子核周圍按量子力學(xué)規(guī)律運(yùn)動(dòng)著。貢獻(xiàn)出價(jià)電子的原子， 則變?yōu)檎x子， 沉浸在電子云中， 它們依靠運(yùn)動(dòng)于其間的公有化 的自由電子的靜電作用而結(jié)合起來， 這種結(jié)合方式叫做金屬鍵， 它沒有飽和性和方向 性。（3）結(jié)合力與結(jié)合能固態(tài)金屬中兩原子之間的相互作用力包括： 正離子與周圍自由電子間的吸引力， 正離子與正離子以及電子與電子間的排斥力。結(jié)合能是吸引能與排斥能的代數(shù)和， 當(dāng)形成原子集團(tuán)比分散孤立的原子更穩(wěn)定，即勢(shì)能更低時(shí)， 在吸引力的作用下把遠(yuǎn)處的原子移近所做的功是使原子的勢(shì)能降低，所以吸引能是負(fù)值，相反，排斥能作用下把遠(yuǎn)

4、處的原子移近平衡距離do時(shí)，其結(jié)合能最低，原子最穩(wěn)定。任何對(duì)do的偏離，都會(huì)使原子的勢(shì)能增加，從而使原子處于不穩(wěn)定狀態(tài)，原子就力圖回到低能狀態(tài)，即恢復(fù)到平衡距離的傾向，這里的Eab成為原子間的結(jié)合能或鍵能。2、金屬的晶體結(jié)構(gòu)（1）晶體的特性a、晶體具有一定的熔點(diǎn)。b、晶體具有各向異性，在不同的方向上測(cè)量其性能（如導(dǎo)電性、導(dǎo)熱性、熱膨脹性、彈性和強(qiáng)度等）時(shí)，表現(xiàn)出或大或小的差異。（2）晶格和晶胞晶格：將構(gòu)成晶體的實(shí)際質(zhì)點(diǎn)（原子、離子或分子）忽略，而將它們抽象為純粹的幾何點(diǎn)，稱之為陣點(diǎn)或結(jié)點(diǎn)，這些陣點(diǎn)可以是原子或分子的中心，也可以是彼此等同的原子群或分子群的中心，各個(gè)陣點(diǎn)的周圍環(huán)境都相同，用平行的

5、直線將這些陣點(diǎn)連接起來，構(gòu)成一個(gè)三維的空間格架，這種用于描述晶體中原子（離子或分子）排列規(guī)律的空間格架成為空間點(diǎn) 陣，簡稱點(diǎn)陣或晶格。晶胞：用來分析晶體中原子排列的規(guī)律性而在晶格中選取的能夠完全反映晶格 特征的最小的幾何單元成為晶胞。（3）3種典型的金屬晶體結(jié)構(gòu)a、基本概念原子數(shù)：一個(gè)晶胞中含有的原子數(shù)目。配位數(shù)：晶體結(jié)構(gòu)中與任一個(gè)原子最近鄰、等距離的原子數(shù)目。致密度：原子所占體積與晶胞體積之比，用于表示原子排列的緊密程度。b、3種典型的金屬晶體結(jié)構(gòu)（圖 1 1） 體心立方晶格原子半徑r=原子數(shù)N = 2;配位數(shù)為8;致密度K = 0.68 面心立方晶格原子半徑r=原子數(shù)N = 4;配位數(shù)為1

6、2;致密度K = 0.74 密排六方晶格a原子半徑r=;原子數(shù)N = 6 ;配位數(shù)為12;致密度K = 0.742(a)體心立方(b)面心立方(c)密排六方1- 1典型的晶體結(jié)構(gòu)(4) 晶向指數(shù)和晶面指數(shù)在晶體中，由一系列原子所組成的平面成為晶面，任意兩個(gè)原子之間連線所指的方向成為晶向。a、晶向指數(shù)的確定步驟 以晶胞的三個(gè)棱邊為坐標(biāo)軸 X、Y、Z,以棱邊長度(即晶格常數(shù))作為 坐標(biāo)軸的長度單位； 從坐標(biāo)軸原點(diǎn)引一有向直線平行于待定晶向； 在所引有向直線上任取一點(diǎn)，求出該點(diǎn)在X、Y、Z軸上的坐標(biāo)值； 將三個(gè)坐標(biāo)值按比例化為最小簡單整數(shù)，即得所求得晶向指數(shù)，記為uvw。b、晶面指數(shù)的確定步驟 以晶

7、胞的三條相互垂直的棱邊為參考坐標(biāo)軸X、Y、Z,坐標(biāo)原點(diǎn)0應(yīng)位于待定晶面之外，以免出現(xiàn)零截距； 以棱邊長度(即晶格常數(shù))為度量單位，求出待定晶面在各軸上的截距； 取各截距的倒數(shù)，并化為最小簡單整數(shù)，即為所求的晶面指數(shù)，記為(hkl)。注：在立方結(jié)構(gòu)的晶體中(1) 當(dāng)一晶向uvw位于或平行于某一晶面(hkl)時(shí)，必須滿足此關(guān)系：hu+kv+lw=O;(2) 當(dāng)某一晶向與某一晶面指數(shù)垂直時(shí)，其晶向指數(shù)和晶面指數(shù)須完全相等。3、實(shí)際金屬的晶體結(jié)構(gòu)在實(shí)際應(yīng)用的金屬材料中，總是不可避免地存在著一些原子偏離規(guī)則排列的不完 整性區(qū)域，這就是晶體缺陷。根據(jù)晶體缺陷的幾何形態(tài)特征，可以將它們分為以下三類：（ 1）

8、 點(diǎn)缺陷：其特征是三個(gè)方向上的尺寸都很小，相當(dāng)于原子的尺寸，如 空位、間隙原子等。（ 2） 線缺陷：其特征是在兩個(gè)方向上的尺寸很小，另一個(gè)方向上的尺寸很 大，如位錯(cuò)。（ 3） 面缺陷：其特征是在一個(gè)方向上的尺寸很小，另外兩個(gè)方向上的尺寸 相對(duì)很大，如晶界、亞晶界等。二、金屬的結(jié)晶基本過程金屬由液態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣虘B(tài)的過程成為凝固。 由于凝固后的固態(tài)金屬通常是晶體， 所以又將 這一轉(zhuǎn)變過程稱之為結(jié)晶。 金屬結(jié)晶后所形成的組織， 包括各種相的晶粒形狀、 大小和分布 等，將極大地影響到金屬的加工性能和使用性能， 對(duì)于鑄件來說， 結(jié)晶過程就基本上決定了 它的使用性能和使用壽命， 因此， 研究和控制金屬的結(jié)晶過

9、程， 已成為提高金屬機(jī)械性能和 工藝性能的一個(gè)重要手段。1金屬結(jié)晶的條件（1） 過冷度：金屬在結(jié)晶之前，溫度連續(xù)下降，當(dāng)液態(tài)金屬冷卻到理論結(jié)晶溫 度Tm （熔點(diǎn)）時(shí)，并未開始結(jié)晶，而是需要繼續(xù)冷卻到Tm之下的某一溫度Tn,液體金屬才開始結(jié)晶，金屬的實(shí)際結(jié)晶溫度Tn與理論結(jié)晶溫度 Tm之差，稱之為過冷度，以 T表示， T = Tm Tn。結(jié)論：金屬結(jié)晶必須要有一定的過冷度, 一般來說, 過冷度隨金屬的本性和純度 的不同, 以及冷卻速度的差異可以在很大的范圍內(nèi)變化。 金屬不同, 過冷度的 大小不同； 金屬的純度越高,則過冷度越大。 當(dāng)以上兩因素確定后,過冷度的 大小主要取決于冷卻速度, 冷卻速度越

10、大, 則過冷度越大, 即實(shí)際結(jié)晶溫度越 低,故對(duì)于一定的金屬來說,過冷度有一最小值, 若過冷度小于這個(gè)值,結(jié)晶 過程不能進(jìn)行。（2） 結(jié)晶潛熱：一摩爾物質(zhì)從一個(gè)相轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪粋€(gè)相時(shí),伴隨著放出或吸收的 熱量稱為相變潛熱。結(jié)晶時(shí)從液相轉(zhuǎn)變?yōu)楣滔鄷r(shí)要放出熱量,稱為結(jié)晶潛 熱。一般地,用冷卻曲線表示結(jié)晶的過程（圖12）,冷卻曲線上的第一個(gè)轉(zhuǎn)折點(diǎn),對(duì)應(yīng)著結(jié)晶過程的開始,第二個(gè)轉(zhuǎn)折點(diǎn)則對(duì)應(yīng)著結(jié)晶過程的結(jié)束。結(jié)論：結(jié)晶潛熱的釋放和散失是影響結(jié)晶過程的一個(gè)重要因素，如果釋放 的結(jié)晶潛熱大于向周圍環(huán)境中散失的熱量，溫度將會(huì)回升，甚至已經(jīng)發(fā)生結(jié)晶 的區(qū)域會(huì)發(fā)生重熔現(xiàn)象。（3）金屬結(jié)晶的微觀過程結(jié)晶過程是形核和長大

11、的過程。結(jié)晶時(shí)，首先在液體中形成具有某一臨界尺寸的晶核，然后，這些晶核再不斷凝聚液體中的原子繼續(xù)長大。結(jié)晶過程需要一個(gè)孕育期，當(dāng)液態(tài)金屬過冷至理論結(jié)晶溫度以下的實(shí)際結(jié)晶溫度時(shí)，晶核并未立即出生，而是經(jīng)過一定時(shí)間后才開始出現(xiàn)第一批晶核，結(jié)晶開始的這段停留時(shí)間稱為孕育 期。（4）金屬結(jié)晶的熱力學(xué)條件如果液相的自由能高于固相的自由能，那么液相將自發(fā)地轉(zhuǎn)變?yōu)楣滔?，即金屬發(fā)生結(jié)晶，從而使系統(tǒng)的自由能降低， 處于更為穩(wěn)定的狀態(tài)。 液相金屬和固相金屬 的自由能之差就是促進(jìn)金屬結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力，即G = Gs Glv 0。結(jié)論：過冷度越大，液固兩相的自由能的差值越大，即相變驅(qū)動(dòng)力越大，結(jié) 晶速度越快。（5）金屬結(jié)

12、晶的結(jié)構(gòu)條件 近程有序：在液體中的微小范圍內(nèi)存在著緊密接觸規(guī)律排列的原子集 團(tuán)，稱為近程有序。 遠(yuǎn)程有序：在在液體中的大范圍內(nèi)原子是無序分布的，而在晶體中大范圍內(nèi)的原子卻是呈有序排列的，稱之為遠(yuǎn)程有序。 相起伏：液態(tài)金屬中近程規(guī)則排列的原子集團(tuán)并不是固定不動(dòng)、一成不變的，而是處于不斷地變化之中，由于液態(tài)金屬原子的熱運(yùn)動(dòng)很激烈，而且原子間距較大， 結(jié)合較弱，所以液態(tài)金屬原子在其平衡位置 停留的時(shí)間很短，很容易改變自己的位置， 這就使近程有序的原子集 團(tuán)只能維持短暫的時(shí)間即被破壞而消失，以此同時(shí)，在其它地方又會(huì) 出現(xiàn)新的近程有序的原子集團(tuán)，液態(tài)金屬中的這種不斷變化著的近程 有序原子集團(tuán)稱為結(jié)構(gòu)起伏

13、或稱為相起伏。 晶胚：根據(jù)結(jié)晶熱力學(xué)條件可以判斷，只有在過冷液體中出現(xiàn)的尺寸較大的相起伏才有可能在結(jié)晶時(shí)轉(zhuǎn)變成為晶核，這些相起伏就是晶核的胚芽，稱為晶胚。結(jié)論：液態(tài)金屬的一個(gè)重要特點(diǎn)是存在著相起伏，只有在過冷液體中的相起伏才能成為晶胚。但是，并不是所有的晶胚都可以轉(zhuǎn)變成為晶核。2晶核的形成在過冷液體中形成固態(tài)晶核時(shí)，可能有兩種形核方式： 一種是均勻形核，又稱均質(zhì)形核或自發(fā)形核；另一種是非均勻形核，又稱異質(zhì)形核或非自發(fā)形核。（6）均勻形核 晶核：在過冷液體中并不是所有的晶胚都可以轉(zhuǎn)變成為晶核，只有那些尺寸等于或大于某一臨界尺寸的晶胚才能穩(wěn)定的存在，并能自發(fā)地長大。這種等于或大于臨界尺寸地晶胚即為

14、晶核。 均勻形核：在液相中各個(gè)區(qū)域出現(xiàn)新相晶核的幾率都是相同的，這種形核方式即為均勻形核。 結(jié)晶過程中系統(tǒng)自由能的變化為432G = 一 V GVS r GV 4 r3其中，Gv為液固兩相單位體積自由能差，為單位面積的表面能。 臨界晶核半徑：當(dāng)r = rK時(shí)，晶胚既可能消失，也可能長大成為穩(wěn)定 的晶核，因此把半徑為 rK的晶胚稱為臨界晶核，rK稱為臨界晶核半 徑，如圖1一 3所示。22 TmrKGv Lm T其中，Tm為理論結(jié)晶溫度，Lm為熔化潛熱。圖1-3臨界晶核半徑形核功a、定義：形成臨界晶核時(shí)，體積自由能的下降只補(bǔ)償了表面能的2/3,還有1/3的表面能沒有得到補(bǔ)償，需要另外供給，即需要對(duì)

15、形核作功，稱之為形核功，記為Gk，其表達(dá)式如下:Gk-43Sk16 3Tm i3LmT7其中，Sk為臨界晶核的表面積。b、形核功的能量來源：在液態(tài)金屬中存在著結(jié)構(gòu)起伏和能量起伏。形核率a、定義：形核率是指在單位時(shí)間單位體積液相中形成的晶核數(shù)目, 以N表示，單位為cm-3$-1。b、影響形核率的兩個(gè)因素：一是隨著過冷度的增加，晶核的臨界半 徑和形核功都隨之減小，結(jié)果使晶核易于形成，形核率增加；二 是取決于原子的擴(kuò)散能力，溫度越高（過冷度越?。?，則原子的擴(kuò)散能力越大，形核率越高。二者綜合作用的結(jié)果是在形核率的 曲線上出現(xiàn)了極大值，開始時(shí)形核率隨過冷度的增加而增大，當(dāng)超過極大值之后，形核率又隨過冷度

16、的增加而減小，當(dāng)過冷度非常大時(shí)，形核率接近于零，如圖1 -4所示。圖1-4形核率與溫度及過冷度的關(guān)系7) 非均勻形核 定義： 在液態(tài)金屬中總是存在一些微小的固相雜質(zhì)質(zhì)點(diǎn)，并且液態(tài)金屬在凝固時(shí)還要和型壁相接觸， 于是晶核就可以優(yōu)先依附于這些現(xiàn)成 的固體表面上形成，這種形核方式就是非均勻形核，或稱異質(zhì)形核、 非自發(fā)形核。 影響非均勻形核的形核率的因素a、 過冷度的影響由于非均勻形核所需的形核功很小， 因此， 在很小的過冷條件下 其形核率就很大。 另外，由于非均勻形核取決于適當(dāng)?shù)膴A雜物質(zhì)點(diǎn)的 存在，因此，其形核率可能越過最大值，并在高的過冷度處中斷。 b、 固體雜質(zhì)結(jié)構(gòu)的影響非均勻形核的形核功與接觸

17、角B有關(guān)，B角越小，形核功越小， 形核率越高。c、固體雜質(zhì)形貌的影響固體雜質(zhì)表面的形狀各種各樣， 其基面具有不同的形核率， 在曲 率半徑、接觸角相同的情況下，晶核體積隨界面曲率的不同而改變。 凹曲面的形核效能最高， 因?yàn)檩^小體積的晶胚便可以達(dá)到臨界晶核半 徑，平面居中， 凸曲面的效能最低。 因此， 對(duì)于相同的固體雜質(zhì)顆粒， 若其表面曲率不同， 它的催化作用也不同， 在凹曲面上形核所需過冷 度比在平面、凸面上的形核所需的過冷度都要小。d、過熱度的影響過熱度是指金屬熔點(diǎn)與液態(tài)金屬溫度之差。 當(dāng)過熱度較大時(shí)， 有 些質(zhì)點(diǎn)的表面狀態(tài)改變了， 凹曲面變?yōu)槠矫妫?使非均勻形核的核心數(shù) 目減少； 當(dāng)過熱度很

18、大時(shí)， 將使固態(tài)雜質(zhì)質(zhì)點(diǎn)全部熔化， 這就使非均 勻形核轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆蛐魏?，形核率大大降低。e、其它影響因素一些物理因素對(duì)形核率也有影響，如振動(dòng)、 攪拌等， 一方面可使正在長大的晶體碎裂成幾個(gè)結(jié)晶核心， 另一方面又可使受振動(dòng)的液體 金屬中的晶核提前形成。8) 金屬的結(jié)晶形核有以下要點(diǎn)： 液態(tài)金屬的結(jié)晶必須在過冷的液體中進(jìn)行，液態(tài)金屬的過冷度必須大于臨界過冷度，晶胚尺寸必須大于臨界晶核半徑k。前者提供形核的驅(qū)動(dòng)力，后者是形核的熱力學(xué)條件所要求的。rKrK 值大小與晶核的表面能成正比，與過冷度成反比。過冷度越大，則 值越小，形核率越大，但是，形核率有一極大值。如果表面能越大，形 核所需的過冷度也應(yīng)越大。

19、凡是能降低表面能的辦法都能促進(jìn)形核。 均勻形核既需要結(jié)構(gòu)起伏，也需要能量起伏，二者皆是液體本身存在的 自然現(xiàn)象。 晶核的形成過程是原子的擴(kuò)散遷移過程，因此，結(jié)晶必須在一定的溫度 下進(jìn)行。 在工業(yè)生產(chǎn)上，液體金屬的凝固總是以非均勻形核方式進(jìn)行。3 晶核長大（1）晶體長大的條件晶體的長大從宏觀上來看， 是晶體的界面向液相中的逐步推移過程； 從微觀上看， 則是依靠原子逐個(gè)由液相中擴(kuò)散到晶體表面上， 并按晶體點(diǎn)陣規(guī)律要求， 逐個(gè)占據(jù) 適當(dāng)?shù)奈恢枚c晶體穩(wěn)定牢靠地結(jié)合起來的過程。由此可見，晶體長大的條件是： 第一要求液相能繼續(xù)不斷地向晶體擴(kuò)散供應(yīng)原子，這就要求液相有足夠高的溫度， 以使液態(tài)金屬原子具有足

20、夠的擴(kuò)散能力； 第二要求晶體表面能夠不斷而牢靠地接納 這些原子， 但是晶體表面上任意地點(diǎn)接納這些原子地難易程度不同，晶體表面接納這些原子的位置多少與晶體的表面結(jié)構(gòu)有關(guān)， 并應(yīng)符合結(jié)晶過程的熱力學(xué)條件， 這 就意味著晶體長大時(shí)的體積自由能的降低應(yīng)大于晶體表面能的增加，因此， 晶體的長大必須在過冷的液體中進(jìn)行，只不過它所需的過冷度遠(yuǎn)比形核時(shí)小得多而已。（2）決定晶體長大方式和長大速度的主要因素 決定晶體長大方式和長大速度的主要因素是晶核的界面結(jié)構(gòu)和界面附近的溫 度分布狀況， 潛熱的釋放及逸散條件。 這兩者的結(jié)合， 就決定了晶體長大后的形態(tài)。（3）晶體的長大機(jī)制 二維晶核長大機(jī)制當(dāng)固液界面為光滑界面

21、時(shí)， 若液相原子單個(gè)的擴(kuò)散遷移到界面上是很難形 成穩(wěn)定狀態(tài)的， 這是由于它所帶來的表面能的增加， 遠(yuǎn)大于其體積自由能的降 低。這種情況下， 晶體的長大只能依靠所謂的二維晶核方式， 即依靠液相中的 結(jié)構(gòu)起伏和能量起伏，使一定大小的原子集團(tuán)差不多同時(shí)降落到光滑界面上， 形成具有一個(gè)原子厚度并且有一定寬度的平面原子集團(tuán)。根據(jù)熱力學(xué)的分析， 這個(gè)原子集團(tuán)帶來的體積自由能的降低必須大于其表面能的增加， 它才能在光 滑界面上形成穩(wěn)定狀態(tài)。 二維晶核形成后， 它的四周就出現(xiàn)了臺(tái)階， 后遷移來 的液相原子一個(gè)個(gè)填充到這些臺(tái)階處， 這樣所增加的表面能較小。 直到整個(gè)鋪 滿一層原子后， 便又變成了光滑界面， 而后

22、又需要新的二維晶核的形成， 否則成長即告中斷。晶體以這種方式長大時(shí)，其長大速度十分緩慢。 螺型位錯(cuò)長大機(jī)制螺型位錯(cuò)在晶體表面露頭處，即在晶體表面形成臺(tái)階， 這樣，液相原子一個(gè)個(gè)地堆砌到這些臺(tái)階處，新增加的表面能很小， 完全可以被體積自由能的降低所補(bǔ)償。每鋪一排原子，臺(tái)階即向前移動(dòng)一個(gè)原子間距，所以， 臺(tái)階各處沿 著晶體表面向前移動(dòng)的線速度相等。 垂直長大機(jī)制在粗糙界面上，從液相中擴(kuò)散來的原子很容易填入這些位置，與晶體連接起來，由于這些位置接待原子的能力是等效的，在粗糙界面上的所有位置都是生長位置，所以液相原子可以連續(xù)、垂直地向界面添加， 界面的性質(zhì)永遠(yuǎn)不會(huì)改變，從而使界面迅速地向液相推移。這種

23、長大方式稱為垂直長大，它的長大速度很快，大部分金屬晶體以這種方式長大。a）晶體長大的要點(diǎn)如下i. 具有粗糙界面的金屬， 其長大機(jī)理為垂直長大，長大速度大，所需過冷度小。ii. 具有光滑界面的金屬化合物、亞金屬或非金屬等，其長大機(jī)理可 能有兩種方式，其一為二維晶核長大方式， 其二為螺型位錯(cuò)長大 方式，它們的長大速度都很慢，所需的過冷度較小。iii. 晶體成長的界面形態(tài)與界面前沿的溫度梯度和界面的微觀結(jié)構(gòu)有關(guān)，在正的溫度梯度下長大時(shí)，光滑界面的一些小晶面互成一定角度，呈鋸齒狀；粗糙界面的形態(tài)為平行于Tm等溫面的平直界面，呈平面長大方式。在負(fù)的溫度梯度下長大時(shí)，一般金屬和亞金屬的界面都呈樹枝狀， 只

24、有那些a值較高的物質(zhì)仍然保持著 光滑界面形態(tài)。 金屬結(jié)晶過程中的生長形態(tài)a）正溫度梯度:dT >0dx生長過程的特點(diǎn):相變潛熱只能通過固相單向散失，界面向液體內(nèi)推進(jìn)的速度受固體散熱控制。> 0，在S/L界面處的任何凸起都不會(huì)很快長大 dx故結(jié)晶過程的生長形態(tài)為:光滑界面：保持臺(tái)階狀長大（或小平面長大），其生長的形態(tài)呈臺(tái)階狀。粗糙界面：為垂直長大，其 S/L界面的生長形態(tài)呈平面狀。b)負(fù)溫度梯度:dT vodx生長過程的特點(diǎn):i.ii.相變潛熱可通過固相和液相兩個(gè)方向散失，其S/L界面移動(dòng)的速度不受散熱所控制。-JT< 0，在S/L界面處的任何一個(gè)凸起，其前沿隨著T的增dx大，

25、使生長速度隨之加快，所以任何凸起均會(huì)迅速長大。故結(jié)晶過程的生長形態(tài)為:光滑界面:a、如果 T較大，其S/L界面的生長形態(tài)則為帶有小平面的樹枝狀。b、如果 T較小，其S/L界面的生長形態(tài)則為小平面長大，呈臺(tái)階 狀。粗糙界面：為垂直長大，其S/L界面的生長形態(tài)呈樹枝狀長大。三、合金的概念1合金的定義所謂合金是指兩種或兩種以上的金屬，或金屬與非金屬，經(jīng)熔煉或燒結(jié)、或用其它方法組合而成的具有金屬特性的物質(zhì)。2合金的組元組成合金最基本的、 獨(dú)立的物質(zhì)叫做組元，或簡稱元。一般說來， 組元就是組成合金的 元素，但也可以是穩(wěn)定的化合物。 由兩個(gè)組元組成的合金稱為二元合金， 由三個(gè)組元組成的 合金稱為三元合金，

26、由三個(gè)以上組元組成的合金稱為多元合金。3合金的相(1) 定義相是指合金中結(jié)構(gòu)相同、 成分和性能均一并以界面相互分開的組成部分。由一種固相組成的合金稱為單相合金，由集中不同固相組成的合金稱為多相合金。(2) 分類不同的相具有不同的晶體結(jié)構(gòu)，根據(jù)相的晶體結(jié)構(gòu)特點(diǎn)可以將其分為兩大類。 固溶體：合金的組元之間以不同的比例相互混合，混合后形成的固相的晶體結(jié)構(gòu)與組元合金的某一組元的相同， 這種相就稱為固溶體。 這種組元稱為溶劑， 其它的組元即 為溶質(zhì)。按溶質(zhì)原子在晶格中所占的位置分為：置換固溶體、間隙固溶體。 金屬化合物在合金系中，組元間發(fā)生相互作用， 除彼此形成固溶體外， 還可能形成一種具 有金屬性能的

27、新相，即為金屬化合物。金屬化合物具有它自己獨(dú)特的晶體結(jié)構(gòu)和性 質(zhì)，而與各組元的晶體結(jié)構(gòu)和性質(zhì)不同，一般可以用分子式來大致表示其組成。常見的金屬化合物：正常價(jià)化合物、電子化合物、間隙相和間隙化合物。(3)影響相結(jié)構(gòu)的因素負(fù)電性因素負(fù)電性因素是指組成合金的組元原子，吸引電子形成負(fù)離子的傾向。越容易吸引電子形成負(fù)離子的兀素，則其負(fù)電性越強(qiáng)。組元間的負(fù)電性相差越小，則越容易形成固溶體；組元間的負(fù)電性相差越大，則越不容易形成固溶體， 而易于形成金屬化合物相。 原子尺寸因素原子尺寸因素一般用組元間原子半徑之差與其中一組元的原子半徑之比表示，r r若臥、rB分別為A、B兩組元的原子半徑，則r A B表示原子

28、尺寸因素的大5小。當(dāng)組元的負(fù)電性相差不大時(shí)，則r越小，越容易形成固溶體，否則，將增加形成化合物的傾向性。 電子濃度因素電子濃度是指合金晶體中的價(jià)電子數(shù)與其原子數(shù)之比，可用下式表示：Va(100 r) Vbc電子=100式中，Va、Vb分別為溶劑和溶質(zhì)的原子價(jià)，r為溶質(zhì)B的物質(zhì)的量比。當(dāng)電子濃度越小，則形成固溶體的傾向越大，電子濃度增大，則固溶體將變得不穩(wěn)定， 形成化合物的傾向增大。四、鐵碳相圖鐵碳合金相圖是研究鐵碳合金的重要工具，了解與掌握鐵碳合金相圖， 對(duì)于鋼鐵材料的研究和使用，各種熱加工工藝的制訂以及工藝廢品原因的分析等方面有很重要的指導(dǎo)意義。1鐵碳合金的組元及基本相(1) 純鐵鐵的同素異

29、晶轉(zhuǎn)變1394 CFeb.c.c A4 轉(zhuǎn)變912Cf.c.FeA3 轉(zhuǎn)變Feb.c.c 鐵素體與奧氏體a、鐵素體是碳溶于a鐵中的間隙固溶體，為體心立方晶格，常用符號(hào)為 F或a。b、 奧氏體是碳溶于丫鐵中的間隙固溶體，為面心立方晶格，常用符號(hào)A 或丫表示。c、碳溶于體心立方晶格3 Fe中的間隙固溶體，稱為3鐵素體。(2) 滲碳體滲碳體是鐵與碳形成的間隙化合物FesC,含碳量wc= 6.69%，可以用符號(hào) Cm表示，是鐵碳相圖中的重要基本相。2 Fe FesC相圖分析圖1 5為鐵一滲碳體的相圖。圖1 5鐵一滲碳體相圖(1 )合金的基本組織鐵素體、奧氏體、滲碳體、珠光體、萊氏體(其中鐵素體、奧氏體

30、、滲碳體在上一節(jié)已經(jīng)做了介紹) 珠光體是Fe Fe3C相圖上的共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，是在727C恒溫下，由 wc =0.77 %的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)?wc= 0.0218%的鐵素體和滲碳體組成的混合物，用符號(hào) P 表示。 萊氏體是Fe F©3C相圖上的共晶轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，是在1148C恒溫下，由wc =4.3 %的液相轉(zhuǎn)變?yōu)?wc= 2.11%的奧氏體和滲碳體組成的混合物，用符號(hào)Ld 表示。(2)相圖中的點(diǎn)、線、區(qū)1 )點(diǎn) 相圖中各特性點(diǎn)的溫度、碳濃度2)ABCD 液相線；AHJECF 固相線；MO 鐵素體的磁性轉(zhuǎn)變線；230 C虛線為滲碳體的磁性轉(zhuǎn)變線；HJB 包晶轉(zhuǎn)變線； ECF共晶轉(zhuǎn)變線；PSK共

31、析轉(zhuǎn)變線3)單相區(qū)ABCD以上一一液相區(qū)(L )；AHNA3固溶體區(qū)(3)；NJESGN 奧氏體區(qū)(丫或 A)；GPQG 鐵素體區(qū)(a或 F);DFKL 滲碳體區(qū)(Fe3C或Cm)。雙相區(qū)L +3、L + 丫、L + Fe3C、3 + 丫、丫 + 久、丫+ Fe3C、a+ Fe3C3 鐵碳合金的結(jié)晶過程(圖 16)(1)工業(yè)純鐵：Wcv 0.0218%，其室溫組織為a+ Fe33相變過程： Lt L +3 33 + y t YY + aa a+ Fe3C(L t3)(3ty)(丫宀)(aT Fe3C m)(2) 共析鋼：Wc= 0.77%，其室溫組織為 P相變過程： LT L+Y TY T Y

32、+a+ Fe3C T a+ Fe3C(LTY)(Y 0.77T P)(aT Fe3Cm)(3) 亞共析鋼：Wc = 0.02180.77%，其室溫組織為a+ FesC® + P相變過程： LT L+3T L+3+Y T 3+Y TYT Y+a(L 8)(L + 3宀丫) (3宀丫)(Ya)f Y + a+ Fe3C f a+ Fe3C(y 0.77 f P)(af Fe3Cm )(4)過共析鋼：Wc = 0.772.11%，其室溫組織為 P+ Fe3Cn相變過程：Lf L +丫7丫7丫+ Fe3Cfy + a+ Fe3Cfa+ Fe3C(L fY )( Yf Fe3Cn)(丫 o.7

33、7f P) ( af Fe3Cn)a) 共晶白口鐵：wc = 4.3%，其室溫組織為變態(tài)Ld '= P+ Fe3C共晶+ Fe3Cn相變過程：L f L +丫+ Fe3Cf 丫+ Fe3C f Y + a+ Fe3C(L4.3fY 2.11+ Fe3C6.69) (yf Fe3C n)( Y 0.77f P)f a+ Fe3C(af Fe3C m)b) 亞共晶白口鐵：wc= 2.114.3 %，其室溫組織為 P+ Fe3Cn + Ld'相變過程：L f L +y f L +y+ Fe3Cf 丫+ Fe3C(L fY )(L 4.3fY 2.11+ Fe3C6.69) ( Yf

34、Fe3Cn)f Y + a+ Fe3C f a + Fe3C(y 0.77f P)( af Fe3C m)c) 過共晶白口鐵：wc= 4.36.69%，其室溫組織為 Ld '+ FesC】相變過程：L f L + Fe3C f L + 丫 + Fe3Cf 丫+ Fe3C(L f Fe3Ci)(L4.3fY 2.11+ Fe3C6.69)(yf Fe3Cn)f Y + a+ Fe3C f a + Fe3C(y 0.77f P)( af Fe3C m)圖 1 6 各種鐵合金的結(jié)晶過程五、熱處理基礎(chǔ)知識(shí)熱處理時(shí)將鋼在固態(tài)下加熱到預(yù)定的溫度， 并在該溫度下保持一段時(shí)間， 然后以一定的 速度冷卻

35、下來的一種熱加工工藝。 其目的時(shí)改變鋼的內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)， 以改善鋼的性能。 恰當(dāng) 的熱處理工藝可以消除鑄、鍛、焊等熱加工工藝造成的各種缺陷，細(xì)化晶粒、消除偏析、降 低內(nèi)應(yīng)力，使鋼的組織和性能更加均勻。1 鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變（加熱奧氏體化）（1）奧氏體形成的熱力學(xué)條件A形成必須有一定的過熱度，即Gv 0（2）奧氏體的組織、結(jié)構(gòu)和性能 奧氏體組織a、A 是多邊形的等軸晶粒，晶粒內(nèi)有孿晶。b、奧氏體晶粒內(nèi)孿晶的形成原因：一是由于新舊相比容不同，在新舊相界面 處有應(yīng)力存在，使奧氏體變形；二是碳原子和合金元素原子滲入，產(chǎn)生晶 格畸變。故在高溫下容易再結(jié)晶，造成原子的重排。 奧氏體晶體的結(jié)構(gòu)奧氏體是碳原子在丫

36、- Fe中的間隙固溶體，且呈面心立方結(jié)構(gòu)，碳原子處于偏八面體的中心，偏八面體最大半徑r八=0.52埃，而 心=0.77埃，由于rc> r 八所以當(dāng)碳原子溶入八面體間隙中時(shí)，使晶格發(fā)生畸變，從而使得其 最大溶碳量為 2.11，而不是理論的 20。 奧氏體的性能a、 奧氏體的物理性能：順磁性、比容?。ㄖ旅芏却螅?、線膨脹系數(shù)大、導(dǎo)熱性 差。b、奧氏體的機(jī)械性能：強(qiáng)度低、硬度低、塑性好、易成型。（3）奧氏體的形成過程奧氏體的形成分四個(gè)過程： 奧氏體的形核將鋼加熱到 Ac1 以上某一溫度保溫時(shí)，珠光體處于不穩(wěn)定狀態(tài)，通常首先在鐵素體和滲碳體相界面上形成奧氏體晶核， 這是由于鐵素體和滲碳 體相界面上

37、碳濃度分布不均勻， 原子排列不規(guī)則， 易于產(chǎn)生濃度和結(jié)構(gòu)起 伏區(qū)，為奧氏體的形核創(chuàng)造了有利條件。 珠光體群邊界也可成為奧氏體的 形核部位。 在快速加熱時(shí)， 由于過熱度大， 也可在鐵素體亞晶邊界上成核。 奧氏體的長大奧氏體晶核形成以后即開始長大。 奧氏體晶粒長大是通過滲碳體的溶 解、碳在奧氏體和鐵素體中的擴(kuò)散和鐵素體繼續(xù)向奧氏體轉(zhuǎn)變而進(jìn)行的。 剩余 Fe3C 的溶解鐵素體消失后， 在 t1 溫度下繼續(xù)保溫或繼續(xù)加熱時(shí)， 隨著碳在奧氏體 繼續(xù)擴(kuò)散，剩余滲碳體不斷向奧氏體中溶解。 奧氏體的均勻化當(dāng)滲碳體剛剛?cè)咳苋電W氏體后， 奧氏體內(nèi)碳濃度仍是不均勻的， 原 來是滲碳體的地方碳濃度較高， 而原來是鐵

38、素體的地方碳濃度較低， 只有 經(jīng)過長時(shí)間的保溫或繼續(xù)加熱， 讓碳原子進(jìn)行充分地?cái)U(kuò)散才能獲得成分均 勻的奧氏體。4） 影響奧氏體形成速度的因素 加熱溫度和保溫時(shí)間隨著奧氏體加熱溫度 T 的提高， A 的形成速度加快， 這是因?yàn)殡S著 T 的升高， 奧氏體的形核率大大增加， 同時(shí)奧氏體晶核的長大速度加快。 在 較低溫度下長時(shí)間加熱和較高溫度下短時(shí)間加熱可以獲得相同的奧氏體 狀態(tài)。 鋼的原始含碳量對(duì)于亞共析鋼，隨 C%的增加，奧氏體的形成速度增大。原因：a、C%f，滲碳體和鐵素體的相界面越多，形核率 N f;b、 C%f，碳在奧氏體中的 DA f,原子擴(kuò)散系數(shù)f;c、C%f，界面越多，碳原子擴(kuò)散距離J

39、,擴(kuò)散越快。 原始組織a、原始組織越細(xì)小，界面f,形核率 N f,奧氏體的形成速度加快；b、原始組織越細(xì)小，碳原子擴(kuò)散的距離J,奧氏體的形成速度加快；c、 原始組織越細(xì)?。ɑ蚱瑢娱g距越?。?，奧氏體內(nèi)碳原子的濃度梯度f, 碳原子擴(kuò)散速度增加,奧氏體的形成速度加快。 加熱速度 v加熱速度v f,奧氏體的轉(zhuǎn)變溫度 T f,奧氏體的形核率 N和長大速 度 v 均增加,從而奧氏體的形成速度 vf。 合金元素 Mea、 Me 影響臨界點(diǎn)降低臨界點(diǎn)的 Me,將提高過熱度 T,從而使 G f,從而加速了奧 氏體的形成速度。相反則降低其形成速度。b、Me 影響碳原子的擴(kuò)散加速碳原子擴(kuò)散的 Me,使DC f,從而

40、加快了奧氏體的形成速度v,相反阻止碳原子擴(kuò)散的 Me 將降低奧氏體的形成速度 v。c、強(qiáng)碳化物形成元素,其碳化物很穩(wěn)定,加熱不易溶解,相當(dāng)于延長了 奧氏體形成過程。d、在Me的均勻化過程中，若 Me的直徑f,其擴(kuò)散速度 v J,也將延 長奧氏體的形成過程。5） 奧氏體晶粒的大小及影響因素 三種晶粒度a、起始晶粒度：指奧氏體形成剛剛完成,或者奧氏體的晶界剛剛?cè)?部相互接觸的瞬間的晶粒大小。b、實(shí)際晶粒度： 鋼經(jīng)過實(shí)際熱處理加熱條件下所獲得的奧氏體晶粒 的大小。c、本質(zhì)晶粒度：指在一定加熱條件下加熱時(shí),奧氏體晶粒長大的傾 向。 影響奧氏體 A 晶粒的因素a、加熱溫度 T 和保溫時(shí)間 t 的影響T

41、f,奧氏體的長大速度 v呈指數(shù)f, A晶粒越粗大；tf, A 晶粒越粗大。b、加熱速度 v 的快慢加熱速度vf,奧氏體的轉(zhuǎn)變溫度 T f,奧氏體的形核率 N f, 同時(shí)奧氏體的長大速度 vf,故快速加熱，短時(shí)保溫可以獲得細(xì)小的 A 晶粒。c、含碳量C %的影響在一定溫度下，隨著 C%f, A晶粒（粗大）f;當(dāng) C %超過一 定值時(shí)，隨著隨著 C%f, A晶粒（細(xì)小）J。d、合金元素 Me 的影響強(qiáng)碳化物形成元素強(qiáng)烈阻止 A 晶粒長大；中碳化物形成元素中 等阻止 A 晶粒長大；不形成碳化物元素不影響 A 晶粒長大。e、原始組織的影響原始組織越細(xì)小,碳化物的分散度越高,界面越多,形核率Nf、起始晶

42、粒度越小。2 過冷奧氏體的組織轉(zhuǎn)變1）珠光體 P 轉(zhuǎn)變共析鋼過冷奧氏體在 C曲線鼻溫至Al線之間較高溫度范圍內(nèi)等溫停留 時(shí)，將發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變， 形成含碳量和晶體結(jié)構(gòu)相差懸殊并和母相奧氏體截然 不同的兩個(gè)固態(tài)新相： 鐵素體和滲碳體。 鐵素體與滲碳體片層相間的機(jī)械混合 物即為珠光體。 因此，奧氏體到珠光體的轉(zhuǎn)變必然發(fā)生碳的重新分布和鐵晶格 的改組。由于相變?cè)谳^高溫度下發(fā)生，鐵、碳原子都能進(jìn)行擴(kuò)散， 所以珠光體 轉(zhuǎn)變是典型的擴(kuò)散型相變。 P形成的熱力學(xué)條件：必須有一定的過冷度，保證G v 0。 P 等溫轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)：f、奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變需要一定的孕育期；g、隨著轉(zhuǎn)變溫度T 孕育期超過一定溫度后，隨轉(zhuǎn)

43、變 T 孕育期f。h、隨著轉(zhuǎn)變時(shí)間tf,轉(zhuǎn)變速度vf,整個(gè)P統(tǒng)計(jì)增量，當(dāng)P達(dá)到 50時(shí)，其轉(zhuǎn)變速度 v 最快。i、亞共析鋼或過共析鋼在發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變之前有先共析相析出。2）馬氏體 M 轉(zhuǎn)變鋼從奧氏體狀態(tài)快速冷卻, 在較低溫度下發(fā)生的無擴(kuò)散型相變叫做馬氏體 轉(zhuǎn)變。 M 形成的條件j、過冷奧氏體必須以大于臨界淬火速度的速度冷卻, 以避免發(fā)生奧 氏體向珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變。k、 過冷奧氏體必須過冷到一定溫度Ms 點(diǎn)以下才能開始發(fā)生馬氏體 轉(zhuǎn)變。 M 轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)l、馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴(kuò)散性；m、馬氏體轉(zhuǎn)變的切變共格性；n、馬氏體轉(zhuǎn)變具有一定的位向關(guān)系和慣習(xí)面；o、馬氏體轉(zhuǎn)變是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的；p、馬氏

44、體轉(zhuǎn)變的可逆性。 M 轉(zhuǎn)變過程中的特點(diǎn)a、M 轉(zhuǎn)變量只決定于成核率,與長大速度無關(guān)；b、M 轉(zhuǎn)變量主要決定于新 M 片的生成,不決定于原 M 的長大；c、 M轉(zhuǎn)變量的增加只決定于冷到溫度 T,與時(shí)間無關(guān)；d、M 轉(zhuǎn)變不能進(jìn)行到底，總會(huì)有殘余奧氏體存在；e、可以認(rèn)為 M 轉(zhuǎn)變是非熱學(xué)性質(zhì)的轉(zhuǎn)變。（3）貝氏體 B 轉(zhuǎn)變鋼在珠光體轉(zhuǎn)變溫度以下、 馬氏體轉(zhuǎn)變溫度以上的溫度范圍內(nèi)， 過冷奧氏 體將發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變， 又稱中溫轉(zhuǎn)變。 貝氏體轉(zhuǎn)變具有珠光體轉(zhuǎn)變和馬氏體轉(zhuǎn) 變某些共同的特點(diǎn)， 又有某些區(qū)別于它們的獨(dú)特之處。 同珠光體轉(zhuǎn)變相似， 貝 氏體也是由鐵素體和碳化物組成的機(jī)械混合物， 在轉(zhuǎn)變過程中發(fā)生碳在鐵素體 中的擴(kuò)散。 但是貝氏體轉(zhuǎn)變特征和組織形態(tài)又和珠光體不同。 和馬氏體轉(zhuǎn)變一 樣，奧氏體向鐵素體的晶格改組是通過切變的方式進(jìn)行的。 新相鐵素體和母相 奧氏體保持一定的位向關(guān)系。 但貝氏體是兩相組織， 通過碳原子擴(kuò)散， 可以發(fā) 生碳化物沉淀。因此，貝氏體轉(zhuǎn)變是有擴(kuò)散、有共格的轉(zhuǎn)變。 B 形成的條件過冷奧氏體必須過冷到一定溫度Bs 點(diǎn)以下才能開始發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。 B 轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)f、貝氏體轉(zhuǎn)變是一個(gè)形核與長大的過程；g、貝氏體中鐵素體的形成是按馬氏體轉(zhuǎn)變機(jī)構(gòu)進(jìn)行的；h、貝氏體中碳化物的分布與形成溫度有關(guān)。3 常見熱處理工藝（1）淬火 定義：將鋼加熱至臨界點(diǎn) AC3或Aci以上一