金属的塑性变形
弹性模量：是晶体中原子间结合力的强弱与材料刚度相联系的量。
刚度：材料产生弹性变形的难易程度。
滑移：晶体的一部分相对于另一部分沿某些晶面和晶向发生相对滑动的结果。
1. (要点)滑移
应力在0~σe发生弹性形变，在σe~σs发生屈服(弹塑性变形)，在σs~σb发生纯塑性变形，在σb~σK发生缩颈。
是特定晶面沿特定晶向发生的相对滑动。不发生结构的改变。
a) 滑移系：滑移面与该面上一个滑移方向的组合。
滑移面总是原子排列最密的晶面，滑移方向也是原子排列最密的晶向；
滑移系数目越多，材料越容易实现变形；
通常塑性变形能力强弱：面心立方结构>体心立方结构>密排六方结构。
b) 滑移的临界分切应力：
，其中
为屈服极限，
为外力与滑移方向的夹角，
为力与滑移面的夹角。
软取向：
度时，
为最小值，易滑移。
硬取向：
为无穷大，滑移系无法开动。
c) 多滑移：两个或更多的滑移系上进行的滑移。交叉形滑移带。
d) 交滑移：两个或多个相交的滑移面沿同一滑移方向滑移，出现波纹状滑移带。
e) 滑移的位错机制：位错运动是晶体滑移的主要方式。
特点：所需切应力小；
原因：仅需少量原子的弹性偏移。
f) 位错交割与塞积是形变强化现象的源头，且与位错运动受阻有关。
2. 孪生
把对称的两部分晶体称为孪晶，形成孪晶的过程称为孪生。
一种特殊的塑性变形；
晶体中有限宽度的部分产生一个均匀切变；
切变得到孪晶；
孪生不改变晶体结构，但改变有限区域内的晶体位向。
孪生的特点：在切应力作用下发生，其临界切应力远大于滑移时。
是一种均匀切变。
孪晶有对称关系，在一定范围内改变了晶体的取向。
3. (重点)多晶体塑性变形
a) 变形特点
i. 各晶粒变形不同时性；
ii. 晶粒间、晶粒内变形的不均匀性；
iii. 相邻晶粒变形的协调性。
产生原因：位错在晶界处塞积；塞积应力场与外应力场叠加引起相邻晶粒的变形。
b) 晶粒大小对塑性变形的影响
同种材料多晶体强度高于单晶体强度；平均晶粒越细小，多晶体强度越高。
细晶强化：晶粒越细小，屈服强度、硬度越高，塑性与韧性越好。
机理：1.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；
2.变形不均匀程度小，晶粒间、晶粒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；
3.单位体积晶界面积大，裂纹扩展阻力大，韧性好。
4. (要点)合金的塑性变形
a) 单相固溶体的变形
固溶强化：由于固溶体中存在着溶质原子，使得合金的强度，硬度提高，而塑性，韧性有所下降的现象。
强化效果随溶质原子的加入量增加而增加。
b) 多相合金的塑性变形
各相的性能、形态、分布、大小影响合金变形。
i. 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。
ii. 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。
1. 片状塑性相+片状脆性相(片状珠光体组织)
减小片层尺寸，减小位错塞积，可使强度与塑性均提高。
2. 等轴状塑性相+颗粒状脆性相(粒状珠光体组织)
a) 脆性第二相不可变形时
不可变形粒子对位错运动的阻碍作用，其粒子间距越小，变形抗力越大。
b) 脆性第二相可变形时
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。
5. (重点)塑性变形对金属组织与性能的影响
a) 显微组织与亚结构的变化
i. 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。
ii. 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。
iii. 形成形变织构：各个晶粒在空间取向上逐渐趋于一致的组织状态。
b) 性能的变化
i. 加工硬化：强度（硬度）显著提高，而塑性韧性下降的现象。
硬化机制：运动位错间交互作用。
可以强化金属，实现金属成形工艺，但会增加冷成形加工过程的变形抗力(可通过退火消除)。
ii. 对其他性能的影响(略)
c) 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。一般有害应消除，但也可有特殊的强化效应——表面残余压应力提高疲劳强度。
分类：
i. 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
ii. 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。
iii. 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。
回复与再结晶(退火)
退火时经历三个过程：回复、再结晶、晶粒长大。
回复：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。
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生成无畸变的等轴状的新晶粒的过程。
总体过程：
冷变形在金属材料内部产生了储存能，退火过程中原子活动能力增强，储存能逐渐释放。材料内部发生回复、再结晶与晶粒长大。
退火温度较低时，产生回复。储存能部分释放，材料中的宏观残余应力基本消除，力学性能及显微组织均保持变形后的特点。
退火温度较高时，产生再结晶。储存能完全释放，加工硬化完全消除，材料重新软化，晶粒为细小的等轴晶。
再结晶完成后继续加热保温，晶粒会长大以降低晶界能。
1. (重点)回复过程
回复的驱动力是储存能，在回复过程中储存能部分释放。
a) 回复温度和时间的影响
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；
回复温度越高，回复软化程度越大，且达到极限程度的时间越短。
b) 回复机理
i. 低温回复：点缺陷的迁移—点缺陷密度降低
ii. 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
iii. 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
回复过程中点缺陷数量降低；位错密度下降不多，但位错的分布有变化，处于应变能低的状况。
c) 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
2. (重点)再结晶过程
a) 再结晶特点
i. 再结晶的驱动力是储存能；
ii. 再结晶阶段剩余储能全部释放；
iii. 加工硬化消除，可用于再结晶退火(中间退火)；
iv. 是形核与长大的过程，不改变晶体结构。
b) 再结晶形核
再结晶晶核总是在塑性变形引起的最大畸变处形核。
i. 晶界弓出形核(塑性变形量<40%)
发生在晶界两侧位错密度差异较大处；
晶界向位错密度高侧弓出后，可使储存能下降，形成无畸变的核心。
ii. 亚晶长大形核(变形量大且变形均匀)
1. 亚晶合并机制(高层错能金属)
由于变形时有交滑移，位错密度相对低；
亚晶通过各种作用合并，长大；
亚晶界发展为大角度晶界，能迅速迁移；
晶界迁移时扫清前方位错，留下无畸变的晶体成为再结晶核心。
2. 亚晶移动机制(低层错能金属)
变形时没有交滑移，位错密度相对高；
相邻亚晶界位向差大，加热时易迁移发展为大角度晶界；
能迅速迁移，扫清前方位错，留下无畸变的晶体成为再结晶核心。
c) 再结晶晶核长大
再结晶形核结束后，会进一步长大。
长大驱动力为新晶粒与旧晶粒之间的应变能差。
晶界背向其曲率中心方向移动，直到消耗完所有的畸变晶粒形成无畸变的等轴新晶粒时再结晶完成。
d) 再结晶温度
再结晶温度：指冷变形金属开始进行再结晶的最低温度。
工业定义：以经过大变形量(70％以上)的冷变形金属，经1h退火能完成再结晶(转变量＞95％)所对应的温度定为再结晶温度。
最低再结晶温度：
再结晶退火温度比最低再结晶温度高100~200度。
e) 影响再结晶温度的因素
总体影响规律：层错能越高，则再结晶越容易，再结晶温度越低。
i. 变形程度
增加冷塑性变形的程度可以降低再结晶温度(最低为0.4Tm)。
ii. 微量溶质原子
溶质原子会阻碍位错运动和晶界的迁移，提高再结晶温度。
iii. 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。
iv. 分散相(第二相)粒子
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。
v. 再结晶退火工艺参数
退火温度愈高，再结晶速度愈快；
极慢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。
f) 再结晶晶粒大小的控制
受到变形度、退火温度、成分等的影响。
i. 变形度影响
l 变形度很小时,金属材料的晶粒仍保持原状.(畸变能过小)
l 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，称为临界变形度(2~10%)。(两个峰值的曲线图P202)
l 变形度超过临界变形度后，变形度越大，晶粒越小。
ii. 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。
3. 晶粒长大
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。
a) 正常长大(连续长大)
i. 晶界移动的驱动力
与界面能成正比，与晶界的曲率半径成反比。
ii. 晶界迁移的方向
总是指向曲率中心；
大晶粒逐渐吞并相邻的小晶粒，晶界本身趋于平直化；
三个晶粒晶界交角趋于120?。
iii. (重点)影响晶粒长大的因素
总体影响规律：促进晶界迁移，则长大速度快。
1. 温度
温度越高，长大越快，且一定温度下有一个极限尺寸。
2. 杂质与合金元素
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。
即分散相粒子的尺寸越小，再结晶的极限平均晶粒尺寸越小。
4. 晶粒间位向差
位向差大者，晶界迁移快，晶粒易长大；
位向差小者，晶界迁移慢，晶粒难长大；
有织构的组织晶粒难以长大。
b) 晶粒异常长大——二次再结晶
发生于变形度曲线的第二个峰值处，驱动力为晶界能的降低。
Ø 二次再结晶与一次再结晶的区别：
二次再结晶不是再结晶而是再结晶之后发生的不连续的晶粒长大；
c) 再结晶退火后的组织
i. 晶粒大小
可用再结晶图来避开晶粒粗大区，选择超过临界变形度但又不发生二次再结晶的变形度。
ii. 再结晶织构
由于再结晶退火所产生的择优取向；
与形变织构可以相同或不同；
大变形与高温退火易促进再结晶织构；
产生各向异性。
iii. 退火孪晶
在低层错能材料（Cu，奥氏体钢）中出现；
与形变孪晶机理不同，与切变无关。、
Ø 再结晶时的晶粒长大与再结晶后的晶粒长大的区别：
二者的驱动力和晶界移动方向不同。
再结晶时的晶粒长大的驱动力是储存能的释放，晶界移动方向背向曲率中心；
再结晶后的晶粒长大是晶界能的降低的过程，晶界移动方向指向曲率中心。
4. 再结晶退火的应用
效果：消除加工硬化，去除应力；
应用：软化变形金属的中间退火；
温度：最低再结晶温度以上100-200℃。
5. 金属的热加工 (T>T再)
a) 特点：硬化与软化同时存在，变形抗力小。
b) 软化机制：
i. 动态回复：高层错能金属与合金(Al及其合金，纯铁等)
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轴状。
ii. 动态再结晶：低层错能金属(Cu及其合金，奥氏体不锈钢等)
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。
c) 过程特点：
热变形结束后，还可发生进一步的(静态)再结晶，消除储存能；
热变形后快冷，可以保留较高位错密度和细小晶粒，强度高于静态再结晶组织；
动态回复组织强度高于动态再结晶组织。
d) (要点)对组织与性能的影响
i. 改善铸态组织缺陷
焊合气孔、疏松，致密化；
细化铸态组织；
改善夹杂物与脆性相的形态、大小与分布；
部分消除偏析。
ii. 形成热加工流线(纤维组织)及带状组织
特点：纵向(沿纤维方向)，塑性、韧性增加；
横向(垂直纤维方向)，塑性、韧性降低但抗剪切能力显著增强；
纵向具有最大的抗拉强度，横向具有最大的抗剪切强度。
应用：流线沿零件轮廓分布不中断；
最大拉应力方向沿流线；
最大剪应力方向垂直于流线。
带状组织会引起各向异性，可由正火处理或控制变形在奥氏体单相区完成来消除。
扩散过程
固体中原子的运动方式包括机械运动(大量原子集体的协同运动)以及热运动(热振动和跳跃迁移)。
扩散：由大量原子的热运动引起的物质的宏观迁移。
1. 扩散概述
扩散实质是原子获得足够的能量以克服激活能，越过势垒实现跃迁的过程。
可能存在激活能不对等的情况：如部分杂质偏聚于晶界。
2. 扩散的机制
a) 空位扩散机制
原子跃迁入附近的空位(空位反方向跃迁)；
空位浓度越高，扩散越容易；
升高温度提高空位浓度，扩散加剧；
是置换固溶体以及固态单质中的原子扩散方式。
b) 间隙扩散机制
间隙原子跃迁入附近的晶格间隙(间隙反方向跃迁)；
间隙浓度越高，扩散越容易；
是间隙固溶体、间隙相与间隙化合物中的间隙原子的扩散方式；
间隙扩散激活能低于空位扩散激活能(间隙固溶体更易扩散)。
3. (重点)扩散的条件
a) 扩散要有化学位梯度作为驱动力；
b) 扩散原子要相互固溶，不固溶无扩散；
c) 扩散温度要足够高，足以克服势垒(激活能)；
d) 扩散时间要足够长，长时间扩散才能表现出宏观定向迁移。
4. 扩散的分类
a) 自扩散：无扩散物质的浓度变化(纯金属、均匀固溶体、晶粒长大、再结晶)；
b) 互扩散：有扩散物质的浓度变化(钢的渗碳、渗氮)；
c) 下坡扩散：向浓度低处进行的扩散(渗碳、均匀化退火)；
d) 上坡扩散：向浓度高处进行的扩散(晶界偏聚，柯氏气团)；
引起上坡扩散的因素：化学位梯度；弹性应力作用；大的电场或温度场的影响。
扩散总是向化学势减小的方向进行。
e) 原子扩散：扩散中无结构变化；
f) 反应扩散：扩散物质浓度超过固溶体极限形成新相，有结构变化；
特点：二元合金经反应扩散的渗层组织中不存在两相混合区，而且在相界面产生浓度突变，它对应于该相在一定温度下的极限溶解度。
5. 扩散定律
a) 菲克第一定律
单位时间内通过垂直于扩散方向的单位截面积的扩散通量与浓度梯度成正比(只能用于稳定态扩散即浓度及浓度梯度均不随时间变化的扩散)。
扩散系数的物理意义：反映扩散的速度；
相当于浓度梯度为1时的扩散通量；
D值越大，则扩散越快。
b) 菲克第二定律
c) 菲克定律的应用
i. 铸件均匀化退火——减小枝晶偏析
枝晶中心成分偏析的振幅降低到1%所需的退火时间为：
说明枝晶间距越小，扩散所需的时间越短。
ii. 钎焊
用于连接两种金属，钎料熔点较低，钎料与母材可固溶、可相互扩散。
钎焊时必须严格控制加热温度与保温时间。
6. (重点)影响扩散的因素
影响扩散系数的因素都影响扩散，增大扩散系数或降低激活能会促进扩散。
a) 温度：升温增大扩散系数促进扩散；
b) 固溶体类型：间隙原子在间隙固溶体中扩散系数大于置换固溶体中的置换原子；
c) 晶体结构：致密度低的结构中原子结合弱，扩散激活能不高，扩散系数大；
d) 晶体缺陷：降低扩散激活能，增大扩散系数（晶界，位错）；
e) 化学成分：能提高熔点的合金元素加入增强原子结合，提高扩散激活能，减小扩散系数；与扩散元素形成更强结合的合金元素加入同样减小扩散系数。
钢的热处理
热处理：将钢在固态下加热到预定的温度,并在该温度下保温一段时间,然后以一定速度冷却到室温的热加工工艺。
1. 固态相变(特点与类型) 只有存在固态相变的合金才能进行热处理
a) 特点
i. 相变阻力大
ii. 新母相的界面联系
共格或半共格时应变能高,新相成凸透镜或针状(片状马氏体,下贝氏体);非共格界面的界面能高,新相成球状(珠光体)
iii. 惯习面和晶体学位向关系(惯习关系(K-S关系,西山关系))
iv. 晶体缺陷对相变有促进作用(易形核)
v. 相变的阶段性(过渡相)
回火时马氏体分解以及残留A转变形成的ε-碳化物
b) 类型
i. 扩散型相变(珠光体转变,奥氏体转变)
ii. 非扩散型相变(马氏体转变)
iii. 过渡型相变(贝氏体转变)
钢的热处理临界温度在加热和冷却时有滞后。(加热时更高,冷却时更低)
钢的加热转变(奥氏体化)
晶粒度G： N=2G-1 N表示在100倍下每平方英寸面积内观察到的晶粒个数。
1. (重点)奥氏体化的四个过程(扩散型相变)
a) 奥氏体形核
i. 温度加热至Ac1以上;
ii. 需要系统存在能量起伏、结构起伏与浓度起伏;
iii. 首先在F与渗碳体相界面上形核.
b) 奥氏体长大
i. 相界处形核的奥氏体界面向F与Fe3C相中推移，奥氏体晶核长大;
ii. 是通过渗碳体溶解,碳在奥氏体中的扩散和铁素体向奥氏体转变而进行的.
c) 剩余渗碳体的溶解
d) 奥氏体成分均匀化
与保温时间有关。当奥氏体化温度不高(温度过高晶粒粗大)，但保温时间足够长时,可以获得极细小又均匀的奥氏体晶粒。
2. 影响奥氏体形成速度的因素
总体：促进扩散(增大扩散系数)，加大相界面积
a) 加热温度和保温时间
等温处理温度越高,A形成越快;加热速度越快,转变会在高温下进行.
b) 原始组织的影响
原始组织越细小,相界面积越大,A形成越快
c) 化学成分的影响
碳含量越高,增大了相界面积,增大了C在A中的扩散系数
3. (重点)奥氏体晶粒大小控制
晶粒度G: N=2G-1 N表示在100倍下每平方英寸面积内观察到的晶粒个数
G=1-4，粗晶粒；G=5-8，细晶粒
a) 加热温度与保温时间
加热温度越高,奥氏体晶粒越粗大.
b) 加热速度的影响
加热速度越快,过热度越大,奥氏体起始晶粒越细小。
生产应用：快速加热结合短时保温可得细小晶粒
c) 钢化学成分的影响
i. 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;
ii. 可形成化合物(未溶)的合金元素阻碍奥氏体晶粒长大(Ti,V,Zr,Nb等)
iii. 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
d) 本质晶粒度
通常采用930℃左右保温3-8小时后冷却得到的A晶粒大小。
代表一定条件下A晶粒长大的倾向性。
本质粗晶粒钢（G=1-4）：容易过热
本质细晶粒钢（G=5-8）：生产工艺易掌握
钢的冷却转变
伪共析：快速冷却到一定程度时可以不析出先共析相而直接得到珠光体。
奥氏体晶粒大小与冷却速度影响先共析相的形态。
1. 影响过冷奥氏体等温转变因素(影响TTT曲线形状及位置)
a) 奥氏体成分
i. 含碳量的影响
共析钢的孕育期最长，亚共析钢和过共析钢的C曲线均左移，但B转变线随C含量增大一直右移；
含碳量越高,Ms点与Mf点越低。
ii. 合金元素的影响
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
Ni,Si,Cu,Mn只右移C曲线，不改变其形状
Cr,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
b) 奥氏体状态的影响
奥氏体的组织与成分越均匀,晶粒越细小,含有未溶第二相越多,过冷奥氏体越稳定,等温转变的孕育期越长.
c) 拉应力与塑性变形促进过冷奥氏体转变
2. (重点)珠光体(F+Fe3C)转变
a) 片状珠光体
i. 组织形态
是F与Fe3C两相层片式交替分布的组织.
层片间距与过冷度ΔT成反比,珠光体转变温度越低,片间距越小
珠光体(A1-650),索氏体(650-600),托氏体(600-550)
ii. 形成机制
F与Fe3C两相交替形核长大或Fe3C分枝长大;
碳原子从界面前方的A中以及相邻的F中不断扩散到Fe3C处
iii. 力学性能(取决于珠光体的层片间距)
层片间距越小,片状P强度与硬度提高,塑韧性提高;
iv. 获得方法：完全退火，正火(P类组织)
b) 粒状珠光体
i. 组织形态(铁素体+渗碳体颗粒)
是过共析钢，高碳合金钢预备热处理(球化退火)的正确组织.
冷却转变温度越低，颗粒越细小
ii. 形成机制
过共析钢加热到A+Fe3C两相区时有部分未溶的Fe3C颗粒，冷却时以此为核心形成.
iii. 力学性能(取决于Fe3C的颗粒大小)
颗粒越细小,强度越高
iv. 获得方法：不完全退火
c) 片状与粒状珠光体性能比较
同样含碳量——片状P强度高，粒状P塑韧性好
同样强度——粒状P疲劳强度，综合力学性能更好
3. (重点)马氏体(C在α-Fe中过饱和间隙固溶体)转变
a) 晶体结构
低碳钢和无碳合金——体心立方
碳含量较高钢材 ——体心正方
碳含量越高，正方度越大。
b) 组织形态
i. 板条马氏体
在低碳与中碳钢中形成；
奥氏体晶粒中有数个平行板条(中间所夹残余奥氏体薄层)构成的板条束,板条群;
其亚结构为位错胞，又称位错马氏体。
ii. 片状马氏体
在高碳钢中形成；
空间形态呈凸透镜状，马氏体片大小不一；
隐晶马氏体：最大的片状马氏体无法在光学显微镜下分辨。
亚结构为孪晶，又称孪晶马氏体。
iii. 影响马氏体形态的因素
C含量越低，Ms点越高，板条马氏体越多(<0.2%)；C含量越高，Ms点越低，片状马氏体越多(>1.0%)。
c) 马氏体性能
高硬度(C含量越高，硬度越高)，高强度(多种强化效应叠加(固溶，相变，时效，界面强化))；
韧性与亚结构密切相关(板条状亚结构——强而韧；孪晶亚结构——硬而脆)
i. 位错马氏体
韧性好，淬火应力小，可通过位错运动缓解应力集中；
ii. 孪晶马氏体
韧性差，淬火应力大，局部应力集中不易通过位错运动缓解，易出现显微裂纹。
d) 马氏体转变特点
i. 无扩散性；
ii. 具有切变共格性；
iii. 新相与母相间具有特定的惯习面及位向关系(K-S关系，西山关系)；
iv. 转变在一定温度范围内进行；
钢中马氏体转变必须以连续冷却的方式进行，马氏体转变量随温度下降而增大，与等温时间无关。转变量不可能达到100%(转变的不完全性)。
v. 马氏体转变具有可逆性。
e) 奥氏体的稳定化
i. 热稳定化
因缓慢冷却或在冷却过程停留引起奥氏体稳定性提高而使马氏体转变滞后的现象。
ii. 机械稳定化
由于奥氏体在淬火过程中受到较大塑性变形或者受到压应力而造成的稳定化现象。
f) 获得方法：淬火
4. (重点)贝氏体转变(中温转变)
半扩散型相变(有扩散，有切变共格)
a) 组织形态
上贝氏体：羽毛状(从A晶界向内平行生长的条状铁素体与其间断续分布的碳化物)
下贝氏体：竹叶状(含C过饱和的片状铁素体与内部析出的微细碳化物)
b) 转变特点
i. 是形核长大的过程
过冷度小时(上贝氏体)，在A贫碳区的晶界上形核，长大速度受C原子在A中扩散速度控制；
过冷度大时(下贝氏体)，在A晶粒内形核，长大速度受C原子在F中扩散速度控制。
ii. 铁素体以共格切变方式形成
iii. 贝氏体中碳化物分布与形成温度有关(…)
c) 力学性能
B强度受F晶粒大小与碳化物数量影响。
上贝氏体，两相组织粗大，强度低、脆性大
下贝氏体，碳化物弥散程度高，F晶粒细小，强度高、韧脆转变温度较低。
d) 魏氏组织的形成
魏氏组织：从奥氏体晶界生长出来的近于平行的或其他规则排列的针状铁素体或渗碳体以及其间存在的珠光体组织。
i. 危害
过热导致A晶粒粗大时，形成粗大F或Fe3C并严重切割基体，会显著降低强度与冲击韧性；
ii. 纠正方法
A化合理基础上的正火、退火等。
e) 获得方法：淬火
三种冷却方式比较
等温转变温度越低，其产物硬度越高。
连续冷却转变CCT曲线
1. 连续冷却速度显著影响连续冷却转变组织
大于(上)临界冷却速度得到全部马氏体组织。
小于下临界冷却速度Vc’得到全部珠光体组织.
2. 冷却速度线接触转变中止线时停止转变，剩余未转变奥氏体转变为M。
3. 共析钢与过共析钢的CCT曲线中没有贝氏体转变区。
4. 合金元素对CCT曲线的影响与对C曲线的影响类似。
5. CCT曲线在C曲线的右下方，说明连续冷却的转变温度更低，孕育期更长。
6. C曲线的相切冷却速度Vcc大约为1.5倍Vc
7. CCT曲线应用
a) 预估淬火后钢件的组织与性能
b) 获得真实的钢的临界淬火速度(合金钢的临界冷却速度远小于相同碳含量的碳钢)
c) 制定合理热处理工艺规范
钢的热处理工艺
1. 退火(预备热处理)
退火：将钢加热到Ac1以上温度，保温后缓慢冷却以获得接近平衡状态组织的热处理工艺。
a) 完全退火
i. 将钢件加热到Ac3以上20-30℃，完全奥氏体化后，缓慢冷却到600度出炉空冷以获得近于平衡组织的热处理工艺。主要适用于亚共析钢。
ii. 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。
iii. 保温时间与有效厚度成正比。
iv. 完全退火的本质是过冷奥氏体发生珠光体类型转变。
v. 可用等温退火(将完全A化的钢快冷到稍低于Ar1的温度等温，使A转变为P后，再空冷至室温)替代。
b) 不完全退火
i. 将钢加热到Ac1~Ac3或Ac1~Accm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。
ii. 钢发生不完全A化，不改变先共析相的形态。
iii. 可降低亚共析钢的硬度，消除应力
iv. 球化退火：使钢中碳化物球化，获得粒状珠光体的一种热处理工艺。
适用于共析钢，过共析钢，合金工具钢。
加热温度为Ac1以上20-30度，最终可得粒状珠光体。
目的是降低硬度，改善切削性，为淬火做准备。
要求球化退火前的组织为细片状珠光体，不能有渗碳体网存在，需要正火消除网状渗碳体。
等温球化退火：在Ac1以上20~30℃，保温4h后快冷到Ar1以下20~30℃，等
温3~6h，600 ℃出炉空冷。
c) 均匀化退火
i. 将工件加热到略低于固相线温度(Ac3/Accm以上150~300℃)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。
ii. 保温时间：10~15h
iii. 应用：消除枝晶偏析，均匀成分与组织
iv. 均匀化退火后晶粒粗大，需用完全退火或正火纠正粗大组织。
d) 去应力(回复)退火
i. 温度：Ac1以下，以500-650℃加热后缓慢冷却。
e) 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。
2. 正火(预备热处理)
a) 将钢加热到Ac3/Accm以上30~50℃(合金钢可用100~150℃)，保温后空冷以得到珠光体类组织的热处理工艺。实质是完全A化+伪共析转变。
b) 与完全退火相比：正火组织中P更多更细小，且正火后强度硬度更高。
c) 与淬火区别在于是否形成了发达的M组织。
d) 应用
i. 消除热加工缺陷(粗大晶粒、带状组织、魏氏组织)
ii. 改善低碳钢的切削加工性
iii. 消除过共析钢的网状碳化物,便于球化退火
iv. 提高普通结构零件的机械性能
3. 淬火
淬火：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。
a) 淬火应力
热应力：截面温差导致冷却收缩不同步
组织转变应力：截面温差导致相转变不同步而造成比体积差异
会造成变形与开裂，选择适当的淬火加热温度、淬火介质、淬火方法可减小影响。
b) 淬火加热温度(为了得到细小均匀的奥氏体晶粒)
i. 亚共析钢：Ac3以上30~50℃(完全A化，得到单相A)
ii. 过共析钢：Ac1以上30~50℃(不完全A化，得到A+颗粒状渗碳体)
应得组织：隐晶马氏体+粒状碳化物+残余奥氏体
iii. 低合金钢：通常Ac3/Ac1以上50~100℃
iv. 高合金钢：考虑合金元素加入的作用温度更高
c) 淬火介质(水、矿物油、融盐(碱)等)
i. 水质介质：
冷却能力强，冷却特性不好
做碳钢的淬火介质
ii. 矿物油：
冷却能力比水差，低温冷却特性比水好
做合金钢的淬火介质
iii. 盐（碱）浴：
冷却能力与油相仿
做分级淬火与等温淬火的介质
d) 淬火方法
单液淬火 双液淬火 分级淬火 等温淬火
e) 钢的淬透性(由过冷奥氏体的稳定性决定)
i. 指A化后的钢淬火时获得马氏体的能力，淬透层深度用从工件表面至组织中获得半马氏体处的垂直距离来表示。
ii. 淬透性曲线下降越平缓，钢的淬透性越好。
iii. 过冷奥氏体越稳定，C曲线越靠右，Vc越小，淬透性越好。
iv. 合金钢的淬透性优于同样含碳量的碳钢，淬火时可以采用缓和的冷却介质
f) 淬透性的意义
i. 淬透性好者，淬透层深，组织均匀性好，力学性能优秀
ii. 大截面、要求性能均匀者，选择高淬透性材料
iii. 选择低淬透性钢可以获得表硬里韧的效果
g) 等温淬火:获得下贝氏体组织.
4. 回火
将淬火钢在A1以下某一温度加热保温1-2h后冷却到室温，获得稳定回火组织的热处理工艺。(不完全A化)
a) 组织转变
i. 马氏体中碳原子偏聚(<80~100℃)
板条马氏体中碳原子偏聚于位错线附近的间隙位置
片状马氏体中碳原子偏聚于特定晶面，增加畸变
ii. 马氏体分解(80-250℃)
1. 高碳马氏体分解(回火马氏体：低碳α相与弥散的ε碳化物)
双相分解(<125℃)：ε-碳化物附近为低碳α,远处为高碳α.
单相分解(>125℃)：整个α相的成分连续变化,马氏体(α相)含碳量持续降低、正方度减小.
2. 低碳马氏体分解(自回火)
>200 ℃时，马氏体析出渗碳体。
iii. 残余奥氏体转变(200~300℃)
iv. 碳化物的析出与转变(250~400℃) (转变组织：回火屈氏体)
主要是ε碳化物向稳定碳化物转变。
1. 高碳马氏体碳化物
原位形核：χ碳化物直接转变为θ碳化物；
独立形核长大：ε碳化物溶解并在其它位置重新形成χ碳化物。
1.
2. 低碳马氏体的碳化物(<0.2%)
200℃以上不经过ε相直接析出θ碳化物;
析出位置可在位错缠结处(细针状)、板条界处(薄板状)
v. 碳化物聚集长大与α相的回复再结晶(400-650℃)(转变产物：回火索氏体)
渗碳体球化，聚集长大, α相回复再结晶，内应力消失。
1. 球化(平面→球面)；聚集长大(小颗粒溶解，大颗粒长大)
2. α相的回复与再结晶
α相回复后：马氏体位错密度略降，在未再结晶的α相基体上（板条或片状）分布细小弥散的碳化物(回火托氏体)
α相再结晶后：马氏体位错密度显著降低， α相基体发生再结晶(等轴状)，连同细粒状碳化物的组织(回火索氏体)
b) (重点)力学性能
i. 强度与硬度：随回火温度升高，强度和硬度降低
1. 抗回火性：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。
达到相同回火硬度条件下，合金钢比碳钢回火温度更高，韧性更优秀
2. 二次硬化性：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。
细小、弥散的碳化物二次硬化效果好。
ii. 塑性和韧性：随回火温度提高，塑性提高，但韧性不是。
iii. (重点)回火脆性
1. 第一类回火脆性(250-400℃)：不可消除
脆性碳化物于板条界、孪晶界析出晶界处杂质元素偏聚；
不可逆，与回火后冷速无关，所有的钢都有
2. 第二类回火脆性(450-650℃)
晶界脆性相的析出与回溶，杂质元素晶界偏聚
与回火后的冷速有关，脆性可逆，碳钢无第二类回火脆性
预防和减轻：控制成分，细化A晶粒，回火后快冷，用Mo，W合金化
iv. 回火产物与A冷却产物比较
1. M(回)比M脆性小，强度硬度基本相同；
2. 同样抗拉强度下T(回)的塑性韧性更高，弹性极限最高
3. S(回)的塑性韧性更高，具有优秀的综合力学性能
v. 回火温度对淬火钢力学性能的影响
1. 300-400℃回火弹性极限最高；
2. 低碳钢200℃回火具有高的强度与韧性
3. 高碳钢200℃回火具有高的硬度，脆性减小
4. 中碳钢500-600℃回火综合力学性能优秀
c) (重点)回火的种类 (珠索托马)
i. 低温回火（150~250℃）
回火马氏体
强硬耐磨，工具、刃具、齿轮、滚动轴承
ii. 中温回火（350~500℃）
回火托氏体
弹性极限高，弹性元件、锻模
iii. 高温回火（500~650℃）(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
d) 回火的目的:
i. 稳定组织、尺寸、性能
ii. 消除或降低淬火应力、降低脆性
iii. 获得适当的力学性能.
5.其它类型热处理
a) 钢的形变热处理
将塑性变形和热处理有机结合在一起的一种复合工艺。在提高钢的强度改善塑性韧性的同时简化工艺、节省能源。
i. 高温形变热处理：将钢加热至Ac3以上，在稳定的A温度范围内进行变形，然后立即淬火，使之发生马氏体转变并回火以获得需要的性能。
此时发生动态再结晶后的奥氏体晶粒细小。
ii. 低温形变热处理：将钢加热至A态，迅速冷却至Ac1点以下，Ms点以上过冷A亚稳温度范围进行大量塑性变形，然后立即淬火并回火至所需要的性能。过冷奥氏体低温形变产生大量晶体缺陷和更多板条马氏体
b) 钢的表面淬火
使工件表面快速加热到淬火温度后迅速冷却，使工件表面获得淬火组织而心部仍保持淬火前的组织的热处理工艺。(表硬里脆)
i. 感应加热表面淬火：利用感应电流通过工件时产生的热效应使工件表面局部加热获得奥氏体，之后快速冷却，获得马氏体组织的工艺。
电流频率越大，电流透入深度越小，实现表面淬火的效果越强烈
加热温度：高于普通加热淬火30~200℃；保温时间：不保温
表面淬火的特点：无氧化脱碳，淬火变形小
表面硬度高、耐磨性好
疲劳强度高
生产率高，淬硬层深度易控制，易于自动化
不适应单件小批量生产
ii. 钢的化学热处理：将工件在特定的介质中加热、保温，使介质中的某些元素渗入工件表面，以改变其表层的化学成分和组织并获得与心部不同性能的热处理工艺。
1. 钢的渗碳：指将低碳钢件放入渗碳介质中，在900-950℃加热保温，使活性碳原子渗入钢件表面并获得高碳渗层的工艺方法。常用气体渗碳
工艺路线：锻造——正火——机械加工——渗碳——[淬火+低温回火]——精加工（渗碳钢的一般处理工艺）
2. 钢的渗氮
3. 钢的渗硼
热处理工艺的选择
1. 按钢种选择
a) 亚共析钢
预备热处理：正火或完全退火，加热至Ac3以上
所得组织：珠光体类组织
淬火：加热至Ac3以上的完全淬火，得到淬火马氏体(板条+片状)。
回火：温度根据所需硬度选用(回火温度越高硬度越低，塑性越好)
要求强度高可得到回火马氏体
要求塑性好可得回火托氏体
要求综合性能好可得回火索氏体
b) 过共析钢
预备热处理：球化退火，加热至Ac1以上
所得组织：粒状珠光体组织
淬火：加热至Ac1以上的不完全退火(A+粒状碳化物)
淬火所得组织为隐晶马氏体+残余奥氏体+粒状珠光体
回火：低温回火
2. 按性能要求选择
a) 要求表面强度硬度或耐磨性好，中心韧性高(表硬里韧)可选择渗碳后淬火+低温回火得到回火马氏体，但渗碳必须采取细化A晶粒的措施(加入合金元素或用本质细晶粒钢),加强表面硬度还有渗氮,表面淬火等方法；
b) 要求弹性塑性好可选择淬火后中温回火得到回火托氏体(弹性极限最高)；
c) 综合力学性能要求高应选择淬火后高温回火(调质处理)得到回火索氏体。
3. 合金元素的影响
a) 抑制二次回火脆性：Mo，W；
b) 细化晶粒：V，Ti；(阻止A晶粒长大)
c) 增加淬透性：除Al，Co外合金元素均提高淬透性，特别是Cr，Mn，Ni。
名词解释
1. 奥氏体晶粒度G：N=2G-1 N表示在100倍下每平方英寸面积内观察到的晶粒个数。
2. C(TTT)曲线：过冷奥氏体等温冷却转变曲线。
3. CCT曲线：过冷奥氏体连续冷却转变曲线。
4. 过冷奥氏体：在临界温度以下存在的不稳定的奥氏体。
5. 残余奥氏体：淬火时未能转变成马氏体而保留到室温的奥氏体。
6. 索氏体：完全A化后在(650-600)等温生成的由F+Fe3C组成的P类产物.？
7. 屈氏体：完全A化后在(600-550)等温生成的由F+Fe3C组成的P类产物.？
8. 回火索氏体：在回火温度(650-600)下生成的回火产物。？
9. 回火屈氏体：在回火温度(600-550)下生成的回火产物。？
10. (上)临界冷却速度： 过冷奥氏体在连续冷却过程中不发生分解，而全部过冷至Ms点以下发生马氏体转变的最小冷却速度。
11. 下临界冷却速度：过冷奥氏体在连续冷却过程中全部转变为珠光体组织的最大冷却速度。
12. 淬透性：A化后的钢淬火时获得马氏体的能力。
13. 马氏体：C在α-Fe中过饱和的间隙固溶体。
14. Ms点：A开始向M转变的最高温度。
15. 分级淬火：将A状态的工件首先淬入温度略高于Ms点的盐浴或碱浴炉中保温，当工件内外温度均匀后，从浴炉中取出空冷至室温，完成马氏体转变。
16. 等温淬火：将A化后的工件淬入Ms点以上某温度盐浴中，等温保持足够长时间，使之转变为下贝氏体组织，然后取出在空气中冷却的淬火方法。
17. 正火：将钢加热到Ac3/Acm以上适当(30~50)温度，保温后在空气中冷却得到珠光体类组织的工艺。
18. 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。
19. 球化退火：使钢中碳化物球化，获得粒状珠光体的一种热处理工艺。
20. 回火脆性：钢在250-400℃与450-650℃范围回火时韧性下降的现象。
21. 表面淬火：使工件表面快速加热到淬火温度后迅速冷却，使工件表面获得淬火组织而心部仍保持淬火前的组织的热处理工艺。
22. 化学热处理：将工件在特定的介质中加热、保温，使介质中的某些元素渗入工件表面，以改变其表层的化学成分和组织并获得与心部不同性能的热处理工艺。
23. 渗碳：将低碳钢件放入渗碳介质中，在900-950℃加热保温，使活性碳原子渗入钢件表面并获得高碳渗层的工艺方法。
铝合金部分
1. 铝的概述
面心立方结构，根据加工工艺不同，铝合金可以分为变形铝合金和铸造铝合金。
2. 强化方式
固溶处理：合金加热到单相区保温后，快速冷却得到过饱和固溶体的热处理工艺。
应变时效：指构件用钢经冷塑性变形后，在室温放置或加热一段时间后出现的强度硬度升高塑性韧性下降的现象。
淬火时效：又称固溶时效，是指将构件经淬火处理后，再于室温放置或者稍经加热后出现的强度硬度提高而塑性韧性下降的现象。
脱溶(沉淀)：指从过饱和固溶体中析出第二相，或形成溶质原子聚集区以及亚稳过渡相的过程。
3. 组织变化
a) 形成铜原子富集区(G.P.I区)
i. {001}面上的Cu原子富集区
ii. FCC结构
iii. 共格界面、薄片状
iv. 阻碍变形
v. 引起合金强化
b) 铜原子富集区有序化(G.P.II区)
i. 在GP[I]区基础上长大
ii. 原子排列有序化
iii. 正方晶格
iv. 是与基体保持共格的过渡相θ``
v. 阻碍变形作用增强，合金进一步强化
c) 过渡相θ`的出现及过时效
i. GP[II]区继续长大，界面共格破坏
ii. θ’与基体半共格，畸变减轻，变形阻力减小。
iii. 强度硬度下降，过时效
d) 平衡相θ形成
i. 平衡相θ由θ`长大形成，正方点阵，与基体无共格关系
ii. 变形阻力减小，强化效果降低
共格界面的强化效果优于非共格界面.
4. 性能变化:同时存在硬化与软化
a) 软化机制： 脱溶导致固溶强化效果降低；
b) 硬化机制：时效硬化
半共格相θ`析出导致低的硬化效果。进入过时效阶段
5. 全过程：
固溶处理→过饱和固溶体α→形成铜原子富集区(GP[I]区)→铜原子富集区有序化(GP[II]区，θ``）→形成过渡相θ`→形成稳定相θ(CuAl2)
过饱和程度越大，时效强化越明显。
工程结构钢
1. 力学结构特点
a) 碳含量越低，脆性转变温度越低，钢的冷脆倾向越小；
b) 屈服会影响构件的表面质量；应变时效将增大冷脆倾向。
c) 低碳钢-p0 也可发生淬火时效，将增大钢冷脆倾向。
2. 工艺性能
a) 含碳量越高正火组织中Fe3C相越多，冷变形性越差；
b) 碳当量越大(合金元素导致增加)，越容易出现裂纹，焊接性越差；
c) 合金元素Cu可提高铁素体基体的电极电位，增加其耐腐蚀性。
成分特点：低碳、低合金、以Mn为主的合金化。
3. 牌号规则
Q+屈服点数值(MPa)+质量等级+脱氧方法
其中，Q表示屈服点，质量等级A~E，脱氧方法(F沸腾钢，Z镇静钢)。
4. 碳素工程结构钢
热轧空冷状态，不再进行热处理。组织为铁素体与珠光体。
5. 低合金高强度结构钢
a) 低碳：0.1~0.2%
b) 以Mn，Si作为强化的合金元素；
c) 使用状态：热轧空冷，F+P组织；
d) 强度高、塑性好、焊接性好，用于要求较高的工程结构件。
6. 铸钢
a) 用途：生产强度高且形状复杂的零件；
b) 优势：可实现近净成形，节约钢材和成本；
c) 成分：含碳量为0.2%~0.6%，含Si，Mn；
d) 采用完全退火或正火，消除魏氏组织、细化晶粒，消除铸造内应力，改善力学性能；
e) 可采用调质或局部表面淬火改善性能。
机器零件用钢
1. 性能种类
疲劳强度；屈服强度与抗拉强度；耐磨性与接触疲劳强度；韧性。
含碳量与回火温度显著影响零件钢的力学性能。
2. 牌号
数字+元素符号1+数字1+元素符号2+数字2+…… (A)
数字：两位，含碳量的万分数。
数字1，数字2等：合金元素含量的百分数(W<1.5%时不标注)。
3. 性能影响因素
a) 淬透性
i. 淬透性强烈影响钢的力学性能；
ii. 马氏体体积分数越多，回火后韧性、疲劳强度越高；
iii. 钢的淬透性越好，淬火及回火钢的力学性能越优；
iv. 除Al，Co外合金元素均提高淬透性，因此间接改善力学性能。
b) 含碳量与回火温度
i. 300-400℃回火弹性极限最高(回火托氏体)；
ii. 低碳钢200℃回火具有高的强度与韧性(回火马氏体)；
iii. 高碳钢200℃回火具有高的硬度，脆性减小(回火马氏体)；
iv. 中碳钢500-600℃回火综合力学性能优秀(回火索氏体)。
c) 切削加工性
i. S，Pb，Ca，Te，Se可以改善切削性；
ii. 179~229HBW是最佳切削硬度；
iii. 低碳钢，预先热处理用正火提高硬度；
iv. 高碳钢，预先热处理用球化退火降低硬度。
4. 渗碳钢
用以制造有表面强化要求同时中心有足够强韧性的零件。
a) 性能要求
弯曲疲劳强度高，屈服强度高；
表面接触疲劳强度要高；
表面耐磨性要好；
整体韧性要高。
用低碳钢渗碳后淬火低温回火(200度)。
b) 化学成分
含碳量为0.1-0.25%；
加入合金元素：提高淬透性：Cr, Ni, Mn, Mo, W；细化晶粒：V, Ti；
c) 渗碳后的热处理
预冷直接淬火+低温回火(本质细晶粒钢)或再次加热淬火+低温回火(本质粗晶粒钢)
使用组织为表层回火马氏体，心部为位错马氏体。
5. 调质钢
经过调质处理(淬火+高温回火)强化后使用的钢，为回火索氏体组织，综合力学性能好，用于制造各种轴类，高强度螺栓，低速轻载齿轮。
a) 性能要求
力学性能要求全面：高强度；高疲劳强度；良好的塑性韧性。
b) 化学成分
中碳钢：0.25-0.45%(保证强韧性)
合金元素：Cr, Mn, Si, Ni, B：提高淬透性，提高强度；
W, Mo, V, Ti：细化晶粒，减轻回火脆性(W,Mo)
c) 热处理工艺
锻造—正火或退火—机加工—调质(+表面淬火+低温回火)—装配
正火或完全退火：改善组织，便于切削加工；
调质处理：获得回火索氏体组织，保证综合力学性能优秀。
表面淬火+低温回火：使工件除了综合力学性能优异外，还有表面较高的耐磨性(内部为回火索氏体，表面为回火马氏体)。
6. 弹簧钢
a) 性能要求
要求弹性极限高、疲劳强度高。
要求具备一定的塑性与韧性。
b) 成分
中，高碳钢：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
c) 成形及热处理
i. 热成形弹簧
以热轧钢丝钢板制造：下料—热轧或热卷成型—淬火+中温回火—喷丸—装配
组织：回火托氏体(450~550)；
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。
1. 原料是未强化态的(退火钢丝)
冷成形后需进行淬火+中温回火处理；
2. 原料是强化态的
a) 冷拔钢丝：钢丝经多次冷拔后获得加工硬化。在冷拔工序中应安排中间退火(再结晶退火)提高塑性以继续变形；
b) 淬火回火钢丝：钢丝冷拔结束后经淬火+中温回火强化；
c) 铅淬冷拔钢丝：钢丝奥氏体化后于500~520℃铅浴中等温得到层片索氏体组织后冷拔得到，具有极高强度。
7. 滚动轴承钢
a) 分类：高碳铬轴承钢、渗碳轴承钢、不锈轴承钢、高温轴承钢；
b) 性能要求：强度、硬度高，耐磨性好，接触疲劳强度高，足够的韧性、耐蚀性、尺寸稳定性。
c) 成分
高碳钢：0.95-1.10%；
合金元素：Cr (<1.65%)：提高淬透性，形成合金渗碳体；
Si, Mn：用于大型轴承钢，提高淬透性。
冶金质量高：非金属夹杂显著降低接触疲劳强度。
d) 牌号
GCr+数字+元素符号+数字
Cr+数字：表示含铬量的千分数。不标注含碳量。
e) 热处理工艺
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
精磨后的低温回火目的是消除磨削应力，120~150℃，3~5h。
精密轴承的工艺可改进为：a.不完全淬火+冷处理：使Ar充分转变；
b.精磨+稳定化处理：120~150℃,5~10h。(尺寸稳定化处)
热处理组织转变：球化退火：细小粒状珠光体(铁素体基体上分布细粒状碳化物)
不完全淬火：马氏体(隐晶)+残余奥氏体+粒状碳化物
低温回火：回火马氏体(隐晶)+少量残余奥氏体+粒状碳化物
工具钢
红硬性(热硬性)：工具材料在高温下仍然保持高硬度的能力。
二次硬化：500~600度回火时，细小弥散的碳化物从马氏体中析出而使钢的硬度强度明显升高的现象。
1. 工具钢的共性：
硬度高、耐磨性好，硬度在HRC60以上；
均为高碳钢以保证硬度与耐磨性：含碳量0.65-1.35%；
合金元素：Cr, W, Mo, V：提高硬度，淬透性，红硬性；
热处理特点：均含球化退火、不完全淬火(+冷处理)+低温回火
2. 刃具钢
主要性能要求：硬度高、耐磨性好；红(热)硬性好；足够的强度与韧性。
其热处理组织转变同滚动轴承钢。
a) 碳素工具钢
i. 成分特点：含碳量：0.65-1.35%；成本低、工艺简单；淬透性低、红硬性低。
ii. 牌号(工具钢的牌号均为千分数)
T+数字(+Mn)(A)
T指碳素工具钢，数字代表含碳量的千分数，若含锰量高则加Mn，A代表优质钢。
iii. 碳钢的缺点
淬透性差：只适合小截面，形状简单刃具；
回火稳定性差：只适合低速切削，工作温度一般不超200℃；
综合机械性能低；
不能满足某些特殊场合要求。
b) 低合金工具钢
比碳素工具钢具有更高硬度、耐磨性，更好的淬透性、红硬性和回火稳定性等。
i. 成分特点：含碳量0.75-1.5%，合金元素含量<5%，含Cr、Mn、Si、W、V等
ii. 牌号：(工具钢的牌号均为千分数)
数字+元素符号1+数字1+元素符号2+数字2+……
数字：一位，表示含碳量的千分数(含碳量>1%时不标注)
数字1、数字2等：合金元素含量的百分数。
特例：Cr06，表示含Cr为0.6%。
iii. 热处理工艺及转变组织同滚动轴承钢。
回火稳定性有所加强，在250~300度仍可保持60HRC以上。
c) 高速钢
含有大量的合金元素W、Mo、Cr、V等，使钢具有高的硬度和耐磨性，较高的热硬性，足够的强度和韧性等；
淬透性高，可制造大尺寸、切削速度快、负荷重的刃具，铣刀、拉刀、刨刀等。
i. 化学成分：含碳量0.7~1.5%；
高合金(W、Mo、Cr、V等)含量：可形成碳化物(VC，W2C，Mo2C)，会产生二次硬化(回火阶段)，提高红硬性；Cr可提高淬透性。
ii. 牌号标注时不标注碳含量，其余同低合金工具钢。
iii. 加工工艺
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：打碎粗大共晶莱氏体，使其均匀分布；
(等温)球化退火：860-880℃下，保温2~3h炉冷，组织为索氏体及细小颗粒碳化物。
淬火与回火：为使合金元素向A中大量溶解，A化温度很高，加热过程需要预热。
防止冷却中氧化脱碳及析出碳化物，冷却时不用空冷(可分级淬火)。
在560℃三次回火1h，以使残留A充分转变为马氏体。
回火时发生二次硬化：500~600度回火时，细小弥散的碳化物从马氏体中析出而使钢
的硬度强度明显升高的现象。
iv. 使用组织与滚动轴承钢相同，硬度在64~65HRC。
d) 模具钢
i. 冷模具钢
性能要求：硬度高、耐磨性好，足够的韧性和疲劳强度，热处理变形要小。受力简单的模具可用碳素工具钢制造；复杂模具用合金工具钢制造。
热处理过程与组织转变同滚动轴承钢。
ii. 热模具钢
性能要求：在高温下的高耐磨性、强度及足够韧性；
有良好的抗热疲劳性，抗氧化性；
有良好的淬透性。
化学成分：中碳钢0.3~0.6%；所含合金元素为Cr、Mn、Si、Ni、Mo、W、V等。
最终热处理为淬火及中、高温回火，组织为回火托氏体或回火索氏体。
f) 量具钢
性能要求：较高的硬度及耐磨性，一定的韧性以及良好的尺寸稳定性。
成分特点：高碳，含有Cr,W, Mn等合金元素。
热处理工艺与滚动轴承钢相同。高精度量具淬火后加做冷处理，回火后进行低温时效处理。
不锈钢
分为不锈钢与耐酸钢。不锈钢指能抵抗大气及弱腐蚀介质腐蚀的钢。耐酸钢指在各种强腐蚀介质中而腐蚀的钢。
a) 常见的电化学腐蚀的成因
i. 基体与第二相
ii. 晶内与晶界，不同取向的晶粒
iii. 成分偏析，组织不均匀
iv. 变形不均匀
v. 内应力
b) 化学成分
Ø 不锈钢耐腐蚀的原理(方法？)
i. 低碳钢：0.1~0.2%(保证焊接性及耐腐蚀性)
ii. 合金元素作用(Cr)：
1. 在金属表面形成致密、稳定、牢固的保护膜：Cr, Si, Al；
2. 得到单相组织：加入Cr得到单相铁素体，加入Ni,Mn,N可形成单相奥氏体；
3. 提高基体的电极电位：n/8定律。
当铁中的Cr的原子达到1/8、2/8、3/8...时，基体的电极电位突变式提高，腐蚀速度下降。
c) 牌号形式
数字+元素符号1+数字1+元素符号2+数字2+……
数字：两位，含碳量的万分数
06, 表示Wc≤0.08%
022,表示Wc≤0.03%
008,表示Wc≤0.01%
数字1，数字2等：合金元素含量的百分数。
d) 不锈钢种类
i. 马氏体不锈钢(正火后得到马氏体)
含铬量>12%，耐蚀性最差，焊接性差，但强度高，淬透性好。
ii. 铁素体不锈钢
低碳<0.15%，高铬>15%，对应力不敏感、耐酸性好、抗氧化介质腐蚀，但塑性低、脆性大。
①无相变、晶粒粗大
②475℃脆性(400-550℃)
③б相脆性。
iii. 奥氏体不锈钢
Cr、Ni不锈钢、广泛、耐蚀性最好。低碳、冷热变形能力强、焊接性好。但是容易出现晶间腐蚀。
晶间腐蚀的产生及防治：与450-850℃保温以后，Cr23C6从晶界析出有关，造成晶界处奥氏体中的含铬量下降，因此耐腐蚀性下降。
①降C含量；
②增加Ti、Nb等元素形成稳定碳化物；
③进行必要的热处理(固溶处理，稳定化处理，去应力处理)。
铸铁
含碳量>2.11%，Si,Mn含量高。
1. 分类
a) C的存在形式
i. 灰铸铁：以游离态石墨为主，暗灰色断口；
ii. 白口铸铁：大部分以Fe3C的形式存在，少量在F中，银白色断口；
iii. 麻口铸铁：兼有以上两种。
b) 石墨形态分类
i. 灰铸铁：片状
ii. 蠕墨铸铁：蠕虫状
iii. 可锻铸铁：团絮状
iv. 球墨铸铁：球状
2. 石墨形态的控制
a) 孕育处理
得到孕育铸铁
孕育剂：硅铁和硅钙合金
组织：细珠光体+细小石墨片
b) 球化处理
得到球状石墨
球化剂：稀土-镁合金
必须接着进行孕育处理
得到组织： 基体+细小均匀圆整度好的球状石墨
c) 蠕化处理
用蠕化剂和孕育剂
复合蠕化剂：球化元素 Mg
反球化元素
d) 可锻化处理
即石墨化退火
退火过程形成团絮状石墨
3. 常用普通铸铁
a) 灰铸铁
i. 化学成分：含碳(2.5-4.0%),含硅(1.0-3.0%)；
ii. 组织：片状石墨+钢基体
iii. 性能：力学性能主要考虑片状石墨及基体组织产生的作用
基体：承载或产生变形，基体组织中P越多，越细，基体承载能力越强
石墨：割裂基体，片状石墨越细小，其对基体的割裂作用越小，铸铁的强度越高。
b) 可锻铸铁
i. 应用方向：薄壁复杂件，需要铸造生产，又要求有一定的韧性。
ii. 化学成分：2.0-2.6w%C, 1.1-1.6w%Si
c) 球墨铸铁
i. 力学性能最好的铸铁，生产过程简单，可进行热处理强化。
ii. 化学成分：3.6-3.9w%C, 2.2-2.7w%Si
iii. 生产工艺：
1. 球化处理
2. 孕育处理
3. 脱硫处理
iv. 热处理
1. 退火：去应力，石墨化
2. 正火：得到珠光体基体
3. 调质：得到回火索氏体基体
4. 等温淬火：得到下贝氏体基体
4. 铸铁性能总结
a) 优点：
铸造性、消振性、耐磨减磨性好
缺口敏感性小
切削加工性好
b) 缺点：
抗拉强度低
塑性韧性差
焊接性、压力加工性差。
5. 力学性能影响因素
a) 石墨的割裂作用
石墨表现出“少，小，匀，圆”特点时，其对基体的割裂作用越小
b) 基体（钢）的力学性能
F基体强度低，塑韧性好
P基体强度高，塑韧性降低
下贝氏体，回火马氏体，回火索氏体强度进一步提高
c) 同样基体组织，球墨铸铁的力学性能最优。