金属学与热处理

金属学与热处理（读书摘要）

绪论

1、金属学与热处理是研究金属材料的化学成分、组织结构和性能之间关系及其变化规律，并利用这些关系和变化规律来改善和提高金属材料的性能，进而设计、研制和开发新型合金的一门科学。

2、金属材料是由两种和两种以上的金属元素或非金属元素构成的、具有金属特性的物质。金属材料可分为黑色金属和有色金属，黑色金属是指钢和铸铁，其余统称为有色金属。

3、金属材料的性能取决于它的内部组织结构，而组织结构又决定于它的化学成分或加工处理条件。只要改变金属材料的化学成分或加工处理条件，金属材料的组织结构就会发生相应的变化，金属的性能亦因之改变，即使同一化学成分的金属材料，只要改变其加工处理条件，其内部组织结构也会发生改变。

4、金属材料的性能是一定化学成分和组织结构的反映。学习、研究和掌握金属材料的化学成分、组织结构、加工处理工艺和性能之间的关系，以及组织结构的形成和变化规律，其目的在于利用这些规律来指导科学研究和生产实践。在此基础上，才能通过改变和控制金属材料的成分，以及选用各种适当的工艺手段，来充分有效地发挥现有金属材料性能的潜力，改善和提高金属材料的性能，并按照给定的性能要求设计、研制新型合金。

第一章 金属的力学性能

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金属抵抗外力作用的能力，称为力学性能（或叫机械性能）。

第一节 金属室温强度和塑性

1、金属的强度和塑性一般可以通过金属拉伸试验来测定。

2、钢的碳含量不同，拉伸曲线的的形状有所区别，低碳钢有明显的屈服现象，而中碳调质钢和高碳钢没有明显的屈服现象。

3、金属材料在静载荷作用下抵抗变形和断裂的能力称为强度，即试样单位面积上所能承受的应力，通常用符号ζ表示，单位为帕。

4、抗拉强度是指试样在拉断过程中最大力所对应的应力

5、金属材料的塑性，可用伸长率（δ）和断面收缩率（Ψ）表示。

6、强度指标的测定，一般不受试样长短的影响。而伸长率则随标距的增加而减小。若不注明，则是长试样（Lｏ=10dｏ）伸长率。

第二节 硬度

1、硬度是表示材料表面一个小区域内抵抗弹性变形、塑性变形或破断的一种能力。

2、布氏硬度计算公式见P10，布氏硬度单位为kgf/mm?,但习惯上不标出单位。表示方法：120HB10/1000/30表示用直径为10mm的硬质合金球，在1000kgf负荷作用下保持30s，测得的布氏硬度值为120。保持时间为10~15时不标注。1kgf=9.80665N。

3、不同材料选取的负荷与压头直径平方的比值（0.102F/D?）根据国标规定选取,负荷的保持时间为:黑色金属10~15s，有色金属30s，布氏硬度值低于35时为60s。

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4、布氏硬度试验法的优点是测定的数据准确、稳定。其缺点是压痕较大，不宜测定成品或薄片金属的硬度。此外，由于操作较缓慢，对大量逐件检验的产品不适用。

5、洛氏硬度测定使用的压头有顶角为120?的金刚石圆锥体和直径为

1.588mm（1/16in）的淬火钢球。

6、HR=(K-h)/0.002:K为常数，用金刚石圆锥压头时，K=0.2mm；用淬火钢球压头时，K=0.26mm；h为压头在主载荷作用下压入金属中的塑性变形变形深度；0.002表示压痕深度为0.002mm作为一个硬度单位。洛氏硬度值HR只表示硬度高低而没有单位。

7、 常用洛氏硬度符号、试验条件和应用

标尺符号 所用压头 总载荷/kgf 测量范围 应用范围

HRA 金刚石圆锥 60 20~88 碳化物、硬质合金、淬火工具钢、

浅层表面硬化钢

HRB 淬火钢球 100 20~100 软钢、铜合金、铝合金、可锻铸

铁

HRC 金刚石圆锥 150 20~70 淬火钢、调质钢、深层表面硬化 钢

8、洛氏硬度试验法应在试样的平面上进行，若在曲率半径较小的柱面上或球面上测定硬度时，应在测得的硬度值上，再加上一定的修正值，曲率半径越小，修正值越大。修正值的大小可由GB/T230.1-2004表4-14、表4-15中查得。

9、洛氏硬度试验法的优点是操作迅速简便，由于压痕小，故可在工件表面或较薄的金属上进行试验。同时，采用不同压头和载荷，可以测出从极软到极硬材料的硬度。其缺点是因压痕较小，对组织比较粗大且不均匀的材料，测得的硬度不够准确。

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10、维氏硬度的测试原理基本上和布氏硬度试验相同。它是用一个相对面间夹角为136?的金刚石正四棱锥体压头。计算公式为HV=1.8544F/d?,其中F为载荷，d为压痕的两条对角线长度的平均值。640HV30/20表示在30kgf载荷作用下，保持20 s测得的维氏硬度值为640。保持时间为10~15时不标注。

11、维氏硬度试验法的优点是所加载荷小，压入入深度浅，故适用于测试零件表面淬硬层及化学热处理的渗层的硬度；同时维氏硬度是一个连续一致的标尺，试验时载荷可任意选择，而不影响其硬度值的大小，因此可测定从极软到极硬的各种金属材料的硬度。维氏硬度试验法的缺点是其硬度值的测定较麻烦，工作效率不如测洛氏硬度高。

12、用布氏、洛氏及维氏硬度试验法只能得到金属材料组织的平均硬度值。如果要测定某个相、某个晶粒、夹杂物或其他组成体的硬度；或者对于研究扩散层组织、偏析相、硬化层深度以及极薄层试样等，这时就可以应用显微硬度试验法。显微硬度试验法其原理与维氏硬度试验法一样，在国家标准中显微硬度就属于维氏硬度中的一种。

13、肖氏硬度计算公式为HS=Kh/ho,其中h为冲头回跳的高度，ho为冲头自由落下的高度，K为肖氏硬度系数。肖氏硬度又称弹性回跳硬度。肖氏硬度计分为C 型和D型两种，目前应用较多的是D型肖氏硬度计。C型肖氏硬度系数K=10000/65，D型肖氏硬度系数K=140，即HSC=10000/65*h/ho,HSD=140*h/ho。

14、里氏硬度计算公式为HL=1000Vk/Va,其中Vk为冲头在距试样表面1mm处的回弹速度，Va为冲头的冲击速度。

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15、里氏硬度计可配置6种不同的冲击装置。分别为D型、DC型、D+15型、E型、G型和C型；国内目前经常使用的是D型、DC型、G型和C型等四种类型。其中D型冲击装置应用最广泛。

16、里氏硬度试验法的优点是测试快捷、简便、效率高，能测量大型、重型及不宜拆卸的工件硬度，也能测试工件的各个方向、窄小空间及特殊部位的硬度，同时对产品表面损伤轻微，有时可作为无损检测。因此，里氏硬度试验在国内生产现场硬度测试中得到了广泛应用。其缺点是影响试验结果准确性的因素比较多，如试验条件、试验对象、操作技术和数据处理等，对于这些影响因素要加以一定程度的限定。

17、里氏硬度试验时，不同方位测得的硬度值是不相同的，GB/T17394-1988标准中表5-16规定了四种冲击装置在不同方位的里氏硬度修正值。

18、布氏硬度、洛氏硬度、维氏硬度（包括显微硬度）、努氏硬度试验方法属于静态力硬度试验方法；肖氏硬度、里氏硬度试验方法属于动态力硬度试验方法。

第三节 冲击韧度

1、金属材料在冲击负荷作用下抵抗破坏的能力称为冲击韧度。冲击韧度的好坏可通过冲击试验来测定。目前最普遍应用的一种冲击试验是一次摆锤弯曲冲击试验。

2、一次冲击试验标准试样有缺口深度为2mm和5mm的标准夏比U型缺口试样以及夏比V型缺口试样三种。试样加工制备应避免加工硬化 5

或过热而影响金属的冲击性能。

3、一次冲击韧性值ak=Ak/So，其中Ak为冲击吸收功，单位为焦耳J；So为试样缺口底部处横截面面积，单位为cm?。

4、冲击试样未完全折断时，应在试验记录和报告中注明“>”或“未断”字样，例如Ak>32J。

5、在进行高温系列冲击试验时，最好从较低的温度开始。试样应放入中性介质中加热，以防止脱碳、氧化。

6、在进行低温系列冲击试验时，在任何时候均不得使用带爆炸性的液态氧和含氧量大于10%的工业液态氮及液态空气作冷却剂。

7、一次摆锤弯曲冲击试验不仅能测定金属材料的冲击吸收功Ak和一次冲击韧性值ak，还有如下应用：

（1）、判断材料的断裂性质。脆性断裂时材料的Ak和ak值较低，而韧性断裂时材料的Ak和ak值较高。脆性断裂其断口无明显的塑性变形，断口较平整，呈结晶状或瓷状，有金属光泽。韧性断裂其断口有明显的塑性变形，断口呈暗灰色的纤维状，无光泽。实际上，冲击试样断口往往呈现混合型，即断口四周为纤维状，中间为结晶状；或者在纤维状断面上，分布着亮灰色的小颗粒。

（2）、评定材料的低温变脆倾向。为了测定金属材料开始发生冷脆现象（在温度较高时不显示脆性，而在较低温度下则可能发生脆断）的温度，可在不同温度下进行一系列冲击试验，测出该材料的冲击吸收功与温度间的关系曲线。冲击吸收功急剧降低的温度范围称为冷脆转变温度范围。在这个温度范围，通常以试样断口面积上出现50%脆性 6

断口时的温度作为冷脆转变温度。冷脆转变温度越低，材料的低温抗冲击性能越好。冷脆转变温度一般使用标准夏比V型缺口冲击试样测定。

（3）、鉴别材料的冶金质量和热加工产品质量。因为一次冲击韧性值对材料的一些冶金缺陷和热加工缺陷很敏感，它能反映出材料的宏观缺陷和显微组织方面的微小变化，因而是检验材料或工件中的白点、夹杂物、层状、夹渣、气泡、压力加工产品各向异性、淬火过热和过烧、变形时效及回火脆性等的有效方法之一。

8、在冲击负荷下服役的钢结构和零件，很少因一次超荷冲击而遭受破坏。在绝大多数情况下，它们所承受的冲击属于小能量多次冲击。已经证实，材料的成分与组织状态对一次冲击抗力及小能量多次冲击抗力的影响往往完全不同。通常，一次冲击抗力主要取决于材料的塑性，而多次冲击抗力则主要取决于材料的强度。多次冲击试验试样的表面粗糙度，尺寸公差等要求较严格。

第四节 金属的高温力学性能

1、在高温下金属材料除了由于温度使原子振幅增大，原子间的结合力下降，而导致强度降低外，还和受荷时间有着重大的关系。当温度高到一定值时，金属在长时间受力状态下，即使所受的应力小于同一温度的屈服强度，也会随着时间的延长缓慢地产生永久变形（即蠕变），最后甚至于断裂。

2、金属在一定的的温度和一定的应力作用下，随着时间的增加而缓 7

慢地发生塑性变形的现象叫做蠕变。蠕变在较低温度和较低应力（即使应力小于屈服点）作用下也会发生，但只有当约比温度（T/Tm，T为试验温度，Tm为金属的熔点，用开氏温度表示）大于0.3时才比较显著。碳钢温度高于300度，合金钢超过400度时，就必须考虑蠕变的影响。铅和锡等在室温下即产生蠕变，而高温陶瓷材料（SiN4）在1000度以上也不发生明显的蠕变现象。

3、金属的蠕变过程可用蠕变曲线来描述。蠕变过程分为减速蠕变阶段、恒速蠕变阶段、加速蠕变阶段。不同的金属材料在不同的试验条件下，所得的蠕变曲线形状、三个阶段的长短是不同的。当应力较小及温度较低时，曲线的第二阶段，即恒速蠕变阶段延续得很长；当应力较大及温度较高时，第二阶段很短，甚至完全消失。在进行蠕变试验时，规定的使用应力较低，此时第二阶段较长，此段变形是主要的。因此，对长时间使用的材料通常都以第二阶段的蠕变速度作为衡量蠕变变形能力的指标。

4、蠕变变形在金属内部主要是通过位错滑移、位错攀移、形成亚晶和晶界的滑动和迁移等方式实现的。常温下滑移面上位错运动受到阻碍，产生塞积，滑移便不能进行而停止，而在高温时，由于外界提供了热激活能，促进了原子扩散，原来受阻碍停止运动的位错可以在外加应力较低的情况下继续运动，这就产生了蠕变变形。在高温蠕变条件下，由于晶界强度降低，其变形量很大，有时甚至占蠕变变形量的一半，这就是蠕变变形的特点之一，因此蠕变断裂形式主要是沿晶界断裂。

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5、在规定规定温度下使试样在规定时间内产生一定的蠕变伸长率（蠕变总伸长率或蠕变塑性伸长率）或稳态蠕变速率不超过规定值的最大应力称为蠕变极限，它是高温长时间载荷作用下材料对塑性变形的抗力指标。

6、金属的持久强度极限表示试样在规定温度下达到规定的试验时间而不产生断裂的最大应力，它是高温材料在高温长时间载荷作用下抵抗断裂的能力。

7、另外还有持久断后伸长率、持久断面收缩率、持久缺口敏感系数等三个蠕变性能指标。

第二章 金属的晶体结构

1、面心立方晶格材料的塑性较体心立方晶格材料的塑性好，密排六方晶格材料的塑性最差。

第一节 金属

1、在已发现的一百多种元素中，金属元素约占4/5。常温下，除汞为液体外，其余金属都是晶态固体。在固态下，金属有许多与非金属不同的特性，主要表现为：有金属光泽、不透明、可锻，并具有良好的导电性和导热性。尤其是金属的电阻会随温度的升高而增大。金属的这些特性，是由金属的原子结构特点和原子的结合方式决定的。

2、各种元素的原子都是由带正电的原子核和绕核运动的带负电的电子构成的，而且每个电子都位于原子核外的一定轨道上，形成不同的 9

电子层。金属原子结构的特点是其最外电子层的电子数目少，一般只有1~2个，少数为3~4个。而且这些最外层电子和原子核的结合力较弱，很容易脱离原子核的束缚变成自由电子。

3、正是由于金属原子结构的这一特点，决定了金属原子间的结合方式为金属键。在实际的固态金属中，不是所有的原子都变成正离子，而是绝大部分处于正离子状态。

4、这种金属原子依靠其正离子与电子气之间相互作用而结合的方式叫金属键。除铋、锑、锗、镓等金属为共价键外，其余的金属主要是金属键结合。

5、金属为什么有光泽、不透明、有良好的导电性和正的电阻温度系数、有良好的导热性和良好的塑性（可锻性），P24有解释。

6、由于金属键键力很强，且无方向性和饱和性，因此金属原子结合在一起时，总是趋于最紧密的规则排列。

第二节 金属晶体结构

1、根据内部粒子堆积的情况可将固态物质分为晶体和非晶体两大类。晶体就是内部粒子呈规则排列的物质，非晶体中粒子排列不规则。除少数固态物质如玻璃、松香、硬橡胶等外，绝大多数固态无机物都是晶体。

2、晶体具有各向异性、晶体有固定的熔点、晶体还有同素异构体、某些晶体还具有同素异构转变现象，如纯铁同素异构转变。

3、晶体和非晶体虽有上述根本区别，但在一定条件下是可以相互转 10

化的。例如玻璃经长高温长时间加热能形成晶态玻璃；而通常是晶态的金属，如从液态极快速冷却，也可得到非晶态金属，这种非晶态金属有很高的强度和韧性。

4、这种抽象的、用于描述原子在晶体中排列形式的几何空间构架，称为结晶格子，简称晶格。它是用于研究晶体结构的空间几何模型。

5、通常只从晶格中选取一个能够完全反映晶格特征的最小几何单元来研究晶体中原子排列的规律，这个最小的几何单元称为晶胞。

6、通常取晶胞角上某一结点作为原点，沿其三条棱边作为三个坐标轴，称为晶轴；晶胞的棱边长度称为晶格常数；棱边的夹角称为晶轴间夹角。

7、金属中常见的三种晶体结构有：体心立方晶格、面心立方晶格、密排六方晶格。

8、晶胞的特征除了用晶格常数和晶轴间夹角描述外，还可用晶胞的原子数、原子半径、配位数和致密度等来描述。例表如下：

（晶胞）原子数 原子半径 配位数 致密度 体心立方晶格 2

面心立方晶格

密排六方晶格 4 6 P28 P28 P29 8 0.68 12 0.74 12 0.74

9、在晶体中，通过一系列原子所构成的平面，称为晶面，晶面是不同方位的原子层；通过任意两个以上原子中心的直线，称为晶向，晶向是不同方向的原子列。在各种晶体中，不同的晶面和晶向上原子的排列方式、原子密度和原子间的结合力大小是不同的，因此，在同一 11

晶体的不同晶面和晶向上就必然会显示出不同的性能。

10、表示晶面的符号称为晶面指数，表示晶向的符号称为晶向指数。确定晶面指数的步骤如下：设坐标（坐标轴的原点应位于待定晶面的外面）、求截距、取倒数、化整数、列括号。晶面组用（ ）表示，晶面族用﹛ ﹜表示。

11、确定晶向指数的步骤如下：设坐标（坐标轴的原点应在待定晶向的直线上）、求坐标值、化整数、列括号。晶向组用［ ］表示，晶向族用﹤ ﹥表示。

12、晶体各向异性的产生，与不同晶面和晶向上原子排列的方式和密度，因而它们之间的结合力大小不同有着密切的关系。

13、实际使用的金属表现不出各向异性的特点，而是不同方向上的性能几乎相等。究其原因，是因为实际的金属大都是多晶体。多晶体是由很多晶粒（单晶体）组成的，晶粒之间有一个过渡区，即存在许多晶界。由于各晶粒的位向不同，晶粒的性能在各个方向上互相影响，再加上晶界的作用，就完全掩盖了每个晶粒的各向异性。这时，测得的多晶体的性能，在各方向上都几乎相等，表现出各向同性。然而，这种各向同性不是本质，而是一种假象，因此又被称为多晶体的伪各向同性或伪等向性。

第三节 金属的实际晶体结构

1、由于种种原因（如结晶条件、压力加工、原子热运动等），实际晶体中往往存在着原子排列的某些不规则性，这些晶体中原子排列的不 12

规则性称为晶体结构缺陷，简称晶体缺陷。虽然这些不规则只是局部的，但它对金属的许多性能影响很大，特别是对塑性、强度、扩散等有着决定性的作用。因此通过控制晶体中的缺陷，可获得性能更优异和有实用价值的金属材料。根据晶体缺陷的几何形状特征，可将其分为点缺陷、线缺陷、面缺陷三类。

2、常见的点缺陷有空位和间隙原子。空位和间隙原子的形成通常是原子热运动的结果。同一晶体中，每个原子的能量并不完全相等，也不是固定不变的，即存在着能量起伏。离开平衡位置的原子，既可能跳到晶体表面位置，或晶体内的其它空位处，也可能跳到晶格原子的空隙中，在空位和间隙原子的附近会发生晶格畸变，晶格畸变将导致能量升高，使金属的强度、硬度和电阻增加。当空位或间隙原子移至晶体表面或晶界时，它们将随之消失。空位和间隙原子的运动，是金属中原子扩散的主要方式之一。

3、晶体中的线缺陷是各种类型的位错。在晶体中某处有一列或若干列原子发生了有规律的错排现象，称为位错。位错种类很多，但其中最基本的是刃型位错和螺旋位错。位错能够在金属的结晶、塑性变形和相变等过程中形成。晶体中位错的数量，通常以单位体积晶体中所包含的位错线总长度来表示，也称为位错密度。

4、一般金属中含有位错，易于塑性变形，故强度低，如果金属中位错密度很高，则由于位错之间的相互作用和制约，金属的强度反而又会升高。可见增加位错密度或降低位错密度都能有效地增加金属强度。但目前生产中主要还是依靠增加位错密度来提高金属的强度。晶 13

体中的位错密度并不是固定不变的，当晶体中的原子发生热运动或晶体受到外力作用而发生塑性变形时，位错就可以在晶体中做不同形式的运动。

5、界面处原子排列不规则，是一种面型的不完整结构，属于面缺陷。

6、两个晶粒之间的交界称为晶界，晶界实际上是不同位向晶粒之间原子排列无规则的过渡层。晶界的厚度，取决于相邻晶粒之间的位向差以及金属的纯度。位向差越小，纯度越高，晶界层越薄；反之则越厚。纯金属的晶界层厚度一般只有几个原子。若金属中含有杂质，由于杂质常富集于晶界处，则晶界层将加厚。

7、一般把取向差小于10度的晶界称为小角度晶界，否则称为大角度晶界。实际金属材料各晶粒之间的位向差大多在30度至40度范围，所以是大角度晶界。

8、在实际金属晶体中的一个晶粒内部，其晶格位向也不是完全一致的，存在着许多尺寸更小，位向差也很小的小晶块，这些小晶块称为亚晶。两相邻亚晶的边界称为亚晶界。亚晶界实际上是由一系列刃型位错组成的小角度晶界。亚晶尺寸的大小和金属加工条件有关。在晶粒大小一定时，亚晶愈细或位向差愈大，则金属的屈服强度也愈高。

9、晶界的结构与晶内不同，且它具有较高的界面能，使得晶界具有一系列不同于晶内的特性：

（1）、常温下，晶界对位错运动起阻碍作用，故晶粒越细小，则单位体积晶界面积越多，金属材料的强度、硬度越高；

（2）、晶界层的原子偏离平衡位置，具有较高的能量，故晶界的熔点 14

较低；

（3）、晶界的能量较高，原子处于不稳定状态，因此晶界比晶内更易优先氧化和腐蚀；

（4）、晶界上原子具有较高的能量，且存在较多的晶体缺陷，使原子的扩散速度比晶粒内部快得多；

（5）、由于晶界原子排列不规则，使晶界电阻高于晶粒内部。

（6）、晶界能量较高，且原子排列紊乱，易能量起伏、结构起伏和浓度起伏，因而固态相变时优先在母相晶界上成核。

10、这些处于不断运动和变化着的缺陷，对于金属在固态下的相变、热处理和金属的性能，都有着极其重要的影响。金属材料的宏观组织缺陷和显微组织缺陷与晶体结构缺陷有着本质的区别。

第三章 纯金属的结晶

了解金属的结晶过程，研究和掌握结晶的基本规律，对于更好的控制金属的凝固条件，以获得性能优异的金属制品具有重要的意义。

第一节 金属结晶的现象

1、人们多用热分析法配合其它分析法来测定金属的冷却曲线，用以研究金属的结晶过程。

2、在冷却曲线上出现一个平台，这个平台所对应的温度，就是纯金属的结晶温度。出现平台的原因，是由于金属结晶时放出的结晶潜热补偿了冷却时散失的热量，使结晶温度保持不变。平台延续的时间，就是结晶开始到结晶终了的时间。金属冷却曲线的形状与冷却速度等 15

因素有关。

3、纯金属液体在无限缓慢的冷却条件（即平衡条件）下结晶的温度，称为理论结晶温度，用To表示，但在实际生产中，金属结晶时的冷却速度是较快的，此时液态金属将在理论结晶温度以下某一温度Tn才开始结晶。金属的实际结晶温度低于理论结晶温度的现象，称之为过冷现象。理论结晶温度与实际结晶之差，称为过冷度。金属的过冷度不是一个恒定的值，而是受金属中杂质，冷却速度等因素的影响而变化的。金属的纯度越高，过冷度越大，同一金属冷却速度越大，过冷度越大，即金属的实际结晶温度越低。总之，金属的结晶，必须在一定的过冷度下进行，不过冷就不可能结晶，过冷是结晶的必要条件。

4、液态金属的结晶是由晶核不断形成（形核）和长大（核长大）这两个基本过程所组成的。在结晶完成后，每一个晶核长大成为一个外形不规则的小晶体，并称之为晶粒。结晶后的固态金属就是由许多位向不同的小晶粒组成的多晶体。结晶过程中，晶核数目越多，晶核的长大速度越慢，金属凝固后，晶粒数目就越多，晶粒也越细小；

5、结晶后晶粒大小与形核率和晶核长大速度两个因素有关，形核率和晶核长大速度的大小，主要取决于金属液体的冷却速度，即过冷度。在液态金属结晶实际达到的过冷度范围内，两者都是随着过冷度的增加而增大的，只是两者增大的幅度不同而已。

第二节 金属结晶的结构条件和热力学条件

1、在过冷的条件下，结晶能否进行，还必须满足结构条件和热力学 16

条件。

2、固态金属中原子是有规则排列的，人们把固态金属这种晶体结构特征，称之为“远程规则排列”，也称“远程有序”。液态金属中的原子，尤其是液态金属的温度接近熔点时，在较小的范围内，仍然存在着类似固态金属原子有规则的“远程规则排列”，人们把液态金属的这种结构特征称之为“近程规则排列”，也称“近程有序”。

3、由于液态金属中的原子动能较大，原子热运动激烈，而且原子间距较大，结合较弱，这就使得“近程有序”的原子集团很不稳定，处于时而形成、时而消失、此起彼伏、变化不定的状态之中。这种时聚时散、起伏不定的近程有序的原子集团就称之为“结构起伏”或“相起伏”。

4、在过冷液相中，最大相起伏的尺寸可达几百个原子范围，根据结晶的热力学条件判断，只有在过冷液相中出现的尺寸较大的相起伏才有可能在结晶时转变成晶核，这些相起伏就是晶核的胚芽，称之为晶胚。过冷液相中的相起伏就是液态金属结晶的结构条件。

5、按照热力学第二定律，在等温等压条件下，一切自发过程都是朝着使系统自由能降低的方向进行，一直进行到自由能具有最低值为此，这个规律亦称为最小自由能原理。在热力学中，自由能G=H-TS，其中自由能G是状态函数，H是热焓，T是绝对温度，S是熵。由于S恒为正值，故自由能是随温度的增加而减小的。由于液态原子排列秩序比固态差，液态熵大于固态熵，即液态金属自由能随温度而变化的曲线较陡。因此两条自由能曲线的斜率不同而必然相交于某点，其对 17

应温度为To，该温度称为理论结晶温度，也就是金属的熔点。只有当温度低于To时，固相自由能低于液相自由能，固相是稳定的，液相将结晶为固相，结晶能够进行。所以，只有体系所处的温度低于理论结晶温度To时，液态金属的结晶才能发生。

6、金属结晶的热力学条件是固相自由能必须低于液相自由能，金属液体只有在过冷的条件下，才能满足这一热力学条件，这也是结晶必须过冷的根本原因。应当指出，上述热力学条件，只是结晶的必要条件，并非充分条件。结晶能否发生，是由动力学因素决定的。

第三节 晶核的形成

1、金属结晶形核有自发形核和非自发形核两种方式。实际金属结晶时，多以非自发形核为主。

2、金属结晶时以过冷液态金属中存在的相起伏为基础而形成结晶核心，这种形核方式称为自发形核。自发形核时，新相晶核是在均匀的液相内形成，液相中各区域出现新相晶核的几率是相同的，故自发形核又称为均匀形核或均质形核。

3、当过冷液体中有固态晶体形成时，系统自由能的变化是由两部分组成。一方面由于原子从液态的聚集状态转变为固态的排列状态，使系统的自由能降低（固、液相间的体积自由能之差），称为体积项； 另一方面由于固相晶核形成的同时，也构成了新相的表面，产生了表面能（它以界面自由能形式的能量出现于系统中），称为表面项，它将导致系统自由能的增加。所以晶核形成时，系统自由能总的变化是上 18

述两项能量之代数和。界面自由能也称比表面能，它相当于固相在液相中的表面张力。由于体积自由能的降低与r?成正比，而表面自由能的变化与r?成正比。因此，随着晶胚半径的增大，体积自由能比表面自由能变化得更快。总的自由能变化曲线，是由两条曲线叠加而成的。

4、总的自由能变化在曲线中出现一个极大值，与极大值对应的晶胚半径称为临界晶核半径。凡是半径小于临界晶核半径的晶胚，当其半径增大时，均将引起自由能的增加，这种晶胚是不稳定的晶胚，只能重新熔化，不能成为晶核而长大。当半径大于临界晶核半径时，晶胚长大伴随自由能的降低，所以半径大于临界晶核半径的晶胚，才有可能成为晶核而长大。当晶胚半径恰好等于临界晶核半径时，晶胚长大和消失的趋势相等，这样的晶胚称为临界晶核。

5、临界晶核半径与晶核的单位表面能成正比，而与单位体积自由能成反比。因此，只要设法增加单位体积自由能，减小单位表面能，均可使临界晶核半径减小。临界晶核半径越小，过冷液态金属中通过相起伏涌现出来的大于临界晶核半径的晶胚就越多，形核率就越大，形成的晶粒就越细小。温度对单位表面能的影响甚微，但对固液相体积自由能差影响很大。临界晶核半径与过冷度成反比。因此，温度越低，过冷度越大，临界晶核半径越小。临界晶核半径减小，形核所需要的临界晶核尺寸也变小，形核也就变得容易。若温度太低，过冷度很大时，由于原子的扩散能力很小，也难以形成晶核，形核率也小。但一般不会过冷到曲线极大值以下，所以实际金属结晶时，形核率总是随 19

着过冷度的增大而增大的。

6、当晶胚半径大于ro(总的自由能为0时所对应的晶胚半径)固液两相的自由能差小于0，这种晶胚是稳定的，肯定会成为晶核而长大。但是晶胚半径在rc-ro范围内时，体积自由能的降低还不足以完全补偿表面自由能的增加，一部分表面自由能必须由周围的液体来提供。这部分为形核而提供的能量则称为形核功。其中以临界晶核的形核功为最大，称为临界形核功，临界形核功恰好等于临界晶核表面能的1/3。这表明，形成临界晶核时，体积自由能的下降只补偿了表面能的2/3，而其余的1/3的表面能必须由周围液体来供给，即需要形核功。实际上，这部分形核功是靠晶核周围的液态金属的能量起伏来提供。在液态金属中不但存在着相起伏，而且存在着能量起伏。

7、这种在整个液态金属系统中每个微观区域内所具有的能量大小不

一、起伏不定，偏离系统平均能量水平的现象，称之为能量起伏。从能量条件而言，当液体中某一微观区域的能量起伏达到或超过临界晶核形核功时，临界晶核便能在那里形成。综上所述，可以看出，在过冷金属液相中，当相起伏大于临界晶核半径和能量起伏大于临界晶核表面能1/3的条件下，自发形核方能进行。

8、实际金属液体结晶时，晶核常常是在液相金属中外来固体质点的表面上形成，依附于液相中某种界面上形核的方式称为非自发形核。非自发形核又称为异质形核或非均匀形核。由于液态金属中存在着形核基底（难熔质点），因此，非自发形核所需的相起伏和 能量起伏（形核功）都比自发形核小。

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9、比表面能即单位表面自由能，它在数值上等于表面张力。

10、在铸造生产中，通常在金属液体浇注前加入形核剂（变质剂），增加非自发形核的形核率，达到细化铸件晶粒，提高铸件力学性能的目的。这就是通常所说的变质处理。研究非自发形核，了解和掌握非自发形核的规律为寻找有效的变质剂提供了理论依据。减小润湿角，可提高变质剂的形核效率。

11、固态态杂质与晶核的表面能越小，它对形核的催化效应就越高。显然，该表面能取决于晶核与固态杂质的结构（晶体结构、原子大小、原子间的距离）上的相似程度。两个相互接触的晶面结构越近似，它们之间的表面能就越小，即使只在接触面的某一个方向上的原子排列配合得比较好，也会使表面能降低一些。这样的条件（结构相似、尺寸相当）称为点阵匹配原理，凡满足这个条件的界面，就可能对形核起到催化的作用，它本身就是良好的形核剂。应当指出，上述点阵匹配原理已为大量的实验所证实，但在实际生产中有时会出现许多例外情况，目前生产中对有效形核剂（变质剂）的选用，在理论上还未完全加以解决，主要还是依靠经验。

第四节 晶核的长大

1、实际上，在晶核的液-固界面上进行着两种原子的迁移，一是固相（晶核）中的原子迁移到液相中，此为熔化反应；二是液相中的原子迁移到固相（晶核）中，此为结晶反应。若要晶体长大，即界面向液相中移动，则界面温度必须在熔点以下某一温度，以满足结晶速度大 21

于熔化速度这一条件。也就是说必须在界面处有一定的过冷，此过冷度称为动态过冷度（长大过冷度）。所以动态过冷度是晶体长大的必要而充分条件。

2、液-固界面微观结构可分为粗糙界面（非小平面界面）和光滑界面（小平面界面）两种。多数金属晶体和某些有机化合物的界面属于粗糙界面；无机化合物的界面多属于光滑界面。在光滑界面和粗糙界面之间，还存在着所谓的混合界面。

3、对于粗糙界面，液相原子可以连续、均匀地向界面添加，从而使界面垂直地、迅速地向液相推移。这种长大是连续的，属于垂直长大机理，长大速度很快。大多数金属和某些有机化合物属于这种长大机理。

4、对于光滑界面，只有在界面上出现台阶或凸缘时，才能将从液相中迁移过来的原子稳定的结合在台阶的边缘，依靠台阶向其侧面（与界面平行方向）扩展而长大。故这种长大称为侧面长大。根据侧面长大的台阶来源，侧面长大又有二维长大机理，螺型位错长大机理等。

5、影响晶体长大方式的主要因素除了液-固界面的微观结构外，液固界面前沿液体中的温度梯度也是一个重要的因素。

6、实际金属总是或多或小地含有一定某些杂质。金属结晶时，先结晶出来的固相杂质少，使得结晶晶体前沿液体中的杂质浓度升高。从而使结晶晶体前沿液相的熔点发生了变化。界面处液相的熔点降低得多，远离界面液相的熔点降低得少，这样就导致了在界面处附近的液相的过冷度小，随至界面距离的增加，过冷度增大，这就是所谓的成 22

分过冷。

7、无论是粗糙界面、光滑界面、混合型界面所具有的三种长大机理中的哪一种，在正的温度梯度下，结晶总是以平面长大的方式向液相中不断推移面长大，最终晶体具有外形规则的形貌。但是由于成分过冷的存在，即使在正的的温度梯度分布的条件下，实际金属的结晶也多以枝晶方式生长。

第五节 金属结晶后的晶粒大小

1、结晶后的金属组织是由无数个晶体学位向各不相同的晶粒所组成。晶粒大小的量度称为晶粒度。常用晶粒的平均面积、平均直径、单位面积平均晶粒数，以及晶粒度级别表示晶粒度。研究和掌握金属结晶的基本规律，实现对晶粒大小的控制，对于改善和提高金属铸件的性能有着重要的意义。

2、晶粒大小的影响，其实质是晶粒位向和晶粒边界面积大小对金属性能的影响。晶粒越细小，金属的强度、硬度越高，同时塑性和韧性也越好。但是，对于高温条件下服役的金属材料，晶粒度过大和过小都不好。用于制作电动机和变压器的硅钢片，希望晶粒度越粗大越好，晶粒度越粗大，其磁滞损耗越小，效率越高。

3、凡能促进形核（增加形核率），抑制核长大（降低核长大速度）的因素，都能细化晶粒，反之，都能使晶粒粗化。

4、工业生产中为了细化晶粒，改善和提高金属的性能，常采用以下几种方法：（1）、增加过冷度，这样就能提高形核率和核长大速度的 23

比值，使单位体积或单位面积的晶粒数目增加，从而可细化晶粒。增加过冷度的方法主要是提高液态金属的冷却速度。（2）、变质处理，也称孕育处理，处理方法是向液态金属中加入同类金属的细粒，也可向液态金属中加入少量某种元素，例如在钢液中加入钛、锆、钒、硼、铝等。有些还可以向液态金属中加入少量化合物。以上这些变质剂的细小颗粒在金属液体结晶时直接起晶核（也称人工晶核）的作用而细化晶粒。变质处理中也有的是变质剂能减慢晶核长大速度而细化晶粒的。（3）、振动和搅拌，一方面振动或搅拌向液体中输入额外能量提供形核功，促进晶核形成；另一方面是使正在成长中的枝晶破碎，增加晶核数目。生产中常用机械振动、超声波振动和电磁搅拌等物理方法来细化晶粒。

第六节 金属铸态组织及缺陷

1、液体金属凝固后所获得的组织称为铸态组织。金属种类不同或浇注条件改变，金属的铸态组织也有所区别。纯金属宏观铸态组织一般由三个晶区所组成：外层的细小等轴晶区、中间的柱状晶区、内层的粗大等轴晶区。外层和中间层的组织比较致密，内层的组织不够致密，较为疏松。依据浇注条件的不同，组织中存在的三个晶区的数目和相对厚度可能改变。

第四章 二元合金的相结构与结晶

第一节 合金的固态相结构

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1、由两种或两种以上的金属元素或金属元素与非金属元素经熔炼、烧结或其它方法构成的并具有金属特性的物质，称为合金。

2、组成合金的最基本的、独立的物质称为组元，简称为元。一般来说，组元就是组成合金的元素，但也可以是稳定的化合物。

3、在研制合金时，可以选定一组元，以不同配比配制一系列不同成分、不同性能的合金。这一系列合金，构成了一个合金系统，简称合金系或系。

4、合金是由多个组元组成的，在固态下，组元之间通常会相互溶解或相互化合形成不同成分、不同晶体结构的物质，这种物质就是相。相是指合金系中具有同一化学成分、同一晶体结构和原子聚集状态，并以界面互相分开的均匀组成部分。

5、所谓合金的组织，实为合金相的综合。即合金中不同形状、大小、数量和分布的相互相组合而成的综合体。

6、合金的性质取决于它的组织，而组织的性质又首先取决于组成相的性质。合金的成分不同，加工工艺不同，其组成相也不相同，由不同相组成的不同组织，合金就会有不同的性质。即使是由相同相组成的组织，若相的形状、相对量及分布不同，合金的性能也有很大的差异。所以，为了掌握合金的成分、组织结构和性能之间的关系，就必须研究合金的固态相结构及其性能。

7、大多数合金的组元在液态下均能相互溶解，形成一个均匀的液相。液态合金凝固后，由于组元的晶格类型、原子直径、电化学性质以及电子浓度等的差异，组元之间将产生物理的、化学的相互作用，可能 25

在固态下形成具有一定成分和一定晶体结构的各种合金相。组元间在固态下相互溶解可形成固溶体；也可相互化合形成金属化合物；也可既不相互溶解也不相互化合，而形成机械混合物。

8、在固态下一种组元的原子均匀地溶解在另一组元的晶格中（位于晶格的间隙中，或位于该组元晶格的结点上）形成的均匀固相，称为固溶体。以纯金属为溶剂的固溶体，位于相图两个端际的单项区，称之为端际固溶体，又称一次固溶体。溶质原子还可溶于金属化合物中，形成以金属化合物为溶剂的固溶体，称之为二次固溶体，金属化合物位于相图的中间部位，又称之为中间相或金属间化合物。固溶体是固态合金组织中的基体相。

9、根据溶质原子在溶剂晶格中所占的位置，可将固溶体分为置换固溶体和间隙固溶体两大类。合金钢中的某些合金元素（硅、锰、铬、镍、钨、钼、钒等）溶于铁素体中形成合金铁素体，就是置换固溶体。通常，间隙固溶体是由一些原子半径小于0.1mm的非金属元素，如碳（0.077）、氮（0.071mm）、氢（0.046mm）、氧（0.060mm）、硼（0.097mm）等溶入过渡族金属的晶格中，并且只在溶质元素与溶剂元素的原子半径之比小于0.59时才可能形成。

10、在一定的条件下，溶质组元在固溶体中的极限浓度称为溶质组元在固溶体中的溶解度，或固溶度。固溶体的类型不同其溶解度也不同。置换固溶体的溶解度可以是无限的（称为无限固溶体或连续固溶体），也可是有限的（称为有限固溶体）。间隙固溶体中溶质的含量是有限的，只能形成有限固溶体。

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11、影响置换固溶体溶解度的几个主要因素：（1）、组元的晶格类型。组元的晶体结构相同，是组元间形成无限固溶体的必要条件。若组元间的晶体结构相同，即使不能形成无限固溶体，但其溶解度通常也较晶体结构不同时要大。（2）、原子尺寸因素。只有组元间的原子半径差别不大时，才有可能形成无限固溶体；若差别较大，则只能形成有限固溶体，且差别越大其固溶体的溶解度也就越小。经验规律指出，当原子半径相对差大于15%时只能形成固溶度很小的固溶体；反之则固溶度较大，甚至可形成无限互溶的连续固溶体。在以铁为基的固溶体中，只有当铁与溶质原子的半径相对差小于8%，且晶格类型相同时，才有可能形成无限固溶体，否则，就只能形成有限固溶体；而在以铜为基的固溶体中，只有当原子半径相对差小于10%~11%时，才有可能形成无限固溶体。（3）、化学亲和力（电负性）因素。电负性的大小表示该元素得失电子的能力。电负性越接近，溶解度就越大。当组元间的电负性差别大到一定限度时，则可能不形成固溶体而只形成化合物。（4）、电子浓度因素。合金相中总的价电子数与原子数的比值，称为电子浓度。电子浓度将随溶质的增加而增高，若溶质元素的原子价数越高，则其溶解度也越小。

固溶体的溶解度除与上述四个主要因素有关外，还与温度有关，通常温度越高，溶解度越大。但也有相反的情况，在某一温度范围内，固溶体的溶解度随温度升高而降低。

12、钒和铬能与铁形成具有体心立方晶格的无限固溶体，镍和钴能与铁形成具有面心立方晶格的无限固溶体；钛、锆、铌能与铁形成溶解 27

度不大的有限固溶体；钼、钨与铁具有稍大一些的溶解度；铜在铁中的溶解度很小；硅在铁中的溶解度很大；磷在铁中的溶解度较小；硫几乎不溶于铁中，只能与铁形成化合物硫化铁。

12、在间隙固溶体中，由于溶剂晶格中的间隙个数是有限的，因而间隙固溶体只能是有限固溶体，而且其溶解度也不可能很大。

13、随着溶质含量的增加，固溶体的性能将会发生一系列变化，一般固溶体的强度和硬度逐渐增加，塑性和韧性有所降低，电阻逐渐升高，磁矫力也升高等等。通过溶入某种溶质元素形成固溶体，而使合金的强度、硬度升高的现象称为固溶强化。但适量的镍、铬、锰溶入α-铁中，可使硬度（强度）升高的同时提高其韧性。金属材料的强化途径很多，固溶强化是其中一种有效的强化手段，但单纯采用固溶强化所达到的最高强度指标仍然是有限的，常常满足不了对结构材料性能的要求，因而在固溶强化的基础上还要采用其他更有效的强化方式。 固溶强化的主要原因：一是溶质原子的溶入使固溶体产生晶格畸变，对在滑移面上运动着的位错有阻碍作用；二是溶质原子易迁移到位错线周围起到对位错的钉扎作用，即降低了因位错引起的畸变能，使位错处于较稳定的状态，给位错的运动造成困难。

14、固溶体的晶格与溶剂的晶格相同，而金属化合物的晶格不同于组成它的任一组元，一般可用分子式来大致表示其组成。金属化合物与普通化合物不同，它的结合键主要为金属键，兼有离子键和共价键，因此它具有金属的性质，所以称之为金属化合物。金属化合物一般具有较复杂的晶体结构，其性能也不同于组成它的任一组元，并有明显 28

的改变。金属化合化熔点高，硬而脆。当合金中出现金属化合物相时，通常能提高合金的强度、硬度和耐磨性，但塑性和韧性会有所降低。可通过热加工和热处理改变合金中金属化合物的形态、数量、大小和分布，从而改善和提高合金的力学性能。因此，金属化合物是强化金属材料的重要组成相。

15、金属化合物的种类很多，主要有正常价化合物、电子化合物和间隙化合物三种类型。

正常价化合物：是指符合一般化合物的原子价规律的金属化合物。它是由元素周期表中相距较远，电负性相差较大的元素组成的，一般是由金属元素与第Ⅳ、Ⅴ、Ⅵ族的非金属元素或类金属元素组成的。组元的电负性差值越大，稳定性越高。它的成分固定并可用化学式表示，各元素原子在晶格中呈规则的有序排列。

电子化合物：它是由周期表中第Ⅰ族或过渡族元素与第Ⅱ至第Ⅴ族元素形成的金属化合物。它不遵循原子价规律，而是按照一定的电子浓度（价电子数与原子数之比）形成的化合物。电子浓度不同，所形成的化合物的晶格类型不同，即电子化合物的晶体结构与电子浓度有一定的对应关系：电子浓度为3/2（21/14）时，电子化合物具有体心立方晶格，称为β相；电子浓度为21/13时，具有复杂立方晶格，称为γ相；电子浓度为21/12时，具有密排六方晶格，称为ε相。电子化合物虽然可以用一定的化学式表示，但实际上它是一个成分可变的相。晶格中各组元的原子多呈无序排列。结合键为金属键，具有明显的金属特性。当基与固溶体适当的配合，则可使金属得到强化， 29

获得良好的力学性能。

间隙化合物：它是由过渡族金属元素与原子半径较小的非金属元素如碳、氮、氢、硼等形成的金属化合物。根据组成元素原子尺寸的比值和结构特征，间隙相可分为晶体结构简单的简单间隙相和晶体结构复杂的复杂间隙相。当非金属元素与过渡族金属元素的原子半径比值小于0.59时,将形成具有简单晶体结构的间隙化合物,简称简单间隙相。简单间隙相的分子式有M4X、M2X、MX、MX2（M代表金属元素，X代表非金属元素），它是表示简单间隙相晶格中的间隙全部被非金属元素原子所填满时的比值。但实际的合金中，这些间隙没有完全被填满而出现了缺位。由于简单间隙相中某一元素原子的缺位，而另一元素在简单间隙相中的含量使相对的过剩了，这就相当于形成了以简单间隙相为基而溶有过剩组元的固溶体（二次固溶体），称为缺位固溶体。实际上，大多数简单间隙相都是缺位固溶体，是一个成分可变的相。当非金属元素与过渡族金属元素的原子半径比值大于0.59时,将形成具有复杂晶体结构的间隙化合物,简称复杂间隙相。复杂间隙相中的金属元素原子和非金属元素原子均可被其他的金属元素原子和非金属元素原子所置换，形成更为复杂的间隙相。形成复杂间隙相的过渡族元素的d层电子越少，与碳的亲和力就越强，形成的碳化物也越稳定。与简单间隙相比较，复杂间隙相的熔点、硬度要低些。

第二节 二元合金相图的基本知识

1、合金相图是描述合金系在平衡条件下合金的状态（组成相）与 温 30

度、成分之间关系的简明图解，又称状态图。相图是在极缓慢的冷却或加热条件（平衡条件）下测定的，故也称平衡图。利用相图，不但可以了解在平衡条件下不同成分的合金在不同温度时的组织（相）状态，以及相的成分及其相对量，而且还可以了解合金在缓慢加热和冷却过程中可能发生的组织转变。所以合金相图是研究合金的重要理论基础，是在生产是制定熔炼、热加工和热处理工艺的主要依据。

2、相图都是由实验测定的。为了绘制相图，必须通过实验，测定一系列不同成分的合金状态变化温度（临界点），然后依此数据，绘制出相图中的所有线条。临界点的测定方法很多，如热分析法、硬度法、金相分析法、膨胀法、磁性法、电阻法、X射线结构分析法等。一个合金相图的测定，往往需要几种方法配合使用，结果才能更准确。其中热分析法是常用的方法。

3、相律是表示在平衡条件下，系统的自由度数f、组元数c和相数p之间关系。其数学表达式为：f=c-p+1；所谓自由度是指在保持合金系的相数不变的条件下，合金系中可以独立改变的、影响合金状态的内部及外部因素的数目。影响合金状态的因素有合金的成分、温度、压力。一般大气压为定值，则合金的状态只由成分和温度两个因素确定。当自由度数f=0时，平衡相数p为最大值。利用相律可以确定系统中可能存在的最多平衡相数。利用相律还可以说明纯金属与合金结晶时的某些特征：纯金属结晶时的自由度为0，不存在可变因素，结晶是在恒温下进行。对于二元合金，结晶时若固液两相共存，则自由度等于1，因而结晶是在变温下进行的；若二元合金结晶（共晶转变） 31

时，有三个相共存，则自由度等于0，则这种结晶是在恒温下进行。此外，相律还可以用来判断测绘出来的相图是否正确。但必须注意，相律只能在平衡条件下应用。

4、合金的结晶，随着结晶过程的进行，合金中各相的成分及其相对量，都在不断地发生变化。利用杠杆定律，不但能够确定任一成分的合金在任何温度下处于平衡的两个相的成分，而且还可以确定两个相的相对数量。在二元合金相图中，杠杆定律只适用于两相区，对于单相区，由于相的成分和合金的成分相同，没有应用的必要；而在三相共存的水平线上，三个相的成分不发生变化，三相可以以任何比例相平衡，因而杠杆定律并不适用。

第三节 匀晶相图

组元在液态和固态均能无限互溶所形成的相图称为匀晶相图。由液相结晶出单相固溶体的过程称为匀晶转变。绝大多数的相图都包含有匀晶转变部分。

1、平衡结晶是指液态合金在极缓慢冷却、原子充分扩散的条件下进行的结晶过程。在此条件下获得的组织成分均匀，称为平衡组织。

2、同分结晶：结晶出来的晶体与液相的成分完全一样，纯金属结晶属于同分结晶；

异分结晶：结晶出来的固相成分与液相成分不同，也称为选择结晶，固溶体结晶属于异分结晶；

成分起伏（浓度起伏）：由于原子运动扩散的结果，每一瞬间液相中 32

某些微小体积的成分总是偏离液相的平均成分。这种微小体积内高于或低于平均成分的现象，称之为成分起伏或浓度起伏。

固溶体形核时不仅需要有一定的相起伏和能量起伏，而且还需要一定的成分起伏或浓度起伏。固溶体合金的形核便在那些相起伏、能量起伏和成分起伏都能满足要求的地点进行。由于固溶体合金液体结晶是异分结晶，还需要一定的成分起伏，所以固溶体合金结晶比纯金属结晶过冷倾向要大一些。

固溶体合金结晶时，始终进行着溶质原子和溶剂原子的扩散过程，其中不但包括液相和固相内部原子的扩散，而且还包括固相与液相通过界面进行原子的相互扩散，这就需要足够的时间，才能保证平衡结晶过程的进行，因此固溶体合金的结晶速度比纯金属低。

3、不平衡结晶得到期的固溶体的化学成分是不均匀的，这种在一个晶粒内成分不均匀的现象叫晶内偏析。由于固溶体结晶是以枝晶长大方式长大的，枝晶的枝干和枝间的成分不同，所以晶内偏析又称为枝晶偏析。

晶间偏析：由于形核及长大先后不一，使得液相凝固后不同晶粒之间的成分不同，这种不同晶粒间化学成分不均匀现象，称为晶间偏析。晶内偏析和晶间偏析总称为显微偏析。

4、枝晶偏析的程度取决于相图的形状、偏析元素原子的扩散能力以及冷却速度。枝晶偏析的存在，特别是粗大的树枝状晶会使合金的力学性能降低，尤其是使塑性和韧性降低。甚至使合金不易进行压力加工。还会引起合金的化学性能不均匀，使耐蚀性降低。因此，在生产 33

上要设法消除或减小枝晶偏析。

5、在室温下，合金元素原子的在金属中的扩散速度很慢，枝晶偏析不会自行消除或改善，只有提高温度增加原子的扩散能力，使偏析元素原子进行充分扩散，才有可能减小以至消除枝晶偏析。生产中常采用扩散退火来消除枝晶偏析，以达到成分均匀的目的。均匀化退火后合金的显微组织与平衡组织相同。

6、一般固溶体合金中的溶质含量约为0.2%以上时，便易出现成分过冷。实际上，成分过冷是合金结晶的普遍现象。

7、固溶体合金结晶时，若不出现成分过冷，晶体的长大只能呈平面推移，即为平面长大方式，最后形成平面状的晶粒界面。

若存在成分过冷，固液界面前沿的液相有较小的过冷度时，将引起界面的不稳定，晶体就不能稳定地以平面方式长大，固相界面上某些偶然凸出部分，就可能伸入过冷区长大，使生长着的界面变为凹凸不平类似胞状结构，故称为胞状组织。这种长大方式称之为胞状长大方式。

若存在成分过冷，固液界面前沿的液相有很大的过冷度时，这时固相表面的凸出部分，就会很快地伸向过冷液相之中长大，并在侧向分枝，即为枝晶长大方式，形成树枝状组织。由于成分过冷度大小的影响，还可能存在着混合长大方式，即介于平面状与胞状之间的平面胞状晶，以及介于胞状与树枝晶之间的胞状树枝晶。

第四节 共晶相图

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1、两组元在液态时无限互溶，在固态时有限互溶，并发生共晶转变的二元合金相图，称为共晶相图。所谓共晶转变是指某一成分的液相在一定温度下同时结晶出两种不同晶体结构的固相的转变。

2、由固溶体中析出（或沉淀）另一个固相的过程称为二次结晶，二次结晶析出的相称为二次相或次生相。由于固态下原子的扩散能力小，析出的次生相不易长大，一般都比较细小，分布于晶界或晶内。

3、构成多相合金中的次生相可以是纯金属、固溶体或金属化合物。在一般工业合金中产生强化的主要是硬而脆的金属化合物。若次生相呈质点弥散分布，则会使强度、硬度得到显著的提高，且对塑性和韧性的不利影响减至最小程度。若次生相呈连续网上分布在晶界上，则其强度和塑性均会下降。

4、初生α固溶体与共晶体中的α固溶体虽为同一种相（成分、结构相同），但由于结晶条件不同，因而在显微组织中的形态不一样。在金相显微镜下，只能观察到从初生初生α固溶体中析出的βⅡ相，而从共晶组织中析出的αⅡ和βⅡ相一般难以分辨，故也可略而不计。

5、在进行金相分析时，主要是用组织组成来表示合金的显微组织。在相组成物相同的情况下，由于两个相的形态、数量、大小、分布的不同，它们在显微组织上会显示出很大工的差异，合金的性能因之而产生显著的不同。

6、共晶体的形核要有一个领先相，首先形核的相叫领先相。

7、在不平衡结晶时，成分在共晶点附近的亚共晶或过共晶合金也可 35

能获得全部共晶组织，这种由非共晶合金所得到的共晶组织称为伪共晶。伪共晶组织形态与平衡结晶的共晶组织完全相同。仅其分散度较大，组织比较细密些。凡是在不平衡结晶条件下结晶的合金液体，只要是合金成分范围落在伪共晶区，则所得的组织就是伪共晶组织。

8、在不平衡结晶条件下可能获得伪共晶组织的合金成分范围，与伪共晶区的的形状有关，而伪共晶区的形状与α和β两相的结晶速度有关。α和β两相的结晶速度，一方面决定于它们自身的长大速度，另一方面还决定于共晶点在相图中的位置。伪共晶区在相图中的位置，对说明合金中出现的不平衡组织很有帮助。

9、当合金中先共晶相（初生相）的数量大大超过共晶体的情况下，有时共晶体组织中与先共晶相相同的相会依附于先共晶相上生长，剩下的另一相则单独存在于晶界处，从而使共晶组织的特征消失，这种两相分离的共晶称为离异共晶。离异共晶可以在平衡条件下获得，也可以在不平衡条件下获得。这是因为共晶相中的α相如果在已有的先共晶相α相上长大，要比重新形核长大容易得多。合金成分越接近点M或点N，则越易产生离异共晶。例如钢中的Fe-FeS共晶往往是离异共晶，其硫化物单独分布于晶界。

10、液态合金结晶时，如结晶出来的晶体的密度与剩余液相的密度相差很大，则这些晶体便会在液相中上浮或下沉，从而导致结晶后的合金上下部化学成分不一致，这种由于密度不同而造成的化学成分不均匀现象称为密度偏析，也称比重偏析。它属于合金的一种区域偏析。显然，合金组元的密度相差越大，相图的结晶成分间隔越大，则初生 36

固相和剩余液相的密度相差越大，因而合金的密度偏析越严重。此外，结晶时的冷却速度越小，相图的结晶温度间隔越大，则初生固相在液相中有更多的时间上浮或下沉，这也将增加密度偏析的程度。密度偏析一旦出现，是不能通过热处理方法和其他方法来消除的，只能在其结晶时采取适当措施来减轻或消除。如提高结晶时的冷却速度，使初生固相来不及上浮或下沉；或在合金中加入某种元素使其形成与液相密度相近的高熔点化合物，它在结晶时从液相中先结晶出来，并形成树枝状或针片状骨架，阻止初生固相的上浮或下沉，以减轻密度偏析。在生产中，也可利用密度偏析来除去合金中的杂质或提纯贵重金属。

11、离共晶成分越远的合金，由于初晶的数量越多，结晶温度间隔越大，初晶形成的温度越高，则树枝晶越发达，因而合金的流动性越差，偏析的倾向越大，同时，合金多分散缩孔，而集中缩孔少；先结晶出来的初晶在温度下降时收缩，在收缩应力作用下，就可能形成热裂纹，故合金的热裂倾向大。

共晶成分附近的合金，由于初晶数量少，其枝晶间将被大量的共晶成分的液体所填充，而共晶成分的液体是在恒温下结晶，故不产生收缩应力，结晶终了后，具有较多的共晶组织，在继续冷却时具有较高的抵抗收缩应力的能力，因而减少了产生热裂纹的可能性，故热裂倾向小。由于结晶温度低，结晶温度间隔小，因此它们的流动性好，偏析倾向小且容易形成集中缩孔，不容易形成分散缩孔，组织比较致密。

37

第五节 包晶相图

两组元在液态相互无限溶解，在固态下相互有限溶解，并发生包晶转变的二元合金相图，称为包晶相图。

1、合金在发生包晶转变时，新生成的相（β相）依附于先生成的固相（α相）上形核并长大，新相将逐渐包围先生成相，并不断消耗液相和先生成相而结晶的，故称为包晶转变。

2、一般来说，原子在固相中的扩散速度要比在液体中慢得多，因而包晶转变的速度是非常缓慢的。实际生产条件下，冷却都较快，扩散往往来不及进行或进行得不充分、不完全，故包晶转变实际上很难充分进行，因而得到不平衡组织。组织中保留有较多的先生成相（包晶反应相或初生相），或保留了平衡结晶时本应消失的α固溶体，且α固溶体仍保持初生相的树枝状形态，α固溶体与β固溶体成分相差较大，β固溶体中存在较大的成分偏析。

这种由于包晶转变不能充分进行而产生的化学成分不均匀现象称为包晶偏析。

生产中采用长时间扩散退火（均匀化退火）使原子得以充分扩散来减轻或消除包晶偏析。

3、由于包晶转变时，新相（生成相）是依附于原有固相（反应相）形核和长大的，因此，可以利用包晶转变的这种特点，以存在于液相中的细小的原有固相作为结晶核心，促进形核，从而达到细化晶粒的效果。如：在铝或铝合金中加入少量的Ti，合金在发生包晶转变之前先形成大量细小的树枝状初晶Al3Ti，当发生包晶转变时，新生成 38

相便依附于Al3Ti形核，即Al3Ti相的存在促进了形核。另一方面，新生相将消耗Al3Ti，并向Al3Ti方向生长，有可能使Al3Ti树枝状晶体的细小薄弱部分断开，从而增加形成生成相的晶核数。这样，铝或铝合金将获得细小的晶粒。

第六节 其他类型的二元合金相图

1、匀晶、共晶和包晶相图是三种最基本的二元合金相图。

2、在某些二元合金系中，组元间可能形成金属化合物，它们可能是稳定的，也可能是不稳定的。根据金属化合物的稳定性，这类相图又可分为两种不同的形式。

（1）、所谓稳定化合物是指有一定的溶点，且在熔点以下能保持固有的晶体结构而不发生分解的金属化合物，又称为溶解式化合物。此类化合物加热熔化后，形成的液相的成分与原化合物完全相同。若该化合物与组元间不能相互溶解，在相图中代表该化合物的是一条垂线；若该化合物与组元间有一定的溶解度，在相图中代表该化合物的就是一个相区了。该化合物把原有的相图分成了几个简单的共晶相图

（2）、所谓不稳定化合物是指加热时能发生分解的化合物，又称分解式化合物。此类化合物加热分解时，形成的液相的成分与原化合物不同。同样该化合物与组元间不能相互溶解，在相图中代表该化合物的就是一条垂线；否则就是一个相区。

3、偏晶相图：某些合金冷却到一定温度时，一定成分的液相将分解为一定成分的固相和另一个一定成分的液相，这种转变称为偏晶转 39

变。它与共晶转变类似。

熔晶相图：某些合金，当冷却到一定温度时，会由一个固相转变为一个液相和另一个固相，这种转变称为熔晶转变。它与共晶转变类似。

合晶相图：由两个不同成分的液相相互作用形成为一个固相的转变，称为合晶转变。它与包晶转变类似。

4、具有固态相变的二元合金相图：（1）、固溶体的同素异晶转变；（2）、共析转变；（3）、包析转变。

5、在工业上常用的合金中，有些相图是比较复杂的，但任何复杂的合金相图其基本类型还是匀晶型、共晶型和包晶型三大类。

第五章 铁碳合金相图

1、在铁碳合金中，铁与碳可以形成Fe3C、Fe2C、FeC等一系列亚稳定金属化合物，因此整个Fe-C相图可以看成是由Fe-Fe3C、Fe3C- Fe2C、Fe2C-FeC、FeC-C等二元相图组成。由于含C>5%的铁碳合金硬度高，脆性大，实际上没有使用价值，所以在铁碳合金相图中，仅研究Fe-Fe3C部分。我们通常所说的铁碳合金相图，实际上就是Fe-Fe3C相图。

2、碳溶于α-Fe中的间隙固溶体称为铁素体，以符号F或α表示。铁素体的居里点为770℃，即铁素体在770℃以下具有铁磁性，在770℃以上则失去铁磁性。

3、碳溶于γ-Fe中的间隙固溶体称为奥氏体，以符号A或γ表示。 40

它为非铁磁性相。

4、铁与碳形成的化合物中，Fe3C比较稳定和有实际意义，称为渗碳体。它是一种具有复杂晶体结构的间隙化合物。铁原子之间的结合键为金属键，铁碳原子之间的结合键的性质还不完全清楚，很可能是一种特殊类型的化学键，既有金属键的性质，又具有离子键的特点，但以金属键为主。在Fe3C晶格中，Fe和C都正离子化，如同一般金属，所以Fe3C具有明显的金属特性，能导电和有金属光泽等。Fe3C的熔点未确切测定，因为加热时易发生分解，根据计算约为1227℃，不发生同素异构转变，但有磁性转变，居里点为230℃，即在230℃以下具有弱磁性，而在230℃以上则失去铁磁性；密度为7.82g/cm?。渗碳体相对于石墨来说是一个亚稳定相（介稳定相），在一定条件（高温、长期保温）下将分解为铁和石墨。因此铁-渗碳体相图又叫介稳定系相图，而铁-石墨相图则为稳定系相图。渗碳体中的碳原子可被其他非金属元素原子所置换，而铁原子则可被其他金属原子所置换，形成以渗碳体晶格为基的固溶体，称为合金渗碳体，它的硬度、熔点更高，更稳定。在钢和铸铁中与其他相共存时可以片状、粒状、网状或板状出现，过共析钢中魏氏组织渗碳体一般呈针状。渗碳体是钢中主要的强化相，它的相对量、形状、大小和分布对钢的性能有很大的影响。

第二节 相图分析

1、由于研究者们所使用的的仪器设备、实验材料和方法等方面的差 41

异，使实验所得数据也不完全相同，因此不同书刊中，这个相图中的某些点、线的位置是略有差别的。

2、共晶转变的产物（A+Fe3C）称为莱氏体,以符号Ld表示。 共析转变产物（F+ Fe3C）称为珠光体，以符号P表示。

碳含量小于0.0218%的铁碳合金被称为工业纯铁,大于0.0218%小于2.11%的铁碳合金称为钢,大于2.11%的铁碳合金称为白口铁。

3、自液相中直接结晶出的渗碳体称为一次渗碳体；

从奥氏体中析出的渗碳体称为二次渗碳体；

从铁素体中析出的渗碳体称为三次渗碳体。

4、对于工业纯铁及含碳很低的低碳钢，由于三次渗碳体沿铁素体晶界析出，会使钢的塑性和韧性下降，脆性增加，因而要重视三次渗体的存在与分布情况。对于含碳较高的铁碳合金，因为还存在很多其他形态的渗碳体，从而掩盖了三次渗碳体的作用，因此在讨论含碳较高的铁碳合金时，三次渗碳体的影响可忽略不计。

5、磁性转变时晶体结构类型不发生变化。

第三节 典型合金的平衡结晶及其组织

1、工业纯铁发生固溶体同素异构转变时，新固溶体的晶核在旧相的晶界上形成并不断长大。

2、二次渗碳体和三次渗碳体分别是沿奥氏体和铁素体的晶界析出。

3、二次渗碳体在钢中的最大含量为22.6%,三次渗碳体在钢中的最大含量为0.33%,分别是含碳为2.11%的过共析钢和含碳为0.0218% 42

的亚共析钢冷却到室温时析出的渗碳体量,可用杠杆定律求得。

4、高温莱氏体由A共晶+Fe3C共晶组成（共晶白口铁发生共晶转变所得产物）；低温莱氏体由P+Fe3CⅡ+Fe3C共晶（共晶白口铁在室温下的组织。

?5、亚共晶白口铁的室温组织为P+Fe3CⅡ+低温莱氏体，过共晶白口铁的室温组织为什么是一次渗碳体+低温莱氏体，而不是一次渗碳体+二次渗碳体+低温莱氏体?

答：亚共晶白口铁室温组织中的P+Fe3CⅡ是由初生奥氏体转变而来的，共晶奥氏体析出的Fe3CⅡ包含在低温莱氏体中，由于过共晶白口铁开始结晶出的不是初生奥氏体，而是一次渗碳体，一次渗碳体在冷却过程中不发生变化，而共晶奥氏体析出的Fe3CⅡ包含在低温莱氏体中，所以没有单独的Fe3CⅡ存在。

第四节 含碳量对铁碳合金平衡组织和性能的影响

1、当含碳量增高时，不仅其组成相的量发生变化，而且相的形态和分布也在变化。例如组织中的Fe3C相，当含碳量增加时，不仅其数量增加，而且存在的形式也发生了变化，由以片状分布在铁素体基体内（如珠光体），变为以网状分布在奥氏体的晶界上（Fe3CⅡ），当形成莱氏体时，Fe3C则作为基体出现。这就是说，不同含碳量的钢铁具有不同的组织，这也决定了其性能各异。

2、当钢的含碳量小于0.9%时,随着含碳量的增加,钢的强度、硬度直线上升，而塑性、韧性不断降低；当钢中含碳量大于0.9%时，因 43

沿晶界形成的二次渗碳体网趋于完整，不仅使钢的塑性、韧性进一步降低，而且强度也明显下降。为了保证工业上使用的钢具有足够的强度，并具有一定的塑性和韧性，钢中含碳量一般都不超过1.3~1.4%。含碳量大于2.11%的白口铁，由于具有较多的渗碳体，在组织中已连片成为基体，在性能上硬而脆，难以切削加工，故应用不广泛。

第五节 铁碳相图的应用

1、钢液的流动性随含碳量的提高而提高。根据相图选用合适的合金成分时，既要考虑钢水的流动性，又要考虑力学性能。

2、钢处于奥氏体状态时，强度较低，塑性较好，有利于轧、锻成型加工。因此，钢材的轧制和锻造必须选择在铁碳相图单相奥氏体的适当温度范围内进行。其选择温度的原则是开轧或开锻温度不得过高，以免钢材氧化、晶粒过分粗大，甚至晶界熔化，一般开轧或开锻温度控制在固相线以下100~200℃范围内。终轧或终锻温度不宜过高，停轧或停锻后奥氏体晶粒还会通过再结晶长大，使钢材室温组织粗大；终轧或终锻温度也不宜过低，否则奥氏体再结晶困难，加工硬化现象严重，变形抗力大，塑性差，易产生热加工裂纹及损坏设备和工具。一般低碳钢塑性好，变形终止温度可在800℃左右。对于过共析钢，为了得到细小的奥氏体，以及冷却时渗碳体不致呈网状，变形终止温度约为750~850℃。具体温度要根据情况合理地确定。各种合适的热加工温度范围如 44

P119图5-18所示。

3、铁碳相图只能描述平衡条件下的组织转变规律，各类铁碳合金的组织是平衡组织。而实际生产和加工过程中，加热和冷却速度较快，不能完全用铁碳合金相图来进行分析，还必须借助其他理论知识。又如，通常使用的铁碳合金中，除含铁和碳两种元素外，还残留其他多种杂质，特别是合金钢含有较多的合金元素，这些都会对铁碳相图产生较大影响。因此，在使用铁碳相图来分析问题时，应考虑它们的影响。

第六章 三元合金相图

1、不能简单地由二元合金的组织及性能推断出三元合金的组织及性能。在二元合金中加入第三组元，或加入更多的组元之后，会改变原合金组元之间的溶解度，甚至会出现新的转变，产生新的组成相。因此三元合金及多元合金的组织、性能和相应的加工、处理工艺通常都不同于二元合金。三元合金相图类型很多，图形比较复杂，有些至今也没有完全搞清楚。比较完整的相图只测出了十几种。在生产中经常应用的是三元合金相图的等温截面、变温截面和投影图。

2、二元合金相图是一个平面图形，而三元合金相图是一个立体图形。构成三元合金相图的主要是一系列的空间曲面，而不是二元合金相图中的那些平面曲线。在三元合金相图中通常采用等边三角形表示合金的成分，这种三角形称为成分（或浓度）三角形。但有 45

些情况下也可以利用直角三角形（当一个组元的含量较多，而另两个组元的含量较少时）或等腰三角形（等腰梯形）（当一个组元的含量很低，另两个组元的含量较高时）表示合金的成分。

第二节 三元系中的直线定律和重心法则

1、三元系中的直线法则就是二元系中的杠杆定律。

2、重心法则：在三元系中，当M点成分的合金分解为成分分别为D、E、F的三个相时，则M点必位于三角形DEF的重心（三相的重量重心，不是三角形的几何重心）位置。

第三节 三元匀晶相图

1、三元匀晶相图中，合金的结晶过程与二元匀晶相图中合金的结晶过程基本相同，都是单相液体转变为单相固溶体的过程。图中有两个曲面，其中向上凸起的曲面，它表示不同成分的合金开始结晶的温度，称为液相面；另一个向下凹陷的曲面表示不同合金结晶终了的温度，称为固相面。

2、三元合金立体相图应用起来不方便，比较复杂的立体相图很难用实验方法测定，实际上大量使用的是截面图，一种是等温（水平）截面图，另一种是变温（垂直）截面图。

等温截面图能表明不同成分的合金在某一温度时平衡相的数目和成分；还可用直线定律和重心法则来确定各平衡相的相对重量。等温截面图实际上是用各种实验方法测定出来的，而并不是在立 46

体相图上截取下来的。

3、在等温截面图上，由实验测得的通过某一合金成分点与液相线和固相线相交的直线，称为共轭线。其余通过该合金成分点与液相和固相线相交的直线都不是共轭线。

4、通常采用的变温截面有两种，一种是通过平行于成分三角形某一边所作的变温截面，此时，位于截面上所有合金含某一组元的量是固定的；另一种是通过成分三角形某一顶点所作的截面，这个截面上所有合金中另两顶点所代表的组元含量的比值是一定的。变温截面与二元合金相图类似。

利用变温截面可以分析合金结晶过程，确定相变温度，了解合金在不同温度下所处的状态以及合金的室温平衡组织。但是由于共轭线通常不在截面图上，所以不能用直线定律在变温截面图中的两相区确定两个平衡相的成分与相对量。这是与二元合金相图不同的一点。

第四节 简单三元共晶相图

1、在三元系中，三组元在液态下无限互溶，在固态下任意两组元都互不溶解（与二元共晶在概念上有差别），并形成简单的二元共晶时，则此三元系的相图为简单三元共晶相图。

2、三元共晶相图中有九个空间相区：一个液相区，三个两相区，三个三相区，一个四相共存区，一个固相区。

3、变温截面与三元共晶相图各区相截所得截面与相区各面的交线就 47

是相区各面截得的两点的连线。

第五节 三元合金相图实例分析

1、相区接触法则：相邻相区的相的数目差1。

2、随着硅含量的增加，包晶转变温度降低，共晶转变和共析转变温度升高，γ相区逐渐缩小。而且共晶点左移，大约每增加2.4%的硅含量，就使共晶点的含碳量减少了0.8%（相当于合金的含碳量提高了0.8%），为了综合考虑碳和硅的影响，通常将硅量折合相当的碳量，把折合的碳的总量称为碳当量。

第七章 金属的塑性变形与再结晶

1、塑性变形除了改变金属材料的的形状和尺寸外，还会引起金属内部组织和结构的变化，从而使其性能发生变化。

通过冷塑性变形可使金属材料的强度、硬度提高，塑性下降，这种现象称为加工硬化。

2、从热力学角度看，变形后的金属材料处于不稳定的高自由能状态，它具有一种向低自由能状态变化的趋势。从动力学角度看，温度升高，原子具有相当的扩散能力时，变形后的金属材料会自发地向自由能降低的方向转变，这种转变过程称回复和再结晶。 回复和再结晶已广泛用于生产中，其目的在于不同程度地恢复或进一步改善金属材料的性能。回复和再结晶也是一个与金属材料高温强度，特别是与蠕变强度有密切关系的重要问题，同时又是 48

许多固态相变经常易于伴生的过程，因而它直接或间接地影响着组织。

第一节 金属的塑性变形

1、晶体塑性变形的其基本方式有滑移和孪生。大多数情况下，是以滑移的方式进行。

2、所谓滑移，即是在分切应力的作用下，晶体的一部分沿一定的晶面和晶向相对于另一部分发生位移的现象。滑移既不改变晶体的结构类型，也不影响晶体的位向，其滑移量是滑移方向上原子间距的整数倍。

3、当滑移面与外力平行或垂直时（屈服强度为无穷大），晶体不能滑移。这种位向称为硬位向；而当滑移面和滑移方向都与外力成45度时（屈服强度最小），最容易滑移，这种位向称为软位向。

4、晶体中易发生滑移的晶面称为滑移面，易发生滑移的方向称为滑移方向。一般来说，滑移面总是原子排列最紧密的晶面，而滑移方向也总是原子排列最紧密的晶向。但滑移也可在其它晶面上进行，只是说在密排面更容易滑移罢了。而滑移方向却都是密排晶向，且较稳定。

5、在晶体中每一个滑移面和该面上的一个滑移方向结合起来构成一个滑移系。它表示滑移运动可能出现的空间位向。在其他条件相同时，金属晶体中的滑移系越多，在滑移时可能提供的滑移空间位向越多，则该金属的塑性越好。

6、体心立方晶格中共有12个滑移系（滑移面为6个，滑移方向为2 49

个），面心立方晶格中也有12个滑移系（滑移面为4个，滑移方向为3个），密排六方晶格只有3个滑移系（滑移面为1个，滑移方向为3个）。因此，体心立方和面心立方晶格的金属具有较好的塑性，而密排六方晶格的金属塑性很差。实际变形时，不是所有的滑移系同时开动，而只能是那些处于有利位向的滑移系产生滑动。

7、滑称方向对塑性变形能力的作用要比滑移面的作用更大一些，因此，一般面心立方晶格的金属比体心立方晶格的金属具有更好的塑性。

8、金属晶体中存在着位错，滑移实际上是位错在切应力作用下运动的结果。当晶体通过位错的移动而产生滑移时，并不需要整个滑移面上的全部原子一起同时移动，而只是在位错中心附近的少数原子发生移动，它们移动的距离又远小于一个原子间距。

9、位错容易移动的特点称为位错的易动性。少量位错的存在，显著降低了金属晶体的强度，但是当位错数目超过一定数值时，随着位错密度的增加，金属的强度、硬度将逐步增加，这是由于位错与位错之间以及位错与溶质原子及其他缺陷之间存在相互作用，结果使位错的移动受到阻碍，因而使晶体的强度、硬度提高。生产中可以通过加工或热处理增加金属晶体内的位错密度或改变其分布来得到强化。晶体在塑性变形过程中位错密度是增加的，因而其强度和硬度增加，塑性降低。

10、所谓孪生，就是在切应力作用下，晶体的一部分相对于另一部分 50

沿一定的晶面（孪生面）及晶向（孪生方向）产生的均匀剪切变形过程。

11、滑移与孪生的区别：

滑移：（1）、仅在晶体的表面形成滑移台阶，晶体内部的晶格并未发生变化；（2）滑移方向位移的距离为原子间距的整数倍；（3）、所需的临界切应力小。

孪生：（1）、孪晶带区域的晶格位向发生了改变；（2）、孪晶中每层原子沿孪生方向的相对位移距离都是原子间距的分数；（3）、所需的临界切应力比滑移大得多，且变形速度极快。

因此，孪生变形仅在滑移系较少而不易产生滑移的密排六方晶格金属中易于发生。具有体心立方晶格的金属只有在室温以下或受到冲击载荷作用时才发生孪生变形。具有面心立方晶格的金属，一般不发生孪生变形。

12、由于孪生的形成改变了晶体的位向，从而使其中某些原来处于不利取向的滑移系转变到有利于发生滑移的位置，将有利于产生新的滑移变形，因而使金属的变形能力得到提高，这点对滑移系较少的金属具有特殊的意义，金属在塑性变形过程中，滑移和孪生两种变形方式往往交替进行。

13、随着外力的增加，晶粒将逐次进行滑移，而不是一齐同时滑移。不均匀的变形导致应力分布不均匀，而不均匀分布的应力又将造成不均匀的变形。多晶体中各个晶粒的变形不均匀，而且每一个晶粒内部的变形也是不均匀的。一般来说，晶粒中心区域变形量 51

较大，晶界及其附近区域变形量较小。

14、多晶体的塑性变形抗力要比同类金属的单晶体高得多，这是由于多晶体存在着晶界和晶粒的位向差别造成的。金属的屈服强度与晶粒平均直径之间存在着一个关系式，此式就是著名的霍尔-佩其公式。

15、细晶粒金属不仅强度高，而且塑性、韧性也好。因为晶粒越细小，在一定体积内的晶粒数越多，则在同样的变形量下，变形被分散在更多的晶粒内进行，同时每个晶粒内的变形也比较均匀，而不致产生应力过分集中的现象。此外，晶粒越细小，晶界就越多越曲折，越不利于裂纹的传播，从而在断裂前可以承受较大的塑性变形 ，即表现出较高的塑性和韧性。

16、（1）、第二相连续网状分布在基体晶粒的边界上，会引起强度和塑性均下降。

（2）、第二相在晶内呈片状或层状分布，随着第二相层片间距的减小，合金的强度增加，其塑性、韧性也好（如托氏体和索氏体）。特别是第二相呈粒状分布时，其塑性、韧性均得到了改善（如共析钢和过共钢经球化退火后，获得球状珠光体组织）。

（3）、第二相在晶内呈弥散质点分布，这样可以使合金的强度显著提高，而对塑性、韧性的不利影响减至最小程度。

17、如果第二相质点是过饱和固溶体经时效处理沉淀析出而产生的强化，则称为沉淀强化或时效强化。如果第二相质点是借粉末冶金的方法加入而起强化作用，则称为弥散强化。

52

18、第二相质点呈弥散分布时，对合金塑性、韧性影响较小，这是因为这种分布几乎不影响基体相的连续性，塑性变形时第二相质点可随基体相的变形而流动，不会产生明显的应力集中，因此合金仍能达到较大的变形量而不致破裂。

第二相的分布状况可通过热加工、热处理、浇注时的变质处理以及合金化加以改善，从而达到提高力学性能的目的。

第二节 冷塑性变形对金属组织和性能的影响

1、当金属中有夹杂物存在时，塑性杂质沿变形方向被拉长为细条状，脆性夹杂破碎，沿变形方向呈链状分布。

2、当变形量很大时，可观察到晶粒被明显地伸长成纤维状，形成纤维组织后，金属会具有明显的方向性，其纵向（沿纤维方向）的力学性能高于横向（垂直纤维方向）的性能。

3、可以认为，冷塑性变形后，晶格严重畸变，亚结构细化和位错密度增加（在塑性变形过程中由于应力的作用而使位错不断增殖，同时晶粒碎化也将产生大量的位错）是产生加工硬化的主要原因。变形度愈大，加工硬化现象也愈显著。

4、在塑性变形过程中，随着变形程度的增加，各个晶粒的滑移面和滑移方向会逐渐向外力方向转动。当变形量很大时，原来位向不同的各个晶粒会取得接近一致的方向。这种现象称为晶粒的择优取向。

具有择优取向的结构称为形织结构。形变织构会使多晶体金属呈 53

明显的各向异性。这在很多情况下是不利的，如在冲击薄板零件时，织构会带来不均匀塑性变形，产生制耳现象而使冲压件报废。但如果利用织构现象制作变压器的电工硅钢片，可以提高变压器的效率。

5、冷塑性变形提高金属的内能，使化学活性提高，腐蚀速度加快。使晶体缺陷（位错和空位）增加，因而扩散激活能减小，原子扩散速度增加。

6、所谓残余应力（或称内应力）是指外力去除后，残留于金属内部且平衡于金属内部的应力。金属塑性变形过程中外力所做的功除大部分转化为热能外，由于金属内部的变形不均匀及晶格畸变，还有一小部分（约占总变形功的10%）保留在金属内部，形成残余应力。按其作用范围，可将它分为宏观残余应力、微观残余应力、晶格畸变应力三类。

（1）、宏观残余应力（第一类内应力）：由于金属材料各部分变形不均匀而产生的宏观范围内自相平衡的残余应力，称为宏观残余应力。虽然它的弹性能只占内应力能量的较小一部分（0.1%左右），但在大多数情况下，会降低金属的强度和承载能力。但当外应力与残余应力方向相反的情况下，它能提高其表层的力学性能。

（2）、微观残余应力（第二类内应力）：由于多晶体中各晶粒位向不同，使各晶粒或亚晶粒间的变形也不均匀，因而，产生于金属晶粒或亚晶粒间相互平衡的残余应力，称为微观残余应力。它的弹性能约占全部内应力能量的1%~2%。但在工件的某些局部区 54

域有时内应力很大，以致可使工件在不大的外力作用下产生显微裂纹，并进而导致工件破裂。同时，它又使晶体处于高能状态，导致金属易与周围介质发生化学反应而降低耐蚀性。例如，在钢铁零件被碰伤的表面最易产生锈蚀。

（3）、晶格畸变应力（第三类应力）：冷塑性变形后，金属内部产生了大量的晶体缺陷（如位错、空位、间隙原子等），使晶格中的一部分原子偏离平衡位置而造成晶格畸变，这种由于晶格畸变而产生的残余应力，称为晶格畸变应力。它约占金属中残余应力的90%以上。它增加了位错移动的阻力，提高了金属的塑性变形抗力，使金属的强度、硬度升高，同时塑性和耐蚀性下降。 残余应力的存在大多数情况下是有害的，故生产上应注意消除残余应力。一般采用去应力退火的方法消除残余应力，也可采用振动时效方法去除残余应力。

第三节 冷变形金属在加热时的变化

1、金属经过冷塑性变形后，金属内的自由能增高，因而使其在热力学上处于不稳定状态。它具在自发地恢复到原来平衡状态的趋势。但在室温下，原子的活动能力不大，原子的扩散速度太小，所以这种变化极为缓慢。若将冷塑性变形后的金属加热，则由于原子的活动能力增大，扩散速度加快，那么，冷变形金属就会由不稳定状态向稳定状态转变，从而引起一系列组织和性能的变化。随着温度的升高，这种变化过程一般要经历三个阶段，即回复、再 55

结晶和晶粒长大。

2、回复阶段温度较低，亚结构的尺寸未明显改变，位错密度也未显著减小，即造成加工硬化的主要原因未消除，故力学性能变化不大；但点缺陷明显减少，晶格畸变减轻，故残余应力大部分消除。

3、 再结晶阶段由于温度较高，原子扩散能力增大，能使破碎的晶粒变成完整的晶粒，被拉长或压扁的晶粒变为均匀整齐的等轴晶粒，同时也使加工硬化和残余应力完全消除。再结晶晶核一般是在变形晶粒的晶界或滑移带、孪晶带等晶格畸变严重、能量较高的区域优先形成，然后通过原子扩散和晶界迁移，逐渐向周围长大形成新的等轴晶粒，直到金属内部全部由新的等轴晶粒取代变形晶粒之后，再结晶过程就告完成。再结晶只是改变了晶粒的外形和消除了因形变而产生的某些晶体缺陷，而新、旧晶粒的晶格类型是完全相同的，所以再结晶过程不是相变。

4、再结晶过程不是一个恒温过程，通常再结晶温度是指再结晶开始的温度（发生再结晶所需的最低温度）。金属预先变形程度愈大，金属组织愈不稳定，再结晶倾向也愈大，因此再结晶温度愈低；加热保温时间越长，原子的扩散越能充分进行，再结晶温度也越低。一些纯金属的再结晶温度与其熔点间有一个如下的大致关系：T（再）=（0.35~0.40）T(熔)。工业生产中把再结晶温度定义为：经大变形度（大于70%）后的冷变形金属经1小时保温后能完成再结晶的最低温度。化学成分对金属再结晶温度的影响复杂，当金属中含有少量的合金元素和杂质时，在多数情况下都能提高再 56

结晶温度。利用这一规律可以改善钢的高温性能。

5、晶粒长大能减少晶界总面积，从而降低总的界面能，使组织处于更稳定的状态，所以它是一个自发过程。冷变形金属在再结晶刚完成时，如果继续提高温度或延长保温时间，将引起晶粒进一步长大。晶粒长大实质上是一个晶粒的边界向另一个晶粒中迁移，随着晶界的迁移，小晶粒逐渐地被相邻的较大晶粒所吞并。

6、影响再结晶后晶粒大小的主要因素有加热温度和变形度。当变形度很小时（小于2%），不存在再结晶的内因，所以晶粒保持原来大小。当金属的预先变形度在2%~10%范围时，再结晶后的晶粒异常粗大，使金属晶粒异常粗大的预先变形度，称为临界变形度。因为在临界变形度时，金属中仅有部分晶粒发生变形，变形极不均匀，再结晶时形核数目少，并且晶粒大小很不均匀，此时稳定的大晶粒极易吞并不稳定的小晶粒，因而形成异常粗大的晶粒。当变形度较大（超过临界变形度）时，随变形度的增加，晶粒破碎，亚结构细化，晶界和亚晶界面积增加，且各晶粒变形均匀，再结晶时形核率便愈大，再结晶后形成的晶粒就愈细小均匀。当变形度很大时（95%左右），金属晶体易形成形变织构，各晶粒取向大致相同，给再结晶晶粒沿一定方向迅速长大提供了条件，此时，又会出现再结晶后晶粒粗大的现象。

7、去应力退火：冷变形后的金属在低于再结晶结晶温度（回复温度）加热，保温一定时间后冷却，以去除内应力，保持加工硬化产生的强化效果的热处理。去应力退火也可改善金属的某些物理和化 57

学性能（如降低电阻、提高耐蚀性等）。

再结晶退火：把冷变形的金属加热到再结晶温度以上，保温一定时间后冷却，使其发生再结晶的热处理工艺。在生产中采用再结晶退火来消除加工产品的加工硬化，提高塑性，残余应力也可以完全消除。在冷变形加工过程中间有时也进行再结晶退火，这是为了恢复塑性以便于继续加工。

第四节 金属的热塑性变形（热变形加工）

1、冷变形加工：凡是在再结晶温度以下进行的塑性变形；其特点是有加工硬化现象。

热变形加工：凡是在再结晶温度以上进行的塑性变形；其特点是变形时产生的加工硬化会随时因动态再结晶而被消除。进行热变形加工时，应控制金属的变形温度范围与最终的变形度以及在变形温度下的停留时间。

由此可见，冷变形加工与热变形加工并不是以具体的变形加工温度的高低来区分的。当压缩比小时，可适当地降低轧制温度。 一般情况下，热变形加工可用于截面尺寸较大，变形量较大、材料在室温下硬度较高、塑性较差、脆性较大的金属制品；冷变形加工则一般用于制造截面尺寸较小，材料塑性较好、加工精度较高与表面粗糙度值要求较小的金属制品。

2、通过热变形加工可使金属铸坯中的气孔和疏松焊合，消除部分偏析，使粗大的柱状晶变为细小均匀的等轴晶粒，并改善夹杂物 58

和碳化物的形态、大小与分布，从而提高金属材料的致密度与力学性能。

3、对热变形加工金属材料进行宏观分析（即金属磨面经浸蚀后，用肉眼或10倍以下放大镜观察）时，可看见沿变形方向呈现出一条条细线，这就是热变形纤维组织，也称为“流线”。一般情况下，流线如能沿工件外形轮廓连续分布，则较为理想。必须指出，用热处理方法是不能消除或改变工件中的流线分布的，只能用适当的塑性变形才能改善流线的分布。若不希望金属材料出现各向异性时，可采用不同方向的变形（如锻造时采用镦粗与拔长交替进行）以打乱流线的方向性。

4、带状组织使钢的力学性能呈各向异性，特别是使横向和塑性、韧性降低。亚共析钢带状组织有时可采用正火来消除，但严重的磷偏析引起的带状组织必须采用高温扩散退火及随后的正火加以消除。高碳钢中的带状碳化物应采用适当的热加工工艺（反复镦粗、拔长）使其得以改善。

第八章 钢的热处理

第一节 概述

1、热处理：就是将钢在固态范围内施以不同的加热、保温和冷却制度，通过改变钢的表面或内部的组织结构以获得所需性能的一种综合热加工工艺。

运用不同的热处理方法，可以有效地改善钢材的工艺性能（钢在 59

冷、热加工过程中表现出来的性能）和提高工件的使用性能（钢件在服役条件下表现出来的性能）。

2、根据加热和冷却的方法不同，热处理通常可以分为如下几类：

（1）、普通热处理。包括退火、正火、淬火和回火。

（2）、表面热处理。包括表面淬火（感应加热表面淬火、火焰加热表面淬火和其他表面加热淬火）和化学热处理（渗碳、氮化、碳氮共渗、渗硫、渗金属等）。

（3）、其他热处理。包括可控气氛热处理、真空热处理以及形变热处理等。

3、要了解各种热处理方法对钢的组织和性能的影响，就必须研究钢在加热（包括保温）和冷却过程中的相变规律。

4、根据相变热力学条件，组织转变的推动力是新相与旧相的自由能差。自由能越低状态越稳定。

5、在热处理生产实际中，加热或冷却都不可能是非常缓慢的，因此组织转变都偏离相图中的平衡临界点，即出现所谓的过热（加热时）或过冷（冷却时）现象，而且加热或冷却速度越大，偏离的程度也越大。为了区别于平衡临界点，通常将实际加热转变标以c，实际冷却转变点标以r。

第二节 钢在加热时的转变

1、一般将加热时获得单一奥氏体组织的过程称为完全奥氏体化，而获得奥氏体加先共析相（铁素体或二次渗碳体）的过程称为不 60

完全奥氏体化。

2、珠光体向奥氏体的转变，在转变过程中必然要进行碳的重新分布和铁的晶格改组，而这两者只有通过铁原子和碳原子的扩散才能完成。奥氏体的形成过程也遵循金属结晶的一般规律，即形核和长大的规律。

3、首先在铁素体与渗碳体的相界面上形成奥氏体晶核（因为在相界面处具有形核所需要的结构起伏、能量起伏和浓度起伏）；奥氏体晶核的长大是依靠铁素体向奥氏体的转变和渗碳体的不断溶入奥氏体而进行的。使奥氏体不断地向铁素体和渗碳体两个方向长大。

4、试验表明，铁素体向奥氏体转变的速度，往往比渗碳体向奥氏体中的溶解速度快。

5、奥氏体化的四个阶段：孕育阶段；形核和长大阶段；残余渗碳体溶解阶段；奥氏体均匀化阶段。

6、加热温度越高，孕育期越短，奥氏体的形成速度越快，转变所需的时间越短。

加热速度越快，转变开始和终了温度越高，转变所需的时间越短。

7、钢中含碳量越高，渗碳体的数量越多，铁素体与渗碳体的相界面也越多，这将使奥氏体的形核基底增多，从而使奥氏体的形核速度加快。

合金元素会影响碳和铁的扩散速度，除钴、镍等能加快碳的扩 61

散，硅、铝、锰等影响不大外，其他合金元素如铬、钼、钨、钒、钛等显著减慢碳的扩散。合金钢的奥氏体化速度一般都比碳钢慢，特别是高合金钢更要慢得多。这是因为与碳亲和力比较强的合金元素能够形成特殊碳化物，其稳定性比Fe3C高,很难分解或溶入奥氏体中，合金元素在钢中的分布是不均匀的，合金奥氏体化时，除了必须进行碳的扩散重新分布外，还必须进行合金元素的扩散重新分布，而合金元素的扩散速度要比碳原子慢得多。

8、其原始组织组织愈细，则因相界面的面积愈大，形成奥氏体晶核的几率愈高，奥氏体化的速度就愈快。

9、晶粒度是表示晶粒大小的尺度，通常采用晶粒度等级来表示。评定晶粒大小通常是在放大100倍的金相显微镜下，与标准晶粒度等级图相比较来评定的。知道了晶粒度等级N，便可用下列公式计算出每平方英寸（6.45cm?）面积的晶粒数目n ， n=2的N-1次方。对于更细小或更粗大的晶粒，晶粒度等级也可以向两边扩展。

10、晶粒大小除采用晶粒度等级表示外，还可以用晶粒平均弦长、晶粒平均直径、每个晶粒平均所占面积和单位面积晶粒数等表示。

11、随着加热温度的升高和保温时间的延长，奥氏体晶粒就容易长大，这是因为在较高温度下，原子的扩散能力增强，使晶界迁移，晶粒互相吞并，使晶界表面积减少，从而引起系统的自由能降低，因此，晶粒的长大是个自发的过程。

12、有些钢在加热到临界温度以后，随着温度的升高，奥氏体晶粒便迅速长大，这种钢称为“粗晶粒钢”；

62

有些钢在加热到临界温度以后，奥氏体晶粒不易长大，只有加热到更高温度（900~950℃以上）时，晶粒才开始迅速长大，这种钢称为“细晶粒钢” 。

13、晶粒长大的倾向与钢的化学成分和冶炼时的脱氧方法有关。含有钛、钒、钨、钼、铌、锆等合金元素的钢，大多属于细晶粒钢。冶炼时只用硅、锰脱氧的钢，则为粗晶粒钢；若除用硅、锰脱氧外，还用铝脱氧，则为细晶粒钢。

原因：钛、钒、钨、钼、铌、锆以及铝等合金元素在钢中能形成难溶的化合物微粒，如NbC,TiC,AlN,Al2O3等分布在奥氏体晶界上机械地阻止奥氏体晶粒长大。但当加热温度很高，这些微粒发生聚集或溶入奥氏体中以后，失去了阻碍晶界迁移的作用，晶粒则会急剧长大。

14、奥氏体的晶粒度除与钢的成分和冶炼方法有关外，还与具体加热条件有关，它直接影响着钢热处理后的组织和性能。一般来说，奥氏体晶粒细小时，热处理冷却后的组织也细小。具体的加热条件有两点要求：（1）、严格控制加热温度和保温时间。加热温度低时，保温时间的影响较小，加热温度高时，保温时间的影响开始较大，随后减弱。因此，加热温度高时，保温时间应当缩短，才能保证得到细小的奥氏体晶粒。比较而言，加热温度对奥氏体晶粒长大起主要作用，因此必须防止加热温度过高，以免奥氏体晶粒粗大。（2）、快速加热短时保温。加热速度越快，过热度越大，奥氏体的形成温度越高，形核率越大，则奥氏体的起始晶粒越细小。若保温时间短，奥氏体晶粒来不及长大，则可能获得细小的晶粒。同时，加热速度越快，起始晶粒越细 63

小，其晶粒长大速度也越大，若保温时间长，晶粒反而会更加粗大。所以生产中常采用快速加热短时保温的方法来细化晶粒。

第三节 钢在冷却时的转变

1、同一种钢在相同的加热条件下获得了奥氏体组织，但以不同的冷却条件（冷却速度）冷却后，钢的力学性能明显不同。这是因为在不同的冷却速度下，钢的组织转变规律以及转变后的组织产物不同的缘故。

2、实际生产中的冷却方式是多种多样的，但归纳起来有两种。一种是将钢奥氏体化后连续从高温冷却到室温的连续冷却；另一各是将奥氏化的钢迅速由高温冷却到低于Ar1的某一温度，并等温停留一段时间，使奥氏体发生转变，然后再冷却到室温的等温冷却。

3、这种在孕育期暂时存在的，处于不稳定状态的奥氏体称为“过冷奥氏体”。

4、反映这些等温转变动力学的试验曲线，就称为过冷奥氏体等温转变曲线。由于曲线形状与C字相似，故又称为“C”曲线，也称“S”曲线，根据英文名称字头，又称“TTT”曲线。

5、在建立C曲线的过程中，一般以转变量为1%的时刻作为转变开始时间，而以转变量为99%的时刻作为转变终了时间。将各个温度下奥氏体转变的开始时间和终了时间绘在温度-时间坐标图上，把所有转变开始点连接起来，成为转变开始线；把所有转变终了点连接起来，成为转变终了线。这样便绘成了过冷奥氏体等温转变图。 64

6、若把已加热奥氏体化了的试样迅速冷却到230℃时，过冷奥氏体则发生马氏体转变。这一温度称为马氏体开始转变温度，用Ms表示，随着温度降低，马氏体转变量愈来愈多，直到某一温度，马氏体转变终了，此温度称为马氏体转变终了温度，用Mf表示。

7、孕育期的长短反映了奥氏体稳定性的大小，孕育期最短处，过冷奥氏体最不稳定。？？为什么靠近A1线和Ms线的温度处，孕育期较长，大约在550℃孕育期最短？？各个温度下过冷奥氏体从转变开始到转变终了所需的时间大约是多少？？

8、研究表明，共析成分的过冷奥氏体在A1以下三个不同温度区间，可发生三种不同类型的转变。A1点至C曲线鼻尖区间为高温转变，其转变产物为珠光体，故又称为珠光体型转变；C曲线鼻尖至Ms区间为中温转变，其转变产物为贝氏体，故又称为贝氏体型转变；在Ms点以下为低温转变，其转变产物为马氏体，故又称为马氏体型转变。

9、珠光体型转变是由一个单相固溶体分解为成分相差悬殊、晶格类型截然不同的两种混合组织的过程，因此，转变时必须进行碳的重新分布和铁的晶格改组，这两个过程是通过碳原子和铁原子的扩散来完成的，所以珠光体转变是一种扩散性相变。珠光体形成机理有两种不同的说法，即所谓“分片形成机理”和“分枝形成机理”。

10、在珠光体型转变中，随着过冷度的增加，珠光体中铁素体与渗碳体片间距越来越小。过冷度较小时，获得片层间距较大的珠光体组织（形成温度为A1~680℃），用符号P表示，它在放大400倍以上的金 65

相显微镜下就能分辨清楚；过冷度较大时，获得片层间距较小的细小珠光体组织，这种组织又称为索氏体（形成温度为680~600℃），用符号S表示，它在放大1000倍以上的金相显微镜下才能分辨清楚；过冷度更大时，获得片层间距更小的极细珠光体，这种组织又称为托氏体（形成温度为600~550℃），用符号T表示，它在最高倍金相显微镜下也分辨不清楚，只能在电子显微镜下才能分辨其片状形态。

11、珠光体中的渗碳体除了以片状形态存在外，还可以呈粒（球）状形态分布于铁素体中，这种组织称为粒状珠光体（或球状珠光体）。片状珠光体只能由过冷奥氏体直接分解而成，不可能由任何其他组织转变得到。而粒状珠光体则不然，其形成机理完全不同于片状珠光体，它既可以由过冷奥氏体直接分解而成，也可以由片状珠光体球化而成，还可以由淬火组织回火而成。

12、共析成分的奥氏体过冷到C曲线鼻尖至Ms线之间的区域，即大约550~230℃的中温区停留时，将发生奥氏体向贝氏体的转变，形成贝氏体，用符号B表示。贝氏体是由含碳过饱和的铁素体与渗碳体（或碳化物）组成的两相混合物。贝氏体转变温度较低，此时铁原子已不能扩散，仅作很小的位移，碳原子也只能进行短距离扩散，因而贝氏体转变的机理、转变产物的组织形态与性能都不同于珠光体。贝氏体可分为粒状贝氏体（形成温度大约在500℃以上的范围内），上贝氏体（形成温度为550~350℃）和下贝氏体（形成温度为350℃~Ms）

13、珠光体中的渗碳体是呈片状连续分布，而贝氏体中的渗碳体呈颗粒状或薄片断续分布。其次，贝氏体中的铁素体碳浓度高于珠光体中 66

铁素体的碳浓度，呈过饱和固溶体状态。

14、下贝氏体的强度、韧性和塑性均高于上贝氏体。同一种钢材在较低温度下等温淬火得到的下贝氏体组织，其韧性和疲劳强度均高于普通淬火和用等温淬火相同的温度进行回火的组织。因此，生产中采用等温淬火都是为了得到下贝氏体组织。

15、与共析钢C曲线相比，亚共析钢C曲线图中多了一条先共析铁素体析出线，而过共析钢则多了一条先共析渗碳体（二次渗碳体）析出线。碳钢中以共析钢C曲线的鼻尖离纵坐标最远，其过冷奥氏体也最稳定。

16、当过冷度达到一定程度后，亚共析钢和过共析钢中这种先共析相便不再析出，而由过冷奥氏体直接转变成极细的珠光体（托氏体）。这时珠光体中的含碳量已不共析成分，这种非共析成分的珠光体称为伪共析体（伪珠光体）。

17、奥氏体的碳浓度、奥氏体的晶粒度和冷却时转变温度（冷却速度）的不同，亚共析钢和过共析钢中先共析相的组织形态也将有所有同。对于亚共析钢，当奥氏体晶粒较细小、等温转变温度较高、冷却速度较慢时，析出的铁素体往往呈等轴晶粒或称块状铁素体。若奥氏体晶粒比较粗大、冷却速度又较快、对于w(C)<0.6%的亚共析钢,先共析铁素体往往沿着奥氏体的一定晶面呈针片状析出,这种组织称为魏氏组织。对于w(C)>1.2%的过共析钢，若奥氏体晶粒粗大，冷却不当，也会使先共析渗碳体呈针片状析出形成魏氏组织。实验和使用证明，钢中存在轻微的魏氏组织并不降低钢的力学性能，只有当奥氏体晶粒 67

粗大，出现大的魏氏组织严重切割基体时，才会降低钢的力学性能，尤其是对冲击韧性的影响更大。总之，魏氏组织就是先共析相（先共析铁素体和先共析渗碳体）呈针片状沿奥氏体晶面析出所形成的组织。它只存在珠光体转变的亚共析和过共析钢中。

18、经铸造、锻轧、焊接的中碳、低碳钢奥氏体晶粒往往很粗大，在空冷后最易出现魏氏组织。钢中出现的魏氏组织，通常可采用退火或正火的方法予以消除。

19、由于先析铁素体或先共析渗碳体的析出，对奥氏体的分解起到非自发晶核的作用，因而加速了奥氏体的分解过程，所以亚共析钢中过冷奥氏体的稳定性随含碳量的增加而增大，即C曲线向右移；过共析钢中过冷奥氏体的稳定性，在珠光体转变温度范围内，随着碳量的增加而下降，即C曲线向左移。此外，奥氏体含碳量越高，Ms点温度越低，亚共析钢Ms点温度一般在300℃以上，而过共析钢的Ms点温度已降低到了200℃以下了。

20、除个别元素如Co、Al（大于2.5%）外,所有合金元素都将使C曲线不同程度地向右移动,即增加过冷奥氏体的稳定性。其中尤其是硼，当其含量为0.001%~0.004%时,就显著的使C曲线向右移动.某些形成碳化物的合金元素如铬、钼、钨、钒、钛等，不仅使C曲线向右移，而且使C曲线呈两个鼻子。大多数合金元素均使Ms点温度降低，只有Co、Al使Ms点升高。

应当指出，合金元素只有溶入奥氏体中才能增加过冷奥氏体的稳定性。若以未溶的第二相存在，如某些未溶碳化物微粒存在，不但不 68

能增加过冷奥氏体的稳定性，反而作为非自发晶核会加速过冷奥氏体的分解。

21、加热温度越高，保温时间越长，过冷奥氏体越稳定，C曲线越向右移。这是因为加热温度越高，保温时间越长，奥氏体成分越均匀，晶粒越粗大，未溶碳化物质点和杂质越少，从而使新相形核的界面和非自发晶核越少的缘故。同一成分的钢，加热温度或原始组织的晶粒不同，所测得的C曲线也有较大的区别。因此，文献资料中钢的C曲线都注明了成分、加热温度和原始晶粒度。

22、过冷奥氏体连续冷却转变曲线称为“连续冷却C曲线”或“CCT曲线”。

23、奥氏体过冷到Ms线以下全部转变为马氏体的最低冷却速度，称为上临界冷却速度，一般称为临界淬火冷却速度，用Vc表示。奥氏体连续冷却时全部转变为珠光体的最大冷却速度，称为下临界冷却速度，用Vc′表示。钢在淬火时冷速应大于Vc，而在退火时的冷速不应大于Vc′。

24、马氏体实质上是碳在α-Fe中的过饱和固溶体。奥氏体向马氏体转变只发生γ-Fe→α-Fe的晶格改组而没有碳原子的扩散，因此这种转变也称非扩散性转变。马氏体转变是钢件热处理强化的主要手段。

25、由于马氏体中碳的过饱和溶解，导致α-Fe晶格由体心立方变为体心正方晶格，导致C轴的晶格常数变大，比容增加，钢中奥氏体比容最小，马氏体比容最大，而且马氏体正方度越大（含碳量越高）， 69

比容越大，因此由奥氏体转变为马氏体时的体积变化也越大，引起的内应力也越大，这就是高碳钢淬火时容易变形和开裂的原因之一。

26、淬火钢中马氏体的组织形态主要有两种基本类型，一种是片状马氏体，另一种是板条状马氏体。当奥氏体w(C)>1%的钢淬火后，几乎只形成片状马氏体，故片状马氏体又称为高碳马氏体。而w(C)<0.2%的奥氏体淬火后,几乎全部形成板条马氏体,故板条马氏体又称低碳马氏体。当奥氏体的含碳量在0.2~1.0%之间时,则形成两种马氏体的混合物。

27、片状马氏体的亚结构主要是孪晶，片状马氏体中存在大量显微裂纹，这种显微裂纹在应力作用下会逐渐扩展，互相连通，发展成宏观裂纹，导致工件开裂，这也是高碳钢淬火后脆性大的原因之一。

板条马氏体的亚结构主要是胞状，板条马氏体内存在大量的位错，这些位错分布不均匀。

钢中马氏体的形态主要是由马氏体的转变温度决定的，而马氏体的转变温度又主要是由奥氏体的化学成分决定的，其中碳浓度影响最大。

28、马氏体的强度和硬度主要取决于马氏体的含碳量。马氏体强化的原因目前认为主要有下列几个方面：首先是过饱和的碳原子使晶格正方畸变，产生了固溶强化；其次马氏体转变时在晶体内产生了大量微观缺陷（高密度位错和微细孪晶等）使得马氏体强化，即相变强化；最后马氏体析出弥散碳化物也能引起的时效强化。

马氏体的塑性和韧性主要取决于它的亚结构类型。高碳孪晶马 70

氏体的塑性及韧性低，脆性大，这是因为高碳孪晶马氏体中存在大量孪晶亚结构，同时碳在马氏体中过饱和程度大，晶格畸变严重，并存在着较大的淬火内应力的缘故。低碳位错马氏体则不然，它具有较高的塑性与韧性。

30、片状马氏体硬度高且脆性大，而板条状马氏体不仅具有较高的强度和硬度，同时也具有良好的塑性和韧性，即板条马氏体是一种具有高强韧性的组织。因此，近年来将低碳低合金钢强烈淬火获得低碳马氏体的热处理工艺得到了广泛应用。

31、马氏体转变和其他相变一样，也是由形核和核长大两个基本过程所组成的。（1）、由于马氏体转变温度低，过冷度极大，故奥氏体中的铁、碳原子都不能进行扩散，转变时只发生γ-Fe→α-Fe的晶格改组。因此，马氏体转变是无扩散性相变。（2）、共格切变性：马氏体转变是晶体切变过程，在切变过程中完成晶格重构。即靠新相与旧相界面上的原子以协同的、定向的、有次序的方式从旧相向新相中移动来实现转变。相邻原子间的相对移动不超过一个原子间距，故这一过程称为切变。（3）、随着温度的降低，马氏体转变量愈来愈多，冷却中断，转变很快停止，只有继续冷却，马氏体才能继续形成。当温度降低到Mf点时，马氏体转变便结束。Ms点和Mf点的位置与冷却速度无关,主要取决于奥氏体的化学成分。（4）、马氏体的转变速度极快，故在通常情况下看不到马氏体的长大过程。马氏体量的增加不是靠已经形成的马氏体的不断长大，而是靠新的马氏体片的不断形成。由于马氏体形成速度极快，马氏体片生成时可能因相互撞击作用而形 71

成裂纹或断裂，这就是片状马氏体中显微裂纹形成的原因。（5）、马氏体转变不能进行到底，或多或少总有一部分未转变的奥氏体残留下来，这部分奥氏体称为残余奥氏体。即使奥氏体过冷到Mf点以下，组织中仍然得不到百分之百的马氏体，总有少量的残留奥氏体被保留下来。这是因为马氏体形成时伴随着体积膨胀，对尚未转变的奥氏体产生了多向压应力，从而阻碍了奥氏体向马氏体继续转变。要消除残留奥氏体，必须经多次回火。对于一些高精度的工件（如精密量具、精密丝杠、精密轴承），生产中采用冷处理，即淬火冷却到室温后，随即向零度以下温度继续冷却的方法以减少残留奥氏体的数量。

第四节 钢的退火和回火

1、退火是将钢加热到临界点Ac1或Ac3以上，保温后缓慢冷却（炉冷、坑冷、灰冷），获得珠光体型组织的热处理工艺。对于亚共析钢和过共析钢来说，退火的实质是使奥氏体进行先共析转变和珠光体转变。退火的目的：（1）、降低硬度、提高塑性，改善冷压和切削加工性能；（2）、细化晶粒，改善组织，以提高钢的力学性能，为最终热处理（淬火和回火）作好组织上的准备；（3）、消除残余应力，稳定零件尺寸，防止零件变形和开裂。根据钢的成分和退火目的不同，退火操作一般可分为完全退火、等温退火、球化退火、扩散退火和去应力退火。

2、完全退火：又称重结晶退火，主要用于亚共析成分的碳钢和合金钢铸、锻件及热轧型材，有时也用于焊接结构件。其目的是细化晶粒，消除内应力与组织缺陷，降低硬度，提高塑性，为随后的切削加工和 72

淬火作组织准备。完全退火工艺是将钢件加热到Ac3以上20~60℃，保温一定时间，随炉缓冷（或埋在砂中或石灰中冷却）至600℃以下，再出炉至空气中冷却。保温后的冷却速度要缓慢，保证奥氏体在A1~650℃之间的转变。碳钢的冷却速度应为100~200℃/h；一般合金钢应为50~100℃/h；高合金钢应为10~50℃/h。

3、等温退火：钢经奥氏体化后，以较快速度冷却到A1以下某一温度，等温一定时间，使奥氏体在等温中发生珠光体转变，然后又以较快冷速（一般为空冷）冷至室温。因为完全退火生产工艺周期长，尤其是某些奥氏体稳定性比较大的合金钢，因此生产中常采用等温退火来代替完全退火。等温退火主要用于要求比较高的合金钢工件，获得的组织与性能比较均匀。

4、球化退火：球化退火主要用于共析或过共析成分的碳钢和合金钢。其目的是为了降低硬度，改善切削加工性能，并为淬火作好组织准备。球化退火就是使珠光体中的层片状渗碳体和网状渗碳体都发生球化，变成球（粒）状渗碳体。这种铁素体与球状渗碳体的机械混合物组织叫做球状珠光体。

普通球化退火：将钢件加热到Ac1以上20~30℃，保温2~4小时，然后以50~100℃/h的速度随炉缓冷到600℃以下再出炉空冷。

等温球化退火：将钢件加热到Ac1以上20~30℃，保温2~4小时，再冷却到Ar1以下20℃左右等温4~6小时后，然后炉冷到600℃以下，再在空气中冷却至室温。

为了便于球化过程的进行，对网状渗碳体严重的过共析钢，应在 73

球化退火之前进行一次正火，以消除网状渗碳体。

球状珠光体除了由过冷奥氏体直接分解而成之外，还可以由片状珠光体在略低于A1的温度加热球化而得；还可以由马氏体或贝氏体高温回火而得。

5、扩散退火：将钢加热到Ac3+（150~250℃），通常为1000~1200℃，保温15~20小时，然后空冷至室温。主要用于合金钢铸锭和铸件，其目的是消除铸造结晶过程中产生的枝晶偏析，使化学成分均匀化，改善性能，故扩散退火又称为均匀化退火。

钢中合金元素越高，加热温度越高，为了防止过烧，加热温度一般要低于固相线100℃左右。

由于扩散退火加热温度高，加热时间长，退火后的组织严重过热，因此必须再一次进行完全退火或正火来细化晶粒，消除过热缺陷，改善工件性能。

6、去应力退火：将工件缓慢加热到600~650℃，保温一定时间（一般每毫米厚需保温3分钟），然后随炉缓慢冷却（不大于100℃/小时）至200℃再出炉冷却。其目的是消除铸件、锻件、焊接件、冷冲压件以及机加工工件中的残余应力，以稳定工件的尺寸，防止工件在随后的机械加工或以后长期使用过程中变形或开裂。

低温加热时残余应力的消除是通过塑性变形或蠕变变形产生的应力松弛来实现的。采用更高温度退火（如完全退火）虽然应力消除得更彻底，但钢的氧化、脱碳较严重，甚至会产生高温变形，故对只要求消除残余应力的工件，一般都进行去应力退火。

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7、正火：将钢加热到临界点（Ac3、Accm）以上，进行完全奥氏体化，然后在空气中冷却（夏天时需吹风或喷雾），这种热处理工艺称为正火。也叫“常化”。

正火的加热温度与钢的化学成分有关。一般低碳钢的加热温度为Ac3以上100~150℃；中碳钢加热温度为Ac3以上50~100℃；高碳钢加热温度为 Accm以上30~50℃。保温时间可用经验公式确定。冷却时工件必须散开放置，不能堆放。

8、正火过程的实质是完全奥氏体化加伪共析转变（没有先共析相析出），它是退火的一种特例。正火的冷却速度较快，过冷度较大，因而发生了伪共析转变，使组织中的珠光体量增多，且片层间距变小。含W(C)=0.6%~1.4%的碳钢正火后,组织中一般不出现先共析相,只存在伪共析的珠光体和索氏体。在W(C)<0.6%的碳钢中，正火后还会出现铁素体。

9、正火只适用于碳钢及低、中合金钢，而不适用于高合金钢，因为高合金钢的奥氏体很稳定，C曲线很靠右，空冷速度也大于临界淬火速度，空冷也能淬火。高合金钢称为“空淬钢”或“自硬钢”，也叫“马氏体钢”。

10、正火后钢的强度、硬度、韧性都比退火后的高，且塑性也不降低。

11、正火的应用：（1）、改善低碳钢和低碳合金钢的切削加工性能（一般认为硬度在160~230HB范围内的金属，其切削加工性能较好）。（2）、作为普通结构零件和某些大型或形状较复杂零件的最终热处理。因为正火可细化晶粒，提高力学性能，且避免大型或复杂零件淬火时存在 75

的开裂危险。（3）、作为中碳结构钢制作的较重要零件的预备热处理。也可代替调质处理，为以后高频表面淬火做好组织准备。（4）、用于消除铸钢件中的魏氏组织。（5）、用于消除过共析钢中的网状二次渗碳体。这是因为正火时，由于冷却速度较快，二次渗碳体来不及沿奥氏体晶界呈网状析出，二次渗碳体网在正火后被破碎，因而有利于球化退火时渗碳体球化。

？？12、退火和正火为什么能细化晶粒？？？退火为什么能降低硬度，提高塑性？？？

第五节 钢的淬火

1、淬火：将钢加热到临界点（Ac1、Ac3）以上，经保温后快速冷却（超过该钢的临界淬火冷却速度），使奥氏体转变为马氏体的一种热处理工艺。其目的主要是获得马氏体组织。

淬火的实质是奥氏体化后进行马氏体转变。

淬火和不同温度的回火相配合，使钢获得不同的马氏体分解产物，从而具有不同的力学性能，淬火和回火相配合，是提高结构零件的强韧性，提高工具的硬度和耐磨性的重要手段。

2、对于亚共析钢，适宜的淬火加热温度为：Ac3+（30~50）℃。 对于共析钢、过共析钢，适宜的淬火加热温度为：Ac1+（30~50）℃。

3、亚共析钢应加热到Ac3以上完全奥氏体化淬火，目的是为了防止淬火组织中存在先共析铁素体组织，从而导致组织出现软点，降低淬火钢的硬度。但温度也不能过高，否则钢的氧化脱碳严重，奥氏体晶 76

粒粗化，淬火后马氏体粗大，使钢的性能变坏。

过共析钢应该在Ac1~ Accm之间加热，进行不完全淬火，因为在淬火之前，已经进行过球化退火，其原始组织为球化珠光体加粒状渗碳体。进行不完全淬火的目的就是为了让未溶的渗碳体颗粒保留下来。这样可以提高钢的硬度和耐磨性。如果加热温度过高（在Accm以上），渗碳体完全溶入奥氏体中，使其含碳量增加，Ms点降低，淬火后残余奥氏体量就增多，钢的硬度和耐磨性降低，并且奥氏体晶粒粗化，淬火马氏体粗大，显微裂纹增多，使钢的脆性大为增加，另外，淬火应力增大，从而使工件的变形和开裂倾向增加。

合金钢淬火，因为合金碳化物难溶入奥氏体中，为了保证奥氏体具有尽可能高的合金浓度，所以加热温度相对来说要高一些。

应该指出，淬火加热温度的选择，除了与钢的临界点有关外，还与工件的形状和尺寸、淬火冷却介质及淬火方法等有关，故在实际生产中必须全面考虑各种因素的影响，结合具体情况和实际试验来确定淬火加热温度。

4、淬火加热时间（包括升温时间、工件透烧时间和组织转变时间）应根据生产实际情况，综合考虑各种影响因素，并通过试验才能合理选定。大概估算有一个计算公式可供参考。就是加热时间=加热系数＊工件有效厚度。

5、工件在淬火介质中的冷却速度必须大于临界冷却速度，但又要减少变形和防止开裂。目前生产中应用较广泛的冷却介质有水、油、盐或碱的水溶液。近年来工厂中还试用一些效果比较好的新的水溶液淬 77

火介质，如水玻璃-碱（或盐）水溶液、氯化钠-碱水溶液、过饱和硝盐水溶液，以及以聚乙烯醇为主的合成淬火冷却介质。

6、从碳钢的奥氏体等温转变曲线可以看出，要获得马氏体组织，并不需要在整个冷却过程中都进行快速冷却。关键是在过冷奥氏体最不稳定的C曲线鼻尖附近，即在650~550℃的温度范围内要快速冷却，而在其他温度区间并不需要快冷，尤其是在Ms点以下的马氏体转变区更不需要快冷。否则工件截面上的内外温差增大，再加上马氏体转变将使工件的体积胀大，这样就使马氏体转变不能同时进行而造成组织应力，冷却速度愈大，组织应力愈大。而且马氏体转变温度已较低，钢的塑性已降低，因而在马氏体转变过程中容易引起变形与开裂。

7、水的冷却能力随水温的升高而降低，而且对应最大的冷却速度的温度移向低温，故淬火时水的温度一般不超过40℃。

油淬火时随着油温升高会使油变稀而增加流动性，使其冷却能力反而提高，改善淬火效果。使用时，油温一般控制在60~80℃，最高不超过100~120℃，以免油温过高引起着火。

各种冷却介质的冷却特性具体见P191~192。

8、实际生产中淬火介质并不能完全满足淬火质量的要求，因此，在热处理工艺方面还必须采取正确的淬火冷却方式，进行正确的淬火操作。几种常见的淬火方法：

（1）、单液淬火法；（2）、双液淬火法：先把加热的工件投入冷却能力较强的介质中冷却到稍高于Ms点的温度，然后立即转入到另一冷却能力较弱的介质中，以获得马氏体组织的淬火方法。主要用于形状 78

较复杂的碳钢工件。因为工件在冷却能力较强的介质中快速冷却能抑制过冷奥氏体的分解。采用双液淬火法可以减小淬火应力，防止工件变形和开裂。关键在于控制工件在第一介质中的停留时间，目前生产中是根据工件尺寸凭经验确定。（3）、分级淬火法：把加热的工件先投入温度在Ms点附近的盐浴或碱浴槽中，停留2~3分钟，然后取出空冷，以获得马氏体组织的淬火。分级时间不要过长，工件内外达到均温即可，一般只要2~5分钟。由于盐浴或硝盐浴的冷却能力较小，容易使过冷奥氏体稳定性较小的钢在分级过程中形成珠光体，故此法只适用于截面尺寸不大、形状复杂的碳钢及合金钢工件。目的是为了使工件内外温度较为均匀，减少淬火应力，防止变形开裂。（4）、等温淬火法：把加热工件投入温度稍高于Ms点的盐浴或碱浴槽中，保温足够时间（一般为30分钟以上），使其发生下贝氏体转变后取出空冷的淬火方法。钢经等温淬火后的组织为下贝氏体，故又称贝氏体淬火。等温淬火的加热温度最好比普通淬火高30~80℃，等温温度和时间主要根据工件的组织与性能要求，从该钢的C曲线上选定。等温淬火的工件产生的内应力很小，不易发生变形与开裂，同时所得的下贝氏体组织又具有良好的综合力学性能。一般情况下，碳钢和低合金钢等温淬火后不再进行回火。故常用来处理形状复杂、尺寸要求精确，并且硬度与韧性都要求较高的工件。低碳贝氏体的性能不如低碳马氏体好，故低碳钢一般不进行等温淬火。等温淬火适于中碳以上的钢。

9、在热处理生产中，由于操作控制不当，常给零件带来某些缺陷。特别是在淬火时，更应当注意避免或减少缺陷的产生。这是因为淬火 79

加热温度高，冷却速度快，最易产生缺陷，而且这时零件尺寸经切削加工已基本达到要求，致使缺陷在随后的加工中不易排除或校正。常见的淬火缺陷有以下几种：（1）、过热与过烧：钢在加热时，因加热温度过高，或加热时间过长而引起奥氏体晶粒过分粗大（淬火后得到粗大马氏体组织）的现象称为过热；过热影响零件热处理后的性能，特别是降低冲击韧性，而且也容易引起淬火变形和开裂。它可以通过退火或正火并重新淬火来补救。加热温度过高，造成钢的晶界严重氧化或熔化的现象则称为过烧。它不能用其他办法挽救，只能使零件报废。防止过热或过烧的主要措施是严格控制淬火加热温度和加热时间。（2）、氧化和脱碳：钢在氧化性介质（氧气、二氧化碳、水蒸汽）中加热时，铁原子和合金元素原子会与氧发生作用而被氧化，氧化分为两种：一种是表面氧化，在钢的表面生成氧化膜；另一种是内氧化，在一定深度的表面层发生晶界氧化。钢在脱碳性气氛中加热时，气氛中氧气、二氧化碳、水蒸气和氢气等便与钢表层中的固溶碳发生化学反应，生成气体逸出钢外，使钢的表层碳浓度降低，即发生脱碳，脱碳严重时，可以使表层变成铁素体。淬火时的氧化与脱碳不但影响工件的尺寸和造成钢材大量损耗，而且使工件的表面硬度和疲劳强度降低，极大地缩短工件的使用寿命，同时还会增加淬火开裂危险，磨削时造成磨削裂纹。减少或防止淬火加热时的氧化与脱碳可采取如下措施：采用脱碳良好的盐浴炉加热；在空气为介质的炉中加热时，可在工件表面涂上一层防氧化脱碳涂料，或往炉中加入适量木炭、滴入煤油等物质，或将工件装入铸铁箱中充以木炭或铁屑；在可控气氛炉中 80

加热，控制炉内气氛，使工件表面既不氧化、不脱碳，也不渗碳；在真空炉中加热不仅能防止工件氧化与脱碳，还能使工件表面去气净化，提高性能。（3）、变形与开裂：变形是淬火工艺中较难解决的问题，要完全不变形，特别对尺寸大的工件是不可能的。一般把变形量控制在一定的范围内，超过变形量时，可用校正方法校正。开裂是要绝对避免的，因为开裂的工件无法挽救，只有报废。淬火中工件变形与开裂主要是淬火时形成的内应力引起的。淬火内应力有热应力和组织应力两种。热应力是由于工件在加热和冷却时内外温度不均匀，造成工件截面上热胀冷缩的先后不一致所产生的。组织应力是由于奥氏体和马氏体的比容不同，以及工件淬火时各部位马氏体转变先后不一致引起体积膨胀不均匀所产生的。淬火工件的变形与开裂是这两种淬火内应力综合作用的结果。当淬火内应力超过钢的屈服强度时，工件就会发生塑性变形；淬火内应力超过钢的强度极限时，工件就会开裂。影响淬火变形的因素很多：奥氏体的成分、钢的淬透性、淬火的加热温度和冷却速度、原始组织和淬火前的残余应力大小及分布、工件的形状以及不正确的操作等等都可能引起工件淬火变形与开裂。为了控制与减少变形，防止开裂，可采取如下措施：（1）、合理进行零件结构设计，尽量采用对称、封闭结构和组合结构，以避免应力集中引起的变形和开裂。（2）、采用合理的锻造和预先热处理；（3）、合理制定淬火工艺；（4）、淬火后应及时回火，以减小淬火应力和稳定组织；

（5）、采用正确的操作方法，这也是减小变形与开裂的有效措施之一。

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第六节 钢的回火

1、将淬火钢重新加热到A1以下某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温的热处理工艺称为回火。它是紧接淬火之后的一道热处理工序。

2、回火决定了钢在使用状态下的组织和性能，也可以说是决定了工件的使用性能和寿命。回火的目的：（1）、降低脆性、减小或消除内应力；（2）、稳定组织、稳定尺寸，淬火马氏体和残留奥氏体都是不稳定组织，它们具有自发地向稳定组织转变的趋势，因而将引起工件形状与尺寸的改变，淬火的残余应力也会由于自动平衡，使工件变形。通过回火使淬火组织转变为稳定组织，并消除淬火残余内应力，从而保证工件在使用过程中不再发生形状和尺寸的改变。（3）、获得工件所需要的组织和性能。

回火还可以用于某些难以软化的合金钢，在淬火或正火后采用高温回火，使钢中的碳化物适当聚集，将使硬度降低，以利于切削加工。

3、钢淬火后的组织主要是由淬火马氏体和少量的残余奥氏体组成，这种组织状态并不稳定，它们在回火过程中会向稳定的组织状态转变。对淬火碳钢来说，其回火过程一般分为四个阶段：

第一回火阶段（不高于200℃），在这一阶段，从过饱和的α固溶体（即淬火马氏体）中析出ε碳化物，它在马氏体中碳原子偏聚区形核长大，以高度弥散形式析出，并与母相保持共格关系。马氏体的分解（即从马氏体中析出碳化物）对碳钢来说，一直延续到350℃左右才基本结束。对于某些高合金钢甚至可延续到600℃左右。这阶 82

段回火组织是由过饱和α固溶体和与其保持共格关系的ε碳化物组成，这种组织称为回火马氏体。在这一阶段钢的硬度并不降低，因为ε碳化物极为细小，弥散度极高，而且α固溶体仍是过饱和固溶体。由于ε碳化物的析出，晶格畸变降低，淬火内应力却有所减小。这里必须指出，对于W（C）<0.2%的板条马氏体，由于碳原子绝大部分偏聚在高密度的位错线附近，处于自由能较低的状态，因此，在这一阶段回火时并不析出ε碳化物。

第二回火阶段（200~300℃）：残余奥氏体于200℃开始分解，至300℃基本结束。在这一阶段残留奥氏体转变为下贝氏体，随着温度继续升高，下贝氏体将进一步转变为铁素体和渗碳体的二相混合物，即珠光体型产物。马氏体的分解在这一阶段还要继续。马氏体的分解虽然会使钢的硬度降低，但同时由于较软的残留奥氏体转变为较硬的下贝氏体，故钢的硬度并没有明显降低，但淬火应力进一步减小。对于某些高合金钢，残留奥氏体不仅数量较多，而且非常稳定，即使在高温回火时也不发生或不能完全分解，而在回火冷却过程中转变为马氏体，使钢的硬度明显升高，这被称为“二次淬火”。

第三阶段回火（300~400℃）：由于马氏体在低温下析出的ε碳化物是一亚稳相，在这一阶段回火时，ε碳化物将转变为稳定的Fe3C。转变过程或以ε碳化物重新溶入α固溶体而稳定相Fe3C不断析出的方式进行，或是在原来析出的ε碳化物的基础上发生成分变化和点阵重构的方式进行。最初转变的Fe3C相呈细小片状，随着温度升高，Fe3C不断长大。W（C）<0.2%马氏体，在这一阶段回火时， 83

直接由过饱和的α固溶体析出Fe3C，不经过ε碳化物转变为Fe3C的过程。在这一阶段，α固溶体的含碳量几乎已降到平衡含碳量，马氏体的正方度已接近1，所以钢的硬度降低，而淬火应力基本消除。此时钢的组织是由铁素体和颗粒状渗碳体组成的混合物。

第四回火阶段（高于400℃）：在这一阶段，渗碳体颗粒将逐渐聚集长大。聚集长大过程是通过小颗粒渗碳体不断溶入α相（铁素体）中，而α相中碳原子通过扩散不断地向大颗粒渗碳体上沉积的方式来实现的。回火温度越高，成长的渗碳体颗粒也越大，弥散度越小，钢的强度、硬度也越低。在这一阶段，α相逐渐发生再结晶，使铁素体形态由原来的板条状或片状，变成多边形等轴状晶。如果回火温度继续升高，接近700℃，则得到球化组织。

由上述可知，回火过程是一个较复杂的过程，整个回火过程是一个连续的组织转变过程，四个阶段的组织转变不是截然分开的，而是有机地结合在一起，一种转变还未结束，另一种转变已经开始。

4、按淬火钢回火后的组织特征，将回火产物分为以下四种：

（1）、回火马氏体（150~250℃回火产物）：它是由过饱和α固溶体和与其保持共格关系的ε碳化物组成。它比淬火马氏体容易被腐蚀，是因为生成了大量高度弥散的ε碳化物，故在光学显微镜下呈暗黑色。

（2）、回火托氏体（300~500℃回火产物）：它是由尚未发生再结晶的铁素体（呈针状或条状）与弥散分布的细小渗碳体颗粒组成的混合物。

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（3）、回火索氏体（500~600℃回火产物）：它是由已再结晶的多边形晶粒的铁素体与均匀分布的细粒状渗碳体组成的混合物。由于渗碳体聚集长大，故渗碳体颗粒要比在回火托氏体中的大，弥散度较小。

（4）、回火珠光体（650~A1回火产物）：它是由多边形铁素体与较大粒状的渗碳体组成，也称球化珠光体。其硬度、强度较低，塑性较高，一般不作最终热处理组织应用。

5、高碳回火马氏体与淬火马氏体相比，尽管硬度、强度相差不大，但高碳回火马氏体的脆性大为降低。在硬度相同时，回火托氏体和回火索氏体比由过冷奥氏体冷却时直接转变的一般托氏体和索氏体的性能要高，它们具有较高的强度、塑性和韧性。这主要是由于回火组织中渗碳体呈粒状形态存在并均匀弥散分布的缘故。

6、把淬火加高温回火的热处理工艺称为调质处理，所得的组织为回火索氏体。它具有良好的综合力学性能。它广泛用于汽车、拖拉机、机床等重要结构零件，如连杆、螺栓、齿轮及轴类等交变负荷下工作的零件。

钢经调质处理后不仅强度较高，而且塑性与韧性显著超过正火状态。因此，重要的结构零件，均进行调质处理而不用正火。这是因为调质处理后的组织为回火索氏体，其中渗碳体呈粒状均匀弥散分布在铁素体基体上，而正火得到的索氏体中渗碳体呈片状。

调质处理不但可作为上述零件的最终热处理，而且可作为表面淬火和化学热处理（如氮化）的预先热处理。

确定回火时间的基本原则是保证工件透热以及组织转变能够充 85

分进行。实际上，组织转变所需的时间一般不大于30分钟，而透热时间则随温度、工件的有效厚度、装炉量及加热方式等的不同而波动较大，一般为1~3小时。回火后的冷却对碳钢的性能影响不大，但为了避免重新产生内应力，一般采用在空气中缓慢冷却。但对具有高温回火脆性的合金钢工件，高温回火后应进行水冷或油冷，以防止回火脆性的产生。

7、在250~400℃温度范围内回火出现的脆性称为低温回火脆性，也叫第一类回火脆性。如将已经产生这种脆性的工件，在更高的温度回火后脆性消除，再在300℃左右回火，脆性不再出现，故又称为不可逆回火脆性。

产生低温回火脆性的原因一般认为是由于在250℃以上ε碳化物转变为极细的薄片状碳化物χ-Fe5C2或θ-Fe3C，并沿板条马氏体的板条、束的边界或片状马氏体的孪晶带和晶界上析出造成的。此外，残留奥氏体的分解也会加重这种回火脆性，但不是主要原因。

无论碳素钢还是合金钢，也不论含碳量高低，只要在低温回火脆性区间回火都会脆化，只有躲开这一脆性温度区间回火，才能避免这种回火脆性。

8、某些合金钢，尤其含铬、镍、锰等元素的合金钢，在450~650℃温度范围内回火后出现的脆性称为高温度回火脆性，也叫第二类回火脆性。这种脆性与加热和冷却条件有关，若加热至600℃以上缓冷通过450~550℃脆化区，将出现脆性。将已脆性的工件重新加热至600℃以上然后快冷，则可消除这类脆性。但如果在加热后缓冷，或在 86

450~550℃长期停留，脆性又复出现，故这类脆性也称可逆回火脆性。 产生高温回火脆性的原因，一般认为主要是磷、砷、锑、锡等微量杂质在晶界上偏聚和析出而使晶界变脆所造成的，钢中含有铬、镍、锰等合金元素时，更容易出现高温回火脆性，因铬、镍不但促进上述微量杂质在晶界上偏聚，同时铬、镍本身也发生晶界偏聚，增大了回火脆化倾向。

生产中采用回火后快速冷却（油冷或水冷），或在钢中加入少量的钨和钼等合金元素能消除或防止高温回火脆性。快速冷却可以抑制上述杂质元素在晶界的偏聚和析出。钼能抑制锑等杂质元素向晶界偏聚，其本身也不向晶界偏聚。此外，采用在A1~A3之间加热淬火（亚温淬火），使组织中残存少量铁素体，磷、砷、锑、锡等杂质优先进入铁素体中，而不进入奥氏体中，淬火马氏体几乎不含这些脆性杂质，因此也可减轻高温回火脆性的危害。

第七节 钢的淬透性

1、所谓钢的淬透性，就是钢在淬火时能够获得马氏体的能力。它是钢本身固有的一个属性，钢的淬透性是在规定的试样尺寸和冷却条件下测定的。淬透性的大小是以一定淬火条件下淬透层深度来表示。淬透层深度为零件表面向里深入到半马氏体层（即50%马氏体+50%托氏体或其他分解产物）的距离。利用测定截面硬度分布便可求出淬硬层深度。因为钢的含碳量决定了半马氏体组织的硬度，它们之间有一个对应的关系。

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2、钢的淬硬性也叫可硬性，是指钢在淬火以后能够达到的最高硬度，它主要取决于马氏体的含碳量。它不同于钢的淬透性，淬透性好的钢，淬硬性不一定高。两者没有必然的联系。

3、凡是使过冷奥氏体稳定性增加的因素，或者说凡使C曲线位置右移，减小临界冷却速度的因素，都使钢的淬透性提高；反之，则降低钢的淬透性。合金元素除钴和铝（含量大于2.5%）以外，都能使钢的淬透性提高，因此，发展合金钢的主要目的之一就是提高钢的淬透性。

4、奥氏体化温度越高，保温时间越长，则奥氏体晶粒愈粗大，成分愈均匀，残余渗碳体或碳化物的溶解也愈多，使过冷奥氏体越稳定，C曲线越右移，淬火临界冷却速度越小，故钢的淬透性越好。

5、钢的淬透层深度是在具体的条件下，钢件淬火后得到的淬硬层深度，它除与钢的淬透性有关外，还与工件的形状、尺寸以及淬火介质的冷却能力有关。不同钢种制作的形状和尺寸相同的工件，在同样的淬火条件下，淬透性越高的钢种，淬透层深度越大；同一钢种在同样的奥氏体化条件下和同一冷却介质中淬火时，工件体积越大，则淬透层深度越浅，这就是所谓的“质量效应”。此外，工件各部位的厚薄及散热条件不同，其冷却速度也不相同，显然其淬透层深度也是不一样的。同一钢种相同截面尺寸的工件，在相同的奥氏体化条件下淬火，淬火介质的冷却能力越强，则工件的淬透层深度越大。

6、我国现行标准中，有两个淬透性检验方法，即GB/T227-1991工具钢淬透性试验方法和GB/T225-1988钢的淬透性末端淬火试验方法。 88

前者适用于弱淬透性与中等淬透性的工具钢，不适用于心部淬透的工具钢，后者适用于优质碳素结构钢、合金结构钢、弹簧钢、部分工具模具钢、轴承钢及低淬透性结构钢，不适用于空气淬硬钢和甚低淬透性钢。前者淬透层深度表示方法为：淬透层深度（淬火温度）；后者的淬透性值表示方法为：JHRC（只注明硬度值）或HV（不但应注明硬度值，后面必须加上HV）-距离试样淬火端的距离，如J42-6表示至试样淬火端距离为6mm处的硬度平均为42HRC，又如J340HV-15表示距淬火端面15mm处的硬度为340HV。

生产中也常用所谓临界淬透直径（Do）表示钢的淬透性，它是指钢在某种淬火冷却介质中冷却时，其心部能淬透的最大直径。显然，在相同的冷却条件下，Do越大，钢的淬透性也越好。同一钢种在不同的冷却介质中冷却，其临界淬透直径也不相同。

第八节 钢的表面热处理

1、目前表面热处理的种类很多，通常可概括为两大类，即表面淬火和化学热处理。

2、根据加热方法的不同，表面淬火可分为感应加热表面淬火、火焰加热表面淬火、电接触加热表面淬火、电子束加热表面淬火、激光束加热表面淬火。目前生产中应用最广泛的是感应加热表面淬火，其次是火焰加热表面淬火。

3、感应加热就是利用涡流在工件截面上的分布不均匀，即表面密度大，中心密度小这一原理对工件进行表面加热的。感应圈的电流频率 89

越高，涡流集中的表面层（或涡流透入工件表层的深度）越薄，这种现象称为表面效应或集肤效应。涡流透入深度δ和电流频率f之间有着一定的关系：δ=（500~600）/f的平方根。感应加热按电流频率的不同可分为高频（200~300KHz）、超音频（20~40K Hz）、中频、工频四种。其中超音频兼有高、中频加热的优点，淬硬层略高于高频，而且沿零件轮廓均匀分布。

4、感应加热淬火后一般只进行低温回火，主要是为了降低脆性，但应尽量保持高硬度和高的表面残余应力，回火的方式可在炉中回火，也可采用自回火和感应加热快速回火。感应加热表面淬火最适宜的钢种是中碳钢和中碳合金结构钢，在某些情况下，高碳工具钢和低合金工具钢零件及铸铁件也可采用感应加热表面淬火。低淬透性钢（如55Ti、60 Ti及70 Ti等）是感应加热表面淬火专用钢，用于制作中、小模数齿轮。由于淬透性低（比碳钢低），感应加热淬火后淬硬层沿齿廓分布，即所谓“仿形硬化”，而各齿的心部仍保持强韧状态，即使在较大冲击载荷作用下，也不易发生断齿。

5、与普通加热淬火比较，感应加热表面淬火有以下主要特点：

（1）、加热速度快，一般只需几秒至几十秒的时间就把零件加热到淬火温度。这样，相变过程中铁、碳原子都来不及扩散，所以感应加热表面淬火温度要比普通加热淬火高几十度。

（2）、加热时间短，奥氏体晶粒来不及长大，故淬火后可在表层获得极细马氏体，零件硬度较普通淬火高2~3HRC，且脆性较低，疲劳极限较高。工件不易氧化和脱碳，故表面质量好。

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（3）、感应加热表面淬火工件表层存在残余压应力，它能部分地抵消在循环载荷作用下产生的拉应力，从而可提高疲劳极限。

（4）、生产效率高，易实现机械化和自动化，适宜于大批量生产。

6、火焰加热表面淬火是以高温火焰为热源的一种表面淬火法。常用的火焰为乙炔—氧（约1:1）、煤气-氧（约1:0.6）、天然气-氧（约1:1.2）、丙烷-氧（约1:4）。乙炔-氧火焰温度可达3200℃，煤气-氧火焰温度可达2000℃。其淬硬层深度一般为2~6mm。这种淬火方法主要适用于中碳钢、中碳合金钢及铸铁大型工件的局部表面淬火。火焰加热表面淬火方法简单，操作方便，不需要特殊设备，可以处理大尺寸的零件，也适用于单件或小批量生产。但由于其加热温度不易控制，零件表面易过热，淬火效果不稳定等原因，因而限制了它的应用。

7、化学热处理是把钢制工件置于某种介质中，通过加热和保温，使介质分解析出某些元素的活性原子渗入工件表层，从而改变工件表层的化学成分，以获得预期的组织和特殊的力学或物理化学性能的一种热处理工艺。它的特点是除了组织变化外，工件表层的化学成分也发生了变化。

8、根据渗入元素不同，化学热处理可分为渗碳、氮化、碳氮共渗、渗硼、渗硅、渗铝、渗铬等。

9、化学热处理的基本过程：（1）、渗剂的分解，只有活性原子才能被工件表面所吸收；（2）、工件表面对活性原子的吸收（吸附和溶解），活性原子进入铁的晶格中，即溶入金属基体，形成固溶体；（3）、原 91

子向钢内的扩散，形成一定的扩散层。如果渗入元素能与铁形成化合物，那么，当表面的渗入元素浓度超过该元素在铁中的固溶度时，便会在表面形成化合物层。渗入元素原子通过化合物层向内部扩散，化合物层也就增厚，这就是所谓“反应扩散”过程。钢在渗碳、氮化、渗硼、渗铝和渗铬等工艺过程中，都要发生反应扩散。

10、把钢置于渗碳的介质中，加热到单相奥氏体状态，保温一定时间，使碳原子渗入钢的表层的过程称为渗碳。渗碳温度为900~950℃。渗碳用钢一般为含碳0.1%~0.25%的低碳钢和低碳合金钢。根据所采用的渗碳剂的不同，渗碳方法可分为固体渗碳、液体渗碳和气体渗碳三种，目前生产中应用较多的是气体渗碳。渗碳过程主要是依靠一氧化碳与红热的零件表面接触分解为二氧化碳和活性碳原子来进行的。

11、固体渗碳剂一般由木炭与碳酸盐（碳酸钡或碳酸钠等）混合组成。该法设备费用低廉、操作简单，适用大小不同零件，因此，目前一些工厂仍在使用，但其生产效率低，劳动条件差，渗碳质量不易控制，故已逐渐被气体渗碳法所代替。

12、气体渗碳法目前采用两类气体渗碳剂，一类是有机液体，如煤油、甲苯、甲醇、乙醇和丙酮等，另一类是渗碳气体，如城市煤气、丙烷、石油液化气、丁烷以及天然气等。分解后的炉内渗碳气氛主要由CO、CO2、H2、CH4等组成。气体渗碳的渗碳速度要高于固体渗碳。目前，国内已广泛采用可控气氛进行气体渗碳，通过控制炉内气氛的碳势（即气氛在加热时脱碳作用和渗碳作用逐渐保持平衡时钢表面的含碳量），严格控制工件表面含碳量、碳浓度分布以及渗碳层深度，确 92

保渗碳层质量。可控气氛渗碳是目前化学热处理工艺的主要方向之一。

13、低碳钢经渗碳后，由表面到中心依次为过共析区（珠光体加二次渗碳体）、共析区（珠光体）、亚共析区过渡层（铁素体加珠光体）、中心为原始组织。目前对渗碳层深度的标准尚无统一的规定，碳钢的渗碳层深度一般是指从表面到含碳0.4%处的深度。对于合金渗碳钢，则从表面一直测量到出现基体组织为止，即以过共析区、共析区和过渡层三者之和作为渗碳层深度。对于某种零件最适宜的渗碳层深度，只有按照具体情况通过反复实践找出规律来确定。

14、工件渗碳后提高了表面碳浓度，同时，在高温下长时间保温，往往引起奥氏体晶粒长大，因此，只有经过适当的热处理，才能有效地发挥渗碳层的作用和细化心部组织。渗碳件的热处理工艺通常有：

（1）、直接淬火法，此法不需要重新加热淬火，适用于细晶粒钢。（2）、一次淬火法，淬火温度一般选在略高于心部对应成分的Ac3，对于不重要的，载荷较小的渗碳件，其淬火温度可选在Ac1~Ac3之间。此法也适用于细晶粒钢。（3）、二次淬火法，第一次淬火（或正火）是为了细化心部组织和消除表层网状渗碳体，因此加热温度应选在心部成分的Ac3以上（880~900℃）进行完全淬火。第二次淬火是为了改善渗碳层组织和性能，使其获得细片状马氏体和均匀分布的碳化物颗粒，故加热温度应选在Ac1以上（750~800℃），进行不完全淬火。二次淬火法能使渗碳件的表层和心部组织都细化，表面具有高的硬度、耐磨性和疲劳强度极限，心部具有良好的强韧性和塑性。但两次加热 93

后变形严重，渗碳层易脱碳和氧化，生产周期长，成本高，故此法仅适用于粗晶粒钢和使用性能要求很高的工件。

15、渗碳工件淬火后，都必须进行低温回火，回火温度一般为160~180℃。工件经渗碳热处理后的最终组织，其表面为针状回火马氏体及二次渗碳体，还有少量的残留奥氏体。心部组织随钢的淬透性而定，碳钢一般为珠光体加铁素体，合金钢一般为低碳马氏体或低碳马氏体加铁素体。

16、钢的表面渗入氮原子的过程称为氮化。其目的是提高工件表面的硬度、耐磨性、疲劳强度、耐蚀性以及热硬性等。目前应用的氮化方法主要有气体氮化、软氮化及离子氮化等。

17、气体氮化就是将工件置于密封炉内，通入氨气并加热到500~600℃，氨气便发生分解，析出活性氮原子，被钢的表面吸收形成固溶体和氮化物的过程。氮化大多在590℃（铁-氮相图的共析温度）以下进行，少数在590℃以上进行。低于590℃氮化时，氮首先溶解于铁素体中，形成含氮的铁素体。随着氮浓度增加，α相很快达到饱和，相继形成γ′相和ε相。因此氮化缓慢冷却后，由表面至里依次为ε、ε+γ′、γ′、γ′+α组织。α相是氮在α-Fe中的间隙固溶体，也称含氮铁素体，γ′和ε相为含碳的氮化物。合金钢氮化后可形成各种高熔点、高硬度的合金氮化物。它们以极高的弥散度分布在氮化层中，获得比碳钢氮化后更高的硬度和耐磨性。

18、氮化层与渗碳层相比，氮化层具有很高的硬度和耐磨性，同时，具有很高的热硬性，氮化后钢的疲劳极限可提高15~35%，这是由于 94

氮化层的体积增大，使工件产生了残余压应力之故，另外，由致密的、抗腐蚀的氮化物组成的氮化物层具有较高的抗腐蚀能力。

19、氮化用钢是含有铝、铬、钼等合金元素的钢，典型的氮化钢是38CrMoAlA钢,还有35CrMo、18CrNiW钢等也经常用作氮化钢。近年来又在研究含钒、钛的氮化钢，如快速氮化钢35MnMoAlV钢等。铝、铬、钼、钒、钛等合金元素极易与氮元素形成颗粒细密、分布均匀、硬度很高而且非常稳定的各种氮化物，这些氮化物的存在，对提高氮化层的性能起着决定性的作用。

20、零件氮化之前，一般要进行调质处理，以改善零件心部的力学性能。氮化前零件要除油净化，对不需要氮化的部分进行镀铜、镀锡或涂以防渗氮涂料等。

21、根据氮化目的不同，氮化可分为抗磨氮化和抗蚀氮化。抗磨氮化又称硬氮化，一般氮化温度为500~570℃，而且需采用专门氮化钢。目的是为了获得高硬度、高耐磨性和高疲劳极限。抗磨氮化的氮化温度不宜过高，否则氮化层硬度低。抗蚀氮化氮化温度可提高到590℃以上，最高可达720℃，由于不必考虑表层硬度问题，所以抗蚀氮化可以用于碳钢、低合金钢以及铸铁件等，用以代替镀镍、镀锌、发蓝等。目的是使工件表面形成一层致密耐蚀的ε相白亮层，以提高工件对自来水、湿空气、过热蒸汽及碱溶液的耐蚀性，但不耐酸液腐蚀。

22、离子氮化是利用稀薄气体的辉光放电现象进行氮化的，所以又叫辉光离子氮化。原理是将工件置于离子氮化炉中，氮化时，炉内真空芳约为133.3~1333.3帕之间。通入少量氨气，以工件为阴极，炉壁 95

为阳极（或另设置一个与工件形状相仿的专门阳极），通以高压直流电（一般为500~800V），稀薄的氨气被电离成氮和氢的正离子和电子形成辉光放电（放电时可见紫色辉光）。被电离的氮离子在电场的作用下，以极高的速度轰击零件表面，使工件表面温度升高到所需的氮化温度（450~650℃）；同时氮离子在阴极上夺取电子后还原成氮原子而渗入工件表面，并向内层扩散形成氮化层。另外，氮离子轰击工件表面时，还能产生阴极溅射效应而溅射出铁离子，这些铁离子与氮离子化合，形成含氮量很高的氮化铁（FeN）,氮化铁又重新附着在工件表面上，并依次分解为Fe2N、 Fe3N 、Fe4N等，同时放出的氮原子向工件内部扩散，在工件表面形成氮化层。

23、离子氮化具有以下优点：（1）、氮化速度快，生产周期短，仅为气体氮化的1/4~1/2。（2）、氮化层质量高，由于离子氮化的阴极溅射有抑制生成连续白色脆化层的作用，故明显地提高了氮化层的韧性和疲劳极限。（3）、无需专门的加热设备，而且工件变形甚微。（4）、对材料的适应性强。对氮化层要求较薄的零件，离子氮化有着显著的优越性。

24、碳氮共渗又叫氰化，就是同时向钢的表层渗入碳、氮原子的化学热处理过程。碳氮共渗的温度较渗碳低，渗速快，变形小，在一定的条件下有代替渗碳的趋势。

25、碳氮共渗分固体、液体、气体三种，其中气体碳氮共渗应用最为普遍。气体碳氮共渗按共渗温度又可分为高温、中温和低温三种。中温气体碳氮共渗温度大多在840~860℃，共渗介质有多种，目前我国 96

生产中常用的是在井式气体渗碳炉中滴入煤油，同时往炉中通入氮化所需的氨气。零件共渗后需要进行淬火及低温回火。

26、气体软氮化实质上就是以渗氮为主的低温气体碳氮共渗工艺。与一般氮化相比，渗层硬度较低，脆性较小，故称软氮化。常用共渗介质有尿素、甲酰胺和三乙醇胺等有机液体。气体软氮化的温度一般在520~570℃之间，由于共渗温度较低，因而气体软氮化是以渗氮为主。

第九章 工业用钢

第一节 钢的分类

1、根据钢的某些特性，从不同的角度出发，可以把它们分成若干具有共同特点的类别。

一、按化学成分分类：

（1）、碳素钢（简称碳钢）：按含碳量不同又可分为低碳钢（碳含量小于0.25%）、中碳钢（碳含量在0.25~0.6%之间）、高碳钢（碳含量大于0.6%）。

（2）、合金钢：按钢中合金元素总含量可分为低合金钢（合金元素总含量小于5%）、中合金钢（合金元素总含量在5~10%之间）和高合金钢（合金元素总含量大于10%）。此外，还可根据钢中所含主要合金元素种类不同来分类，如锰钢、铬钢、硼钢、铬锰钢、铬锰钛钢等。 以上含量均指的是质量分数。

二、按钢的冶金质量分类：

（1）、普通质量钢：W(S)<=0.035~0.050%,W(P)<=0.035~0.045%。 97

（2）、优质钢：W（S）<=0.035%,W(P)<=0.035%。

（3）、高级优质钢：W（S）<=0.025%,W(P)<=0.025%。

三、按金相组织分类：

（1）、按照平衡状态或退火组织可分为亚共析钢（其金相组织为铁素体和珠光体）、共析钢（其金相组织为珠光体）、过共析钢（其金相组织为珠光体和二次碳化物）和莱氏体（其金相组织类似白口铸铁，即组织中存在着莱氏体）。

（2）、按正火组织可分为珠光体钢、贝氏体钢、马氏体钢和奥氏体钢。

（3）、按加热及冷却时有无相变和室温时的金相组织可分为铁素体钢（加热和冷却时，始终保持铁素体组织）、奥氏体钢（加热和冷却时，始终保持奥氏体组织）和复相钢（如半铁素体或半奥氏体钢）。

四、按冶炼方法分类：L

（1）、按冶炼设备分类，可分为平炉钢（酸性平炉钢、碱性平炉钢）、转炉钢（酸性转炉钢、碱性转炉钢，其中又有底吹、侧吹、顶吹转炉钢）、电炉钢（电弧炉钢、电渣炉钢、感应炉钢和真空感应炉钢）和炉外精炼钢。

（2）、按钢的脱氧程度和浇注制度不同，又可将其分为沸腾钢、半镇静钢、镇静钢和特殊镇静钢。合金钢一般为镇静钢。

五、按用途分类：按钢的用途分类是钢的主要分类方法。我国冶金行业标准（YB）和国家标准（GB）一般都是按钢的用途分类法制订的。

（1）、结构钢：一类是用作工程结构的钢，碳素结构钢和低合金钢属于这类钢；另一类是用作各种机器零部件的钢，渗碳钢、调质钢、弹 98

簧钢、滚动轴承钢、易切削钢、低淬钢、冷冲压钢等属于这类钢。

（2）、工具钢：包括碳素工具钢、合金工具钢和高速工具钢三种。根据用途可分为刃具钢、模具钢和量具钢。

（3）、特殊性能钢：包括不锈钢、耐热钢、耐磨钢、电工用钢、低温用钢等。

此外还有特定用途钢，如锅炉用钢、压力容器用钢、桥梁用钢、船舶用钢及钢筋钢等。

第二节 常存杂质元素对钢性能的影响

1、锰来自铁水和脱氧剂。在碳钢中锰含量一般为0.25~0.80%,最高可达1.2%。锰与硫化合生成MnS,可减轻硫在钢中的有害作用。锰大部分溶于铁素体，形成置换固溶体，使铁素体得到强化，还溶于渗碳体，形成合金渗碳体。锰还能细化珠光体，并提高珠光体的相对量。在碳钢中，锰是一种有益元素，但作为杂质元素，其含量不多，对钢的性能影响不明显。

2、硅来自铁水和脱氧剂，在碳钢中硅含量一般小于0.5%。硅能与钢液中的氧结合，生成二氧化硅，再与其他氧化物（氧化亚铁、氧化锰、三氧化二铝）结合形成硅酸盐，由此降低钢中的氧含量，其脱氧能力比锰强。硅和锰一样能溶于铁素体中，使铁素体强化，从而使钢的强度、硬度、弹性极限提高，而塑性、韧性降低。少量的硅对碳钢性能有良好的影响，也是钢中的有益元素，但其对钢性能的影响不显著。

3、硫是由铁水和燃料带入钢中的，硫在钢中的溶解度极小，但它与 99

铁形成硫化铁，硫化铁与铁形成低熔点（985℃）的二元共晶体（硫化铁+铁），并分布于奥氏体晶界上，因此当钢加热到1100~1200℃进行热压力加工时，会产生“热脆”或“红脆”现象。若钢浇铸前脱氧不好，含有较多的氧化亚铁，则会形成熔点更低的三元共晶体（铁+硫化铁+氧化亚铁），使钢的热脆倾向更大。含硫高的铸钢件，在铸造应力作用下也易发生热裂。增加钢中含锰量，可以消除硫的有害作用。锰优先与硫形成高熔点（1600℃）的硫化锰，并呈粒状分布在晶粒内部，而且硫化锰在高温下又具有一定的塑性，故可避免热脆现象。但硫化锰毕竟是一种非金属夹杂物，它的存在损害钢的韧性和疲劳强度。易切削钢含硫较多，其含量可高达0.15~0.30%，同时加入0.6~1.55%的锰,形成大量的硫化锰夹杂,由于这些夹杂在切削时对断屑有利,从而可改善钢的切削加工性能。一般将硫看作是钢中的有害元素，应在炼钢时尽力除去。

4、磷来自铁水，磷在钢中溶于铁素体，它有很强的固溶强化作用，使钢在室温时的强度、硬度显著提高，而塑性、韧性（尤其是低温韧性）急剧下降，使钢的冷脆转变温度升高，这种现象称为冷脆性。磷在结晶过程中易产生偏析，从而在钢中的局部区域产生冷脆，并使钢材在热轧后出现带状组织。因此，一般来说，磷是一种有害杂质元素，炼钢过程中应当尽力去除。磷的有害作用在一定条件下可以转化。例如，易切削钢中含磷较多，可使铁素体脆化，提高钢材的切削加工性能。又如炮弹钢中加入较多的磷，使钢的脆性增加，炮弹爆炸时，碎片增多可增强杀伤力。又如耐候钢，船舶钢中加入适量的磷和铜，可 100

显著提高其抗大气腐蚀性能。

5、氮是钢中的有害杂质元素，它主要来自于炉气。在钢液中加入铝、钛进行脱氮处理，使氮固定在氮化铝和氮化钛中，可以消除钢的时效倾向，此外氮化铝和氮化钛还能阻碍加热时奥氏体晶粒的长大，从而起细化晶粒的作用。

6、炼钢时锈蚀含水的炉料和浇注系统带有水分或由于空气潮湿，都会使钢中含氢增加。氢对钢的危害很大。一是引起氢脆，即氢溶入钢中使钢的塑性、韧性降低，使钢的脆性增加；二是在钢中形成白点，氢在钢中的溶解度随温度下降而急剧降低，因此当钢自高温冷却时，氢要从钢中析出。若冷速较慢，析出的氢原子可向钢的表面扩散；若冷速较快，则析出的氢来不及向钢件表面扩散逸出，而集中在钢内缺陷处形成氢分子，其压力很大，便使钢件产生微细裂纹，这种裂纹的内壁呈银白色，所以称之为白点。白点主要在大的合金钢钢坯和大型锻件中出现，具有白点的钢材是绝对不能使用的。防止白点的方法是避免水分进入钢中，炼钢时应烘干炉料，盛钢桶和浇注系统也必须彻底烘干。对于大型合金钢锻件可采用去氢退火消除钢中的白点。

7、钢中的氧主要形成非金属夹杂，如氧化亚铁、三氧化二铁、四氧化三铁、二氧化硅、氧化锰、三氧化二铝、氧化钙、氧化镁等，而且往往形成复合氧化物或硅酸盐。这些非金属夹杂物破坏了钢基体的连续性，在静载荷和动载荷的作用下，往往易成为裂纹源。它们的性质、形状、大小、数量及分布不同程度地影响着钢的各种性能，尤其是对钢的塑性、韧性、疲劳强度和抗蚀性能危害很大。因此氧是钢中的有 101

害杂质元素。

第三节 碳钢钢锭（钢坯）的组织及其宏观缺陷

1、钢液在浇注前用锰铁、硅铁和铝等进行充分脱氧，使钢液浇入钢锭模后不发生碳-氧反应，凝固时析出气体很少，钢液表面平静，这种钢称为镇静钢；浇注前只用少量锰脱氧，脱氧不完全，钢液注入钢锭模后，钢液冷却时发生碳-氧反应，析出大量一氧化碳气体引起钢液沸腾，这种钢称为沸腾钢。

2、沸腾钢最明显的优点是钢材成材率高。由于钢锭内部有大量气泡，抵消了因凝固而造成的体积收缩，所以没有或很少有缩孔，故轧成钢坯后的切头率（0~5%）比镇静钢少10%。另一显著的优点是具有纯净的低碳外层，这层因不含杂质，延展性能良好，宜于轧成薄钢板和用于机器制造中的许多冷冲压件。与镇静钢相比，沸腾钢钢锭的缺点是区域偏析比较严重。为了减轻沸腾钢钢锭的偏析，冶炼时要采取必要的措施，如尽量降低硫、磷含量，提高钢液的纯洁度；浇铸时要及时封顶，以控制沸腾时间等。

3、与模铸钢锭相比，由于连铸坯的断面相对小，而且是在较强的冷却条件下凝固的，因而其断面上温度梯度较大，凝固速度较快。温度梯度大有利于柱状晶的生长；而凝固速度快则易于生成枝晶间距小的铸造组织。所以在浇注相同钢种的情况下，连铸坯比钢锭具有较发达的柱状晶组织，并有着较小的树枝晶间距。

4、连铸坯的内部质量，主要取决于其中心致密度。而影响连铸坯中 102

心致密度的缺陷是各种内部裂纹、中心偏析和疏松，以及铸坯内部的宏观非金属夹杂物。

5、连铸坯的内部裂纹指的是从铸坯表面以下直至铸坯中心的各种裂纹。通常认为内部裂纹是在凝固前沿发生的，其先端和凝固界面连接，所以内部裂纹也可称为凝固界面裂纹。内部裂纹大多伴有偏析存在，因而也有人把内部裂纹称为偏析裂纹。内部裂纹发生的一般原因是在冷却、弯曲和矫直过程中，铸坯的内部变形率超过该钢种允许的变形率（通常在1340℃，把变形率ε=0.2%作为铸坯变形时液固界面产生裂纹的极限变形率）。在压缩比够大的情况下，内部裂纹可以在轧制时焊合，但是在压缩比小，或者对铸坯心部质量有严格要求的铸坯，内部裂纹会使轧材性能变坏并降低成材率。

第四节 合金元素在钢中的作用

1、根据我国矿产资源情况：硅、锰、钼、钨、钒、硼及稀土元素属于富产元素，故选用合金时，在保证质量的情况下，应优先考虑采用。合金元素在钢中的作用是非常复杂的，迄今为止对它的认识还是较肤浅，不够全面。不仅对于各种合金元素在钢中的综合作用认识不足，就是对于单一合金元素在钢中的作用仍未完全认识清楚。

2、几乎所有的合金元素都可或多或少地溶入铁素体中，由于合金元素与铁的晶格类型和原子半径有差异，必然引起铁素体晶格畸变，阻碍位错移动，提高塑性变形抗力，产生固溶强化，使铁素体的强度、硬度提高，塑性、韧性下降。合金元素在加热时都能溶入奥氏体，使 103

奥氏体强度提高。奥氏体中含有大量的铬、镍，既可提高其强度，又可提高其耐蚀性能（因为它们提高基体的电极电位，形成钝化膜）。合金钢淬火后，有一部分合金元素溶于马氏体，可提高回火抗力。

3、在钢中能形成碳化物的合金元素都是过渡族元素，在周期表中它们位于铁元素的左边。离铁元素愈远，则其与碳的亲和力愈强，形成碳化物的能力愈大，形成的碳化物也愈稳定。碳化物形成元素按其形成碳化物的稳定程度由强到弱的排列次序为：钛、锆、铌、钒（该四种元素为强碳化物形成元素）、钨、钼、铬（该三种元素为中碳化物形成元素）、锰、铁（该两种元素为弱碳化物形成元素）。这些元素形成的碳化物具有金属键结合的性质，有金属特性。

4、当碳原子半径/合金元素原子半径<=0.59时,形成简单晶格的间隙碳化物；当大于0.59时,形成复杂晶格的间隙碳化物。锰是弱碳化物形成元素，一般溶入渗碳体中形成合金渗碳体；当中强碳化物形成元素在钢中含量不多时，一般也倾向于形成合金渗碳体。合金渗碳体比一般渗碳体略为稳定，硬度也较高。

5、大多数合金元素与钢中的氧、硫、氮可形成非金属夹杂物。常见的有氧化物FeO、MnO、SiO2、Al2O3、Cr2O3等；硫化物MnS、FeS等；复合夹杂物FeO ?Al2O3、 MnO ?Al2O3、 2FeO ?SiO2、 2MnO ?SiO2 、MnS?FeO、MnS?SiO2等；氮化物AlN、TiN、VN等。这些非金属夹杂物属于内生夹杂物，是不可避免的，正确的治炼操作只能减少其数量或改变其成分、大小及分布情况。它们的存在破坏了金属基体的连续性，它们在钢中的形态、数量、大小和分布都不同程度地影响着钢的 104

各种性能。例如，非金属夹杂物导致应力集中，引起疲劳断裂；数量多且分布又不均匀的夹杂物会明显地降低钢的塑性、韧性、焊接性以及耐腐蚀性；钢内呈网络状存在的硫化物会造成热脆性。

6、目前三元相图及多元相图的资料甚少，因此，实际上总是以铁碳相图为基础，再考虑合金元素对它的影响，以粗略地了解合金元素的作用。

7、镍、锰、钴、铜等元素加入钢中后均使GS线向左下方移动，A4上升，A1、A3下降，即使奥氏体稳定存在的区域扩大，若钢中含有大量的锰或镍等扩大奥氏体相区的元素时，便会使相图中的奥氏体区延展到室温以下。因此钢在室温下的平衡组织为奥氏体，这类钢称为奥氏体钢。这类钢不能通过淬火来强化。

8、铬、钨、钼、钒、钛、铝、硅等元素使GS线向左上方移动，A4下降，A3及A1上升，即使奥氏体区缩小。若钢中含有大量的铬、硅等缩小奥氏体相区的元素时，会使奥氏体相区完全消失，此时钢在室温下的平衡组织是铁素体，这类钢称为铁素体钢，室温平衡组织为铁素体，这类钢也不能通过淬火来强化。

9、无论扩大奥氏体相区的元素或缩小奥氏体相区的元素均使S点和E点左移，实际上大多数合金元素均使S点和E点左移。这是因为合金元素溶入奥氏体中会不同程度地排挤奥氏体中的碳，即降低碳在奥氏体中的溶解度。

10、一般来说，除含锰、镍的合金钢外，多数合金钢的热处理处理温度要比相同含碳量的碳钢相应地提高。

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11、合金钢的力学性能明显优于碳素钢，这是因为合金钢中含有各种不同的合金元素，但合金元素只有通过热处理才能充分发挥其作用。在热处理的过程中，合金元素对钢的加热和冷却时的组织转变有着重要的影响。

12、合金钢中奥氏体化过程主要取决于碳和合金元素的扩散重新分布和均匀化。合金元素除钴和镍提高碳在奥氏体中的扩散速度，加快奥氏体的形成速度以外，其它合金元素都或多或少地减慢碳在奥氏体中的扩散速度。同时合金元素本身的扩散速度也远低于碳的扩散速度。所以，一般合金钢，特别是含有强碳化物形成元素的钢，为了得到比较均匀的、含有足够数量合金元素的奥氏体，充分发挥合金元素的有益作用，就需要更高的加热温度与较长的保温时间。

13、合金元素除锰、磷有助长奥氏体晶粒长大的倾向外，其它合金元素对奥氏体晶粒长大都有一定的阻碍作用。特别是强碳化物形成元素（如钛、钒、锆、铌等）能强烈地阻止奥氏体晶粒的长大，起细化晶粒的作用。对于合金元素影响奥氏体长大倾向的机理至今还没有一个完整的理论来解释。

14、在奥氏体冷却转变过程中，除钴和铝（含量必须大于2.5%）减小过冷奥氏体的稳定性外，其它合金元素都增加过冷奥氏体的稳定性（因为降低了原子的扩散速度）。必须指出，如果这些元素形成的碳化物未溶入奥氏体中，则会使奥氏体中的碳和合金元素含量不足，降低奥氏体的稳定性，且未溶碳化物在冷却过程中可能成为奥氏体分解产物的核心，反而会促进过冷奥氏体的分解,降低其稳定性。钢中碳 106

含量小于0.6%时,如果奥氏体中溶入小于0.004%的硼,可使过冷奥氏体的稳定性增加；当硼含量大于0.004%时,由于出现了硼化三铁等硼化物,反而会促进奥氏体的稳定性下降,并使钢的韧性降低。目前淬透性好的钢，多采用“多元少量”的合金加入原则。

15、合金元素（除钴和铝外）溶入奥氏体后，使马氏体转变温度Ms和Mf点降低，其中锰、铬、镍的作用较强。钢的Ms点愈低，Ms点到室温的温度间隙愈小，使冷却到室温时的马氏体转变量减少，因此，凡使Ms点降低的元素，都增加残余奥氏体的数量。含碳低于0.2%的奥氏体淬火时几乎全部形成板条状马氏体,含碳高于1.0%的奥氏体几乎只形成片状马氏体,碳含量为0.2~1.0%的奥氏体则形成两种马氏体的混合组织。合金元素镍、铬、锰、钼、钴等都有增加形成片状马氏体的倾向。

16、淬火钢的回火转变包括：马氏体的分解、残余奥氏体的转变、碳化物的形成与聚集长大以及铁素体的再结晶。

17、淬火钢在回火时，抵抗软化（强度、硬度下降）的能力称为回火稳定性。不同的钢在相同的温度回火后，硬度、强度下降少的，其回火稳定性较高。

18、合金元素溶入马氏体后，能使原子的扩散速度减慢，因而在回火过程中就阻碍回火转变的进程，所以合金钢的回火稳定性比碳钢高，在达到相同的硬度的情况下，合金钢的回火温度应比碳钢高，回火时间也应增长，这样可进一步消除残余应力，因而合金钢的塑性、韧性较碳钢好，而在同一温度回火后，合金钢的强度、硬度比碳钢高。 107

19、淬火钢回火时，随回火温度升高，一般硬度下降，但某些合金钢在某一温度区间回火后，硬度反而回升，这种现象称为“二次硬化”。一般合金钢在回火过程中从马氏体中析出合金渗碳体，使钢的硬度下降；但强碳化物形成元素含量较高时，当回火温度升高到500~600℃时，会从马氏体中析出特殊碳化物，析出的碳化物高度弥散地分布在马氏体的基体上，并与马氏体保持共格关系，阻碍位错运动，造成弥散硬化，使钢的硬度不但不因马氏体的分解而降低，反而升高，这就是所谓沉淀型的二次硬化。回火温度继续升高，特殊碳化物发生聚集长大，此时钢的硬度又会开始下降。此外，在某些高合金钢淬火组织中，残留奥氏体量较多，且十分稳定，当加热到500~600℃时仍不分解，仅析出特殊碳化物，使残留奥氏体中碳及合金元素浓度降低，提高了Ms点温度，故在随后冷却时部分残留奥氏体转变为马氏体，使钢的硬度增加，这就是所谓“二次淬火”，也是促使钢回火后产生二次硬化的原因。这对需要较高红硬性（高温下保持高硬度的能力，即热硬性）的工具钢具有特别重要的意义。

第五节 结构钢

1、用作工程结构的钢称为工程结构用钢，这类钢大多是普通质量的结构钢，一般在热轧供货状态下使用，不再进行热处理；用作各种机器零部件的钢称为机器结构用钢，这类钢大多是优质或高级优质结构钢，通常需经适当的热处理（淬火和回火），以满足机器零件的不同力学性能要求。

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以上这两种钢统称为结构钢。

2、工程结构用钢有两大类，一类是碳素结构钢，另一类是低合金高强度结构钢。

3、根据国家标准GB/T700-1988规定，碳素结构钢牌号表示方法是由代表屈服点的汉语拼音字母Q、屈服点下限值、质量等级符号（A、B、

C、D）及脱氧方法符号（F、b、Z、TZ）等四个部分按顺序组成。如Q235-A?F，从A级到D级，硫、磷含量依次减少。D级钢是特殊镇静钢，钢中应含有足够的形成细晶粒组织的元素，如钢中酸溶铝含量不小于0.015%或全铝含量不小于0.020%。镇静钢和特殊镇静钢其牌号中脱氧方法符号予以省略。碳素结构钢的碳含量在0.06~0.38%范围内,钢中有害杂质元素和非金属夹杂物较多,但性能上能够满足一般工程结构和普通机械零件的要求。碳素结构钢钢材一般以热轧空冷状态供应，也可以正火处理状态供应（A级除外）。其中Q195和Q275的碳素结构钢是不分质量等级的，出厂时既保力学性能，又保化学成分。而Q215、Q235、Q255在保证钢材力学性能的情况下，各牌号A级钢的碳、硅、锰含量和各牌号其他等级钢的碳、锰含量下限可以不作交货条件。

4、低合金高强度结构钢是在碳素结构钢的基础上加入少量合金元素（总含量小于3%）而制成的，它同时保证化学成分和力学性能。它的牌号是由代表屈服点的汉语拼音字母Q、屈服点下限值、质量等级符号（A、B、C、D、E）三部分按顺序排列组成。例如Q390A。

5、低合金高强度结构钢含碳量较低，碳含量小于等于0.20%。钢中 109

加少量锰为主加元素（0.80~1.70%），硅含量较碳素结构钢为高（小于等于0.55%）。细化晶粒元素（V、Nb、Ti、Al），除A、B级钢外，其他钢中应至少含有其中的一种，如这些元素同时使用时则至少应有一种元素的含量不低于规定的最小值。各牌号的钢可以加入稀土元素（其加入量可按0.02~0.20%计算）,以消除钢中有害杂质,改善夹杂物的形状及分布,降低其冷脆性。

6、低合金高强度结构钢的性能具有以下特点：（1）、具有较高的强度和良好的塑性、韧性，屈服点较碳素结构钢提高30~50%以上，特别是屈强比的提高更为明显。；（2）、具有良好的焊接性能；（3）、具有较好的耐蚀性，低合金高强度结构钢加入了适量的铜、磷、铬、镍、钼、铝等元素，可提高其耐大气、海水、土壤腐蚀的能力，其中铜、磷最有效。这些元素可提高铁素体的电极电位，或在钢表面形成致密的钝化膜，从而提高其耐蚀性能。

7、低合金高强度结构钢大多是在热轧、正火状态下使用，其组织为铁素体加珠光体。也可淬火成低碳马氏体，代替调质钢用于机械结构件。目前采用控制轧制技术来提高低合金高强度结构钢的性能已得到广泛应用，主要用于生产含铌、钒、钛等元素的低合金高强度结构钢板、钢带等。所谓控制轧制，就是对含有铌、钒、钛等沉淀硬化元素的低合金钢，通过较低温度（800度左右）下采用大压下量强制变形和随后的空冷或控制冷却速度，得到铁素体加珠光体组织的工艺。其主要优点是既提高热轧钢材的强度，又改善其韧性，尤其是可以大大降低钢的冷脆性，降低钢的脆性转变温度。铌、钒、钛的碳、氮化物 110

的析出及高度弥散分布是钢强化的重要原因。

8、优质碳素结构钢必须同时保证钢的化学成分和力学性能，有害杂质元素S、P均限制在0.035%以下。这类钢的牌号用两位数表示，两位数字表示钢中平均碳质量分数的万倍。如45钢，表示平均碳含量为0.45%；08钢表示平均含碳量为0.08%。按含锰量不同，这类钢分为普通含锰量（0.20~0.80%）和较高含锰量(0.70~1.20%)两组。含锰量较高的一组，在其牌号数字后加元素符号Mn。如20Mn。若是沸腾钢，则在牌号未尾加拼音字母F，半镇静钢加b，如08F、10b（镇静钢不标符号）。高级优质钢、特级优质钢在牌号尾部加符号A、E，例如20A、45E。

9、合金结构钢的牌号由四部分组成，即：数字+元素符号+数字+优质程度。牌号前两位数字表示平均碳质量分数的万倍；合金元素以化学元素符号表示，其后面的数字表示合金元素质量分数的百倍。若合金元素的平均质量分数低于1.5%,在牌号中只标出元素符号,而不标明含量，如果合金元素平均质量分数为1.50~2.49%,则在相应的元素符号后面标出2，后面依此类推。

10、优质碳素结构钢按用途和工艺特点可分为冷冲压钢、渗碳钢、调质钢和弹簧钢。合金结构钢可分为调质钢和渗碳钢。

11、渗碳钢的含碳量一般为0.10~0.25%,碳含量低是为了保证渗碳零件心部具有足够的塑性和韧性,而零件表面通过渗碳和淬火后高硬度和耐磨的性能。碳素结构钢的淬透性低，零件心部的硬度和强度在热处理前后差别不大，即热处理不能使碳钢渗碳零件的心部达到明显的 111

强化效果。合金渗碳负钢则不然，热处理之后渗碳零件的心部也能达到显著的强化效果。

12、为了改善性能，合金渗碳钢中常加入铬、锰、镍、硼、钼、钒、钨和钛等合金元素。主加元素为铬（<2.0%）、锰(<2.5%)、镍(<4.5%)、硼(<0.0035%),其主要目的是增加淬透性,使渗碳淬火后得到低碳马氏体,以提高强度,同时保持良好的韧性。主加元素还能提高渗碳层的强度和塑性，尤其以镍的作用为最好。对于大截面工件，心部要求性能高时，应采用多元合金钢，对提高淬透性更有效。辅加元素采用少量的钼、钨、钒、钛等碳化物形成元素，以阻止高温渗碳时晶粒长大，起细化晶粒的作用。细晶粒组织对防止渗碳层剥落及提高心部性能都有利，并使渗碳后可直接淬火，简化热处理工序。辅加元素形成碳化物，还可增加渗碳层的耐磨性。

应当指出，合金元素在渗碳钢中也有一些不良的影响。碳化物形成元素将使渗碳层的含碳量增加，使渗碳层中容易出现块状碳化物而使渗碳层性能恶化，因而这类元素的含量不能过高。此外，在合金渗碳钢的表层中，由于高碳和合金元素的复合作用，淬火后有大量残留奥氏体，在热处理时应加以注意。

13、渗碳钢的热处理一般是渗碳后进行淬火和低温回火。在渗碳过程中易过热的低碳钢以及性能要求较高的零件，则渗碳后空冷，再进行二次淬火；合金元素含量较低的低合金钢，在渗碳过程中不易过热，可由渗碳温度预冷至所需温度后直接淬火；合金元素含量较高的中合金钢，渗碳过程中并不过热，但渗碳后如直接淬火，则在渗碳层中保 112

留大量的残留奥氏体，对渗碳层的性能不利，需采取其他工艺措施，如在渗碳后淬火前进行高温回火或淬火后进行冷处理。

14、由于低碳马氏体在具有高强度的同时，还具有相当高的塑性和韧性，因而近年来，生产中采用渗碳钢直接进行淬火和低温回火，以获得低碳马氏体组织，制造某些要求综合力学性能较高的零件（如传递动力的轴、重要的螺栓等），在某些场合下还可以代替中碳钢的调质处理。

15、调质钢一般是指经过调质处理（淬火加高温回火）后的中碳优质碳素结构钢和合金结构钢。大多数调质钢属于中碳钢，其含碳量在0.25%~0.50%范围之内。含碳量过低，不易淬硬，回火后强度不足；含碳量过高，则韧性不足。合金调质钢中因合金元素起了强化作用，相当于代替了一部分碳量，故含碳量可偏低些。经调质处理后，钢的组织为回火索氏体，具有良好的综合力学性能。

16、调质钢淬火后只有获得马氏体组织，才能在其后的高温回火后得到回火索氏体，使其具有良好的综合力学性能。因此，钢的调质效果与淬透性有着密切关系。

17、尺寸较大，性能要求较高的零件多采用合金调质钢。在合金调质钢中，主加元素为锰（<2.5%）、硅(<1.5%)、铬(<2.5%)、镍(<4.5%)、硼(<0.0035%)，此外还加入少量的钨、钼、钒、钛等碳化物形成元素。合金元素的主要作用有以下几个方面：（1）、增加淬透性。近年来的研究和生产证明，钢中加入微量（0.0005~0.0035%）的硼能显著地提高钢的淬透性。（2）、细化晶粒。锰能促使奥氏体晶粒长大，为了减 113

轻锰的不利影响，常同时加入钒、钛等元素形成特殊碳化物，淬火加热时它极少溶入奥氏体中，这些未溶的碳化物质点可以阻止奥氏体晶粒长大，起到细化晶粒的作用。（3）、提高回火的稳定性。各种合金元素在不同程度上均有提高回火稳定性的作用，碳化物形成元素钨、钼、铬等溶入奥氏体后，能显著提高回火稳定性，硅也可以提高回火稳定性。（4）、防止或减轻第二类回火脆性。

18、非调质机械结构钢是在碳钢中添加微量合金元素（钒、钛、铌、氮等），通过控温轧制（锻制）、控温冷却，在铁素体和珠光体中弥散析出碳（氮）化合物为强化相，使之在轧制（锻制）后不经调质处理，即可获得碳素结构钢或合金结构钢经调质处理后所能达到的力学性能的节约型新钢种。按加工方法不同分为工切削加工用非调质机械结构钢、热压力加工用非调质机械结构钢。牌号中ＹＦ表示易切削非调质机械结构钢，Ｆ表示热压力加工用非调质机械结构钢。非调质钢中加入微量合金元素，在轧制或锻造工艺下，碳（氮）化物不但在铁素体中析出，而且在珠光体中的铁素体内也沉淀析出。其强化的主要作用是细化组织和相间沉淀析出。其中钒对沉淀析出强化的作用最大，是主要的微合金元素。非调质钢的组织主要是铁素体＋珠光体＋弥散析出的碳（氮）化物。非调质钢的突出优点是不进行淬火、回火处理，简化了生产工序，且易于切削加工，用于代替调质钢，可降低成本２５％。

19、弹簧钢是专门用来制造弹簧或类似性能要求零件的钢种，它通常是高碳的优质碳素结构钢或合金结构钢。它必须具备以下几个方面的 114

要求：（1）、必须具有高的弹性极限。（2）、具有高的疲劳极限，以免早期发生疲劳破坏。（3）、要求具有高的抗拉强度、屈服强度及屈强比。（4）、要有一定的韧性，以保证弹簧工作时，安全可靠及制造过程中的加工成型性。（5）、对淬火、回火的弹簧要求具有足够的淬透性，低的过热敏感性和不易脱碳性等。此外，某些特殊用途弹簧还要求有好的导电性、耐蚀性、耐热性和高温下的松弛性能。

20、碳素弹簧钢的含碳量一般为0.6~0.9%,由于合金元素使S点左移,故合金弹簧钢的含碳量可降低到0.45~0.70%。在合金弹簧钢中，主加元素为锰、硅、铬。主要是提高钢的弹性极限，提高淬透性并获得良好的工艺性能。锰、硅是强化铁素体元素，能提高弹簧钢的屈服强度，尤其是硅可显著提高钢的屈服强度，并使屈强比提高到接近1。锰、硅、铬都能提高钢的淬透性，以保证大截面弹簧有良好的力学性能。还有提高回火稳定性的作用，使弹簧在较高温度下回火后仍能得到高的弹性极限和相当好的韧性。合金元素都能增加奥氏体的稳定性，大截面的弹簧可在油中淬火，减小变形与开裂的倾向。

21、按照弹簧的生产方式，弹簧可分为热成型弹簧和冷成型弹簧两类。弹簧丝直径或弹簧钢板厚度大于10~15毫米的螺旋弹簧或板弹簧，往往在热态下成型，一般可在淬火加热时进行成型。此时淬火加热温度比平常淬火高出50~80℃，成型后利用余热立即淬火。淬火后的弹簧，根据具体要求，可采用350~520℃中温回火。回火后可获得回火托氏体，具有高的弹性极限，硬度为38~50HRC（以42~48HRC最常用）。为了提高弹簧的疲劳强度，弹簧在热处理后往往要用喷丸表面强化处 115

理。喷丸处理能消除或减轻弹簧表面缺陷的有害影响，并可使表面产生硬化层，形成残余压应力，从而提高弹簧的使用寿命，可使寿命提高5~6倍。

对于直径小于8~10的弹簧，常用冷拉弹簧钢丝冷绕而成。冷卷后的弹簧一般不必进行淬火处理，只要进行一次低温（200~300℃）去应力回火，以消除冷卷造成的内应力并使弹簧定型。

退火状态供应的合金弹簧钢丝，冷卷成弹簧后和热成型弹簧一样，还要进行淬火和回火处理。

22、滚动轴承钢就是用来制造各种滚动轴承套圈和滚动体的专用钢。其牌号前冠以“G”字母，为“滚”字的汉语拼音字首，其后以铬加数字表示。数字表示平均铬质量分数的千倍，碳含量不予标出。若再加其他元素时，表示方法同合金结构钢，如GCr15钢表示平均含铬量为1.5%的高碳铬轴承钢。GCr15SiMn钢表示除平均含铬量1.5%外，还含有硅、锰合金元素（含量小于1.5%,否则在元素后要标出数字）的高碳铬轴承钢。

23、通常所说的滚动轴承钢都是高碳铬轴承钢，其含碳量为0.95~1.05%，属于过共析钢，高的含碳量能保证轴承具有高的硬度、强度，并能形成足够的合金碳化物以提高耐磨性。主加合金元素铬（<1.95%）,用以提高淬透性,并使钢材在热处理后形成细小均匀分布的合金渗碳体,以提高钢的强度、接触疲劳极限与耐磨性。但含铬量超过1.95%时，会增加淬火后残留奥氏体量，并使碳化物分布不均匀，结果会影响轴承的使用寿命和尺寸稳定性。因此，滚动轴承钢中含铬 116

量在0.35~1.95%范围内为宜。对于大型轴承（如直径为30~50毫米的滚珠），大尺寸轴承套圈，为了进一步提高其淬透性和综合性能，还可以加入硅、锰、钼等元素。铬轴承钢对S、P含量限制极严（S<0.025%、P<0.027%），二者之和不大于0.045%，这是因为S、P形成非金属夹杂物，降低接触疲劳极限，所以铬轴承钢是一种高级优质钢。

24、高碳铬轴承钢的热处理包括预先热处理（球化退火）和最终热处理（淬火与低温回火）。球化退火的目的是降低锻造后钢的硬度以利于切削加工，并为淬火做好组织准备。退火后的组织为球状珠光体。淬火、低温回火后组织应为极细的回火马氏体、细小均匀分布的碳化物及少量残余奥氏体。对于精密滚动轴承零件，为了保证使用中尺寸稳定，可在淬火后进行冷处理（-60~-90℃）以减少残余奥氏体量，然后进行低温回火，并在磨削加工后再进行120~130℃保温5~10小时的时效处理，以消除磨削加工产生的残余内应力。另外，根据不同的使用要求，还可生产渗碳轴承钢、高碳铬不锈轴承钢、高温轴承钢等。

25、在钢中加入一种或几种合金元素，利用其本身或形成某种对切削加工有利的夹杂物来改善钢材的切削加工性能，这种钢称为易切削钢。目前常用的易切削合金元素有多种，以S、Pb、P、Ca为主，其中硫和铅是使用最广泛和较为成熟的两种元素。硫和铅可分别加入钢中，也可同时加入，还可添加其他元素，同时加入几种元素可显著提高钢的切削加工性能。S在钢中可形成塑性良好的硫化锰非金属夹杂 117

物。在热加工后沿压延方向排列，形成条状或拉伸了的纺锤形，破坏了钢的整体性，成为无数微小的缺口。同时硫化锰夹杂还具有润滑作用，故能减少刀具磨损，提高加工表面的质量。但S太多会降低钢的力学性能，一般S含量控制在0.08~0.33%之间,并应相应地增加钢中的锰含量。铅室温下完全不溶于钢中，而以极细的分散颗粒（不大于2um）存在于钢中，能改善钢的切削加工性能。加入铅以后，可能是由于在切削时，铅受热熔化，减弱了金属的联系，并且体积膨胀，对周围增加应力而使切削易断裂。铅还有润滑作用，减小了磨擦和切削力。与S易切削钢相比，铅易切削钢可得到较高的力学性能。但铅过多易产生密度偏析，并在327℃就熔化，使钢的力学性能变坏。目前认为合适的铅含量为0.15~0.35%。加入微量的钙（0.002~0.006%）可以在不影响钢的力学性能的情况下，大大改善钢在高速切削情况下的切削加工性能。这是因为钙在高速切削时能形成钙铝硅酸盐，附在刀具上，防止刀具磨损，并生成具有润滑作用的保护膜，使刀具寿命显著延长。少量的P（不超过0.15%）溶于铁素体中，可增加其硬度和脆性，对改善低碳易切削钢的表面光洁度和断屑性有较好的影响，含量过高时，硬度过高，加工性反而变坏。

26、易切削结构钢牌号用汉语拼音字母“Y+数字+易切削元素符号”表示。数字表示钢中平均碳质量分数的万倍，易切削元素S、P在牌号中不标出，易切削元素铅、钙在牌号中用元素符号标出，含锰量较高（大于1.00%）的钢，在牌号后标出锰元素符号。

易切削结构钢一般可进行最终热处理,但通常不进行预先热处理, 118

以免损害其切削加工性。

27、为了提高比强度（强度/密度），二十世纪四十年代以来逐渐发展起来超高强度这一类新型钢种，一般认为抗拉强度在1500Mpa以上的钢算做超高强度钢。超高强度钢按合金化程度和强韧化机制，分为低合金超高强度钢、二次硬化型超高强度钢、马氏体时效钢和超高强度不锈钢等四种类型。（1）、低合金超高强度钢：在合金调质钢基础上加入一定量的某些合金元素，其含碳量为0.27~0.45%，合金元素总量小于5%，以保证足够的塑性和韧性。常加元素为铬、锰、硅、镍、钼、钒等，其主要作用是提高淬透性，抗回火稳定性和韧性。经过淬火和低温回火，或等温淬火处理，获得回火马氏体，或下贝氏体和马氏体的混合物组织，以达到高强度、高韧性的良好配合。用于制造大型飞机的起落架等重要结构件。（2）、二次硬化型超高强度钢：大多含有强碳化物形成元素，合金元素总量为5~10%。原因该钢种在淬火后回火时弥散析出特殊碳化物，产生二次硬化效应，现在主要的是镍-钴类型钢，这类钢淬火和回火后，强度高、韧性高，并具有良好的热稳定性和焊接性。常用于制造飞机重要受力构件、海军飞机着陆钩等。（3）、马氏体时效钢：它是铁镍超低碳高合金超高强度钢，含碳量极低（<=0.03%），含镍量高（18~25%），并含有钴、钛、铝、铌等能产生时效强化的合金元素。这类钢淬火后经时效处理，其金相组织为低碳马氏体基体上弥散分布极细小的金属化合物等粒子。加钴是为了降低钼在α相的固有溶度，以使含钴强化相的数量增加。因此，马氏体时效钢有极高的强度、良好的韧性、塑性及较高的断裂韧度， 119

具有良好的加工性和可焊性，热处理简单，变形小。是制造超音速飞机及火箭壳体的重要材料，在模具和机械零件制造方面也有应用。（4

（4）、超高强度不锈钢：它是在不锈钢基础上发展起来的超高强度钢，具有较高的抗拉强度和良好的耐腐蚀性能。根据钢的组织和强化机理，有马氏体沉淀硬化不锈钢、半奥氏体沉淀硬化不锈钢和马氏体时效硬化不锈钢。其中马氏体时效硬化不锈钢兼有马氏体时效钢和不锈钢的优点。经固溶处理和时效强化，不仅强度高，而且具有高的断裂韧性，是很有发展的高强度不锈钢。主要用于制造飞机高强度结构件、压力容器等部件。

第六节 工具钢

1、工具钢是指制造各种刃具、模具、量具的钢，相应地称为刃具钢、模具钢和量具钢。若按化学成分这类钢包括碳素工具钢和合金工具钢两大类。

2、刃具主要是指用以切削金属或非金属材料的刀具。刃具钢必须满足如下性能要求：（1）、高硬度；一般在60HRC以上，刃具钢的硬度主要取决于马氏体的含碳量，因此，刃具钢的含碳量都较高，约在0.6%~1.5%的范围内。（2）、高耐磨性；（3）、高热硬性；加入能提高回火稳定性又能延缓碳化物聚集的合金元素如钒、钨、钛、铬、钼、硅等，就以能提高刃具钢的热硬性；（4）、足够的塑性和韧性。

3、碳素工具钢含碳量在0.65~1.35%范围内，根据硫、磷含量不同，这类钢可分为优质碳素工具钢（S<=0.030%、P<=0.035%）和高级优质 120

碳素工具钢（S<=0.020%、P<=0.030%）。其牌号采用汉语拼音字母T、含碳量及优质程度三者来表示。含碳量用数字表示（平均碳质量分数的千倍），若为高级优质钢则在牌号末尾加字母A，含锰较高者，在牌号后标以Mn。碳素工具钢均为高碳钢。随着钢中碳含量的增加，未溶渗碳体的数量增加，钢的耐磨性增加，而韧性降低。高级优质碳素工具钢由于含有害杂质和非金属夹杂物量少，在淬火时产生裂纹的倾向较小，则可以制造形状较为复杂的工具。

4、合金工具钢其牌号采用含碳量、合金元素符号及其含量三者来表示。平均含碳量大于等于1.0%时，含碳量不标出，当含碳量小于1.0%时，则牌号前的数字（一位数字）表示平均碳质量分数的千倍。合金元素的表示方法与合金结构钢相同。合金工具钢均为高级优质钢，牌号后不再加字母A。

5、碳素工具钢成本低，加工性能好，经热处理后能达到60HRC以上的硬度，并有较好的耐磨性，应尽量考虑选用。但其淬透性低、回火稳定性小，热硬性差。

6、低合金刃具钢是在碳素工具钢的基础上加入某些合金元素以改善其性能而发展起来的。其含碳量为0.75~1.5%之间,以保证淬火后具有高硬度，并可形成足够的合金碳化物，以增加耐磨性。主加元素有铬、锰、硅、钨、钒等，其中铬、锰、硅主要是提高钢的淬透性，同时还可以提高钢的强度。强碳化物形成元素钨、钒在钢中形成加热时不溶于奥氏体的碳化物，它不能提高钢的淬透性，但能提高钢的硬度和耐磨性，并防止钢在加热时的过热，保持细小晶粒。此外硅还能提 121

高钢的回火稳定性，但硅使钢在高温加热时易脱碳及石墨化，应注意防止。如硅、铬同时加入钢中，则能降低钢的脱碳和石墨化倾向。

7、低合金刃具钢的热处理与碳素工具钢基本相同，即包括加工前的球化退火（或高温回火）和成形后的淬火与低温回火。其金相组织应为细回火马氏体、粒状碳化物及少量的残留奥氏体。

8、高速工具钢简称高速钢，其牌号除个别钢种外，只用合金元素符号及其含量表示。合金元素含量表示方法与合金结构钢相同。但当合金成分相同，仅含碳量不同时，对高碳者牌号前冠以符号C。高速钢是热硬性、耐磨性都很高的高合金工具钢。其含碳量很高（0.70~1.60%），并含有大量的合金元素。各合金元素在其中起到不同的作用，且含量有一个合适的范围，不能太低，也不能太高。

9、高速钢从组织上来说它是属于莱氏体钢。它的铸态组织很复杂，在铸态组织中，莱氏体中粗大的共晶碳化物是是造成高速钢性能低劣的主要原因。由于莱氏体中的粗大共晶碳化物极难溶入奥氏体中，故无法通过热处理来改变其形态。因此，必须通过热轧或锻造打碎粗大的共晶碳化物，使之呈颗粒分布。高速钢的锻造一般在1180~900℃温度范围内进行，锻造后应缓冷，以防止开裂。高速钢的淬火加热温度比较高（1220~1300℃），其目的是使大量合金碳化物溶入奥氏体中，淬火后使碳和合金元素固溶于马氏体中，在回火过程中产生二次硬化现象，以保证钢具有高的硬度和热硬性。高速钢属于高合金工具钢，导热性差，淬火加热时，为了减少热应力，防止变形和开裂，必须进行一次或二次预热。为了防止氧化和脱碳，工件一般在盐浴炉中加热。 122

淬火后的高速钢必须进行多次回火，目的是使马氏体分解、残留奥氏体转变和消除内应力，以提高热硬性。高速钢的回火温度为550~570℃，回火时，从马氏体和奥氏体中析出弥散的合金碳化物，而且在回火冷却时残留奥氏体转变为马氏体，产生二次硬化现象。多次回火后的组织为回火马氏体、粒状碳化物和少量的残留奥氏体（1~2%）。

10、我国常用的高速钢有：（1）、钨系高速钢：主要问题是碳化物较粗大，热塑性差，热加工废品率较高。适用于制作一般的高速切削刀具，不适于作薄刃刃具。（2）、钨钼系高速钢：主要问题是加热时易脱碳与过热，红硬性稍差。它适于制造耐磨性与韧性需较好配合的刃具，对于扭制、轧制等加工成型的薄刃刃具更为适宜。（3）、超硬高速钢：它是在钨系或钨钼系高速钢的基础上加入5~10%的钴而形成的一种含钴高速钢。它是为了加工高硬度、高强度的金属而发展起来的。主要的问题是脆性大、成本高，一般用作特殊刃具。我国发展的超硬高速钢是含铝（1.0%）高速钢，也具有与钴高速钢相似的性能，但价格便宜，适合我国资源情况。高速钢除了制作切削速度较高的各种刃具和载荷大、形状复杂、贵重的切削刃具外，还可用于制作冷冲模、冷挤压模及某些要求耐磨性高的零件。

11、模具钢是用来制造冲模、切边模、压铸模等模具的钢材。根据工作条件的不同，模具钢又可分为使金属在冷态下成型的冷作模具钢和在热态下成型的热作模具钢。

12、冷作模具在工作时受到很大的压力、磨擦或冲击。正常的失效一 123

般是磨损过度，有时也可能因脆断、崩刃而提前报废。它主要是要求高的硬度、高耐磨性及足够的强度及韧性，同时还要求具有较高的淬透性和较低的淬火变形倾向。冷作模具钢的含碳量较高，属于过共析钢，有些钢种属于莱氏体钢。对于截面尺寸大、形状复杂、经受较大冲击载荷和要求高耐磨性、热处理变形小的冷作模具，如冷冲模、滚丝模等，则采用Cr12型钢（如Cr12MoV），它是最常用的冷作模具钢。根据Cr12型钢的特点，结合具体模具的性能要求，可采用一次硬化法（较低的淬火加热温度与较低的回火温度）或二次硬化法（较高的淬火加热温度与较高的回火温度并多次回火）。

13、热作模具钢是用来制造各种在压力下将热的固态金属或液态金属加工成所需形状模具的，前者称为热锻模具用钢（包括热挤压模），后者称为压铸模具钢。热锻模具钢一般都是中碳合金工具钢，含碳量不宜过高，在0.3~0.6%之间，否则，塑性、韧性会下降，导热性也较差。热锻模经锻造后需进行退火，加工后再进行淬火与回火。压铸模具钢含碳量不高，一般在0.3~0.4%之间，但由于钨、铬含量高，组织上仍属于过共析钢。热处理工艺也是先退火，后淬火加回火。

14、量具是用来测量工件尺寸的工具，它必须具有以下几个特性：（1）、尺寸稳定性；（2）、耐磨性；（3）、低的粗糙度值。可根据量具的工作特点选择不同的钢种。量具的热处理与前述的刃具、模具热处理基本相同，需进行球化退火、淬火和低温回火处理。淬火前要进行预热。对于尺寸稳定性要求更高的量具应在淬火之后立即进行冷处理，促使残留奥氏体转变。同时在量具精加工工序之间和加工以后均需进行时 124

效处理（120℃左右），以消除加工应力。

第七节 特殊性能钢

1、特殊性能钢是指具有特殊的物理或化学性能的钢，用来制作除具有一定的力学性能外，还要求具有特殊性能的零件。如不锈耐酸钢、耐热钢、耐磨钢等。

2、能够抵抗大气腐蚀的钢称为不锈钢，而在某些化学腐蚀性介质中能抵抗腐蚀的钢称为耐酸钢，不锈耐酸钢是不锈钢和耐酸钢的总称。一般不锈钢不一定耐酸，而耐酸钢一般则都具有良好的耐腐蚀性能。

3、根据腐蚀的性质不同，可将腐蚀分为化学腐蚀和电化学腐蚀两种。化学腐蚀是金属与外界介质发生纯化学作用而引起的腐蚀，如氧化、脱碳、氢蚀等。金属在化学腐蚀过程中都要生成某种腐蚀产物，并形成一层腐蚀产物膜覆盖在金属表面上。如果这层膜很致密、很牢固、很完整，则它能使金属与外界隔开，可阻止金属腐蚀进一步发展，起到保护作用，这样的膜称之为钝化膜。提高金属的耐化学腐蚀的能力，主要是通过合金化及其他方法使金属表面形成良好的钝化膜。

电化学腐蚀是金属在电解质（酸、碱、盐）溶液中所产生的腐蚀，腐蚀过程中有电流产生，即有微电池效应。大多数情况下，金属腐蚀是以电化学腐蚀的方式进行的。为了提高钢的耐蚀性，主要采取以下措施：（1）、加入合金元素使钢能在表面形成钝化膜，以提高其耐蚀能力；（2）、在钢中加入大量合金元素，提高钢基体（铁素体、马氏体、奥氏体）的电极电位，以增强其抗电化学腐蚀的能力；（3）、加 125

入大量铬或镍合金元素，使钢能形成单相的铁素体或奥氏体组织，以免形成微电池，从而显著提高耐蚀性。

4、根据钢的组织特点，不锈钢主要可分为马氏体不锈钢、铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢三种。此外还奥氏体-铁素体不锈钢和沉淀硬化型不锈钢。其牌号表示方法为不锈钢钢号前面的数字表示平均碳质量分数的千倍，合金元素的表示方法与合金结构钢相同。C<=0.030%及<=0.080%者,在钢号前分别寇以00或0。

5、马氏体不锈钢含铬在13~18%之间，含碳在0.1~1.0%之间,属于铬不锈钢。这类钢都能淬透得到马氏体及碳化物的组织，所以它们是属于马氏体类钢。马氏体型不锈钢有回火脆性倾向，回火后应以较快速度冷却。

铁素体型不锈钢含碳<0.15%，含铬12~30%，也属于铬不锈钢。这类钢是单相铁素体组织，不能用淬火的方法强化。

奥氏体不锈钢，是铬、镍配合组成的铬镍不锈钢，典型的是18-8型不锈钢。这类钢含碳量很低，含铬量在17~19%，含镍量在8~11%。这类钢退火状态下并非是单相奥氏体，还有少量的碳化物，为了使碳化物溶解，获得单相奥氏体组织，可采用淬火方法，即加热到1050~1150后水冷，这种处理又称为“固溶处理”。固溶处理不同于一般的淬火处理，对18-8型钢来说，其目的是提高耐蚀性，并使钢软化。由于这类钢在加热和冷却过程中无相变，所以不能用热处理进行强化，因而冷加工硬化则是这类钢强化的唯一有效方法。

6、高温下具有良好耐热性的钢称为耐热钢，它包括抗氧化钢和热强 126

钢两类。高温下有较好的抗氧化性，而强度要求不高的钢为抗氧化钢（又称为不起皮钢）；高温下有良好的抗氧化能力又有较高强度的钢为热强钢。所谓耐热性，是指材料在高温下兼有抗氧化与高温强度的综合性能，即为抗氧化性和高温强度的总称。钢中加入合金元素铬、硅、铝等，它们与氧的亲和力大，故优先被氧化，形成一层致密的、高溶点的并牢固覆盖于钢表面的氧化膜，可将金属与外界高温气体隔绝，从而避免进一步氧化。

7、金属在高温下，在低于常温下的屈服强度的固定载荷作用下，随着时间的延长而逐渐产生塑性变形的现象称为蠕变。在高温时，金属的强度是用蠕变极限和持久强度来衡量的。蠕变极限是金属试样在一定温度下和规定时间内产生一定的变形量时所能承受的最大应力值。持久强度是金属试样在一定温度下和规定的持续时间内引起断裂的应力值。

8、耐热钢的强化主要是提高钢的高温强度，通常可采取如下措施：

（1）、提高钢的再结晶温度。（2）、利用析出碳化物相而产生强化。

（3）、使钢的粒度适当粗化：因高温下晶界的强度比晶粒内部低（这与室温时正好相反），因此粗晶粒钢的高温强度比细晶粒钢好。

9、抗氧化钢大多数是在铬钢、铬镍钢、铬锰氮钢基础上添加硅、铝制成的。一般抗氧化钢为低碳钢。根据其组织又可分为铁素体抗氧化钢和奥氏体抗氧化钢。

常用热强钢按正火状态下经组织，大致可分为珠光体钢、马氏体钢和奥氏体钢三类。珠光体钢的使用温度范围为450~600℃，按含碳 127

量及应用特点可分为低碳热强钢和中碳热强钢。马氏体热强钢工作温度范围为450~620℃，主要有两类：一类是Cr13型钢；另一类是铬硅钢。奥氏体热强钢使用温度范围为600~700℃。若工作温度超过700℃，则应考虑选用镍基（镍-铬合金）、铁基（铁-铬-镍合金）等耐热合金；工作温度超过900℃，则应选用铌基、钼基耐热合金和陶瓷；对于350℃以下工作的零件，选用一般的合金结构钢即可。

10、耐磨钢是指在高的冲击负荷作用下发生加工硬化而具有高耐磨性能的高锰钢。这类钢又称奥氏体高锰钢，通常锰碳比控制在9~11。为了提高其屈服强度，可加入少量的合金元素，如铬、钼、钒。这类钢由于切削加工很困难，故大多数高锰钢零件是采用铸造成型的。高锰钢的铸态组织是由奥氏体及沿晶界析出的碳化物和托氏体所组成，因而其性能硬而脆，耐磨性也差。实践证明，只有高锰钢全部获得单相奥氏体组织时，才呈现出良好的韧性和耐磨性，为了使高锰钢全部获得单相奥氏体组织，需进行“水韧处理”：把钢加热到临界温度以上（约1050~1100℃），保温一段时间，使钢中碳化物全部溶解到奥氏体中，然后迅速浸入水中冷却，由于冷却速度快，碳化物来不及从奥氏体中析出，从而可得到均匀的单相奥氏体组织。

11、高锰钢具有高的耐磨性是由于受到冲击或挤压的条件下产生了加工硬化，如果不受到冲击或挤压的情况下，就不会产生加工硬化现象。加工硬化产生的原因是：冲击变形在奥氏体基体中产生了大量层错、形变孪晶、ε马氏体、α马氏体，成为位错运动的障碍。

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第十章 铸铁

1、铸铁与钢的区别主要在于铸铁比钢含有较高的碳和硅，并且硫、磷杂质较多。铸铁的生产设备和熔炼工艺简单、价格低廉，具有良好的铸造性能、切削加工性能、耐磨性、消震性及低的缺口敏感性等一系列性能特点。有时为了提高铸铁的力学性能或使其具有特殊的物理、化学性能，还可加入一定量的合金元素，或提高硅、锰、磷的含量，得到合金铸铁或特殊性能的铸铁。

2、根据碳在铸铁中存在的不同形式，可将铸铁分为以下三类：（1）、白口铸铁：除少量的碳溶于铁素体外，绝大部分的碳以Fe3C形式存在于铸铁中,其断口呈银白色。（2）、灰口铸铁：碳全部或大部分以游离状态的石墨存在于铸铁的组织中，其断口呈暗灰色。（3）、麻口铸铁：碳一部分以石墨形式存在，另一部分以Fe3C形式存在,断口呈墨白相间的麻点。

3、由于白口铸铁和麻口铸铁具有较大的硬脆性，因此在工业上很少应用，工业生产中常用的铸铁多为灰口铸铁。根据铸铁中石墨形态的不同，灰口铸铁又可分为以下四类：（1）、普通灰口铸铁（简称灰口铸铁）：石墨呈片状存在；（2）、球墨铸铁：石墨呈球状存在，它是在铁水浇注前经球化处理后形成的；（3）、蠕墨铸铁：石墨呈蠕虫状，其形状介于片状与球状之间；（4）、可锻铸铁：石墨呈团絮状存在，它是一定成分的白口铸铁经高温长时间退火时Fe3C分解而形成的。

4、碳在铸铁中存在的形式主要有两种，即渗碳体（Fe3C）和游离状态的石墨（常用G来表示）。Fe3C是一种间隙化合物，复杂斜方晶格， 129

硬而脆。石墨的强度、塑性很低，具有简单六方晶格。研究得知，铁水中含碳、硅越高，冷却速度越慢，从铁水中或奥氏体中越容易析出石墨；反之，易析出Fe3C。此外，形成的Fe3C若加热到高温，也可分解为铁素体和石墨。

5、石墨化过程是一个原子扩散过程，石墨化温度愈低，原子扩散愈困难，因而愈不易石墨化。碳和硅都是强烈促进石墨化的元素，铸铁中每增加1%的硅，共晶点的含碳量相应降低0.3%。锰是阻止石墨化的元素。硫强烈阻止石墨化。磷是微弱促进石墨化的元素。

促进石墨化的元素有：铝、碳、硅、钛、镍、铜、磷、钴、锆； 阻碍石墨化的元素有：硼、稀土、镁、碲、钒、铬、硫、钼、锰、钨；其中铌为中性元素。

6、灰口铸铁的牌号用汉语拼音字母和其后的数字表示，HT表示灰铁，后面的数字表示最小抗拉强度。由于石墨化程度不同，灰口铸铁可能出现三种不同的组织：铁素体灰口铸铁、铁素体-珠光体灰口铸铁、珠光体灰口铸铁。

7、按石墨片长度可将其分为八个等级。由于石墨的强度、硬度极低，塑性、韧性几乎为零，故可近似地把它看成是一些裂缝和空洞，这就破坏了基体的连续性。灰口铸铁的硬度和抗压强度主要由基体组织决定，灰口铸铁的抗压强度明显地高于抗拉强度。故灰口铸铁广泛应用于制作承受压载荷的零件。

8、灰口铸铁具有一系列其他优良性能：（1）、优良的铸造性能；（2）、优良的耐磨性和消震性能；（3）、较低的缺口敏感性和良好的切削加 130

工性能。

孕育处理：是在浇注前往铁水中加入少量的孕育剂（变质剂），改变铁水的结晶条件，从而获得细珠光体基体上分布着细小均匀的片状石墨的组织。生产中常用的孕育剂为硅铁和硅钙合金。

9、灰口铸铁的热处理主要有以下三种：去应力退火；消除铸件白口的软化退火；表面淬火。

第三节 球墨铸铁

1、在浇注前对铁水进行球化处理和孕育处理，才能获得球状石墨。常用的球化剂有镁、稀土硅铁镁合金。常用的孕育剂有硅铁、硅钙合金。

2、球墨铸铁的牌号用球铁二字的汉语拼音字首QT和其后两组数字表示，第一组数字表示最低抗拉强度，第二组数字表示最低伸长率。

3、球墨铸铁中石墨呈球状，对基体的割裂作用相对减少，因而可以类似钢一样进行不同类型的热处理。

第四节能 可锻铸铁

1、可锻铸铁是由白口铸铁在固态下，经长时间石墨化退火而获得的具有团絮状石墨的一种铸铁。可锻铸铁实质上不能锻造的。

2、为了缩短退火周期，常在浇注前在铁水中加入少量的孕育剂，如铝-铋、硼-铋、硼-铋-铝等，孕育剂在铁水凝固时起阻止石墨化的作用，保证获得白口铸铁；在进行石墨化退火时，又能起促进石墨化的 131

作用。

3、可锻铸铁的牌号是由KTH或KTZ及其后的两组数字组成的，其中KT是可铁的汉语拼音字首大写，H表示黑心（即铁素体基体），Z 表示珠光体基体，后面两组数字分别表示最低抗拉强度和最低伸长率。可锻铸铁按基体组织可分为铁素体可锻铸铁和珠光体可锻铸铁。

第五节 蠕墨铸铁

1、蠕墨铸铁是指铁水经过蠕化处理，使石墨大部分呈蠕虫状的铸铁。蠕墨铸铁是在浇注之前，在一定成分的铁水中加入一定量的蠕化剂和孕育剂进行蠕化处理和孕育处理而得到的。蠕化剂主要有稀土镁钛合金、稀土镁钙合金。

2、蠕化铸铁的牌号表示方法是RuT加最小抗拉强度。蠕墨铸铁中的石墨呈蠕虫状，是介于片状与球状之间的一种中间形态石墨。因此其力学性能也介于灰口铸铁和球墨铸铁之间。

第六节 合金铸铁

1、在普通铸铁（灰口铸铁或球墨铸铁）的基础上，加入一定的合金元素的铸铁，称为合金铸铁。合金铸铁不仅具有更高的力学性能，而且具有某些特殊的性能，如耐磨、耐热、耐蚀等。

第十一章 有色金属及其合金

第一节 铝及其合金

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1、铝是地壳中储量最多的一种元素，约占地壳总质量的8.2%，几乎占地壳全部金属含量的三分之一，比所有有色金属的总和还要多。

2、铝抗大气腐蚀的能力很强，因铝和氧的亲和力很大，在铝制品的表面形成致密而坚固的三氧化二铝保护膜，隔绝了空气，阻止继续氧化。碱类、盐酸、碳酸盐、食盐等能破坏氧化膜，引起铝的强烈腐蚀。

3、合金加热到淬火温度，保温后形成单相α固溶体，然后快冷淬火得到单相过饱和α固溶体，不发生组织转变，这种淬火处理称为固溶处理。固溶处理后强度、硬度并未明显提高，而塑性却得到改善。经固溶处理后，获得过饱和固溶体，在随后的等温放置或低温加热时，第二相将从过饱和固溶体中析出，引起强度、硬度以及物理和化学性能的显著变化，这一过程称为时效。室温放置过程中使合金产生强化的效应称为自然时效；低温加热过程中使合金产生强化的称为人工时效。若人工时效时间过长或温度过高，反而会使合金软化，这种现象称为过时效。这是因为第二相将从固溶体中完全脱溶，它与基体完全失去共格联系，晶格畸变也随之消失，导致合金的硬度与强度显著降低。

4、将已经时效强化的合金，重新加热到200~270℃，经短时间保温，然后在水中快冷至室温，合金强度下降，重新变软，即合金性能恢复到淬火状态。如在室温下放置，则与新淬火合金一样，仍能进行正常的自然时效，这就是回归现象。但每次回归处理后，其再次时效后强度逐次下降。

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第二节 铜及其合金

1、铜是重有色金属，铜元素在地壳中储量较少，但铜及其合金是人类历史上使用最早的金属，其全世界产量仅次于铁和铝。纯铜的新断面是玫瑰红色，表面形成氧化亚铜膜层后呈紫红色，故称紫铜。由于工业纯铜多是用电解法生产的，故又叫电解铜。它在氧化性酸溶液（如硝酸、浓硫酸等）以及各种盐类溶液（包括海水）中易受到腐蚀。

2、铜合金按化学成分可分为黄铜、青铜及白铜三大类。 黄铜是以锌为主要合金元素的铜-锌合金；

青铜是以除锌和镍以外的其他元素为主要合金元素的铜合金，按其所含主要合金元素的种类可分为锡青铜、铝青铜、铅青铜、硅青铜等；

白铜是以镍为主要合金元素的铜-镍合金。

第三节 钛及其合金

1、钛是一种银白色的金属，在地壳中的含量约为1%，其储量仅次于铝、铁、钙、镁而居第五位。钛在固态下具有同素异晶转变。转变温度为882℃。

2、钛在室温下为密排六方晶格，一般来说，具有密排六方晶格的金属如锌、镉、镁等都是较脆的，不易塑性变形，这是因为其滑移系较少。而钛塑性好主要是由于其轴比小于1.633，使它的有效滑移系增多了；此外，钛的孪晶变形占很大的比例，这也是钛塑性好的一个原因。

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3、在550℃以下的空气中，钛的表面很容易形成薄而致密的惰性氧化膜，因此，它在氧化性介质中的耐蚀性比大多数不锈钢更为优良。但氢氟酸对钛有很大的腐蚀作用。其力学性能与化学性能与不锈钢相近。

问题：

1、为什么晶粒越细小，金属的强度、硬度越高，同时塑性和韧性也越好？（P55）

2、为什么只有晶粒大小适中的金属材料，才可能具有较高的高温强度？（P56）

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