2020年 03月 15日 星期日

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金属学与热处理原理崔忠圻第三版课后题全部答

作者:永乐国际 来源:永乐国际 日期:2020-03-15 20:56 人气:

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  第一章 金属与合金的晶体结构 1. 金属键:贡献出价电子的原子,则变成正离子,沉浸在电子云中,它们依靠运动于其间的公有化的电 子的静电作用而结合起来,这种结合叫做金属键,它没有饱和性和方向性。 根据金属键的本质,金属具有以下特性: 1 导电性:在外加电场的作用下,金属中的电子能够沿着电场方向定向运动,形成电流,从而有良 好的导电性; 2 导热性:电子的运动和正离子的振动使金属具有良好的导热性; 3 正电阻温度系数:当温度升高时,正离子或原子本身振动的振幅加大,可阻碍电子的通过,使电阻升 高,即表现为正电阻温度系数; 4 金属光泽:电子很容易吸收可见光的能量,而被激发到较高的能级,当它跳回到原有能级时,就 把吸收的可见光能量重新辐射出来,从而金属不透明,具有金属光泽; 5 延展性:金属键没有饱和性和方向性,故金属的两部分发生相对位移时,金属正离子始终被包围在电 子云中,即仍继续保持着金属键合,这样,金属就能变形而不断裂,具有延展性。 2. 由双原子作用模型图,R0 相当于原子的平衡,任 何对平衡的偏离,都会收到一个力(吸引力或力) 的作用,促使其回到平衡。(此外原子间的最大结合力不 是出现在平衡,而是在 R1 ,这个结合力与金属的理 论抗拉强度相对应。)在吸引力的作用下把远处的原子移近所 做的功能使原子的势能更低(为负值),当原子移至平衡 R0 时,其结合能达到最低值,此时原子的势能最低、最稳定。 任何对 R0 的偏移,都会使原子的势能增加,从而使原子处于 不稳定状态,原子就有力图回到低能状态,即回到平衡距离 的倾向。将上述双原子作用模型加以推广,不难理解,当大 量金属原子结合成固体时,为使固态金属具有最低的能量, 以保持其稳定状态,原子之间也必须保持一定的平衡距离, 这边是固态金属中原子趋于规则排列的重要原因。如果试图 从固态金属中把某个原子从平衡拿走,就必须对它, 以克服周围原子对它的作用力。这个要被拿走的原子周围邻 近的原子数越多,原子间的结合能就越低,能量越低的状态 是最稳定的状态,而任何系统都有自发从高能状态向低能状 态的趋势。因此,常见金属的原子总是自发地趋于紧密的排列。 4. 晶体结构:晶体结构是指晶体中的质点(原子、离子、或原子集团)的具体排列情况,也就是晶体中的这 些质点在三维空间有规律的周期性的重复排列方式; 晶格:为了方便起见,为地将阵点用直线连接起来形成空间格子,称之为晶格。 晶胞:为了简便起见,可以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分析阵点的排列的规律 性,这个最小的几何单元成为晶胞。 8.-2.52% 9.(112)(211)(121)(-112)(1-12)(-11-2)(2-11)(21-1)(-211)(-121)(1-21)(12-1)12 个晶面 10. 11. 多晶型转变:大部分金属只有一种晶体结构,但也有少数金属如 Fe、Mn、Ti、Co 等具有两种或几种的晶体结 构,当条件(如温度、压强)改变时,金属内部由一种晶体结构向另一种晶体结构的转变称为多晶型转变。 -8.1% 12. 晶带:平行于或相交于同一直线的一组晶面叫做一个晶带。 晶带轴:晶带中平行于或相交于的那条直线.组元:组成合金的最基本的、的物质称为组元,一般来说,组元是组成合金的元素,也可以是稳定的化合物; 相:指的是合金中同一聚集状态,结构相同、成分和性能均一并以界面相互分开的组成部分。 固溶体:合金的组元之间以不同的比例相互混合,混合后形成的固相的晶体结构与组成合金的某一组元的相同, 这种固相叫做固溶体。 固溶体的结构:固溶体仍保持着溶剂的晶格类型,但若与纯组元相比,结构还是了变化: 1 晶格畸变:由于溶质与溶剂的原子大小不同,因而形成固溶体时,必然在溶质原子附近引起局部的晶格畸 变,这种畸变的大小可以通过晶格的变化反映出来。对置换固溶体,当溶质原子大于溶剂原子时,晶格常 数变大,反之相反,形成间隙固溶体时,晶格随着溶质原子的溶入加大; 2 偏聚和有序:溶质原子在固溶体中的分布,总是在一定程度上偏离完全无序状态,存在着分布不均。当同 种原子的结合力大于一种原子结合力时,溶质原子倾向于成群地聚集在一起,形成许多偏聚区;当异种原子的 结合力大于同种原子时,溶质原子通常在小范围内按一定的规则有序排列,称为短程有序; 3 有序固溶体:具有短程有序的固溶体,当温度低于某一温度时,可能使溶质和溶剂原子在整个晶体中都按 一定的顺序排列起来,形成有序固溶体。由于溶质原子和溶剂原子在晶格中占据着确定的,因而发生有序 化转变会引起晶格类型的改变。严格说,有序固溶体实质上更接近于金属化合物。当无序固溶体转变成有序固 溶体时,性能发生突变,硬度和脆性显著增加,塑性和电阻明显降低。 置换固溶体:溶质原子位于溶剂晶格的某些结点所形成的固溶体称为置换固溶体。 影响置换固溶体溶解度因素: 1 原子尺寸因素:组元间的半径越相近,即△r 越小,则固溶体的固溶度越大;△r 越大,固溶度越小有利于 大量固溶的原子尺寸因素△r 不超过±(14%~15%); 2 电负性:溶质原子核溶剂原子的电负性相差越大,即两者的化学亲和力越大时,它们往往倾向形成比较稳 定金属化合物,即使形成固溶体,固溶度往往也较小; 3 电子浓度因素:溶质元素的原子价与固溶体的固溶度之间有一定关系,由于元素的原子价的影响实质上时 电子浓度决定的,故电子浓度影响着固溶度:公式 上式 Va、Vb 分别为溶剂和溶质的原子价,X 为溶剂 B 的摩尔分数。一定的金属晶体结构的单位体积中能容纳的 价电子数有一定限度,超过这个限度会引起结构不稳定甚至变化,故此固溶体的电子浓度有一极限值。(fcc 为 1.36,bcc 为 1.48)元素的原子价越高,则其固溶度越小。 4 晶体结构因素:溶剂与溶质的晶体结构类型是否相同,是其能否形成无限固溶体的必要条件。如果组元的 晶体结构不同,只能形成有限固溶体。即使组元晶体结构相同但是不能形成无限固溶体,其溶解度也将大于晶 格类型不同的组元间的溶解度。 以上 4 个要素都有利时所形成的固溶体固溶度可能较大,甚至无限固溶体。但上述四个要素只是形成固溶体的必要 条件。此外,温度越高,固溶度越大。 15. 固溶强化:在固溶体中,随着溶质浓度的增加,固溶体的强度、硬度提高,而塑韧性有所下降的现象称为固溶 强化。 由于间隙原子造成的晶格畸变比置换固溶体要大得多,所以间隙固溶体的强化效果要好。 16. 间隙相:过渡族金属能与原子甚小的非金属形成化合物,当非金属原子半径与金属原子半径比值小于 0.59 时, 形成的化合物具有比较简单的晶体结构,称为间隙相; 间隙相与间隙固溶体之间有着本质的区别,间隙相是一种化合物,它具有与其组元完全不同的晶体结构,而间隙 固溶体则保持溶剂组元的晶格类型; 间隙相的非金属原子半径与金属半径比小于 0.59 且具有较简单的结构,而间隙化合物的非金属原子与金属原子 半径比大于 0.59 且结构比较复杂。此外,间隙相一般比间隙化合物硬度更高,更稳定。 17. Ag、Al 都具有面心立方晶体结构,如果 Ag、Al 在固态下形成无限固溶体,则必须是置换固溶体,影响置换 固溶体的四个因素:原子半径、电负性、电子浓度、晶体结构。Ag、Al 的原子半径相差不大、电负性相差不大,晶 体结构都为面心立方晶体,这三个因素都比较有利,但是面心立方结构单位体积能容纳的价电子数有一定限度,超 过这个限度就会引起结构的不稳定甚至改变,故而有电子浓度有一定的限度。AL 的化合价位+3(很大),只需溶入 相对较少的 AL 就能达到极限电子浓度,即溶解度有一定限度,不能形成无限固溶体。 18. P107 19. 晶体结构:固溶体保持着溶剂组元的晶格类型,此外固溶体结构还会发生如下变(①晶格畸变;②偏聚与有序; ③有序固溶体); 金属化合物晶结构不同于任一组元,是合金组元间发生相互作用形成的新相; 机械性能:固溶体相对来说塑韧性较好,硬度低;金属化合物硬而脆。 20. 点缺陷都会造成晶格畸变,对金属的性能产生影响,如使强度升高、电阻增大、体积膨胀等等;此外,点 缺陷的存在将加速扩散,因而凡是与扩散有关的相变、化学热处理、高温下的塑性变形和断裂等等,都与空位和间 隙原子的存在和运动有关系。 21. 刃形位错:设有一简单立方晶体,某一原子面在晶体内部中断,这个原子平面中断处的边缘就是一个刃形位错, 犹如用一把锋利的钢刀将晶体上半部分切开,沿切口硬插入一额外半原子面一样,将刃口处的原子列称为刃形位错 线。 螺形位错:一个晶体的某一部分相对于其它部分发生滑移,原子平面沿着一根轴线盘旋上升,每绕轴线一周,原 子面上升(下降)一个晶面间距。在中央轴线(即位错线)附近的原子是按螺旋型排列的,这种位错称为螺形位错。 各种间隙原子核尺寸较大的置换原子,它们的应力场是压应力,因此在正刃形位错的上半部分的应力相同,二者 互相;但与下半部分应力相反,二者互相吸引。所以这些点缺陷大多易于被吸收而跑到正刃形位错的下半部分 或者负刃形位错的上半部分聚集起来。对于尺寸较小的置换原子,则易于聚集于刃形位错的另一半受压应力的地方。 正因为如此,刃形位错往往总是携带者大量的溶质原子,形成所谓的“柯氏气团”。这样一来,就会使位错的晶格畸 变降低,同时使位错难以运动,造成金属的强化。 22. 晶体的面缺陷包括晶体的外表面(表面或界面)和内界面两类,其中内界面又有晶界、亚晶界、孪晶界、 堆垛层错和相界等。 影响表面能的因素: 晶界的特性:①晶界的不稳定性:由于晶界上的原子或多或少的偏离了其平衡,因而就会或多或少的具有界 面能或晶界能,晶界能越高,晶界越不稳定。在温度较高时,会发生晶粒长大和晶界平直化; ②晶界会发生内吸附现象:由于晶界能存在,当金属中存在能降低界面能的异类原子时,这些原子就会向晶界偏聚, 即内吸附现象;相反,能提高界面能的异类原子会向晶粒内部聚集,即反内吸附; ③晶界存在晶格畸变,因而在室温下对金属的塑性变形起着阻碍作用,在宏观上使金属材料具有更高的强度和硬度。 晶粒越细,金属材料的强度和硬度越高。 ④由于界面能的存在,使晶界的熔点低于晶粒内部,且易于腐蚀和氧化。晶界(上空位)位错等缺陷多)扩散速度 较快,故在发生相变时,新相晶核往往首先在晶界形成。 23 . A:右螺;B:左螺;C:负刃;D:正刃;E 混合 第二章 纯金属的结晶 1.①过冷现象:金属结晶时实际结晶温度低于理论结晶温度的现象叫做过冷现象; ②过冷度:金属的实际结晶温度 Tn 与理论结晶温度 Tm 之差称为过冷度; ③近程有序:在金属液体的微小范围内,存在着紧密接触规则排列的原子集团,称为近程有序; ④远程有序:在晶体中大范围的原子是紧密接触规则排列的,称为远程有序; ⑤结构起伏:液态金属中近程有序的原子集团处于瞬时出现、瞬时消失、此起彼伏、变化不断的状态之中,这种 不断变化着的近程有序原子集团称为结构起伏; ⑥能量起伏:在液态金属中,系统的能值得是宏观平均能量。但在各微观区域内的能并不一样,有的微 区高,有的微区低,即各微区的能量也处在彼此起伏、变化不定的状态。这种微区内暂时偏离平衡能量的现象称为 能量起伏; ⑦均匀形核:液相中各个区域出现新相晶核的几率是相同的,这种形核方式称为均匀形核; ⑧形核功:形成临界晶核时,体积能的下降只补偿了表面能的 2/3,还有 1/3 的表面能没有得到补偿,需要 对形核作功,故称 △Gk=1/3Skσ为形核功; ⑨临界形核半径:当 r<rk 时,随着晶胚 r 增大,系统能增加,这种晶胚不能成为稳定的晶核,当 r>rk 时, 随着晶胚 r 增大,系统的能下降,这样的晶胚可以自发地长成稳定的晶核,当 r= rk =时,这种晶胚既可能消失, 也可能长大称为稳定的晶核,因此把 rk 称为临界形核半径; ⑾活性质点:在非均匀形核中,固态杂质和晶核(晶体)界面满足点阵匹配原理(结构相似、尺寸相当),就可能 对形核起到催化作用,它本身就是良好的形核剂,或称为活性质点。 ⑿变质处理:在浇注前往液态金属中加入形核剂(又称变质剂),促进形成大量的非均匀晶核来细化晶粒的处理方 式称为变质处理; ⒀变质剂:变质剂又称形核剂,能够提供核心,促进金属液体非均匀形核的物质; ⒁形核率:指单位时间单位体积液体中形成的形核数目,用 N 表示,单位为 cm-3·s-1; ⒂生长线速度:在螺形位错长大机制中,台阶各处沿着晶体表面向前移动的线速度称为生长线速度,台阶各处沿晶 体表面向前移动的线. 物质总是力求能最低的状态,当温度小于 Tm 时,固态金属的能低于液态金属的能,两相能之 差构成了金属结晶的驱动力,该驱动力的大小△Gv=,当过冷度△T 为零时,驱动力△Gv 为零,液固两相具有同样的 稳定性,不会发生结晶。只有当液态金属有一定的过冷度,结晶的驱动力才大于零,液体金属才会结晶。故。。。。。。 冷却速度越大,过冷度越大。 3. 结晶过程的普遍规律:都要经历形 核与长大的过程。微观过程: 4. 结构起伏:液态金属中近程有序的原子集团处于瞬时出现、瞬时消失、此起彼伏、变化不断的状态之中,这种 不断变化着的近程有序原子集团称为结构起伏。 与△T 关系:每一温度下出现的尺寸最大的相起伏有一极大值 rmax,△T 越大,即温度越低,rmax 越大,反之越小。 5. ⑴ 假设过冷液体中出现一个晶胚,则它的出现会引起体积能的变化(由于是过冷液体,故此值为负,是结 晶的驱动力)和表面能的变化(此项总是正值,阻碍结晶)假设出现一个半径为 r 的球状晶胚,则△G=-πr3△Gv+4 πr2σ,临界晶核半径出现在该项的极大值处,即△G,=-4πr2△Gv+8πrσ=0 得临界晶核 rk= ; ⑵因为 rk= 且△Gv= ,将后项带入前项得 rk= ⑶临界形核功△Gk 是△G=-πr3△Gv+4πr2σ最大值处△G 的值,有数学知识知,该最大值出现在对应于临界晶核 半径对应的极大值点处,将 rk= 入△G=-πr3△Gv+4πr2σ中得△Gk=Skσ(式中 Sk 为临界晶核的表面积) ⑷均匀形核条件:结构起伏、能量起伏;晶胚尺寸大于临界形核半径;金属液体的过冷度大于临界过冷度(最大 晶胚半径刚好等于临界晶核半径时的过冷度为临界过冷度) ⑸形核率 N=N1N2,式中 N1 为受形核功影响的形核率因子,N2 为受原子扩散能力影响的形核率因子;当过冷度不大 时,原子有足够的扩散能力,此时的形核率主要受 N1 因素的影响,过冷度越大,形核功越小,形核率越高,故形核 率随着过冷度的增加而增大,当超过极大值后,N2 起主导作用,所以尽管过冷度增加,形核功减小,但原子的扩散 越来越困难,故形核率又随着过冷度的增加而减小,当过冷度非常大时,形核率接近零。对于纯金属,在没达到一 定过冷度时,基本不形核,当温度下降到某一温度时,形核率急剧增加(称此温度为有效成核温度),并且,由于一 般金属的晶体结构简单,凝固倾向大,故形核率未达到最大值前已凝固完毕,看不到形核率下降的部分。 6. 非均匀形核条件:能量起伏、结构起伏;需要一定过冷度、晶胚尺寸大于临界晶核尺寸;因扩撒,故在一定温 度下进行。 7. P50 8. 接触角θ的大小取决于液体、晶核及固态杂质三者表面能的相对大小,当金属液体确定后,σαL 便固定不变, 那么θ的大小只取决于σLβ-σαβ的差值。 从上式可知,金属液体确定后,σαL 不变,当σLβ-σαβ的差值越 大,cosθ越接近 1,θ越接近 0,对非均匀形核促进效果越好;当晶核(晶体)与固态杂质的结构(原子排列的几 何状态、原子大小、原子间距等)越相似时,它们之间结构相似、尺寸相当,这样的异相质点可以促进非均匀形核。 9. 相同点 1)形核的驱动力和阻力相同; 2)临界晶核半径相等; 3)形成临界晶核需要形核功; 4)结构起伏 和能量起伏是形核的基础; 5)形核需要一个临界过冷度; 6)形核率在达到极大值之前,随过冷度增大而增加。 与均匀形核相比,非均匀形核的特点: 1)非均匀形核与固体杂质接触,减少了表面能的增加; 2)非均匀 形核的晶核体积小,形核功小,形核所需结构起伏和能量起伏就小;形核容易,临界过冷度小; 3)非均匀形核时 晶核形状和体积由临界晶核半径和接触角共同决定;临界晶核半径相同时,接触角越小,晶核体积越小,形核越容 易; 4)非均匀形核的形核率随过冷度增大而增加,当超过极大值后下降一段然后终止;此外,非均匀形核的形核 率还与固体杂质的结构和表面形貌有关。 上式为非均匀形核时临界形核功,可知,当θ=π时,非均匀形核相当于均匀形核,当θ在 0°~180°之间变化, 非均匀形核临界形核功恒小于均匀形核临界形核功,因此在较小的过冷度下,均匀形核还没开始,非均匀形核就可 能已经明显进行了,故非均匀形核往往要比均匀形核容易。 10. 假设该立方体晶胚的边长为 r,则形成一个边长为 r 的晶胚所引起的系统能的总变化为△G=-r3△Gv+6r2 σ,△G,=-3r2△Gv+12rσ,由数学知识可知,△G 有一个极大值且是最大值 rK,当 r<rK 时,随着 r 的增加,系统 的总能的变化△G 增大,故此时晶胚不能稳定的存在会消失,当 r>rk 时,随着 r 的增大,系统的总能变化 △G 逐渐下降,此时的晶胚能稳定存在且会不断增大,当 r=rK 时,晶胚既可能消失,也可能继续一直长大,由上分 析可知,存在临界晶核半径 rK 在△G,=0 时取得,经计算 rK=4σ/△Gv,将此 rK=4σ/△Gv 带入△G=-r3△Gv+6r2σ中 可知临界形核功△GK=1/3SKσ(其中 SK 为临界晶核半径对应的立方晶胚的表面积) 11. 晶核长大的条件:第一,要求液相有足够高的温度,使得液相能够不断地向晶体扩散原子;第二,晶体表面能 够不断而牢靠地接纳扩散来的原子(即长大必须在过冷液体中进行)。 过冷度对长大方式的影响: ①正温度梯度(即随着液相到界面距离的增加过冷度越来越小直至为 0): A.光滑界面:如无其它因素的干扰,以光滑界面结晶的晶体在正温度梯度下大多成长为以密排面为晶体表面的晶体, 具有规则形状; B.粗糙界面:以平面长大方式长大(因为在成长过程中一旦凸起就进入过冷度更小的区域,长大速度减慢甚至被融 化)。 ②负温度梯度(即随着液相到界面距离的增加过冷度越来越大): A.粗糙界面:长大方式为树枝状长大,可能会长大成树枝晶、柱状晶或者等轴晶; B.光滑界面:当杰克逊因子α不太大,有可能会以树枝状生长,但往往带有小平面特征,但在负温度梯度较小时, 可能会长成规则的几何外形。对于α很大的晶体,即使在负温度梯度下,仍可能长成规则形状的晶体。 过冷度对长大速度的影响:对于具有光滑界面的物质结晶时,长大速度先是随着过冷度增大增大,达极大值后, 又减小;对于具有粗糙界面的金属物质结晶时,它的过冷能力小,等不到较低的温度时结晶就已结束,其长大速度 一般不超过极大值。 12. 常温下,晶粒越小,金属的强度和硬度越高,同时塑韧性也很好。 细化晶粒方法:①控制过冷度:在一般金属结晶时的过冷度范围内,过冷度越大,晶粒越细,故可增大过冷度来 细化晶粒;②变质处理:在浇注前加入形核剂促进非均匀形核来细化晶粒;③振动、搅拌:对即将凝固的金属进行 振动或搅拌,一方面从输入能量促进晶核提前形成,另外可使成长中的枝晶破碎,增加晶核数量。 13.第三章内容 第三章 二元相图及合金凝固 1. 相图:相图是表示合金系中的合金状态与温度、成分之间关系的图解; 利用相图可知各种成分的合金在不同的温度下存在哪些相、各个相的成分及其相对含量; 相率:相率是表示在平衡状态下,系统的度数、组元数和相数之间的关系,是系统平衡条件的数学表达式。 表达式 f=C-P+2(当系统的压力为时,则为 f=C-P+1),其中 C 为组元数,P 为相数,f 为度数。 利用相图可以说明这些问题:①可以确定系统中可能存在的最多平衡相数;②可以解释纯金属和二元合金结晶时 的差异:纯金属结晶时存在固液两相,f=1-2+1=0,说明纯金属结晶只能在恒温下进行,但二元合金结晶时,在两相 平衡时,度 f=2-2+1=1,说明此时还有一个可变因素(温度),因此,二元合金两相平衡结晶时是在一定温度范 围内进行的。 2. 异分结晶:固溶体合金结晶时所结晶出的固相成分与液相成分不同,这种结晶出的晶体与母相化学成分不同的 结晶称为异分结晶。 分配系数:在一定温度下,固液量平衡相中溶质浓度之比值,即 k0=Cα/CL; 区域:将圆棒分小段进行和凝固,使金属棒从一段向另一端顺序地进行局部熔化,凝固过程也随之顺序 地进行,这就使得先结晶的晶体将溶质(杂质)排入熔化部分的液体中如此当融化区走过一遍之后,圆棒的杂质就 富集于另一端,重复多次,即可达到提纯的目的。 影响提纯效果因素:①熔化区长度越短,提纯效果越好,反之越差;②k0 越小,提纯效果越好;③搅拌越剧烈, 液体的成分越均匀,提纯效果越好。 3. 枝晶偏析:不平衡结晶时,在一个晶粒内部出现化学成分不均匀的现象叫做晶内偏析,由于固溶体通常是树枝 状,枝干与枝间之间的化学成分不同称为枝晶偏析。 形成:固溶体在不平衡结晶时先结晶的部分含高熔点组元较多,后结晶部分含低熔点组元较多,在晶粒内部存在 着浓度差别,在一个晶粒内部造成化学成分不均匀,又因为固溶体晶体通常是树枝状,这使得枝干与枝间的化学成 分不同。 影响枝晶偏析因素:①k0 偏离 1 越严重,偏析越严重;②溶质原子的扩散能力对偏析程度有影响:扩散能力大, 偏析较小,反之较大;③冷却速度:一般来说,冷却速度越大,晶内偏析越严重,但是有时冷速大反而能得到成分 均匀的铸态组织。 枝晶偏析危害:严重的枝晶偏析会使合金的机械性能下降,特别是使塑韧性显著下降,甚至使合金不易压力加工; 降低抗蚀性。 消除枝晶偏析:扩散退火或均匀化退火。 4. 伪共晶:在不平衡结晶条件下,非共晶成分的合金所得到的共晶组织称为伪共晶; 形成条件:过冷合金液体在伪共晶区结晶,能够得到伪共晶; 伪共晶的组织形态:由于是在过冷状态下的共晶组织,故相比共晶组织伪共晶更加致密,晶粒更加细小; 对力学性能的影响:无 5. 离异共晶:在先共晶相数量较多而共晶组织甚少的情况下,有时共晶组织中与先共晶相相同的那一相,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; 产生原因的例子见 P87 在钢中因为偏析会形成 Fe-FeS 共晶,往往是离异共晶,其中 FeS 分布在晶界上。离异共晶可能给合金的性能带 来不良影响,如 Fe-FeS 伪共晶,FeS 分布在晶界上,会造成热脆。对于不平衡结晶所产生的离异共晶,可以通过均 匀化退火来转变为平衡态的固溶体组织。 6.共晶反应:L→α+β;包晶反应:L+α→β; f=c-p+1,其中 c=2,p=3,故 f=0,即度为零,三相的成分是固定的,且转变温度不变。 7. 平衡结晶过程: ①成分为 C0 的合金在 t1 温度开始结晶,形成 K0C1 的固相晶核,因此势必要将多余的溶质排到固液界面处,使固液界 面处液相成分浓度为 C1,这时原理固液界面的液相成分仍为 C0,这就在液相内形成了浓度梯度(图 2 中 a);由于液 相中存在浓度梯度,必然会引起液相内溶质和溶剂的扩散使溶度下降到 C0,(图 2b),但这就了 t1 温度下的相平 衡,为了恢复这种平衡,只有使界面向液相推进,即晶体长大,长大过程固相排除的溶剂再次使得固液界面处液相 浓度恢复到 C1,而原来界面处的液相浓度为 C0,,这又造成了液相内的浓度梯度,这又引起原子扩散,了相平衡 (图 2c)。为了维持相平衡,最后又使晶体进一步长大。如此反复,直到液相成分全部变为 C1 为止。 ②当温度从 t1 下降到 t2 时,结晶继续进行,一方面依赖于温度 t1 时已经形成的晶体继续长大,另一方面是重新形核 长大。在 t2 温度重新形核长大和 t1 类似。当 t1 温度晶体在 t2 温度继续长大时,会出现在固液两相内部都有浓度梯度 (图三 a)。于是,在液相和固相内都会存在扩散使得相界面溶质浓度下降,这都会固液界面处的相平衡,为了 建立 t2 温度下的平衡,使相界面处液相的成分仍为 C2,固相成分认为 K0C2,只能使固相进一步长大或液相结晶处新 的晶体,以排除一部分溶质原子,达到相平衡所需的溶质浓度。这样过程反复进行,一直到液相成分完全变为 C2(图 3b),固相成分完全变为 K0C2(图 3c)。由于液相中扩散较快,因此总是液相中先达到平衡所需的浓度。以此类推, 直到温度达到 t3 时,最后一滴液体结晶成固态,固溶体的成分与原合金成分 C0 一致,结晶结束。 8. 成分过冷:在固液界面前方一定范围内的液相中,由于液相中成分变化引起的其实际温度低于平衡结晶温度, 在界面前方出现了一个过冷区域,这种由于液相中成分变化引起的过冷叫做成分过冷; 9. 形核:与纯金属相同,固溶体形核时,既需 要结构起伏,也需要能力起伏,此外,固溶体形 核还需要成分起伏; 长大条件:都需要一定的温度,原子的扩散, 且都需要在过冷液体中才能长大; 长大方式:①纯金属:光滑界面的纯金属在正 温度梯度下大多数成长为以密排面为表面的晶体, 具有规则的外形,在负温度梯度下仍可能会长成 形状规则的晶体;粗糙界面的纯金属在正温度梯 度下会以平面长大方式长大,在负温度梯度下会 以树枝状生长。②固溶体合金:正温度梯度,当 不存在成分过冷时,呈平面状长大,当出现成分 过冷时,固溶体合金大多以胞状或树枝状方式长 大;负温度梯度,树枝状长大。 10. 组织组成物:在显微组织中能够清楚地区分开,是组成显微组织的部分,称为组织组成物; 相组成物:指组成组织组成物中不同的相称为相组成物。 11. 因为在发生包晶反应前线析出一中固溶体,这种固溶体往往细小而弥散,其非均匀形核效果非常好,细化晶粒 效果显著;例如 Al-Ti 合金中,当 W(Ti)>0.15%,合金首先从液相中析出细小而弥散的初晶 TiAl3,然后在 665℃ 发生包晶反应:L+ TiAl3→α。TiAl3 对α相起到非均匀形核作用,它依附于 TiAl3 上形核长大。细小而弥散的 TiAl3 非均匀形核作用很好,故细化晶粒效果显著。 包晶偏析:由于包晶转变不能充分进行而产生的化学成分不均匀的现象称为包晶偏析。 可采用长时间的扩散退 火消除。 12. ①匀晶系合金: 机械性能:合金的强度硬度随溶质组元含量增加而提高,塑性随溶质浓度的提高而降低; 物能:随着溶质浓度增加,晶格畸变增大,电导率、热导率下降、电阻上升; 铸造性:随着溶质浓度增加,液相线与固相线间隔增大,流动性越差,形成分散缩孔的倾向越大。 ②共晶系合金: 机械性能和物能:两个端部为固溶体,和固溶体合金变化规律一样,中间部分为两相的混合物,平衡状态下, 两相的大小和分布比较均匀时,合金的性能大致是两相性能的算术平均值,合金的机械性能和物能随成分关系 呈直线变化。若共晶组织十分致密,且在不平衡结晶出现伪共晶时,其强度和硬度将偏离直线关系出现峰值。 铸造性能:在中间部分,越靠近共晶点成分的合金,流动性越好,越易出现集中缩孔,共晶成分合金的熔点低, 恒温凝固,流动性最好,形成集中缩孔倾向最大。 ③包晶系合金: 机械性能和物能:两个端部为固溶体,和固溶体合金变化规律一样,中间部分为两相的混合物,平衡状态下, 两相的大小和分布比较均匀时,合金的性能大致是两相性能的算术平均值,合金的机械性能和物能随成分关系 呈直线 .共析转变:在一定温度下,一定成分的固相分解成另外两个一个成分的固相的转变过程称为共析转变; 相似点:①都是一个相分解成另外两个相的三相恒温转变;②三个相成分点在相图上分布也一样; 不同点:①共析转变反应相是固相,而共晶转变反应相是液相;②由于是固相分解,共析转变时原子扩散比较困 难,容易产生较大的过冷,反应生成的共析组织远比共晶组织致密。 14. 15.16 略 17.右图 第四章 铁碳相图 1. 铁素体:碳原子溶于α-Fe 中的八面体间隙形成的固溶体叫做铁素体,为体心立方晶格,常用符号 F 或α表示; 奥氏体:碳原子溶于γ-Fe 中的八面体间隙形成的固溶体叫做奥氏体,为面心立方晶格,常用符号 A 或γ表示; 渗碳体:渗碳体是铁与碳形成的间隙化合物,Fe3C 含 C 质量分数 6.69%,可以用符号 Cm 表示,渗碳体属于正交 晶系,晶体结构十分复杂。 晶体结构:铁素体是碳原子占据体心立方晶格的α-Fe 的八面体间隙,晶格类型仍为体心立方晶格;奥氏 体是碳原子占据面心立方晶格的γ–Fe 的八面体间隙,晶格类型仍为面心立方晶格;渗碳体是碳原子与铁原 子形成的间隙化合物,属于正交晶系,晶体结构十分复杂。 性能:铁素体性能与纯铁基本相同,塑韧性很好,但强度很低;奥氏体的塑性很好,但强度不高;渗碳体是硬 脆相,强度硬度很高,但塑韧性很差。 2. 包晶反应 共晶反应 共析反应 3.莱氏体:共晶转变生成的共晶体(γe+Fe3C)称为莱氏体; 珠光体:共析转变生成的铁素体与渗碳体的机械混合物 称为珠光体。 4.一次渗碳体:过共晶成分的铁碳合金在共晶温度以上 结晶出的先共晶渗碳体称为一次渗碳体;形态:粗条 状。 二次渗碳体:碳成分大于 0.77%的铁碳合金在凝固过 程中会形成奥氏体,此奥氏体在凝固过程中沿 ES 线析 出的渗碳体叫做二次渗碳体;碳钢的二次渗碳体成网 状分布,铸铁形成的二次渗碳体与共晶渗碳体连成一 片,难以分辨。 三次渗碳体:从铁素体中析出的渗碳体叫做三次渗碳 体;呈小薄片状分布在铁素体晶界处。 共晶渗碳体:共晶转变生成的渗碳体称为共晶渗碳体; 共晶渗碳体是基体相,为鱼骨头状。 共析渗碳体:共析转变生成的渗碳体称为共析渗碳体; 共析渗碳体常呈层片状。 二次渗碳体最大含量对应于 2.11%C 时。 5. 0.44% 6、 7、8、9.略 10. 化学成分和晶体结构上,三种渗碳体相同; 形成条件分别是:碳含量 4.3-6.69 的铁碳合金;碳含 量 0.77-6.69;0-6.69; 组织形态:粗条状;网状;薄片状 一次渗碳体呈粗大的条状,会割裂基体,降低铁碳合金的机械性能;二次渗碳体呈网状分布在奥氏体晶界, 会降低铁碳合金的机械性能;一次渗碳体量较少(最大含量才 0.33%)且呈现小薄片状,对铁碳合金性能影响 可忽略不计。 11. ⑴含碳 0.4%的铁碳合金由先共析铁素体和珠光体组成(算出含量比),而含碳 0.8%的钢几乎全部由珠光体 组成,由于珠光体的强度硬度比渗碳体高,而塑韧性比渗碳体差,故含珠光体含量高的含碳 0.8%的钢比 0.4% 钢。。。。 ⑵硬度主要取决于组成相的数量和硬度,含碳量越高,高硬度渗碳体增多,低硬度铁素体减少,故碳钢的 硬度越高,故。。。钢在含碳量 1%时达到峰值,而含碳 1.2%的钢中会形成呈网状的二次渗碳体分布在原奥氏 体晶界,造成强度、塑韧性降低,故。。。 12. 对钢的影响:(如下图) C%↑—硬度↑,塑、韧性↓ 强度:先升后降(当 C%>1.0%时,Fe3CⅡ呈连续网状) 对白口铁的影响:脆性很大,强度很低,硬度、耐磨性很高。 13. 铁丝含碳量低,塑性好,易于变形且绑扎物件不需有太高的强度,故绑扎物件用铁丝;而高碳钢丝的抗拉强 度高,使得在吊物过程中不易断裂,故。。。 14. P:一般来说,P 是有害元素,P 在铁中有较大的固溶度,钢中的 P 都固溶在 Fe 中,P 有很强的固溶强化作用, 使得钢强度硬度显著升高,但会剧烈降低钢的低温韧性,造成冷脆,此外,P 还有严重的偏析现象,热处理难以 消除;但是在一定条件下也有益,如可以降低铁素体韧性,提高切削性; S:一般来说,S 是有害元素,会造成热脆,,S 还可以提高切削加工性,如在易切削钢中,S 为 0.08-0.2%, 同时 Mn0.5-1.2%; Si 和 Mn:两者是炼钢中的脱氧剂(Mn 还可脱 S),Mn 对钢的机械性能有良好的影响,能提高钢的强度和硬度, 当 Mn 质量分数不大于 0.8%,还可稍微提高或不降低钢的塑韧性;Si 也是钢中有益元素,可起到固溶强化作用, 显著提高钢的强度和硬度,但 Si 的质量分数较高时,会降低钢的塑韧性,故一般不超过 0.5%。 15. 热脆性:刚在热加工时开裂的现象称为热脆性;原因:FeS 的严重偏析(离异共晶,将 FeS 留在晶界处,而(Fe+FeS) 共晶温度很低 990℃,热加工温度 1150-1250℃);消除:加入适当的 Mn。 冷脆性:P 固溶钢中后使钢的强度和硬度升高,但会剧烈降低钢的韧性,尤其是低温韧性,称为冷脆;消除: 不能用热处理消除,需减少钢中 P 含量。 第五章 三元相图 6.(2)AE、BE、CE 是二元共晶曲面与三元共晶平面的交线,其室温组织为初晶+三元共晶 A+B+C,由直线,合金 处于两相平衡时,合金成分点与两平衡相的成分点处于一直线上。 第六章 金属的塑性变形和再结晶 1. 由图可以看出,当外加应力小于弹性极限σe 时,金属只产生弹性变形,当应力大于弹性极限σe 而小于抗拉强 度极限σb 时,金属出了产生弹性变形外,还产生塑性变形,当应力抗拉强度极限σb 时,金属产生断裂。 2. 刚度:工程上经常将零件或构件产生弹性变形的难易程度叫做零件或构件的刚度; 在其它条件相同时,金属的弹性模量越高,则零件或构件的刚度越高;而金属的弹性模量取决于原子间的结合 力的大小,其数值只与金属的本性、晶体结构、晶格等有关,而金属材料的合金化,加工过程及热处理对它影 响很小,故而弹性模量(刚度)时一个对组织不的性能指标。 3. 弹性变形的物理本质时金属的晶格结构在外力作用下产生了弹性畸变。由双原子模型可知,在未加外力时,晶 体内部的原子处于平衡,它们之间的相互作用力为 0,此时的原子间的作用能也最低。当金属受到小于弹性极 限的外力时,其内部的原子会偏离其平衡,但是所加的外力小于原子间的结合力,故外力消失后,在原子间结 合力的作用下,原子又恢复到原来平衡,宏观上金属在外力作用下产生的变形消失,即为弹性变形。 4. 塑性变形的物理本质是当外力超过原子间结合力时,原子就会远离之前与之平衡的原子,当外力去除后,偏离 的原子不会再回到原有平衡,宏观上表现为塑性变形; 常见的塑变方式是滑移和孪生。 5. 滑移:晶体的塑性变形是晶体的一部分相对于另外一部分沿一定晶面和晶向发生相对滑动的结果,这种变形方 式称为滑移。 6. ①取出滑移时相邻的三层极薄的晶体, 在滑移前,作用在 B 层金属上力的两个作 用点 O1 而、O2 处在同一拉力轴上,因而使 B 层金属从上上下两个方向所受的力相互 平衡;②当滑移开始后,O1、O2 分别滑移到 O1 丿而 O2 丿,将 B 层金属上下所受的拉应力 σ1、σ2 时分别分解成垂直滑移面的σn1 和 σn2、平行于滑移方向的τ1 丿和τ2 丿、垂直 于滑移方向的τb 和τb 丿;其中τ1 丿和τ2 丿 是沿滑移方向的真正的滑移力,两对力偶 σn1-σn2、τb-τb 丿分别是使得 B 层晶体向 外力方向转动以及使滑移方向以滑移面垂 线为旋转轴向最大分切应力方向转动;③当晶体受夹头时,通过两个转动可以使金属晶体轴线与外力轴线在整 个滑移过程始终重合,但晶体的空间位向发生了改变。 6. 位向因子:设外力 F 与滑移面法线的夹角为ψ,与滑移方向的夹角为λ,则(cosψ·cosλ)称为位向因子。 软取向:当ψ=λ=π/4 时,取向因子具有最大值,为 0.5,此时的分切应力也最大,σs 具有最低值,金属最容 易滑移,并表现出最大的塑性,这种取向叫软取向; 硬取向:当外力与滑移面平行(ψ=π/2)或垂直(λ=π/2)时,取向因子为 0,则τk 无论为何值时,σs 均为 无穷大,晶体在此种情况下不能产生滑移直至断裂,这种取向称为硬取向; 滑移带:将表面抛光的单晶体金属试样进行拉伸,当金属经过适量的塑性变形后,在金相显微镜下可以观察到, 在抛光的表面上出现许多相互平行的线条,这些线条称为滑移带; 滑移线:滑移带在高分辨率的电子显微镜下分析表明,每条滑移带是由一组相互平行的细线组成,这些细线称为 滑移线; 滑移系:(金属的滑移是沿着一定的晶面和晶面上一定的晶向进行的,这些晶面称为滑移面,晶向称为滑移方向。) 一个滑移面和此面上的一个滑移方向结合起来称为一个滑移系; 孪生:在切应力的作用下晶体的一部分相对于另一部分沿一定的晶面(孪生面)与晶向(孪生方向)产生一定角 度的均匀切变过程; 多(系)滑移:在两个或更多的滑移系上(同时或交替)进行的滑移称为多系滑移; 回复:指冷变形的金属在热加工时,在光学显微组织发生改变之前(即在再结晶晶粒形成前)所产生的某些亚结 构和性能的变化过程; 再结晶:当冷变形金属的加热温度高于回复温度时,在变形组织的基体上产生新的无畸变的晶核,并迅速长大形 成等轴晶粒,逐渐取代全部变形组织,这个过程叫做再结晶; 二次再结晶:冷变形金属在再结晶完成时,一般得到细小的等轴晶粒,继续提高加热温度或者延长保温时间,晶 粒会进一步长大。但是当继续加热超过一定温度或保温时间较长时,则会有少数晶粒吞并周围其它小晶粒而急剧长 大,最后小晶粒被大晶粒吞并,整个金属的晶粒变得十分粗大,超过原始晶粒尺寸的几十倍甚至上百倍,这种晶粒 长大称为异常晶粒长大或二次再结晶; 超塑性:某些金属材料在特定的条件下拉伸时能获得极高的延伸率和优异的均匀变形能力,其极限延伸率一般可 达 200%-300%,甚至高达 1000%-2000%,这种性能称为超塑性; 带状组织:复相合金中的各个相,在热加工时沿着变形方向交替的呈带状分布,这种组织称为带状组织。 7.⑴Mpa⑵不能 8.⑴[-101]⑵Mpa⑶多系滑移,滑移线. 滑移的本质:位错在切应力的作用下沿着滑移面逐步移动。 原因:晶体的滑移并不是一部分相对另外一部分作整体的刚性的滑动,而是通过位错在切应力的作用下沿着滑移 面逐步移动的结果,位错中心原子的逐一递进,由一个平衡转移到另外一个平衡。虽然位错移动了一个原 子间距,但只需位错中心附近的少数原子作远小于一个原子间距的弹性偏移。因此位错运动只需一个很小的切应力 就可实现。而理论值是在认为晶体滑移时一部分相对另外一部分作整体的刚性的滑动算出,理论值非常大,故其比 实验值相差悬殊。 10. Hall-Petch 公式: 多晶体的晶粒之间位向时不同的,在外力作用下各滑移系的分切应力值很大,各晶粒不是同时发生塑性变形,处 于软位向的晶粒,其滑移方向上的分切应力首先达到临界分切应力,开始滑移,滑移面上的位错源开动,源源不断 的位错沿着滑移面进行运动。但其周围处于硬位向的晶粒,滑移系中的分切应力尚未达到临界值,所以位错不能越 过晶界,形成位错的平面塞积群,引起应力集中。根据τ=nτ0,应力集中的大小取决于位错数目 n,而位错数目 n 是与引起塞积的晶界到位错源的距离成正比。故晶粒越小,n 越小,位错塞积引起的应力集中越小,则需要较大的 外加应力下才能使相邻晶粒发生塑性变形。即宏观上表现为强度更高。 11. 12 加工硬化:随着变形程度的增加,金属材料强度和硬度指标都有所提高,但塑韧性下降的现象叫做加工硬化。 加工硬化产生原因:普遍认为与位错的运动和交互作用有关,随着塑性变形进行,位错的密度不断增加,因此, 位错运动时的相互交割加剧,产生位错塞积群、割阶、缠结网等障碍,阻碍位错进一步运动,引起变形抗力增加, 因此提高了金属的强度。 消除方法:将冷变形金属进行回复和再结晶来消除加工硬化。 {铝不能热处理,但铝合金大部分能热处理。铝合金中变形铝合金和铸造铝合金中按热处质分为:热处理能强化 的铝合金:(硬铝)(锻铝)(大部分铸造铝合金)。这就是你提出的三个括号。不能处理的铝合金:工业纯铝;防锈 铝;一部分低强度的铸造铝合金。只能在退火状态下使用。(防绣铝合金有冷作硬化状态)。紫铜做热处理,不会像 钢铁材料那样产生什么相变的组织,只是用来消除冷作硬化现象,便于对紫铜后续的加工,比如拉伸、延展、弯曲 等的加工。网转} 13. 对组织的影响:①显微组织的变化:金属经冷塑变后,显微组织发生明显变化,其内部晶粒的形状会发生相应 的变化。如在轧制时,随着变形量的增加,原来的等轴晶粒沿延伸方向逐渐伸长,晶粒由多边形变为扁平形或长条 形;当变形量很大时,晶界变得模糊不清,各晶粒难以分辨,呈现出称为纤维组织的条纹;②亚结构的细化:在铸 态金属中亚结构的直径约为 10-2cm,经冷塑变后,亚结构的直径将细化至 10-4cm~10-6cm;③变形织构:(随着冷塑 变程度增加,各晶粒的滑移面和滑移方向逐渐向外力方向转动。)当变形量很大时,各晶粒的取向会大致趋于一致, 出现择优取向现象,产生形变织构;④产生应力:冷塑变金属在塑性变形过程,外力所作的功有一小部分以残 余应力和点阵畸变的形式保存在金属内部,内应力主要分三种:宏观内应力(宏观变形不均与引起)、微观内应力(晶 粒或各亚晶粒之间的变形不均匀引起)、点阵畸变。 性能的影响:①机械性能:随着塑变的增加,位错密度不断增加,位错在运动是相互交割加剧,产生位错塞积群、 割阶、缠结网等障碍,阻碍位错进一步运动,引起变形抗力增加,结果产生加工硬化,即强度硬度升高、塑韧性下 降;②物化性能:冷塑变的金属物化性能发生明显变化,如比电阻增加,电阻温度系数和导热系数下降、腐蚀速度 加快、扩散速度增加等等。 14. 再结晶温度:再结晶温度是冷塑变金属开始进行再结晶的最低温度。通常把经过大量变形的(大于 70%)的金 属在约 1h 的保温时间内,能够完成再结晶(再结晶体积分数>95%)的最低加热温度定义为再结晶温度; 影响再结晶温度的因素:①冷变形程度:冷变形程度越大,储存能越高,再结晶驱动力越大,再结晶温度就越低; ②金属的纯度:一般来说,金属的纯度越高,其再结晶温度就越低(高熔点元素阻碍位错运动);③原始晶粒尺寸: 原始晶粒越细(变形抗力大,储存能高),再结晶温度越低;④加热时间(指的是退火保温时间)和加热速度:退火 加热保温时间长,扩散充分,降低再结晶温度;加热速度过快会提高再结晶温度,加热速度过慢会使冷塑变金属有 充分时间回复,储存能降低,再结晶驱动力减小,使再结晶温度升高。 影响再结晶晶粒大小因素:①变形程度:变形量很小时,不足以引起再结晶;当变形量达到临界变形度时,由于 再结晶核心较少而生长速度很快,故再结晶晶粒特别粗大,生产中要避免在临界变形度范围内进行加工;当变形量 大于临界变形度后晶粒逐渐细化,变形度越大,则晶粒越细;当形变度达到一定程度后,再结晶晶粒大小基本保持 不变;②退火温度:当变形程度和退火保温时间一定时,再结晶退火温度越高,再结晶后的晶粒便越粗大。(退火温 度越高,临界变形度越小);③原始晶粒尺寸:当变形量一定时,金属原始晶粒越细,则再结晶后的晶粒也越细(再 结晶形核有更多);④杂质和合金元素:一般起到细化晶粒作用(增肌储存能;阻碍晶界移动);⑤变形温度: 变形温度越高,回复程度越大,储存能越低,再结晶晶粒粗大。 15. 冷拔钢丝绳之所以能用于吊起重物,抗拉强度这么高,是因为其经过冷加工,产生了加工硬化,使其的抗拉强 度得到大幅度提升;而用冷拔钢丝绳吊起 1100℃的颚板,将对冷拔钢丝绳产生加热,当温度、时间等条件合适时, 冷拔钢丝绳将发生回复和再结晶,冷作硬化减弱甚至消失,大大降低其抗拉强度,结果是钢丝绳断裂。 16. 临界变形度:金属的冷变形程度较小时,再结晶晶粒较少而生长速度却很快,造成再结晶晶粒特别粗大,这样 的变形度称为临界变形度; 为避免再结晶晶粒粗大,应避免在临界变形度范围内进行加工。 17. 区分冷热加工:在加工时加工温度高(低)于再结晶温度时加做热(冷)加工。 热加工对组织与性能影响:①改善铸锭和钢坯的组织:热加工可使钢中的组织缺陷得到明显的改善,如气孔和缩 松被焊合,提高致密度;打碎粗大的柱状晶或树枝晶,细化晶粒;打碎粗大的夹杂物,并均匀分布;消除偏析,均 匀化学成分。这些都将提高材料的性能。②形成纤维组织:热加工过程中铸态金属的偏析、夹杂物、第二相、晶界 等逐渐沿变形方向延伸。(其中脆性杂质和第二相呈链状,塑性夹杂物则呈带状、现状或条状。)在宏观试样上沿着 变形方向呈现一条条细线,这些细线就是热加工流线,由一条条流线勾画出的组织叫纤维组织。出现纤维组织的金 属沿着流线方向具有更高的机械性能,特别是塑性和冲击韧性。③形成带状组织:复相合金中的各个相,在热加工 时沿着变形方向交替地呈带状分布,形成带状组织。带状组织会降低金属的机械性能,应用热处理消除。④晶粒大 小:正常的热加工晶粒。但是晶粒能否细化取决于变形量、热加工温度、尤其是终锻(轧)温度及锻(轧)后冷却 等。 因为浇铸完成后形成的铸件经常出现缩松(孔)、气孔、晶粒粗大偏析等等缺陷,而通过热加工能焊合缩孔(松)、 气孔,消除偏析和晶粒粗大等缺陷,提高铸件的机械性能,故锻件比铸件机械性能好。 18 . 金属经冷塑性变形后,由于其内部亚结构细化、晶格畸变等原因,处于不稳定状态,具有自发地恢复到稳定 状态的趋势。但在室温下,由于原子活动能力不足,恢复过程不易进行。若对其加热,因原子活动能力增强,就会 使组织和性能发生一系列的变化:①回复:当加热温度较低时,原子活动能力尚低,故冷变形金属金属的光学显微 组织无明显变化,仍保持着纤维组织的特征。此时,因晶格畸变已减轻,使应力显著下降。但造成加工硬化的 主要原因未消除,故机械性能变化不大。但某些物化性能发生明显改变,如电阻显著降低,抗应力腐蚀能力则提高。 ②再结晶:当加热温度较高时,将首先在变形金属中能力较高的区域如晶界或孪晶界、夹杂物周围等处优先形核并 迅速长大形成等轴晶粒,逐渐取代全部变形组织。冷变形金属再结晶后获得了新的等轴晶粒,消除了冷加工纤维组 织、加工硬化和应力,使金属又重新恢复到冷塑变前的状态。③晶粒长大:冷塑变金属在再结晶刚完成时,一 般得到细小的等轴晶粒组织。但继续提高加热温度或延长保温时间,将引起晶粒进一步长大,使晶粒粗大。 19. 弹簧冷卷后采用低温退火时为了消除冷变形后的内应力(主要是第一类内应力),使得弹簧定型,而冷拔 过程中采用较高温度退火是为了增加弹簧的塑韧性,使其易于加工(进一步冷拔)。 20. 铅在室温下进行塑性变形就是热加工,即此题考的是热加工时组织和性能的变化(见 17) 21. 不能。再结晶退火是为了消除冷作硬化金属的加工硬化,改善其组织性能,使其再次由畸变的晶粒变为细化的 等轴晶粒而进行的退火。由于金属铸件直接浇铸而成,并没有进行冷加工,故不能通过再结晶退火来细化晶粒。 第七章 钢在加热和冷却时的转变 1. 共析钢由珠光体转变为奥氏体包含四个阶段:奥氏体形核、奥氏体长大、剩余渗碳体溶解、奥氏 体均匀化; ①形核:由于铁素体和渗碳体相界面易获得形核所需的浓度、结构、能量三个起伏,故优先在二 者相界面形核;此外,珠光体群边界、铁素体亚晶界(快速加热时)也可能成为奥氏体形核地方。 ②长大:奥氏体形核后它一面与渗碳体相邻(边界碳浓度为 Cγ-c),另一面与铁素体相邻(边界碳 浓度为 Cγ-α),此时两个边界处于界面平衡状态,系统的能最低。由于 Cγ-c>Cγ-α,引起 C 在奥氏 体中高浓度向低浓度的扩散,Cγ-c 下降为 Cγ-c 丿,Cγ-α上升为 Cγ-α丿,扩散的结果使原先相界面的平衡 被,为了恢复这种平衡,渗碳体溶入奥氏体,使得已经下降的 Cγ-c 丿重新升高到平衡状态,另一 个界面上,奥氏体中碳原子向铁素体中扩散,促使铁素体转变成奥氏体,使它们之间升高的 C 重 丿 γ-α 新下降到平衡状态。这样,奥氏体两界面向渗碳体和铁素体两个方向推移,奥氏体长大。由于奥氏体 的碳原子的扩散,不断打断界面的平衡,又通过铁素体和渗碳体向奥氏体转变不断地恢复到原平衡状 态,故奥氏体不断长大。此外,铁素体中也存在碳浓度梯度,碳原子在铁素体中也不断扩散,扩散的 结果使得奥氏体不断长大。奥氏体长大过程总是铁素体先转变完而剩余渗碳体,此时长大阶段结束。 ③铁素体消失后,随着保温时间延长或继续升温,渗碳体不断溶解,当渗碳体溶解结束后,此阶 段结束。 ④奥氏体成分均匀化:渗碳体全部溶解后,奥氏体中碳浓度是不均匀的。继续延长保温时间或继 续升温,通过碳原子的扩散,奥氏体中碳浓度均匀化。最后得到成分均匀的单相奥氏体。 影响奥氏体转变速度的因素: ①加热温度:加热温度升高,扩散系数增大,奥氏体中碳浓度梯度增大,奥氏体与珠光体的能差 增大,故转变孕育期和完成转变的时间越短。(最主要因素) ②原始组织:成分相同,原始组织碳化物分散度越大,相界面越多,且碳浓度梯度变大(X 轴变短了), 故奥氏体长大速度增加。钢的原始组织越细,奥氏体形成速度越快。 ③化学成分: I.C:钢中含碳质量分数越高,奥氏体形成速度越快。渗碳体数量增加,形核率增高, 且碳浓度梯度增大,Fe、C 原子扩散系数增加,故形成速度越快; II.合金元素:A:碳化物形成元素降低碳在奥氏体中的扩散速度,故显著减慢奥氏体形成速度; 非奥氏体形成元素加快奥氏体形成速度(Co、Ni);而 Si、Al、Mn 等不影响碳在奥氏体中扩散速度的, 对奥氏体形成速度无明显影响。B:降低点 A1 的元素,如 Ni、Mn、Cu 等,相对增大过热度,增大奥 氏体形成速度;升高点 A1 的元素,如 Cr、Mo、V 等,减慢奥氏体形成速度。C:合金元素在珠光体中 分布是不均匀的(如碳化物形成元素主要集中在共析渗碳体中),故合金钢奥氏体均匀化过程,还要 包括合金元素在奥氏体均匀化。相同条件下,合金元素的扩散速度比碳慢很多,故合金钢奥氏体化要 比碳钢缓慢的多。 2. 影响奥氏体晶粒大小的因素:取决于升温或保温奥氏体晶粒长大的倾向。 ①加热温度和保温时间:奥氏体形成后会随着加热温度升高,晶粒急剧长大;在一个温度下,随着保 温时间的延长,奥氏体晶粒长大。 ②加热速度:高温快速加热、短时保温的方法,可以获得细小的奥氏体晶粒(加热速度越快,奥氏体 过热度越大,奥氏体实际形成温度越高,形核率越高,起始晶粒越细;保温时间短,奥氏体来不及长 大,因此可获得细小晶粒 )。 ③C 的质量分数:一个范围内,含碳量质量分数增加,碳和铁的扩散系数增加,故加速了奥氏体晶粒 长大倾向;但是,当碳质量分数超过一定限度后会形成二次渗碳体阻碍奥氏体晶界移动,故奥氏体晶 粒反而越细。 ④合金元素:在钢中加入强 C、N 化合物形成元素如 Ti、Zr、V、Al 等会形成熔点高、稳定性强、弥 散的碳(氮)化物,阻碍晶粒长大;不形成化合物的合金元素对奥氏体晶粒长大无甚影响;Mn、P、N 等元素会(削弱γ-Fe 原子间结合力)加快 Fe 原子自扩散,促进奥氏体晶粒长大。 3. 起始晶粒度:奥氏体转变刚刚完成,其晶粒边界刚刚相互接触时的奥氏体晶粒大小称为。。。。。。 实际晶粒度:钢在某一具体的热处理或热加工条件下获得的奥氏体的实际晶粒大小称为奥氏体 的。。。。。。 本质晶粒度:钢在(930±10)℃保温 3-8h 后测定的奥氏 体晶粒大小称为。。。。。。 4. 过冷奥氏体等温转变曲线:是一条形状通常像“C”,俗称 为 C-曲线或 TTT 图的,综合反映过冷奥氏体在不同过冷度下 的等温转变过程:转变开始和终了时间、转变产物的类型及转 变量与时间、温度之间的关系的曲线:奥氏体与珠光体平衡温度; Ms:马氏体转变开始温度; Mf:马氏体转变终了温度; 左 C:过冷奥氏体转变开始线; 右 C:过冷奥氏体转变终了线; 区: ①奥氏体稳定区:A1 线以上; ②Ms——Mf:马氏体转变区; ③过冷奥氏体转变区:过冷奥氏体转变开始线和终了线之间; ④过冷奥氏体转变产物区:转变终了线右侧; ⑤过冷奥氏体区:A1 线以下,Ms 线以上,纵坐标右,开始线左(在此区不发生转变,处于亚稳状态)。 5. 相 同 点 : 没 找 到 ^_^ 不同点:①连续在 等温右下方,连续转变 转变温度比相应的等 温转变转变温度低,且 孕育期较长;②等温转 变产物为单一的产物, 连续转变是混合组织; ③共析钢和过共析钢 连续冷却时不发生 B 转 变(原因 P192) 6. 线:铁素体转变开始线、 珠光体转变开始线、珠光 体转变终了线、珠光体转 变中止线、马氏体转变开 始线; 区:马氏体转变区、贝氏 体转变区、珠光体转变区、 铁素体转变区、过冷奥氏 体转变产物区、过冷奥氏 体区 7. 珠光体片间距:珠光 体团中相邻的两片渗碳体(或铁素体)之间的距离称为。。。。。。 珠光体片间距主要取决于珠光体形成时的过冷度。 片间距越小,珠光体强度和硬度越高;当片间距小于 150nm 时,随片间距的减小,钢的塑性显著 增加。 8. 片状 P:片层相间的铁素体和渗碳体组成的珠光体叫做。。。。。。 粒状 P:在铁素体基体上分布着粒状渗碳体的组织,这种组织。。。。 索氏体:在 650~600℃内形成的珠光体,片间距较小约 150~80nm,只有在高倍光学显微镜下才能分 辨出铁素体和渗碳体的片层形态,这种细片状 P 称为。。。。。。 屈氏体:在 600~550℃内形成的 P,片间距极细约 80~30nm,只有在电子显微镜下才能分辨出铁素体 和渗碳体的片层形态,这种极细的 P。。 马氏体:以极大的冷却速度将过冷奥氏体过冷到 Ms 点以下,这时奥氏体中的碳原子已不能扩散, 奥氏体将直接通过共格切变转变成一种含碳过饱和的α固溶体,称为马氏体。(网上找) 9. 奥氏体转变成粒状 P 机理:片状 P 奥氏体化温度略高于 A1 温度,奥氏体成分不均匀,存在大量 未溶的渗碳体或富碳微区,此时的渗碳体不是完整的片状,而是凹凸不平、厚薄不均,有的地方已经 溶解断开。保温时,未溶的尖角处的渗碳体将溶解,平面处的渗碳体将长大成球状,(机理:渗碳体 曲率半径小,即越尖锐,与之接触的奥氏体 C 浓度越高,故奥氏体中的碳将从与曲率半径小的渗碳体 接触的奥氏体扩散到与曲率半径大的渗碳体相接处的奥氏体中,了相界面的平衡,故为了恢复原 平衡,尖角处渗碳体溶解,曲率半径增大平面处长大,曲率半径减小)然后缓冷至 A1 以下,在较小 过冷度时,加热时形成的颗粒状渗碳体质点将成为非均质形核核心,促进渗碳体析出和长大,周围奥 氏体转杯成铁素体。同时,奥氏体中富碳微区也可成为渗碳体析出的核心。最终得到粒状珠光体组织。 决定渗碳体颗粒度大小主要因素是:奥氏体的冷却速度和转变温度。冷速太慢或等温温度过高,渗碳 体颗粒粗大;冷速过快或温度过低,颗粒过细甚至球化不完全。另外,等温时间过长,粗。 10. 当钢加热到奥氏体化的温度比较高,奥氏体化充分,奥氏体内不存在渗碳体和富碳微区,这时 奥氏体按形成珠光体热处理工艺冷却会形成片 P;当奥氏体化温度低,奥氏体中存在大量未溶渗碳体 和富碳微区,保温一段时间缓冷至 A1 以下,会得到粒状 P 组织。 11.形成机制、过程略。 片状 P 与粒状 P 机械性能比较:成分相同下,粒状 P 比片状 P 硬度稍低,但塑性较好;硬度相同 下,粒状 P 比片状 P 具有良好的拉伸性能。 12. 马氏体:以极大的冷却速度将过冷奥氏体过冷到 Ms 点以下,这时奥氏体中的碳原子已不能扩散, 奥氏体将直接通过共格切变转变成一种含碳过饱和的α固溶体,称为马氏体。(网上找) 马氏体正方度:马氏体是 C 在α-Fe 中的过饱和固溶体,C 分布在α-Fe 中的 c 轴上,引起 c 轴伸 长,a 轴缩短,轴比 c/a 称为。。。。。。 马氏体的晶体结构:C 在α-Fe 中的过饱和固溶体,C 分布在α-Fe 中的 c 轴上,使α-Fe 的体心立 方晶格发生正方畸变而称为体心正方结构。 13. 钢中马氏体主要有 2 中组织形态:板条马氏体和片状马氏体。板条马氏体亚结构主要为高密度 位错,片状马氏体亚结构主要为孪晶。 影响马氏体组织的因素:①C 质量分数影响最大,对碳钢,随着 C 增多,板 M 随之减少,片 M 增多; ②合金元素:除了 Co、Al 外的合金元素,大都降低 Ms 点,因而促进了片 M 形成。且 Co 随提高 Ms 点, 但也促进片 M 生产。③塑变:在 Ms 点以上不太高温度下塑变,显著增加板 M 数量。 14. 马氏体转变特点:①无扩散性;②切变性;③共格性;④严格的位向关系和惯习面。 马氏体具有高强、高硬的原因:①固溶强化;②相变强化(马氏体转变在晶体内造成晶格缺陷密 度很高的亚结构);③时效强化:一般钢的 Ms 点都在室温以上,可以发生 “自回火”,碳原子或合金 元素会向晶体缺陷处聚集,钉扎位错;④原奥氏体晶粒大小及板条马氏体束对马氏体强度影响:原奥 氏体晶粒越细、马氏体板条束越小,M 强度越高(相界面阻碍位错运动造成强化) 15. 板条状 M 较好的强韧性原因: I.较好的强度原因:①固溶强化;②相变强化(马氏体转变在晶体内造成晶格缺陷密度很高的亚 结构);③时效强化:一般钢的 Ms 点都在室温以上,可以发生“自回火”,碳原子或合金元素会向晶 体缺陷处聚集,钉扎位错;④原奥氏体晶粒大小及板条马氏体束对马氏体强度影响:原奥氏体晶粒越 细、马氏体板条束越小,M 强度越高(相界面阻碍位错运动造成强化); II.较好的韧性原因:①板条马氏体含碳质量分数低,可以发生“自回火”,且碳化物分布均匀; ②胞状位错亚结构中位错分布不均匀,存在低密度位错区为位错提供了活动余地,而位错运动对韧性 有利;③淬火应力小,不存在显微裂纹,裂纹通过马氏体条也不易扩展。 片状马氏体塑韧性差的原因:马氏体的塑韧性主要取决于马氏体的亚结构。①片状马氏体中孪晶 亚结构大大减少了有效滑移系;②同时在回火时,碳化物沿孪晶面不均匀析出使脆性增大;③片 M 含 碳分数高,晶格畸变大,导致淬火应力大,已经存在大量显微裂纹也是其韧性差的原因。 16. 马氏体的强韧性:①高强高硬:马氏体机械性能显著特点是高强度、高硬度,其中硬度主要取 决于含碳量且与其成正增长关系,合金元素对马氏体硬度影响不大但会提高其强度。马氏体高强高硬 原因主要是四个强化机制;②韧性好(主要阐述板条 M 韧性好,另用片 M 作对比阐述):板条马氏体 除了高强高硬外,塑韧性也很高。原因主要 3 点,含碳质量分数低,可以自回火,碳化物分布均匀; 亚结构主要是分布不均匀的位错,位错的运动能缓解应力集中和延缓裂纹扩展;淬火应力小。片状马 氏体是一种硬而脆的固溶体。(原因略) 17. 马氏体的硬度主要和马氏体含碳量有关,含碳量越高,马氏体硬度越高,当含碳量达到 0.6%时, 淬火钢硬度达到最大值,含碳量进一步增加,虽然马氏体的硬度会有所提高,但由于奥氏体增加, 钢的硬度反而下降;合金元素对马氏体硬度影响不大,但可以提高其强度。 18. 马氏体转变的特点:①热力学;②晶体学;③动力学;④可逆性。 ①热力学:新相和母相的体积能差是相变的驱动力,且温度越低,驱动力越大,表面能、弹性应 变能为相变的阻力;相变的阻力中弹性应变能阻力较大,只有深冷,使体积能增大到足以补偿表 面能和弹性应变能时,相变才开始,故存在一个马氏体转变开始点 Ms; ②晶体学:A:无扩散性-马氏体转变属于低温转变,铁原子、碳原子都失去了扩散的能力;B:切变 性:马氏体转变是晶格切变过程,由面心立方晶格切变成体心正方晶格;C:共格性:新相和母相相 界面的原子保持共格联系;D:严格的位向关系和惯习面:马氏体转变时始终保持着切变共格性,故 转变后新相和母相之间存在着严格晶体学关系,而且马氏体在奥氏体特定的晶面上形成。 ③动力学:A:马氏体的降温转变:一般工业用钢马氏体转变都是不断降低温度的条件下进行的(等 温时一般不能使马氏体转变进行到底);马氏体转变没有孕育期,瞬间形核,瞬间长大,速度非常快, 马氏体转变量是温度(△T=Ms-Tg)的函数,而与 Ms~Mf 之间温度停留时间无关;有些钢的 Ms 点在室温 以上,Mf 点在室温以下,这就造成了此种钢如果淬火到室温,则会保留相当数量的奥氏体,如冷 至室温后继续深冷,奥氏体继续转变成马氏体。B:奥氏体的稳定化:I:热稳定化:奥氏体在冷 却过程中,如果在低于某一温度(Mc)等温停留,会引起奥氏体稳定性提高,马氏体转变迟滞现象, 这种现象叫做奥氏体热稳定化。在 Mc 点以下降低冷却速度也会发生稳定化;II:机械稳定化:有两 种:相变稳定化和机械稳定化,前者是由于马氏体转变量不断增加,体积膨胀使得奥氏体不断受 压发生塑变而产生强化使得奥氏体稳定化;机械稳定化:当温度高于形变马氏体点(Md),塑性 变形不能使奥氏体转变为马氏体,且使 Ms 点降低,增加奥氏体量。 ④马氏体转变的可逆性:在某些铁基合金中,奥氏体可以在冷却时转变为马氏体,而已形成的马氏体 重新加热又能无扩散地转变为奥氏体。 马氏体转变不能进行到底:马氏体转变过程中会引起奥氏体的稳定化,使转变不能进行到底;而且点 Mf 在室温以下的钢淬火到室温不能使奥氏体完全转变成马氏体。?????? 19.略 20. 奥氏体稳定化:指奥氏体在因素作用下,由于内部结构发生了某种改变,而使奥氏体向马 氏体转变温度降低和奥氏体量增加的转变迟滞现象。 奥氏体稳定化会引起马氏体转变量减少,奥氏体量增多。对性能的影响奥氏体稳定化使得马 氏体减少,残奥增多,钢的硬度强度下降,塑韧性升高???? 21. 贝氏体:含碳过饱和的铁素体和碳化物组成的机械混合物叫做。。。 形貌特征:上 B:金相显微组织呈现羽毛状;(平行长大条状 F+断续杆状渗碳体) 下 B:。。。。。呈现针状或竹叶状;(片状 F+弥散分布在 F 中的ε碳化物) 粒 B:未提金相显微组织形貌 块状的铁素体和弥散分布的小岛组织。 22. 下贝氏体比上贝氏体机械性能优越原因: ①上 B 形成温度高,铁素体强度和硬度较低;另外,碳化物粗大,铁素体条和碳化物的分布具有明显 的方向性,使铁素体条间易于产生脆断;铁素体条本身也可能成为裂纹扩展的途径。这些使得上 B 机 械性能较差。 ②下 B 铁素体针细小、分布均匀;铁素体内有沉淀析出大量细小弥散的碳化物,而且铁素体内含有过 饱和的碳及较高密度的位错,这些都使得下 B 有良好的强韧性。 23. 魏氏组织:从奥氏体晶界上生长出来的铁素体或渗碳体近乎平行,呈羽毛状或呈三角形,期间 存在着珠光体的组织,这种组织称为魏氏组织。 魏氏组织形成与钢中含碳质量分数、奥氏体晶粒度及奥氏体冷却速度有关。一般含碳分数小于 0.6%或大于 1.2%由高温以较快速度冷却时,会得到魏氏组织,奥氏体晶粒越大,越易得到魏氏组织。 魏氏组织会显著降低钢的塑性和冲击韧性,还会使脆性转折温度升高。 消除魏氏组织方法:细化晶粒正火,退火及锻造等,严重的线. 随着钢中含碳量增加,奥氏体内含碳量也会增加,引起 Ms、Mf 两点降低。 25. 上临界冷却速度(Vc):表示过冷奥氏体在连续冷却过程中不发生分解,全部冷至点 Ms 以下发 生马氏体转变的最小冷却速度。 在生产中表示连续冷却时获得马氏体的最小冷却速度。 26.用过热处理工艺获得细晶粒方法: ①使用本质细晶粒钢; ②高温快速加热、短时保温; ③在钢中添加适量的强碳、氮化物形成元素,晶粒长大。 第八章 钢的回火转变及合金时效 1. 回火:回火是将淬火钢加热到低于临界点 A1 的某一温度,保温一定时间,使淬火组织转变为稳定 的回火组织,然后以适当的方式冷却到室温的一种热处理工艺。 必须回火原因即回火目的: ①钢淬火后的组织主要是马氏体和奥氏体组成,这两种组织在室温处于亚稳定状态,需稳定化 处理; ②钢淬火后内应力较大,需要回火降低或者消除其内应力; ③钢回火可以获得较好的组 织和机械性能。 2. 共析钢回火组织转变过程: ①.马氏体中碳的偏聚:回火温度在 20-100℃时,马氏体中的 C、N 原子向微观缺陷处偏聚; ②.马氏体的分解:当回火温度升到到 80-350℃时,马氏体中的过饱和碳原子脱溶形成ε-碳化物, 马氏体的碳浓度逐渐下降,晶格 c 减小、a 增大、正方度 c/a 减小。碳原子的脱溶分两个阶段, 温度在 80-150℃回火时,碳原子只能短距离扩散,即发生二相式分解,回火温度为 150-350℃时, 碳原子可以作较长距离扩散,即发生连续式分解,当温度到达 350℃左右时,α相含碳质量分数达 到平衡浓度,马氏体分解基本结束,马氏体分解后形成的α相和弥散的ε-碳化物组成的复相组织 称为回火马氏体。 ③.奥氏体的转变:在 250-300℃回火时,奥氏体分解为α相和碳化物的机械混合物,称为 回火马氏体或下贝氏体。 ④碳化物的转变:回火温度在 250-400℃时,马氏体中的过饱和碳原子几乎全部脱溶,并形成比ε碳化物更稳定的碳化物。回火温度大于 250℃,ε-碳化物逐渐溶解,并在母相上析出χ-碳化物; 当回火温度继续升高,除析出χ-碳化物外,还同时析出θ-碳化物。 (χ-碳化物与母相保持共格关系,刚形成的θ-碳化物也与母相保持共格关系,但当长大到一定尺 寸时,共格关系被。)当回火温度升高到 400℃左右时,淬火马氏体完全分解,但α相仍保持针 状,碳化物全部转变为θ-碳化物,这种由针状α相和与其无共格联系的细小粒状与片状渗碳体组 成的机械混合物称为回火屈氏体。 ⑤.渗碳体的聚集长大和α相回复、再结晶:当回火温度在 400-650℃将发生渗碳体的聚集长大和α 相回复、再结晶,渗碳体:回火温度升高到 400℃以上,之前回火析出的渗碳体将逐渐球化,最终 形成粒状渗碳体,回火温度大于 600℃时,细粒状碳化物迅速聚集并粗化。α相:对于板条状马氏 体,回复过程主要是晶内位错密度降低,剩下的位错将重新排列成二维网络结构,使得α相晶粒被 位错网络分割成许多亚晶粒。回火温度超过 400℃,α相已开始发生明显的回复,回复后α相仍具 有板条状特征;对于片状 M,当回火温度高于 250℃时,马氏体中的孪晶亚结构逐渐消失,出现位 错网络,继续加热回火,过程和板条状马氏体的变化相同。淬火钢在 500-650℃回火时,渗碳体聚 集成较大的颗粒,同时形成多边形的铁素体,这种铁素体和粗粒状渗碳体的机械混合物称为回火索 氏体。 3. 珠光体、索氏体、屈氏体是片状珠光体类组织,其组织特点是都是由片层相间的铁素体和渗碳体 片组成,不同点是片间距不一样。珠光体的片间距最大,屈氏体的片间距最大,索氏体介于两者之 间;机械性能方面,随着片间距减小,钢的强度和硬度升高,塑性显著增加,故屈氏体的强度、硬 度、塑性最好,珠光体最差,索氏体居中。回火索氏体、回火屈氏体是淬火钢在回火过程中不同回 火温度下的产物。就组织方面:回火索氏体:淬火钢在 500-650℃回火(即高温回火)时,渗碳体 聚集成较大的颗粒,同时,马氏体的针状形态消失,形成多边形的铁素体,这种多边形铁素体和粗 粒状渗碳体的机械混合物称为回火索氏体。回火屈氏体:当回火温度在 400℃左右(即中温回火) 时,淬火马氏体完全分解,但α相仍保持针状,碳化物全部转变为θ-碳化物,这种由针状α相和 与其无共格联系的细小粒状与片状渗碳体组成的机械混合物,称为回火屈氏体。就机械性能方面: 回火索氏体具有强度、塑韧性都较好的综合机械性能。回火屈氏体具有高的弹性极限、较高的强度 和硬度、较好的塑韧性。 4. 第一类回火脆: 定义:淬火钢(几乎所有钢)在 250-400℃回火时,会出现冲击韧性显著降低的现象,这种脆化 现象称为第一类回火脆。 原因:一般认为主要原因是马氏体分解时沿马氏体条或片的边界析出断续的薄壳状碳化物,降 低了晶界的断裂强度。 消除或方法:避免在脆化温度范围内回火。 第二类回火脆: 定义:淬火钢(主要是合金结构钢)在 450-650℃回火(回火后慢冷),会出现冲击韧性显著降 低的现象,这种脆化现象称为钢的第二类回火脆。 原因:研究认为,回火时 Sb、Sn、As、P 等杂质元素在原奥氏体晶界上偏聚或以化合物形式析 出,降低了晶界的断裂强度,是导致第二类回火脆性的主要原因。 消除或方法:①小尺寸工件采用高温回火后快冷;②提高钢的纯度,减少杂质元素;③大 截面工件可在钢中加入适量的 Mo、W 等合金元素以杂质元素向晶界的偏聚,降低回火脆性;④ 对于亚共析钢,可采用 A1-A3 临界区加热亚温淬火,使 P 等杂质元素溶入铁素体中,减小杂质在奥 氏体晶界的偏聚,可显著降低回火脆性;⑤形变热处理方法也可以减弱回火脆性。 5. 脱溶过程: ①形成 G.P.I 区:首先通过 Cu 原子的扩散形成薄片状的 Cu 原子富集区,G.P.I 区与母相保持共格 联系; ②形成 G.P.II 区:形成 G.P.I 区后保温时间继续延长,Cu 原子在 G.P.I 区基础上进一步富集,G.P.I 区进一步长大,而且 Cu 原子和 Al 原子发生有序化转变,形成较为稳定的 G.P.II 区,又称为θ,, 相,θ,,相具有正方晶格结构,与母相仍保持完整的共格关系; ③θ,相的形成:脱溶进一步发展,θ,,相周围与基体部分失去共格联系转变为θ,相,θ,相与基体 保持着部分共格关系; ④平衡相的形成:随着θ,相的成长,其周围基体的弹性应变能越来越大,当θ,相长大到一定尺寸 时,共格关系被,θ,相与α相完全脱离而形成的平衡相θ相。 力学性能的变化:190℃脱溶时,当形成 G.P.I 区,会导致合金的硬度升高;随着脱溶的进行,当 形成 G.P.II 区,合金的硬度进一步提高;当脱溶开始出现θ,相时,合金的硬度达到最大值,以后 随着θ,相增多硬度下降;当脱溶相开始出现θ相时,随着θ相的形成、聚集和长大将导致合金的 硬度进一步下降。 6. 钢回火主要分三种: ①低温回火:回火温度在 150-250℃,回火组织是回火马氏体,具有很高的强度、硬度和耐磨性, 低温回火大量应用于工具、量具、滚动轴承、渗碳工件、表面淬火工件等; ②中温回火:回火温度一般在 350-500℃(一定要避免第一类回火脆),回火组织是回火屈氏体,具 有高的弹性极限,故主要应用于各种弹簧及热锻模具; ③高温回火:回火温度大概为 500-650℃,回火组织是回火索氏体,具有强度、塑韧性都较好的综 合机械性能,主要应用于发动机曲轴、连杆、连杆螺栓、汽车半轴、机床主轴及齿轮等。 调质处理:将淬火和随后的高温回火相结合的热处理工艺称为调质处理。主要应用于中碳结构钢和 低合金结构钢制造的零件,如发动机曲轴、连杆、连杆螺栓、汽车半轴、机床主轴及齿轮等。 第九章 钢的热处理工艺 1. 球化退火:球化退火是使钢中的碳化物球化,获得粒状珠光体的一种热处理工艺。 由于共析钢、过共析钢锻件在锻后的组织一般为细片状珠光体,如果锻后冷却不当,还存在网状渗 碳体,不仅硬度高,难以切削加工,而且增大钢的脆性,淬火时容易产生变形或开裂。因此,必须 球化退火,获得粒状珠光体组织。 等温球化退火:将钢加热到 AC1 以上 20-30℃,保温 2-4h,快冷至 Ar1 以下 20℃左右,等温 3-6h, 再随炉冷至 600℃以下出炉空冷。 2. 正火:将钢加热到 AC3(对于亚共析钢)或 ACCm(对于过共析钢)上适当的温度,保温一定时间, 使之完全奥氏体化,然后在空气中冷却,以得到珠光体类组织的热处理工艺。 目的:对于亚共析钢,正火可使正火后的组织中析出的铁素体数量减少,珠光体数量增多,且 珠光体片间距较小,对于过共析钢,正火可先共析网状渗碳体的析出。正火得到的钢硬度、强 度和热性也比较高。 应用:①改善低碳钢的切削加工性能;②消除中碳钢热加工缺陷;③消除过共析钢的网状渗碳 体;④提高普通结构件的机械性能。 3. 目的:①淬火可提高工件的强度、硬度和耐磨性;淬火配合回火,可以提高工件的性能:I.结构 钢经淬火和高温回火后,可以获得较好的强度和塑韧性的配合;II.弹簧钢经淬火和中温回火后, 可以获得很高的弹性极限;III.工具钢、轴承钢经过淬火和低温回火后,可以获得高硬度和高耐磨 性。 方法和种类:①单液淬火法:将加热到奥氏体状态的工件,淬入某种淬火介质中,连续冷却至 介质温度;②双液淬火法:将加热到奥氏体状态的工件现在冷却能力较强的淬火介质中快速冷却至 接近点 Ms 的温度,以避免珠光体和贝氏体转变,然后再转入冷却能力较弱的淬火介质中继续冷却, 使过冷奥氏体在缓慢冷却条件下转变成马氏体;③分级淬火法:将加热至奥氏体状态的工件先淬入 高于该钢点 Ms 的热浴中停留一段时间,待工件各部分与热浴的温度一致后,取出空冷至室温,在 缓慢冷却条件下完成马氏体转变;④等温淬火法:将加热到奥氏体状态的工件淬入温度稍高于点 Ms 的盐浴中等温,保持足够长的时间,使之转变成下贝氏体组织,然后取出在空气中冷却的淬火方法。 四中方法优缺点:①单液淬火法:优点:操作简单,易于机械化、自动化;缺点:工件在马氏 体转变区冷速较快,容易产生较大的组织应力,从而增大工件变形、开裂的倾向。②优点:可以减 小组织应力,减小工件变形、开裂的倾向;缺点:在冷却能力较强的介质中冷却时间不好掌握(过 短引起奥氏体分解,过长可能会发生马氏体转变,产生较大的组织应力)。③优点:减小了淬火热 应力,而且显著降低组织应力;缺点:由于冷却介质温度较高(高于点 Ms),工件在热浴中冷速较 慢,对于截面尺寸较大的工件很难达到其临界淬火速度。④等温淬火法:优点:I.等温淬火得到的 事贝氏体,不需要再进行回火,II.下贝氏体的比容比马氏体的比容小,而且组织转变时内外温度 一致,故淬火组织应力也较小;缺点:同分级淬火一样,只适用于尺寸较小的零件。 淬火加热温度选择以得到均匀细小的奥氏体晶粒为原则,以得到细小马氏体。 亚共析钢淬火温度选择原则:AC3+(30-50)℃ 过共析钢淬火温度选择原则:AC1+(30-50)℃; 不能超过 ACCM 原因:过共析钢在淬火前都要进行球化退火,已经得到了粒状珠光体,若在 AC1+(30-50)℃淬火加热,淬火加热时组织为细小的奥氏体晶粒和未溶的粒状渗碳体,淬火后得到的 隐晶马氏体和均匀分布在马氏体基体上的细小粒状碳化物组织。这种组织不仅具有高强度、高硬度、 高耐磨性,而且也有较好的韧性。如果温度超过 ACCM,加热时碳化物将完全溶入奥氏体中,不仅使 奥氏体含碳量增加,使得 Ms、Mf 下降,淬火后奥氏体量增加,同时奥氏体晶粒粗化,淬火后 易得到含有显微裂纹的片状马氏体,使钢的脆性增大。此外淬火加热温度高,淬火应力大,工件表 面氧化、脱碳严重,会增大工件淬火变形及开裂的倾向。所以过共析钢采 用不完全淬火。 4.理想冷却曲线: 曲线解读:过冷奥氏体在不同的温度区间稳定性不同,在 600-400℃温 度区间过冷奥氏体最不稳定,所以应当快冷,避免发生珠光体转变或贝氏 体转变;在 650℃以上及 400℃以下温度区间,特别是点 Ms 附件的温度区 间,过冷奥氏体较稳定,应当缓冷,以减小热应力和组织应力,从而减小 工件淬火变形和开裂倾向。 5. 淬透性:指的是钢在淬火时获得马氏体的的能力。其大小用钢在一定条 件下淬火所获得的淬透层深度来表示。 淬透性主要取决于钢的临界冷却速度,取决于过冷奥氏体的稳定性。 淬硬性:指的是钢淬火后形成的马氏体组织所能达到的硬度。 淬硬性主要取决于马氏体中的含碳质量分数。 6. 此时的 T12 钢处于的温度 1100℃已经超过其对应的 ACCM 温度 820℃,且保温 2h,此时的钢已经处 于完全奥氏体化,故应该以适当的速度(此冷却速度要奥氏体晶粒大小合适)冷却到正火温度内 (ACCM+30-50℃),待钢透热后,空冷至球化退火温度范围内(AC1+20-30℃)再进行球化退火。 7. 正火+球化退火+淬火+低温回火 正火:将此钢加热到 850-870℃区间内保温,透热后,空冷至室温; 球化退火:将正火后的将钢加热到 750-760℃区间内保温适当时间,快冷(20-60℃/h),待炉温 降到 600℃后空冷至室温; 淬火:将球化退火后的钢加热到(AC1+30-50℃),保温适当时间后,选用合适的冷却介质,以大 于临界冷却速度冷却至室温。 低温回火:将淬火后的钢加热到 150-250℃进行低温回火,保温适当时间后空冷。 8. 最终热处理工艺:淬火+低温回火 淬火:将冲头加热到(AC1+30-50)℃ ,保温一定时间后,用水作为冷却介质,以大于临界冷 却速度将冲头冷却至室温。 低温回火:将淬火后的冲头加热到 150-250℃进行低温回火,保温适当时间后空冷。 淬火后得到的组织是隐晶马氏体和均匀分布在马氏体基体上的细小粒状碳化物组织;低温会后 后的到的是回火马氏体加粒状渗碳体组织。 热处理后工件性能:有很高的强度、硬度和耐磨性。 9. 45 钢是低碳钢,45 钢淬火温度是(AC3+30-50)℃,但是 T12 淬火温度是(AC1+30-50℃),因为淬 火是按照 45 钢工艺进行的,所以淬火温度实际上已经超过 T12 理论淬火温度很多,接近 ACCM 甚至超 过 ACCM,加热时碳化物会大量溶入奥氏体中,淬火后会得到粗片状马氏体。由于奥氏体中碳含量增 多,使得淬火后奥氏体量增加,钢的硬度和耐磨性降低,同时脆性加大,淬火温度高,工件变 形及开裂倾向也较大。



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