熱處理考試重點 (陸興版)

1、第一章 金屬固態(tài)相變基礎(chǔ)一、金屬固態(tài)相變的主要類型1、按相變過程中原子的運動特點分類1）擴(kuò)散型相變：相變依靠原子或離子的擴(kuò)散來進(jìn)行，如溫度足夠高，可以改變相的成分。如鋼中的加熱相變、珠光體相變等。2) 非擴(kuò)散型相變：相變過程中原子或離子不發(fā)生擴(kuò)散，低溫下發(fā)生，原子或離子僅作有規(guī)則的遷移以使點陣發(fā)生改組，相對移動距離不超過原子間距。如馬氏體相變2、按平衡狀態(tài)分類1）平衡相變：在緩慢加熱或冷卻時所發(fā)生的能獲得符合平衡相圖的平衡組織的相變。2）非平衡相變：若加熱或冷卻速度很快，上述平衡相變將被抑制，固態(tài)材料可能發(fā)生某些平衡相圖上不能反映的轉(zhuǎn)變并獲得被稱為不平衡或亞穩(wěn)態(tài)的組織。3、按熱力學(xué)分類1）一級

2、相變：相變時新舊兩相的化學(xué)勢相等，但化學(xué)勢的一級偏微商不等的相變。2）二級相變：相變時新舊兩相的化學(xué)勢相等，且化學(xué)勢的一級偏微商也相等，但化學(xué)勢的二級偏微商不等的相變。二、金屬固態(tài)相變的基本特征固態(tài)相變與固-液相變的異同點：（P4 P6）同：金屬固態(tài)相變與液態(tài)金屬結(jié)晶（液-固相變）一樣，其相變驅(qū)動力也來自新相與母相的自由能差，也通過形核與長大兩個過程完成。異：a、固態(tài)相變時，母相和新相均為固相，故其界面與固/液界面不同b、固態(tài)相變的阻力由界面能和彈性應(yīng)變能構(gòu)成，與液態(tài)金屬的結(jié)晶相比，固態(tài)相變的阻力由于增加了彈性應(yīng)變能這一項而變大。c、與液態(tài)金屬不同，固態(tài)金屬中存在各種晶體缺陷，如：位錯、空位、

3、晶界或亞晶界。界面和界面能界面能：是在恒溫恒壓條件下，增加單位界面體系內(nèi)能的增量。（非共格晶面半共格晶面共格晶面）彈性應(yīng)變能：非共格晶面半共格晶面共格晶面共格界面：是指界面兩側(cè)的兩個相的原子能一一對應(yīng)，相互保持匹配。半共格界面：指由于界面兩側(cè)的院子間距不同，故在界面上只有部分院子能夠依靠彈性畸變保持匹配，在不能匹配的位置將形成刃型位錯。非共格界面：指由于兩相的原子間距差別太大，在界面上兩側(cè)原子不能保持匹配。三、固態(tài)相變中的形核絕大多數(shù)金屬固態(tài)相變是通過形核和長大過程完成的核胚：行核過程中往往先在母相中某些微小區(qū)域內(nèi)形成新相的結(jié)構(gòu)和成份晶核：當(dāng)核胚尺寸超過一定值時，并能穩(wěn)定存在并自發(fā)長大，成為新

4、相的晶核晶核的行核功：均勻行核自由能變化有極大值存在，此時的核胚半徑成為臨界晶核半徑，對應(yīng)的自由能稱為晶核的行核功位錯通過什么方式促進(jìn)形核1） 微錯周圍的點陣畸變能可以降低核坯的總應(yīng)變能而減小項，從而減小形核功G*。2） 溶質(zhì)原子在位錯線上的偏聚可以使成分接近于新相的成分，從而有利于形核；位錯也提供了一個較低Gm的擴(kuò)散通道，幫助大于臨界尺寸的核坯生長。3） 在fcc晶體中，a/2<110>全位錯能夠在（111）晶面上分解成由兩個肖克萊不全位錯相夾的堆垛層錯。這個堆垛層錯實際上是hcp晶體的四個密排面，所以他能作為一個hcp晶體析出物的潛在形核位置。如果將各種行核位置以釋放自由能增加

5、，即臨界功減小的順序排列 均勻行核位置<空位<位錯<堆垛層錯<晶界或相界<表面自由能當(dāng)驅(qū)動力不大時，先在晶界或相界，非常大時，均勻行核位置才可能行核四、固態(tài)相變中新相的長大協(xié)同型長大：大量原子有規(guī)則地沿某一方向作小于一個原子間距的遷移。非協(xié)同型長大：原子擺脫母相跳躍到新相所需的額外能量由熱激活提供，所以非滑動界面的遷移對溫度非常敏感。相應(yīng)的晶核長大過程為擴(kuò)散型長大，也叫非協(xié)同型長大。五、綜合轉(zhuǎn)變動力學(xué)-奧氏體等溫轉(zhuǎn)變等溫轉(zhuǎn)變過程：溫度由高到低，孕育期先縮短后延長，因為與形核率和長大速度的變化有關(guān) 過冷度大時，驅(qū)動力大原子擴(kuò)散速度快，反之則慢。奧氏體是高溫穩(wěn)定相，冷

6、卻到臨界點（A1或A3）以下就不再穩(wěn)定，或稱過冷奧氏體六、組織粗化吉布斯-湯姆斯定律在相界面為曲面的情況下，靠近相界面的母相中溶質(zhì)原子的平衡濃度與曲面的曲率半徑有關(guān)。其中：C(r)及C()為相顆粒半徑為r和時溶質(zhì)原子B在母相中的溶解度；為界面能；VB是相的摩爾體積。相半徑r越小，溶質(zhì)原子在基體相中的溶解度越大。課后習(xí)題：2. 固態(tài)相變與液-固相變有何異同點？第二章 鋼中奧氏體的形成一、奧氏體性能在鋼的各種組織中，以奧氏體的密度最高，導(dǎo)熱性能最差，故奧氏體鋼在加熱過程中應(yīng)適當(dāng)降低加熱速度。二、奧氏體形成熱力學(xué)GS線 - A3線ES線 - Acm線PSK線 - A1線三、奧氏體的形成機(jī)制（P202

7、1）1、奧氏體晶核的形成2、奧氏體晶核的長大3、滲碳體的溶解和奧氏體化的均勻化剩余滲碳體借助于Fe、C原子的擴(kuò)散進(jìn)一步溶解。原滲碳體部位的碳濃度高，原鐵素體部位的碳濃度低。通過Fe、C原子在新形成A中的擴(kuò)散，實現(xiàn)A成分的均勻化。四、奧氏體等溫形成動力學(xué)孕育期：將奧氏體開始形成以前的一段時間乘坐奧氏體形成的孕育期。C線的鼻子： C 曲線上轉(zhuǎn)變開始線的突出部，孕育期最短的部位。影響奧氏體形成速度的因素：1、 加熱溫度的影響（P23）隨奧氏體形成溫度升高，由于形核率的增長速度高于線生長的增長率，導(dǎo)致奧氏體起始晶粒細(xì)化；同時，由于相變溫度升高，相變的不平衡程度增大，在鐵素體消失的瞬間，殘留滲碳體量增多

8、，因而奧氏體的平均碳含量降低。2、 鋼的碳含量和原始組織的影響（P24）鋼中碳含量越高，奧氏體形成速度越快原始組織越細(xì)，晶體缺陷越多，奧氏體轉(zhuǎn)變過程越快。片狀珠光體快于粒狀珠光體3、 合金元素的影響（P25）強(qiáng)碳化物形成元素Cr、Mo、W等可降低在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)，因而顯著減慢奧氏體形成速度。非碳化物形成元素Co和Ni等可增大C在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)（鋼中加入wc4%約使C在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)增加一倍），加速奧氏體形成。Si和Al對C在奧氏體中的擴(kuò)散影響不大，因此對奧氏體形成速度無顯著影響。Ni、Mn、Cu等降低A1點，相對地增大了過熱度，提高了奧氏體形成速度。Cr、Mo、Ti、Si、Al、W

9、、V等提高A1點，相對地降低了過熱度，所以減慢了奧氏體的形成速度。五、連續(xù)加熱時奧氏體的形成（具體P2627）1、轉(zhuǎn)變在一個溫度范圍內(nèi)完成奧氏體形成是在一個溫度范圍內(nèi)完成的2、轉(zhuǎn)變速度隨加熱速度增加而增加隨加熱速度增大，轉(zhuǎn)變趨向高溫，且轉(zhuǎn)變溫度范圍擴(kuò)大，而轉(zhuǎn)變速度則增大。3、奧氏體成分不均勻性隨加熱速度增大而增大隨加熱速度增大，C，F(xiàn)e原子來不及擴(kuò)散，所形成的奧氏體成分不均勻性增大。4、奧氏體起始晶粒大小隨加熱速度增大而細(xì)化快速加熱時，奧氏體形成溫度升高，可引起奧氏體起始晶粒細(xì)化；同時，剩余滲碳體量也增多，形成奧氏體的平均碳含量降低。六、奧氏體晶粒長大及其控制三種奧氏體晶粒起始晶粒度：奧氏體形

10、成過程剛結(jié)束時的晶粒度。實際晶粒度：熱處理加熱終了時的晶粒度。本質(zhì)晶粒度：在930±10、保溫38h下測定的奧氏體晶粒度。影響奧氏體晶粒長大的因素（工藝，成分）（P2829）1、 加熱溫度和保溫時間的影響晶粒長大速度與晶界遷移速率及晶粒長大驅(qū)動力成正比。隨加熱溫度升高，奧氏體晶粒長大速度成指數(shù)關(guān)系迅速增大。加熱溫度升高時，保溫時間應(yīng)相應(yīng)縮短，這樣才能獲得細(xì)小的奧氏體晶粒。2、 加熱速度的影響加熱速度越大，奧氏體的實際形成溫度越高，形核率與長大速度之比（N/G）隨之增大，可以獲得細(xì)小的起始晶粒度。快速加熱并且短時間保溫可以獲得細(xì)小的奧氏體晶粒度。如果此時長時間保溫，由于起始晶粒細(xì)小，加

11、上實際形成溫度高，奧氏體晶粒很容易長大。3、 碳含量影響碳在固溶于奧氏體的情況下，由于提高了鐵的自擴(kuò)散系數(shù)，將促進(jìn)晶界的遷移，使奧氏體晶粒長大。共析碳鋼最容易長大。當(dāng)碳以未溶二次滲碳體形式存在時，由于其阻礙晶界遷移，所以將阻礙奧氏體晶粒長大。過共析碳鋼的加熱溫度一般選在 Ac1 - Accm 兩相區(qū)，為的就是保留一定的殘留滲碳體。4、 合金元素影響Mn，P 促進(jìn)奧氏體晶粒長大：Mn - 在奧氏體晶界偏聚，提高晶界能；P - 在奧氏體晶界偏聚，提高鐵的自擴(kuò)散系數(shù)強(qiáng)碳氮化物形成元素 Ti，Nb，V 形成高熔點難溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻礙晶界遷移，細(xì)化奧氏體晶粒。Al Ti Zr V W

12、Mo Cr Si Ni Cu阻礙作用強(qiáng) 阻礙作用弱課后題：5. 以共析鋼為例，說明奧氏體的形成過程及碳的擴(kuò)散。P202119.實驗測得共析鋼式樣（0.5mm厚）在780鹽浴爐中加熱奧氏體化時，在相消失瞬間奧氏體基體的Wc為0.61%，如果采用900鹽浴爐奧氏體化，奧氏體基體碳含量下降到Wc為0.46%，試分析產(chǎn)生的原因，并討論對鋼淬火后性能的影響。P24第三章 珠光體轉(zhuǎn)變一、珠光體的組織形態(tài)及晶體學(xué)1、片狀珠光體：滲碳體為片狀的珠光體珠光體中滲碳體與鐵素體片厚之和稱為珠光體的片間距，用S0按照片間距大小，生產(chǎn)實踐中將片狀珠光體分為珠光體、索氏體和托氏體。（定義，性能差）2、粒狀珠光體在鐵素體基

13、體中分布著顆粒狀滲碳體的組織稱為粒狀珠光體或球狀珠光體。二、珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制領(lǐng)先相：亞共析鋼的領(lǐng)先相通常是鐵素體；過共析鋼的領(lǐng)先相通常是滲碳體；共析鋼的領(lǐng)先相；可以是滲碳體也可以是鐵素體，過冷度小時，滲碳體為領(lǐng)先相，過冷度大時，鐵素體為領(lǐng)先相。三、先共析轉(zhuǎn)變和偽共析轉(zhuǎn)變先共析轉(zhuǎn)變：非共析成分的奧氏體在珠光體轉(zhuǎn)變之前析出先共析相的轉(zhuǎn)變偽共析轉(zhuǎn)變：非共析成分的奧氏體經(jīng)快冷而進(jìn)入E，SG，后將發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，即分解為鐵素體與滲碳體的混合組織。這種共析轉(zhuǎn)變被稱為偽共析轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為偽共析組織。四、珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)了解共析鋼珠光體轉(zhuǎn)變的形核率N及線長大速度v與過冷度的關(guān)系（P51圖3-22）影響珠光體轉(zhuǎn)變

14、動力學(xué)的因素：（1） 鋼的化學(xué)成分含碳量亞共析鋼：C%，鐵素體形核率；另外，相變驅(qū)動力G- ，所以珠光體轉(zhuǎn)變速度下降，C 曲線右移。過共析鋼：若加熱溫度高于Accm： C% ，滲碳體形核率升高；另外，碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)增大，從而使珠光體的孕育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，C曲線左移。若加熱溫度在Ac1Accm：C%，獲得不均勻奧氏體及Fe3C，有利于珠光體的形核，故孕育期縮短，轉(zhuǎn)變加速，C曲線左移。在碳鋼中共析鋼過冷奧氏體最穩(wěn)定，C曲線最靠右。 合金元素除Co以外，只要合金元素溶入奧氏體中 ，均使奧氏體的穩(wěn)定性增大，從而減慢奧氏體分解為珠光體，C曲線右移。（2）奧氏體的均勻化程度和殘余碳化物奧氏體成分

15、的不均勻，有利于高碳區(qū)形成Fe3C，低碳區(qū)形成鐵素體，并加速碳原子的擴(kuò)散，從而加速先共析相及珠光體的形成。未溶滲碳體的存在，既可作為先共析滲碳體的晶核，亦可作為珠光體領(lǐng)先相滲碳體的晶核，故可加速珠光體的形成。（3）奧氏體晶粒度奧氏體晶粒的細(xì)化，可增加珠光體的形核位置，從而促進(jìn)珠光體的形成。（4）奧氏體化加熱溫度和保溫時間奧氏體化溫度越高，保溫時間越長，奧氏體晶粒尺寸越大，并且成分趨于均勻化，減少了珠光體形核所需的濃度起伏和形核位置，從而減慢珠光體的形成，使C曲線右移。（5）應(yīng)力和塑性變形拉應(yīng)力和塑性變形造成點陣畸變和位錯密度增高，顯著提高了珠光體的形核率，促進(jìn)珠光體轉(zhuǎn)變，使C曲線左移。塑性形變

16、溫度越低，變形程度越大，這種加速作用越顯著。在等向壓應(yīng)力作用下，由于原子遷移阻力增 大，阻礙了 Fe、C 原子的擴(kuò)散，同時點陣改組的阻力也增大，所以將減慢珠光體的形成。課后題：9. 試述珠光體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖的一些特點（P53）。影響珠光體轉(zhuǎn)變動力學(xué)的因素有哪些？（P54）第四章 馬氏體轉(zhuǎn)變一、馬氏體轉(zhuǎn)變的主要特征（具體書本6870）91、切變共格性和表面浮凸現(xiàn)象2、無擴(kuò)散性3、具有特定的位向關(guān)系和慣習(xí)面4、馬氏體的亞結(jié)構(gòu)5、馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性二、鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變的晶體學(xué)體心正方（bct） K-S模型（P72）三、馬氏體組織形態(tài)及影響因素馬氏體的組織形態(tài)有：板條馬氏體、蝶狀馬氏體、透鏡片狀馬氏體

17、。薄片狀馬氏體。板條狀馬氏體：特征：每個單元形狀為窄而細(xì)長的板條，并且許多板條總是成群的相互平行地聚在一起。亞結(jié)構(gòu)主要是位錯，也稱位錯馬氏體板條裝馬氏體與奧氏體的位向關(guān)系絕大多數(shù)符合K-S關(guān)系，慣習(xí)面為（111）透鏡片狀馬氏體（孿晶馬氏體）立體形狀是雙凸透鏡片狀，與式樣表面相截成針狀或竹葉狀，又稱片狀馬氏體或針狀馬氏體。根據(jù)鋼含碳量不同和形成溫度的高低，慣習(xí)面為225或259四、馬氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)影響Ms點的因素（要具體P8082）1、 母相的化學(xué)成分2、 母相的晶粒大小和強(qiáng)度3、 冷卻速度4、 應(yīng)力和塑性形變碳含量：C% Ms ，Mf 合金元素：除 Co、Al外，其它合金元素均降低Ms 點。

18、 奧氏體的晶粒大?。簥W氏體晶粒細(xì)化 Ms 晶粒細(xì)化 s 切變阻力 Ms 彈性極限以內(nèi)的應(yīng)力：多向壓應(yīng)力阻礙馬氏體轉(zhuǎn)變， Ms 拉應(yīng)力促進(jìn)馬氏體轉(zhuǎn)變， Ms 五、馬氏體轉(zhuǎn)變的動力學(xué)（具體書本8283）1、變溫轉(zhuǎn)變2、等溫轉(zhuǎn)變3、爆發(fā)式轉(zhuǎn)變4、表面馬氏體轉(zhuǎn)變奧氏體的熱穩(wěn)定化：熱穩(wěn)定化機(jī)制是間隙原子與位錯交互作用形成柯垂?fàn)枤鈭F(tuán)，增加位錯運動的阻力，阻礙轉(zhuǎn)變的進(jìn)行所致。六、馬氏體性能馬氏體具有高強(qiáng)度和硬度的原因：固溶強(qiáng)化、相變強(qiáng)化和實效強(qiáng)化C% 硬度C > 0.6%以后，淬火鋼硬度下降的原因主要是由于殘余奧氏體量的增加。1、 過飽和引起的固溶強(qiáng)化間隙式碳原子造成的點陣不對稱畸變，產(chǎn)生一個強(qiáng)應(yīng)力場

19、，該應(yīng)力場與位錯產(chǎn)生強(qiáng)烈的交互作用。2、 相變（亞結(jié)構(gòu)）強(qiáng)化 自回火，碳原子在馬氏體晶體缺陷處（位錯、孿晶界）的偏聚，以及碳化物的彌散析出。3、 馬氏體的實效強(qiáng)化 亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化，高密度位錯以及微細(xì)孿 晶，阻礙位錯運動。4、 細(xì)晶強(qiáng)化馬氏體晶體（原奧氏體晶粒）尺寸越 細(xì)小，強(qiáng)度越高。課后題：2. 馬氏體轉(zhuǎn)變有哪些特點？（P6870）5. 簡述鋼中板條馬氏體（P7576）和片狀馬氏體（P7677）的形貌特征、晶體學(xué)特點、亞結(jié)構(gòu)及其力學(xué)性能的差異。（P85）9. 鋼中馬氏體具有高硬度的原因有哪些？（P85）第六章 貝氏體轉(zhuǎn)變二、貝氏體的組織形態(tài)上貝氏體形成溫度范圍：對于中、高碳鋼，上貝氏體大約在550

20、350之間形成。因轉(zhuǎn)變區(qū)在上部（高溫區(qū)）形成，稱為上貝氏體形貌特征：是一種由鐵素體 滲碳體組成的兩相機(jī)械混合物，在光學(xué)顯微鏡下觀察呈羽毛 ，故又稱羽毛狀貝氏體。下貝氏體形成溫度范圍：在貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域的低溫范圍內(nèi)形成，約在350以下形成。碳含量低時，形成溫度可略高于350形貌特征：與上貝氏體相似，下貝氏體也是由鐵素體和碳化物組成的兩相混合組織。碳含量低時呈板條狀，碳含量高時，呈透鏡片狀，碳含量中等時兩種形態(tài)兼有。除了以上兩種組織形態(tài)，還有無碳化物貝氏體、粒狀貝氏體、反常貝氏體、柱狀貝氏體。五、貝氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的力學(xué)性能上貝氏體的沖擊韌性低于下貝氏體的原因：1） 上貝氏體由彼此平行的鐵素體條構(gòu)成，好似一個晶粒；而下貝氏體的鐵素體片彼此位向差很大，即上貝氏體的有效晶粒直徑遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于下貝氏體。2） 上貝氏體碳化物分布在鐵素體條間。課后習(xí)題：1.*簡述貝氏體轉(zhuǎn)變的主要特征。3. 簡述貝氏體形成熱力學(xué)（P101），并解釋上貝氏體和下貝氏體的形貌特征。（P9497）6. 造成上貝氏體與