機械工程材料及成型基礎

機械工程材料及成型基礎第一

章金屬的性能

與結構1.1金屬的性能前言：金屬材料是現(xiàn)代機械制造業(yè)中最常用的材料。在各種交通運輸機械、礦山機械、石油化工機械、冶金設備、動力設備中，金屬制品大約占90％。金屬材料之所以獲得如此廣泛的應用，主要是因為它具有制造機械零部件所需的物理、化學和力學性能，而且還可用較為簡便的加工工藝制成機械零件，即具有良好的工藝性能。1.1.1金屬的使用性能1．物理性能

金屬及合金的物理性能主要有密度、熱膨脹性、導電性、磁性、導熱性、熔點和金屬光澤等。

金屬具有高的導熱性。金屬中的正離子不停地在自己的平衡位置上迸行熱振動是熱傳遞的一種形式，自由電子的自由運動是熱能傳遞的另一種重要形式，這兩種熱傳遞形式的疊加是金屬具有高導熱性的原因。

金屬具有高的導電性。金屬中的自由電子在不停地迸行運動，那么，在微弱的電場的作用下，金屬中的自由電子便可作定向的加速運動，形成電流，這就是金屬具有良好的導電性的原因。

金屬的可鍛性。所謂金屬的可鍛性就是指金屬在外力作用下，能夠發(fā)生塑性變形的能力，也就是在外力的作用下，金屬晶體中各層原子間發(fā)生相對位移的能力。由于金屬是在正離子和自由電子的電力作用下結合在一起的，因而，當受到外力作用發(fā)生塑性變形時，金屬仍能保持金屬鍵的結合力使其具有產生塑性變形而不斷裂的能力。

金屬具有金屬光澤。自由電子很容易被可見光所激發(fā)，在可見光的作用下，自由電子能夠躍遷到較高的能量級，當它們再重新回到原來的低能量級時，就把它們所吸收的可見光的能量以電磁波的形式輻射出來，這在金屬的宏觀表面上就表現(xiàn)為金屬光澤。在不同條件下工作的機器零件要求有不同的物理性能。例如，航空航天、導彈、人造衛(wèi)星需選用一些比強度（抗拉強度密度）較大的合金，如用鋁合金、鈦合金等來制造，則會減輕結構質量、提高飛行速度，具有極大的優(yōu)越性。再如，導線就需用導電性良好的銅、鋁來制作，永久性磁鐵、通信器材等需用磁性金屬制造。在熱加工中也應考慮到材料的某些物理性能，如導熱性差的高速鋼在鍛造過程中應采用較低的加熱速度，以免產生裂紋；又如不同熔點的合金，其熱加工的工藝規(guī)范也有很大的不同。

2．化學性能

這是指金屬及合金在室溫或高溫下抵抗各種介質化學作用的能力，如耐蝕性、耐熱性等。金屬材料在酸、堿或海水中及潮濕大氣中工作時易受腐蝕，每年約損失10％。因此，提高金屬的耐蝕性或采用其他防腐措施對節(jié)約金屬有重大意義。對于化工設備、醫(yī)療器械應采用化學穩(wěn)定性良好的不銹鋼，對于燃氣渦輪葉片宜采用高溫抗氧化能力強和具有高溫強度的鉻鎳鋼或鎳基耐熱合金等制造。

3．力學性能

硬度、靜力拉伸的一些性能（σb，σs，σ，φ）、沖擊韌性、抗疲勞極限都屬于金屬和合金的力學性能。最廣泛使用的非破壞性檢驗是硬度試驗，通過硬度又可換算出金屬和合金的強度值。有幾種不同的測量硬度的方法。

布氏硬度測定法是用直徑為D的鋼球，用載荷F作用到被測物體上，則其硬度值HB是載荷F同壓痕直徑d的面積之比（圖1.1）：式中，F(xiàn)-載荷（N);

D-鋼球直徑（mm);

d-壓痕直徑（mm）。

圖1.1布氏硬度的原理一、布氏硬度的單位為MPa

，但習慣上不標出單位。在實際應用中一般不是直接計算HB，而是根據測量的d值在相關的表中直接查出布氏硬度值。

用淬火鋼球作為壓頭測出的硬度值以HBS表小，適用于測量硬度小于450HB的材料，如結構鋼、鑄鐵和有色金屬等；用硬質合金球作為壓頭測出的硬度值以HBW表小，適用于測量硬度不超過650HB的材料。布氏硬度試驗的優(yōu)點是測量結果準確；缺點是壓痕大，不適合成品檢驗。

二、洛氏硬度測定法是壓頭（頂角是120的金剛石圓錐或直徑1.59mm的鋼球）在一定的載荷作用下壓入試樣表面，硬度值HR與壓頭壓入深度呈反比（如圖1-2所示）。卸除載荷后，根據壓痕的深度h=h1－h(huán)0，確定被測材料的洛氏硬度，該值可以直接從硬度計上的顯示器上讀出。圖1.2洛氏硬度的原理

用金剛石錐體壓頭和總載荷為588.4N下測得的硬度值以HRA表示，適用于測量高硬度的材料，如硬質合金；用淬火鋼球壓頭和總載荷為980.7N下測得的硬度值以HRB表示，適用于測量較軟的材料，如退火鋼、正火鋼或有色金屬等；用金剛石錐體壓頭和總載荷為1471N下測得的硬度值以HRC表示，適用于測量淬火鋼等硬材料。三種洛氏硬度中，以HRC應用得最多。

洛氏硬度測量迅速簡便，壓痕小，可在成品零件上檢測，也可測定較薄的工件或表面有較薄硬化層的硬度。但由于壓痕比較小，易受材料微區(qū)不均勻的影響，因而數(shù)據的重復性比較差。三、維氏硬度測定法能夠測定軟的材料的硬度，也能測定高硬度的材料，其硬度值HV是根據金剛石壓頭的壓痕對角線來決定的。維氏硬度測定原理基本上與布氏硬度相同，也是根據壓痕凹陷單位面積上的力為硬度值，但維氏硬度使用的是錐面夾角為136°的金剛石正四棱錐體，壓痕是四方錐形（圖1-3）。測量壓痕兩對角線的平均長度d，計算壓痕的面積Av，用HV表示維氏硬度：式中F——載荷（N）；

Av——壓痕面積（mm2）。維氏硬度的單位為MPa，一般不標。圖1.3維氏硬度的原理

維氏硬度所用的載荷小，壓痕深度淺，測量精確度高于布氏硬度和洛氏硬度，適用于測量較薄的材料或表面硬化層、金屬鍍層的硬度。由于維氏硬度的壓頭是金剛石角錐，載荷可調范圍大，所以維氏硬度可用于測量從軟到硬的各種工程材料，測定范圍0~1000HV。

在拉伸試驗機上所進行的靜力試驗就能夠測定材料的力學性能（如圖1-4、1-5所示）。圖1.5低碳鋼的拉伸曲線圖1.4靜拉伸試驗的試樣

屈服極限（s）是試樣在拉伸過程中，在載荷不增加的情況下，仍繼續(xù)產生塑性變形的恒定載荷除以原橫截面面積所得的應力，其表達式：s=Fs（屈服載荷）/S0（原橫截面面積）。當拉伸曲線上不出現(xiàn)平臺線段時，則用條件屈服極限（0.2）表示，即發(fā)生試樣長度0.2%殘余變形的應力。更高的載荷導致更大的塑性變形，發(fā)生在試樣斷裂之前的應力稱為“強度極限”b（Fb/S0）。

材料的塑性是用延伸率和斷面收縮率來表示的。延伸率=(Lk-L0)/L0*100%，式中，L0—試樣的原有長度；Lk—斷裂后的試樣長度。斷面收縮率=（S0-Sk）/S0，式中，S0—試樣的原有橫截面面積；Sk—斷裂后的試樣橫截面面積。

材料能夠抵抗沖擊載荷的能力稱為“沖擊韌性“。沖擊韌性是用一次擺錘沖擊彎曲試驗機來測定的，其表達式為：沖擊韌性k=Ak（沖擊載荷使切口試樣斷裂所做的功）/S（試樣切口處的截面積）（如圖1-6所示）。圖1-6V型缺口試樣的沖擊試驗

在重復或交變載荷作用下，金屬中產生的損傷逐漸積累引起了裂紋的形成和斷裂，這種現(xiàn)象稱為“疲勞”。金屬抵抗疲勞的這種性能稱為“抗疲勞強度”。因為試驗條件與機器零件的實際工作條件之間總是存在著很大的差異，所以對機器零件來說，較能客觀地反映材料在使用過程中的安全性是結構強度。機器零件材料在具體的使用條件下能夠保證其正常工作的強度稱為結構強度。在結構強度中，首先要考慮的是可靠性，其次是壽命。

在機器零件的設計中，如何保證材料使用中的可靠性，首先要考慮的是材料的脆性起點溫度，因為冷脆性起點溫度是象征材料在一定的低溫條件下要發(fā)生脆性斷裂的傾向性，這樣，在冷脆性起點溫度與使用的工作溫度之間必須留有較大的韌性儲備溫度范圍，這才能降低材料脆性斷裂的傾向性，并降低材料對應力集中的敏感性。韌性溫度儲備愈大，則脆性斷裂的危險性就會愈小。表示脆性斷裂傾向的沖擊韌性是表示材料中裂紋的形成和裂紋的擴展所作功的總和，這種功愈大，則機器零件產生脆性斷裂的傾向性就會愈小。

在機器零件的工作壽命中，首先暴露出來的是疲勞強度，這里應該指出的是，零件表面加工的愈好，則抗疲勞極限就會愈高，除此之外，進行化學熱處理，和能夠使表面形成壓應力的其它強化處理都能提高抗疲勞極限，并降低對應力集中源的敏感性。在很多情況下，是由于零件接觸面之間在相對運動時產生的摩擦引起的零件磨損而限制了機器零件的壽命。有各種各樣的磨損，如機械磨損，腐蝕機械磨損，侵蝕磨損和疲勞磨損。疲勞磨損也稱為“接觸疲勞”。齒輪，滾動軸承及其它一些機械零件的表面層接觸疲勞強度不夠，往往就要提前退役，從而降低了零件的使用壽命。1.1.2金屬的工藝性能

金屬的工藝性能是指它在不同的制造工藝條件下所表現(xiàn)出的承受加工的能力，它是物理、化學和力學性能的總和。按工藝方法不同，可分為鑄造性能、鍛造性能、焊接性能、熱處理工藝性能和切削加工性能等。

在設計零件和選擇工藝方法時，都應考慮材料的工藝性能，例如灰口鑄鐵具有良好的鑄造性能和切削加工性能，但不能承受鍛造，而且焊接性也較差，因此它廣泛用于制造形狀復雜的鑄件；低碳鋼的鍛造性能和焊接性都很好，多用于制造各類鍛壓件和焊接構件；高碳鋼的焊接性很差，不宜制作焊接件，卻宜于作為刃具、量具等材料。熱處理工藝性能包括淬透性、淬硬性、變形與開裂、過熱與過燒、回火穩(wěn)定性、氧化等。熱處理工藝性能的好壞，直接影響產品質量，而且是生產中最后一道工序，應特別引起重視，否則前功盡棄。

在單件或小批量生產時，材料工藝性的好壞，并不顯得重要，但在大批量生產條件下希望達到經濟規(guī)模的要求，往往成為選材中起決定作用的因素之一。1.1.3強化金屬材料的方法

提高金屬材料的強度就能夠延長機器和設備的使用壽命，減輕它們的重量，增加使用的可靠性，并能節(jié)省和降低材料的消耗。當今強化金屬材料的方法是：靠提高位錯密度，創(chuàng)造阻擋位錯移動的條件；靠位錯和合金元素原子的相互作用；靠亞晶細化；靠形成碳化物、氮化物彌散微粒等。最先進的強化方法要算是合金化，熱處理和形變熱處理，變形強化等。一、得到無組織缺陷的金屬也是提高金屬強度的一種方法，例如，通常所說的“晶須”，無位錯缺陷的鐵晶須的強度可達到13000MN/m2，而工業(yè)純鐵的強度是300MN/m2。提高金屬強度的另一種方法是提高各種缺陷數(shù)量（提高密度），其中包括位錯。隨著位錯數(shù)量的增加；金屬的強度首先是降低，而以后是提高。單位體積（cm3）中位錯長度之和稱為“位錯密度”。位錯密度以cm-2表示，退火金屬所固有的位錯密度等于106~108cm-2，位錯密度等于1012~1013cm-2是金屬位錯密度的臨界值，金屬中的位錯密度高于1012~1013cm-2要導致金屬中裂紋的形成。位錯密度在106~108cm-2到1010~1012cm-2的范圍內，則隨著位錯密度的增大，金屬的強度要提高，這是由于位錯與位錯運動阻力的相互作用而引起的。二、合金元素對金屬的強化作用有這樣兩種情況：一種情況是合金元素與基體金屬的相互作用形成固溶體，而導致強度的提高；另一種情況是合金化引起強度更高的新相的形成，更希望新相沿晶界呈網狀的形式或呈骨架的形式析出。在碳的影響下，鐵的強度變化就能說明這個問題，隨著鐵中含碳量的增多，相的成分變了，強度就提高了。使用熱處理強化的可能性決定于狀態(tài)圖的類型，并取決于合金元素在基體金屬中的溶解度，以及金屬中的同素異型轉變，由于加熱溫度和冷卻條件的不同，而分成了很多種熱處理方法。硬度150~200HBS的碳鋼進行熱處理的結果就可以作為例子，熱處理（淬火）后，它的硬度提高了2.5~3倍。三、化學熱處理是鋼的一種表面強化方法之一，通過化學熱處理可以改變金屬表面層的化學成分，組織和性能，這種處理的結果，就提高了硬度，抗疲勞極限，耐磨性，接觸強度，抗腐蝕穩(wěn)定性等。例如，很多機器零件（齒輪，軸，軸承等）是在磨損和沖擊條件下工作，對這些零件來說，就需要有硬而耐磨的表面，和較軟的心部，化學熱處理就是這類零件的一種很好的強化方法。四、塑性變形強化（滾壓，噴丸等）主要用于一些不能用熱處理強化的合金和提高抗疲勞極限。在足夠的塑性下還要得到高強度，這就得采用形變熱處理，形變熱處理是把形變和淬火結合在一起的工藝過程，這種處理之后，除提高強度外，還能提高屈服強度1.5~2倍。近幾年在強化合金的工藝方法上，還采用超聲波處理，磁場處理，高能離子輻射，激光處理等。1.2金屬的結構與結晶1.2.1金屬的晶體結構

1.晶體結構

液體金屬結晶時（慢冷），其原子在空間中總是進行有規(guī)則的排列，形成了結晶體，并組成了晶格。結晶體的性能是各向異性的，即它們在不同的方向有不同的性能，這種現(xiàn)象要以在不同的晶面上有不同的原子數(shù)量來解釋。

金屬具有不同的晶格類型，經常遇到的是三種晶格類型：體心立方晶格，面心立方晶格和密排六方晶格。組成各種晶體的基本晶胞可用圖2-1表示。借助于這些晶胞就可建立金屬晶體的結構概念。圖1.7

金屬的晶胞

圖a圖b圖ca——體心立方；b.——面心立方；c.——密排六方

在體心立方晶格的基本晶胞中共有9個原子，8個原子分布在晶胞的各個結點上，而1個原子分布在晶胞的中心位置上。鋰，鈉，鉀，銣，釩，鉬，鎢，-鐵等都具有這種晶格類型。在面心立方晶格的基本晶胞中共有14個原子，其中8個原子分布在基本晶胞的各個結點上，6個原子分布在晶胞六個面的中心位置上。鉛，鎳，銀，金，銅，鋁，-鐵等具有這種晶格。

在密排六方晶格的基本晶胞中含有17個原子，各個結點上分布著12個原子，上、下底面的中心位置上各1個原子，另外，在上、下底面之間的中間平面上還有3個原子。鈹，鎂，鋅，鎘等具有這種晶格。2.晶格缺陷

在金屬晶體中總是存在結構的缺陷，這種缺陷就導致晶格中原子正確排列的破壞。晶格缺陷的存在會直接影響到金屬的性能。根據缺陷的特征，晶格缺陷又分為：點缺陷，線缺陷和面缺陷。

空位和間隙原子屬于點缺陷。我們都知道，存在于晶格結點上的原子在不停地進行熱振動，加熱就能增大這種振動的振幅。在晶格上的大多數(shù)原子都具有同樣的能量（平均能），但是，一些個別原子所具有的能量可能就超過了這種平均能，這樣，這種個別原子就能夠從原有位置跑到另一個位置，特別是靠近表面的那些原子要跑到表面上，而離表面較遠的原子再去占據它們的位置。跑掉的原子空出來的位置就稱為“空位”。隨著溫度的升高，空位數(shù)量會增多。在金屬和合金中所發(fā)生的原子擴散過程，空位起到了很重要的作用。

金屬原子從晶格結點上跑到了晶格結點之間就形成了間隙缺陷，存在于結點之間的原子就稱為“間隙原子”（圖1.8）。點缺陷的存在要引起晶格的歪扭。晶格中的位錯稱為“線缺陷”。位錯有刃型位錯和螺旋位錯兩種（圖1.9）。刃型位錯是晶格的局部歪扭，螺旋位錯是由于這種位錯的形成過程具有螺旋形特征。金屬的結晶過程中，熱處理和化學熱處理時，塑性變形與相變過程中都能形成位錯。原子移動率大是位錯的特征，這與位錯區(qū)的晶格是彈性歪扭狀態(tài)，而要移動的原子總是趨向于要移動到平衡位置有關。不僅位錯密度要影響到金屬的性能，就是位錯在金屬中的分布情況也要直接影響到金屬的性能。圖1.8

金屬晶格中的點缺陷a)刃型位錯的立體模型b)刃型位錯的平面圖圖1.9

線缺陷

金屬中的晶界和亞晶界稱為“面缺陷”，因為晶界和亞晶界處原子的排列要比晶粒內更不規(guī)則（圖1.10）。圖1.10

面缺陷

在金屬與合金中存在著的各種晶格缺陷都要直接影響到它們的性能。3.晶面與晶向的表示方法

金屬晶體中各個方位上的原子面稱為“晶面”，各個方向上的原子列稱為“晶向”。金屬的性能往往都與晶面上原子的排列情況和晶向上原子的分布特點有關。因此，要對各個晶面和晶向規(guī)定一定的符號，以此可以表示出它們在晶體中的位置和方向。用來表示晶面和晶向的這種符號稱為“晶面指數(shù)”和“晶向指數(shù)”。要確定晶面的位置，就得用h，k，l指數(shù)。確定晶面指數(shù)的方法如下：以晶格中的某一個原子為原點，通過原點平行于晶胞的三個邊作OX，OY，OZ三坐標軸，以晶格常數(shù)a，b，c分別作為相應的三個坐標軸上的長度單位，求出要確定的晶面在三坐標軸上的截距，然后取三截距值之倒數(shù)，再把三個倒數(shù)按比例化為最小整數(shù)，把這三個整數(shù)加上一個圓括號，這就是晶面指數(shù)。晶面指數(shù)的一般表達式即（hkl）。用圖1.11a舉例說明。從圖中可以看出，立方體的每一個晶面都只通過一條軸，這時，這些截距就等于（1，，）；（，1，）；（，，1），再取這些截距的倒數(shù)，就相應地等于(1，0，0)；(0，1，0)；(0，0，1)，把晶面指數(shù)hkl寫到圓括弧內，即（100），（010），（001），就確切地表示出相應的晶面。圖a.晶面指數(shù)圖b.晶向指數(shù)圖1.11

立方晶格的晶面和晶向指數(shù)在立方晶格中，除立方的幾個側面外，還有（111）晶面和（110）晶面。在面心立方晶格中，原子密度最大的晶面是（111）晶面，而在體心立方晶格中，（110）晶面是原子排列密度最大的晶面。（1）晶向的確定。確定晶向時，先在晶體中引一條通過原點的直線，使其平行于所求的晶向，求出該直線上任意一點的三個坐標值，再把三個坐標值按比例化為最小整數(shù)值，加上方括弧，就是所求的晶向指數(shù)，其一般表達式是[uvw]。在圖1.11b中，立方體的主要晶向指數(shù)是平行于X軸方向的[100]晶向，平行于Y軸方向的[010]晶向，平行于Z軸方向的[001]晶向軸，還有側面的對角線晶向指數(shù)[110]，[101]，[110]，和晶胞對角線的晶向指數(shù)[111]。（2）晶體性能的各向異性。由于晶體中各個晶面和晶向上的原子密度不同，使晶體在不同方向上的性能就有差別。對單晶體來說，在不同的晶向上，這種物理性能，化學性能，機械性能所表現(xiàn)的方向性稱為“各向異性”。工業(yè)金屬都是多晶體，也就是金屬是由大量的各向異性的單晶體組成的，這些具有各向異性的單晶體，在實際金屬中呈無規(guī)則的排列，這樣，在工業(yè)金屬中那種性能各向異性的特征表現(xiàn)的就不那么明顯。1.2.2金屬的結晶

金屬由液體狀態(tài)轉變到固體狀態(tài)稱為“結晶”。發(fā)生結晶的原因是由于要轉變到具有更低自由能的熱動力學更穩(wěn)定的狀態(tài)。所謂自由能指的是：物質中能夠自動向外界釋放出其多余的能量，或能夠對外作功的這一部分能量，就是人們通常所說的“自由能（F）”。1.結晶過程中的能量變化

自然界中，包括金屬的結晶與熔化在內的所有自發(fā)過程，都是由高能量到低能量的過程。這是由于能量更低的新狀態(tài)更為穩(wěn)定所造成的。水總是由高處往低處流。熱量總是由高溫物體傳向低溫物體，電流總是由高電位向低電位流動。由此可見，在自然界中的一切自發(fā)過程，都是為了使系統(tǒng)的能量降低。金屬的結晶過程也不例外。熱力學第二定律正是解釋結晶過程的理論依據。熱力學第二定律指出：在等溫等容條件下，一切自發(fā)過程都是朝著使系統(tǒng)自由能降低的方向進行。

金屬和合金的結晶過程也是在等溫等容條件下進行的。因此，可以用自由能這個熱力學函數(shù)來判斷過程進行的方向。自由能是一個狀態(tài)參數(shù)，它是隨著溫度變化而變化的。自由能可用下列公式表示：

F=E-TS式中：F—系統(tǒng)的自由能；

E—系統(tǒng)的內能，即系統(tǒng)中各種能量的總和；

T—絕對溫度；

S—熵，它是系統(tǒng)中表示原子排列混亂程度的參數(shù)。

金屬中，液體狀態(tài)和固體狀態(tài)下自由能的變化取決于溫度，這種變化如圖1.12所示。圖1.12不同溫度下，金屬在液體和固體下自由能的變化

由圖1.12可見，兩條曲線都是隨著溫度的升高，自由能降低。但是液體狀態(tài)下的自由能曲線比固體狀態(tài)下的自由能曲線下降的更快些。這是因為：液體狀態(tài)下的熵（S）比固體狀態(tài)下的熵要大的原因。由于兩條曲線的斜率不同，必然在一定的溫度下要相交，交點對應的溫度，即理論結晶溫度（T0）。

由圖1.12可知，當溫度高于T0時，固體的自由能高于液體的自由能。根據熱力學第二定律，金屬將自發(fā)地由固體狀態(tài)轉變成液體狀態(tài)，即金屬將自發(fā)地進行熔化。當溫度低于T0時，液態(tài)的自由能高于固態(tài)的自由能，金屬將自發(fā)地由液態(tài)轉變?yōu)楣虘B(tài)，即自發(fā)地進行結晶。

當溫度等于T0時，液、固態(tài)的自由能相等，液態(tài)與固態(tài)處于平衡狀態(tài)。由此可見，只有把金屬過冷到低于理論結晶溫度以下，結晶過程才能發(fā)生。所謂過冷度指的是：實際結晶溫度（T1）與理論結晶溫度（T0）之間的溫度差，即T=T0-T1。液體金屬的冷卻速度愈大，過冷度便愈大；過冷度愈大，則自由能差值（F）便愈大，結晶的傾向便愈大。2.金屬結晶過程的冷卻曲線

金屬的結晶過程可以用冷卻曲線描繪在溫度—時間坐標上。由于結晶過程總是伴隨著結晶潛熱的析出，因此，利用這一熱效應便可測定金屬的實際結晶溫度。這種測定結晶溫度的方法稱為“熱分析方法”。將要測定的金屬加熱到熔化狀態(tài)，然后以緩慢的速度冷卻，冷卻速度愈小，過冷度愈小，所測得的結晶溫度就愈接近于理論結晶溫度，金屬的冷卻過程中，把溫度隨時間的變化記錄在溫度—時間坐標中，則可得到如圖1.13這樣的冷卻曲線。圖1.13純金屬結晶時的冷卻曲線

冷卻曲線上出現(xiàn)水平線段，這意味著金屬在發(fā)生結晶時，要釋放出其內部的結晶潛熱，并補償了金屬向外部介質散熱引起的溫度下降。水平線段處于理論結晶溫度（T0）以下，這意味著金屬的結晶需要一定的過冷度。這種過冷，在某些金屬中可能很大。例如，銻的熔化溫度等于631C，而在冷卻曲線上，它的過冷度溫度是590C。這樣的金屬在冷卻曲線上可以看到一個尖彎。這種尖彎表示：由于很大過冷的原因，在液體金屬中瞬時形成大量的結晶核心，同時，這些結晶核心又急劇地長大，釋放出大量的結晶潛熱，導致溫度突然升高，幾乎接近熔化溫度，這就是在一些金屬的冷卻曲線上產生尖彎的原因。與此相反，金屬加熱時，一到熔點，液相便馬上出現(xiàn)。因為當晶體轉變?yōu)橐簯B(tài)時，不會呈現(xiàn)明顯的過熱。3.金屬的結晶機理

金屬的結晶過程就是：從液態(tài)金屬轉變成金屬晶體的過程。換句話說，是一個原子重新排列的過程。液體金屬中原子排列是無規(guī)則的，而固體金屬中原子排列是有規(guī)則的。這個過程不可能在一瞬間中完成，而是一個由小到大，由局部到整體的發(fā)展過程。（1）、金屬的結晶過程就是：從結晶核心（晶核）的形成開始，到結晶核心的繼續(xù)長大（圖1.14）為止。從結晶過程示意圖中可以看出：當液體金屬冷卻到一定溫度后，開始從液體金屬中形成第一批尺寸很小，但原子呈規(guī)則排列的小晶體（晶核）。這批晶核立即進行長大，同時，在液體金屬中又不斷地繼續(xù)產生新的晶核，并立即長大。這樣，晶核的形成和晶核的長大則以一定的速率同時進行，直到所有成長的晶體相互接觸，結晶過程即告結束。其結果是形成了由很多晶粒組成的金屬多晶體。圖1.14金屬結晶過程示意圖

開始時，所形成的晶體，相對來說，能夠具有規(guī)則的幾何形狀，當長大的晶體相互接觸時，規(guī)則的幾何形狀被破壞，最終的結果是：開始時具有規(guī)則外形的長大的晶體，結晶結束后具有不規(guī)則的外形，這就是晶粒具有不規(guī)則外形的原因。（2）、晶核的形成可能通過兩種途徑：一種是自發(fā)生核：另一種是異質生核。在結晶過程中所發(fā)生的一些現(xiàn)象是復雜的和多種多樣的。在液體金屬中原子排列是不規(guī)則的，但當溫度冷卻到低于理論結晶溫度（T0）時，在液體金屬中就能產生接近固體中原子排列的微觀區(qū)域。這種接近固體中原子排列的微觀區(qū)域就可能轉變成結晶核心（晶核）。自發(fā)生核是指從過冷的液體金屬中直接產生出原子呈規(guī)則排列的小晶體—晶核。

在液體金屬中存在固體微粒（非金屬夾雜物，氧化物等）時，結晶核心的形成就比較容易。這是由于在已有的表面上形成晶核所需要的能量比從液體金屬中自發(fā)生核時所需的能量要小得多的原因。這里應該指出的是：只有在產生的結晶核心和已有的夾雜物之間界面上的表面張力比液相和固相之間的界面上的表面張力更小時，已有的夾雜物才能更容易地形成結晶核心。形成的晶核和在液體金屬中的固體微粒的晶格結構愈接近，它們的界面之間的表面張力才能愈小。（3）、晶核的長大：只有原子從過冷的液體金屬中過渡到晶體上才能發(fā)生晶核的長大。晶體面上不平整，晶體就更容易長大。隨著過冷度的增大，液體與固體金屬的自由能差增大，就能夠提高結晶速度。但是，晶核的形成與長大就需要液體金屬中原子的擴散。因此，大的過冷度下（低溫），由于擴散速度減小，晶核的形成和晶核的長大就都困難。正因為如此，晶核的數(shù)量和晶核長大的速度要減小。在很低的溫度下（更大的過冷度）原子的擴散活動很小，晶核的形成和晶核的長大就成為不可能。在這種情況下，就凝固成非晶型狀態(tài)。（4）、晶粒大?。航Y晶核心愈多，晶核的長大速度愈小，則金屬晶粒就愈細小。晶粒的大小能夠在0.001到0.4mm的范圍內變化。過冷度不大時（冷卻速度?。?，晶核的數(shù)量少，則晶核的長大速度就大。在這種情況下將得到大的晶粒。隨著過冷度的增大，晶核的數(shù)量急劇地增多，晶核的長大速度較小，冷卻金屬中的晶粒尺寸減?。▓D1.15）。圖1.15形核率N和晶粒長大速度v與過冷度的關系

晶粒的大小與機械性能之間的關系，則是金屬晶粒的尺寸愈大，則金屬的塑性與韌性就愈低。不僅僅是過冷度影響到晶粒的尺寸大小，加熱溫度，液體金屬的澆注溫度，金屬的化學成分和在金屬中存在的夾雜物多少都要影響到晶粒的尺寸大小。

晶粒的大小直接影響到金屬的機械性能。為了得到細小的晶粒，向液體金屬中有意地加入夾雜物，這就是通常所說的“變質處理”，在進行變質處理時，是向液體金屬（合金）中加入少量的特種物質（變質劑）。這些變質劑，實際上不影響金屬（合金）的化學成分，結晶時就引起了晶粒的細化，并改善了其力學性能。鎂合金變質處理時，其晶粒從0.2~0.3mm減小到0.01~0.02mm。鑄錠和鑄件澆鑄時，經常是向液體金屬（合金）中加入能形成難熔化合物（碳化物，氮化物和氧化物）的物質進行變質處理，首先以微粒的形式析出，然后就成為結晶核心。例如，向鑄鐵中加硅，鈣，向鋁中加入微量的鈦等，就是對鑄鐵和鋁進行變質處理。圖1.17鋼錠的顯微組織1.3合金的相結構與鐵碳合金狀態(tài)圖1.3.1合金的相結構1.合金的概念

兩種或兩種以上的金屬熔化后就能得到合金；金屬與非金屬熔化在一起也能得到合金；幾種金屬粉末燒結在一起同樣也能得到合金。所得到的合金比其純金屬具有更高的機械性能。加到合金成分中的元素稱為“元”，在合金中占多數(shù)的元稱為“基”，加到合金中的元素是為了得到所需要的性能稱為“合金化”，合金中元的總和稱為“合金系”。

根據合金中元的數(shù)量，把合金分為二元合金，三元合金，四元合金和多元合金。按基體元素分：分為鐵基合金，鋁、鎂、銅等基的合金。根據用途分：分為結構合金，工具合金，耐熱合金，耐磨合金，彈簧合金，軸承合金等。按照金屬的比重分：分為重合金（鎢基、錸基、鉛基等），輕合金（鋁合金、鎂合金、鈹合金等）。按熔化溫度分：分為難熔合金（鈮、鉬、鎢等合金）和易熔合金（焊料、巴比合金等）。按半制品和制品的工藝分：分為鑄造合金，變形合金，顆粒狀合金，復合合金等。2相的概念

合金系中的均勻部分，并有明顯的界面與合金系的其它部分（其它相）相互分開稱為“相”。相變時，相的化學成分和組織要“跳躍”式的改變。特別提示“相”是合金中具有同一原子聚集狀態(tài)，既可能是一單相固溶體也可能是一化合物。組織一般指用肉眼或在顯微鏡下，能夠觀察到的材料內部所具有的某種形態(tài)或形貌特征，實質上是一種或多種相按一定方式相互結合組成的。

合金中元素的性質和數(shù)量多少，決定了合金固化后可能形成機械混合物、固溶體和化合物。冷卻時，當從液體合金中同時析出兩種晶體組成物就要形成機械混合物。當兩個元素之間在固體狀態(tài)下不能相互溶解或具有有限的溶解度時，在這種情況下，一般都要形成機械混合物。機械混合物可能由兩種純元素的晶體組成，也可能由固溶體和化合物組成。形成機械混合物時，各相的晶格不變。

在合金中，合金元素中的一種保留了自己的晶格類型，而另一種元素的原子分布在第一種元素的晶格中，所組成的這種相稱為“固溶體”。第一種元素就是溶劑，第二種元素則是溶質。因此，固溶體是由兩種或幾種元素組成的，并具有一種晶格類型，這是一個相。形成固溶體時，保留溶劑的晶格，只改變溶劑的晶格常數(shù)。在固體狀態(tài)下，固溶體中的元素，有的能夠無限溶解，也有的是有限溶解。如果兩種元素的晶格類型一樣，并且它們的原子尺寸差別不大于8~15%，則它們之間能夠形成無限溶解固溶體。

按照溶劑原子在固溶體中的分布位置，把固溶體分成了置換固溶體和間隙固溶體（圖1.18）。在置換固溶體中，部分的溶劑原子被溶質原子所取代。在間隙固溶體中，溶質的原子存在于溶劑原子之間。當在金屬中溶解了非金屬元素時，往往要形成間隙固溶體。圖1.18間隙固溶體和置換固溶體示意1.3.2合金狀態(tài)圖合金狀態(tài)圖，也稱為“平衡圖”，它能夠反映合金的平衡結晶規(guī)律。合金狀態(tài)圖的建立方法，一般都是采用金屬和合金的熱分析法建立的。熱分析法的實質是先求出金屬和合金的臨界點，畫出冷卻曲線，并在冷卻曲線上表示出冷卻時金屬溫度和時間的變化關系。冷卻曲線是建立在溫度（縱坐標）和冷卻時間（橫坐標）的坐標中。

因為金屬和合金中的相變要引起熱效應，則在冷卻曲線上要出現(xiàn)平臺或拐點。出現(xiàn)平臺，說明相變發(fā)生在一定的溫度下；出現(xiàn)拐點是由于冷卻速度的改變，在這種情況下，相變是發(fā)生在一定的溫度范圍內。按照冷卻曲線求出相變的開始轉變溫度和終了轉變溫度。這種溫度就稱為“臨界點”。在這些冷卻曲線的基礎上就能夠建立起合金的狀態(tài)圖（圖1.19）。圖1.19相圖的建立

合金狀態(tài)圖對選擇具有一定性能的合金和選擇鑄造、熱處理和壓力加工的工藝都有一定的參考價值。多數(shù)金屬在液體狀態(tài)下相互間都能無限的溶解，形成單相的液體合金。但鐵和鉛，銅和鉛除外，它們在液體狀態(tài)下幾乎完全不溶解，并按它們的比重形成不能混合的兩層液體金屬。1.3.3鐵碳合金狀態(tài)圖

在工業(yè)中使用最廣泛的鐵合金是鋼和鑄鐵，即鐵和碳的合金。要得到一定的性能，就得向鋼和鑄鐵中加合金元素。下面就來分析鐵-碳合金中的組織和相變，以及鐵和含有合金元素的合金中的相。1.鐵-碳系中的元素和相鐵是銀白色的金屬。鐵的熔化溫度是1539C?，F(xiàn)在可以得到99.999%的純鐵，工業(yè)純鐵含有99.8~99.9%Fe。鐵有兩種同素異型體：-Fe和-Fe。-Fe存在于910C以下的溫度范圍，和高于1932C以上的溫度（圖1.20）。在1392~1539C的溫度范圍，-Fe經常用-Fe表示。

-Fe的晶格是體心立方晶格。768C以前鐵有磁性，臨界點（768C）稱為“居里點”，并用A2表示。-Fe存在于910~1392C的溫度范圍，無磁性。

910C時，轉變的臨界點相應地用Ac3（加熱時）和Ar3(冷卻時)表示。1392C時，轉變的臨界點用Ac4（加熱時）和Ar4(冷卻時)表示。

-Fe的晶格是面心立方晶格。圖1.20鐵的同素異晶轉變

碳是非金屬元素，碳的熔化溫度是3500C，碳是同素異型體，一般情況下，它以石墨的形態(tài)存在。在液體或固體狀態(tài)下，碳能夠溶解在鐵里，并能以化合物的形式存在（Fe3C-滲碳體），而在高碳合金中，就以石墨的形態(tài)存在。在Fe-C系中有下列相的存在：液體合金，固溶體—鐵素體和奧氏體，以及滲碳體和石墨。

碳在-Fe中的固溶體稱為“鐵素體”，通常用F表示。低溫-鐵素體中碳的溶解度到0.02%，而高溫（）-鐵素體中，碳溶解度到0.1%。碳原子分布在立方體晶格的各邊的中間位置上，晶格的空位上，位錯上等。在顯微鏡下觀察，鐵素體是均勻的多邊形晶粒（圖1.21（a））。

鐵素體（0.006%C）有近似下列的機械性能：b=250MN/M2；0.2=120MN/M2；=50%；=80%；HB80~90。碳在-Fe中的固溶體稱為“奧氏體”，通常用A表示。碳在-Fe中的極限濃度是2.14%，-Fe中的碳原子分布在晶胞的中心位置上和晶體的缺陷區(qū)中。奧氏體的顯微組織是多邊形晶粒（圖1.21（b））。圖a圖b圖1.21鐵素體和950C時的奧氏體顯微組織

鐵和碳的化合物稱為“滲碳體”，其化學式是Fe3C。滲碳體中含有6.67%C。由于滲碳體能夠發(fā)生分解，所以無法準確地測定它的熔化溫度，近似地等于1250C。210C以下滲碳體有磁性，高于210C失去磁性。滲碳體具有很高的硬度（800HB）和很低的塑性。滲碳體是一個亞穩(wěn)定相，在高含碳量的合金中，平衡條件下形成了石墨。石墨是碳的同素異型體，性能很軟，強度和塑性都很低。2.鐵-滲碳體狀態(tài)圖圖1.22是鐵-滲碳體狀態(tài)圖。它能表示出從純鐵到滲碳體（6.67%C）各種濃度的鐵-碳合金的相組成和組織。在狀態(tài)圖上，點A（1539C）所對應的是純鐵的熔化溫度，而點D是滲碳體的熔化溫度。點N（1392C）和G（911C）所對應的是：的同素異型轉變。點E表示在1147C（2.14%C）時碳在-鐵中的極限濃度。圖1.22鐵-滲碳體狀態(tài)圖

合金的結晶過程。按照ABCD線（液相線）所對應的溫度開始結晶，按照AHJECF固相線所對應的溫度結束結晶。狀態(tài)圖的左上角表示高溫下，（）的同素異型轉變。AD線所對應的溫度下，是從液體中析出碳在-鐵（-固溶體）中的固溶體晶體—鐵素體（F）。

0.1%C以下的含碳量的合金中，在AH線對應的溫度下，結束結晶過程，形成了鐵素體（-固溶體）。HJB是包晶轉變線，在這個溫度下（C=2+1-3=0）發(fā)生包晶轉變。包晶轉變的結果，形成了碳在-鐵中的固溶體，即奧氏體（A）。

從0.1（點H）到0.16%C（點J）的含碳量的合金，發(fā)生包晶轉變：LB+FH（）FH+AJ，這種轉變的結果形成了兩相組織，F(xiàn)（-固溶體）和A（-固溶體）。含0.16%C（J點）的合金中，原始晶體F（-固溶體）和全部液體相，在包晶轉變時，形成了奧氏體：LB+FHAJ（奧氏體）。含有0.16到0.5%C的合金中色晶轉變時，F(xiàn)H（-固溶體）全部進行了轉變，而液體相要剩余一部分：

LB+FH

AJ（奧氏體）+LB

因此，低于JB線的溫度，合金是由兩相組成：奧氏體（-固溶體）和液相。結晶過程按所對應的JE線結束。凝固后，這些合金具有單相的奧氏體組織。BC線的溫度下，從液體相中結晶出奧氏體，而CD線以下就從液體相中析出Fe3C。含碳量4.3%（C點）的共晶成分的鐵碳合金，1147C的溫度下，從液體合金中同時結晶出奧氏體和滲碳體，所形成的共晶體，稱為“萊氏體”。

LCAE+Fe3C（萊氏體）

含有從0.16到2.14%C的合金，在BC和JE線的溫度范圍內進行結晶，凝固后（低于固相線JE）合金得到了單相組織—奧氏體。含有從2.14到4.3%C的亞共晶合金結晶時，從液體相中，沿著液相線BC對應的溫度，首先析出奧氏體晶體，而在1147C時（線ECF），合金凝固，形成共晶體“萊氏體”。因此，亞共晶合金結晶后，在高于727C時具有奧氏體+萊氏體（A+Fe3C）的組織。這里，把含碳量從2.14到4.3%的合金稱為亞共晶合金；把含碳量從4.3到6.67%的合金稱為過共晶合金。含碳量4.3%的稱為共晶合金。

含碳量從4.3到6.67%C的過共晶合金，其溫度達到CD線對應的溫度就開始凝固，首先以液體相中析出滲碳體晶體，而到達1147C（ECF線）時，結束了合金的凝固，形成了共晶體—萊氏體。凝固后，合金的組織是由滲碳體和萊氏體晶體組成。從液體相中形成的滲碳體稱為“一次滲碳體”。含有低于2.14%C的鐵-碳合金稱為“鋼”。含有大于2.14C%的鐵-碳合金稱為“鑄鐵”。

鋼固化后不含有萊氏體，加熱到高溫時，具有奧氏體的組織，并具有高的塑性，因此，鋼容易變形，是可以鍛造的合金。與鋼相比，鑄鐵具有最好的鑄造性能，也具有較低的熔化溫度，但是，鑄鐵太脆，實際上不能進行鍛造，這是由于鑄鐵的組織中存在易熔化的、脆的共晶體—萊氏體或石墨的原因。

現(xiàn)在就來研究固體狀態(tài)下發(fā)生的轉變。這些轉變都同冷卻時，從-鐵到-鐵的轉變有關，并和奧氏體和鐵素體的分解有關。在狀態(tài)圖上的GS線，在冷卻時，是轉變的開始溫度。低于GS線，從奧氏體中析出鐵素體。在平衡條件下，形成GS線的臨界點，冷卻時采用Ar3表示；加熱時采用Ac3表示（鐵素體的溶解結束）。

ES線表示隨著溫度的變化碳在奧氏體中的溶解度，冷卻時，所對應的是奧氏體分解的開始溫度，從奧氏體中析出滲碳體。為了區(qū)別從液體相中析出的滲碳體，還是從奧氏體中析出的滲碳體，就把從液體相中析出的滲碳體稱為“一次滲碳體”，從奧氏體中析出的滲碳體稱為“二次滲碳體”，形成ES線的臨界點用Acm表示。

727C時的S點和0.8%的碳濃度表示冷卻時，奧氏體存在的最低平衡溫度。

727C時，發(fā)生奧氏體的分解，并形成共析組織，這種共析組織稱為“珠光體”。由于從奧氏體中同時形成鐵素體和滲碳體才能得到這種共析體—珠光體，其表達式：ASFP+Fe3C。因此，珠光體含有0.8%C，727C時形成的，是由兩個相（鐵素體和滲碳體）組成的。相平衡溫度在奧氏體珠光體（鐵素體+滲碳體）的轉變中，冷卻時，用Ar1表示，加熱時，用Ac1表示。點P表示共析溫度下（727C），碳在-鐵中的極限溶解度（0.020%C）。

PQ線表示碳在-鐵中的溶解度，溶解度取決于溫度。冷卻時，當冷卻到PQ線的溫度下，從鐵素體中開始析出多余的滲碳體。因此，點Q左側的合金是由鐵素體一個相組成的，而在Q和P之間的各種濃度的合金都是兩相組織；鐵素體和多余的滲碳體，這種滲碳體是在溫度降低時，從固溶體中析出的。這種從鐵素體中析出的滲碳體稱為“三次滲碳體”。含有0.020%以下碳的合金稱為“工業(yè)純鐵”。

碳含量在0.02到0.8%（點S）之間的合金稱為“亞共析鋼”，亞共析鋼的組織是由從Ar3到Ar1溫度區(qū)域中，從奧氏體中析出的鐵素體和珠光體組成的。碳含量0.8%C的鋼稱為“共析鋼”。它的組織中只有共析體（珠光體）。碳含量在0.8到2.14%C（點E）的鋼稱為“過共析鋼”。過共析鋼的組織是二次滲碳體和珠光體。二次滲碳體是在低于ES線溫度下，從奧氏體中析出的，珠光體是在共析溫度（727C，PSK線）下，由于奧氏體的分解而形成的。

在亞共晶鑄鐵中，降低溫度時，由于要降低碳在奧氏體中的溶解度（ES線），就要發(fā)生奧氏體的分解。這時，從液體中析出的奧氏體要分解，共晶體轉變時形成的萊氏體中的奧氏體也要分解，這種分解就是二次滲碳體從奧氏體中的析出，并同時降低了奧氏體中的含碳量。冷卻到PSK線所對應的溫度（727C），貧碳到共析成分（0.8%C）的奧氏體就要轉變成珠光體。亞共晶鑄鐵冷卻后具有珠光體，萊氏體（珠光體+滲碳體）和二次滲碳體的組織。

含碳量4.3%的共晶鑄鐵，溫度低于727C時，其組織是萊氏體（珠光體+滲碳體）組織。過共晶鑄鐵含碳量大于4.3%，溫度低于727C時，其組織是由一次滲碳體和萊氏體（珠光體+滲碳體）所組成。鐵碳合金結晶結束后具有不同的組織。但是，它們的相組成都是一樣的，在727C時，它們都是由鐵素體和滲碳體組成的，所不同的只是它們之間的相對重量不同。【特別提示】

在鐵碳合金狀態(tài)圖中，組織組成物是鋼鐵材料性能的決定因素，在相同條件下，不同的組是對應著不同的性能。分析典型合金的平衡結晶過程時，可通過在相圖上作給定成分合金的成分垂線進行，以相圖與成分垂線的交點來分析討論。第二章鋼的熱處理理論2.1鋼在加熱時的轉變2.1.1按照Fe－Fe3C狀態(tài)圖分析鋼加熱時的轉變共析鋼（0.8%C）加熱到略微高于AC1（727℃）時，珠光體（鐵素體＋滲碳體）要轉變成奧氏體。

F（0.02％C）＋Fe3C（6.67%C）→A（0.8%C）這個轉變是由同時發(fā)生的兩個過程組成的：一個是鐵的同素異型轉變，即α-Fe→γ-Fe，另一個是滲碳體溶解到奧氏體。

亞共析鋼加熱到高于AC1臨界點時，珠光體轉變成奧氏體之后，就形成了兩相組織—奧氏體和鐵素體。在AC1→AC3的溫度范圍內，繼續(xù)加熱時，鐵素體要逐漸地溶解到奧氏體中，這個時候碳在奧氏體中的含量按照Fe－Fe3C狀態(tài)圖的GS線逐漸減少，到AC3的溫度時，鐵素體沒有了，而碳在奧氏體中的濃度和鋼號的含碳量一致。過共析鋼加熱到高于AC1臨界點以上時，珠光體也要轉變成奧氏體，在AC1→Acm的溫度范圍內加熱時，發(fā)生二次滲碳體向奧氏體中的溶解過程。高于Acm溫度成為單相的奧氏體，在奧氏體中碳的含量也和鋼號中碳的含量一致。

這樣，不管是共析鋼，亞共析鋼還是過共析鋼，加熱到AC1以上的溫度都要轉變成奧氏體，所不同的只是，對亞共析鋼來說，有一個鐵素體逐漸溶解到奧氏體的過程；對過共析鋼來說，有一個二次滲碳體逐漸溶解到奧氏體的過程。最終都是得到了單相的，均勻的奧氏體。2.1.2奧氏體的形成過程

珠光體轉變成奧氏體的機理同其它結晶過程一樣，也是由結晶核心的形成和隨后結晶核心的長大。加熱溫度略微高于AC1（727℃）時的奧氏體含有0.8%C，和形成的這種奧氏體的含碳量一樣。珠光體是鐵素體和滲碳體的機械混合物。滲碳體（6.67%C）是富碳的，鐵素體（0.02%C）是貧碳的，奧氏體（0.8%C）介于二者之間。因此，這種轉變是通過碳原子的擴散來完成的。

加熱到略高于AC1以上的溫度，通過擴散發(fā)生α→γ轉變，并形成保持共格界面的奧氏體結晶核心。所謂共格界面，即新相與老相之間有一個共用的界面稱為“共格界面”，即還沒有形成獨立的相。由于這種轉變形成了低碳的奧氏體（＜0.8%C）。滲碳體中的碳原子繼續(xù)向所形成的低碳奧氏體中擴散，使奧氏體中的碳含量逐漸接近平衡狀態(tài)。奧氏體結晶核心首先是產生在片狀珠光體的鐵素體和滲碳體層的分界面上，對球狀滲碳體來說，奧氏體結晶核心也是首先產生在滲碳體球面的界面上（圖2.1）。

晶核長大時，α晶格和γ晶格之間的共格關系被破壞了。奧氏體晶粒就接近于等軸晶粒。由于滲碳體中的碳原子不斷地擴散到鐵素體中，才保證了所形成的奧氏體晶核的不斷長大。滲碳體中的碳原子不斷地向外擴散導致了奧氏體結晶核心的長大和α→γ轉變，同時，也會產生新的奧氏體結晶核心。圖2.1奧氏體的形成示意圖

由于α→γ的同素異型轉變，奧氏體區(qū)的擴大比滲碳體的溶解發(fā)生的快，因此，鐵素體轉變成奧氏體之后，在鋼的組織中還仍保留了一些滲碳體，要把它們溶解到奧氏體中，就要增加保溫時間。這時，所形成的奧氏體中，碳的分布還是不均勻的，在原來滲碳體存在的地方，奧氏體中碳的濃度就比原來是鐵素體存在的地方高，要使成分均勻化就需要時間。

除了加熱溫度以外，珠光體組織轉變成奧氏體的速度還取決于它的原始組織狀態(tài)。珠光體組織愈細小，奧氏體結晶核心產生的就愈多，并且擴散的路程就愈近，因此，進行奧氏體化的過程就愈快。鋼中的含碳量愈高，進行奧氏體化的過程也就愈快，這是由于滲碳體多了，鐵素體與滲碳體的界面總和也大了的原因。

鋼中加入鉻、鎢、鉬、釩等碳化物形成元素就要阻礙鋼的奧氏體化過程，因為要形成合金滲碳體或合金碳化物，使它們溶解到奧氏體中就更困難了。含合金元素的奧氏體均勻化過程就需要更長的時間，因為合金元素在γ－相晶格中的擴散能力比碳的擴散能力更小。連續(xù)加熱時，珠光體組織轉變成奧氏體發(fā)生在一個溫度范圍。加熱速度愈快，珠光體轉變成奧氏體的溫度愈高，加熱速度愈快，發(fā)生珠光體轉變成奧氏體的溫度范圍就愈大。因此，快速加熱時（如高頻加熱），鋼的奧氏體化加熱溫度要比一般的爐子中慢速加熱要高。2.1.3奧氏體的晶粒大小及其影響因素

當加熱到AC1以上的溫度時，在鐵素體和滲碳體的界面上就形成奧氏體的結晶核心，這個時候結晶核心的數(shù)量是很多的，奧氏體也是很小的。這里是加熱速度愈快，奧氏體晶粒愈小，因為晶核的形成速度比它的長大速度快。繼續(xù)提高溫度時，或在一定的溫度下增加保溫時間就要引起聚集再結晶和晶粒的長大。奧氏體晶粒的長大是一個自發(fā)的過程，因為要縮小晶粒表面積，要降低系統(tǒng)的自由能。奧氏體的晶粒長大過程實質上是一些小晶粒的聯(lián)合，組成一個大晶粒的過程。因為從熱動力學來說，要使系統(tǒng)更加穩(wěn)定，就得減小自己的表面積。加熱到一定的溫度時，所形成的奧氏體晶粒的大小，在其隨后的冷卻中是不能改變的。

奧氏體晶粒的大小取決于很多因素，就是對同一種鋼號，由于冶煉條件的差異，奧氏體晶粒大小也不一樣。根據奧氏體晶粒長大的傾向性，分成了兩種類型的鋼：一種是本質粗晶粒；另一種是本質細晶粒。所謂本質晶粒，即表示奧氏體晶粒趨向于長大的能力。所謂起始晶粒，即奧氏體形成后晶粒的大小。對本質細晶粒鋼來說，加熱到高溫時（1000℃~1050℃），晶?；旧喜婚L大，但當加熱到更高的溫度時，晶粒就要急劇地長大。對本質粗晶粒來說，就相反，加熱溫度略微高于AC1，晶粒就急劇地長大。晶粒長大的不同傾向性決定于鋼的脫氧條件和鋼的成分。

一般來說，用鋁脫氧的鋼屬于本質細晶粒鋼。由于鋁的加入，在鋼中會形成氮化鋁微粒，這些氮化鋁微粒分布在奧氏體的晶界上，給奧氏體的晶界擴張起到阻擋作用，也就是分布在奧氏體晶界上的微粒，對奧氏體晶粒的長大就起到阻止作用。一旦這些微粒溶解了，則奧氏體就要急劇地長大。在兩相區(qū)，例如，過共析鋼在AC1→Acm的溫度范圍，奧氏體晶粒的長大就受到了沒有被溶解的碳化物微粒的阻擋。亞共析鋼在AC1→AC3的溫度范圍，鐵素體晶粒對奧氏體晶粒的長大同樣也起到阻擋作用。

合金元素，特別是碳化物形成元素及氮化物形成元素都能不同程度地阻擋奧氏體晶粒的長大。特別急劇作用的是：Ti，V，Nb，Zr，Al和N，它們能形成很難溶解在奧氏體中的碳化物（氮化物），它們都能起到阻擋奧氏體晶粒長大的作用。碳化物（氮化物）總量占的比例愈大，愈細?。ǔ叽缧。?，奧氏體晶粒就愈細小。同時，不溶解的碳化物（氮化物）對奧氏體新晶粒結晶核心的形成也影響很大，這同樣也會導致得到更細小的晶粒。也有反常情況，錳不但不能細化奧氏體晶粒，反而能夠促使奧氏體晶粒的長大，磷也能促使奧氏體晶粒的長大。

應該注意到，本質粗晶粒鋼和本質細晶粒鋼不意味著這種鋼永遠是粗晶粒的，或永遠是細晶粒的。在工藝試驗的標準條件下得到本質晶粒，指的是，加熱到一定的溫度時，粗晶粒鋼比細晶粒鋼在加熱到更低的溫度時，就形成了粗晶粒。因此就出來一個實際晶粒的概念，所謂實際晶粒，即熱處理時所得到的奧氏體晶粒。奧氏體實際晶粒的大小，決定于加熱溫度和在這個溫度下的保溫時間，所表示的是加熱時這種鋼趨向于長大的傾向性。

亞共析鋼和過共析鋼繼續(xù)加熱到高于AC3和Acm的溫度時，就形成了粗大的實際晶粒，這種加熱稱為“鋼的過熱”。在過熱鋼中經常出現(xiàn)魏氏組織（圖2.2）。所謂魏氏組織，即鐵素體呈針狀沿奧氏體晶界分布。過熱鋼具有脆性斷口特征。圖2.2亞共析鋼的過熱組織2.1.4晶粒大小對鋼性能的影響

晶粒大小與性能之間的關系的基本規(guī)律是：晶粒愈小，強度（σb，σs，σ-1）愈高，塑性（δ，ψ）和韌性（akU，KIC）也愈高，冷脆性起點溫度愈低和脆性破壞的傾向性愈小，并能補償其它強化措施對冷脆性起點溫度的負面影響。晶粒大小對沖擊韌性還存在這樣一種關系，當奧氏體晶粒長大到一定的尺寸時，斷裂韌性就降低，而晶粒繼續(xù)長大時，反而又提高斷裂韌性。出現(xiàn)這種現(xiàn)象的原因，人們用在在高溫下奧氏體晶界的凈化來解釋。因為在更高溫度下，把晶界處的有害雜質都溶解到奧氏體中去了。

所有能引起奧氏體晶粒細化的措施，如微量的合金化（加Ti，V，Nb等），高速加熱等，都能提高鋼的結構強度。只有在電工鋼中（變壓器鋼）需要得到粗大的晶粒，那是為了改善它們的磁性?！咎貏e提示】

鋼在加熱時的奧氏體化條件，主要取決于奧氏體的化學成分、均勻性及晶粒度。2.2

鋼在冷卻時的等溫轉變

與連續(xù)轉變2.2.1鋼在冷卻時奧氏體的等溫轉變1.珠光體轉變

過冷奧氏體在Ar1~500℃的溫度下要發(fā)生珠光體轉變。在這個轉變過程中，既發(fā)生γ→α的同素異型轉變，也發(fā)生碳在奧氏體中的重新分布，并導致鐵素體－滲碳體組織的形成。

A→F＋Fe3C

奧氏體中的碳濃度實際上是均勻的，經過分解之后，形成鐵素體（幾乎是純鐵）和滲碳體（6.67％C），即由碳濃度不相同的兩個相組成。在這個分解過程中，首先產生的相，即領先相是滲碳體。滲碳體的結晶核心，照例也是產生在奧氏體的晶界上。

由于滲碳體結晶核心的長大，奧氏體中就貧碳，并降低了奧氏體的穩(wěn)定性，也就引起了γ→α的同素異型轉變，同時鐵素體晶體在滲碳體界面上也就產生了。鐵素體的隨后長大，引起了奧氏體周圍的富碳，γ→α轉變的繼續(xù)發(fā)展就困難了，因此，在富碳的奧氏體中，就要產生新的片狀滲碳體，和前面已經產生的片狀滲碳體的繼續(xù)長大。由于碳化物微粒的形成和長大過程的進行，又創(chuàng)造了新的片狀鐵素體的產生和長大的條件，最終就發(fā)生了片狀滲碳體和片狀鐵素體的同時長大，即形成了片狀的珠光體（圖2.3）。圖2.3片狀的珠光體形成示意圖

珠光體轉變產物具有片狀結構。共析型的片狀組織又有珠光體，索氏體和屈氏體之分，它們之間的根本差異在于組織的細小程度。珠光體粗大一點，索氏體細小一點，屈氏體就更細小。過冷度愈大，獲得的鐵素體－滲碳體片層組織就愈細小，即片層之間的距離△0等于鐵素體和滲碳體厚度之和，同時，片層之間的距離愈小，硬度就愈高（見表2.1）。表4-1珠光體類型組織的片層間距與硬度的關系組織珠光體索氏體屈氏體△0μm

0.6－1.00.25－0.30.1－0.15HBS180－250250－350350－450

過冷奧氏體在其擴散分解中形成了珠光體，索氏體和屈氏體，它們都是鐵素體－滲碳體組織，它們都是片層狀組織，它們彼此間的差別只是細小程度的不同。1）珠光體，索氏體，屈氏體鋼的力學性能上述組織鋼的硬度和強度與鐵素體和滲碳體之間的界面面積成正比，因此，隨著鐵素體－滲碳體細小程度的增大，即降低它的分解溫度，而硬度，強度，屈服強度和疲勞強度都提高。相對伸長率和相對收縮率，索氏體最高。過冷到屈氏體時（更低的轉變溫度）韌性降低。2）共析鋼奧氏體的等溫轉變奧氏體轉變成珠光體的過程，可以在緩慢的連續(xù)冷卻過程中發(fā)生，也可以在低于Ar1溫度下的等溫過程中發(fā)生。所謂等溫轉變，指的是在低于Ar1的一定溫度下進行保溫時過冷奧氏體所發(fā)生的轉變。奧氏體等溫轉變圖也稱為“時間－溫度－轉變圖”，也稱為“TTT圖”，即時間，溫度，轉變三個英文字母的第一個字母。

要建立奧氏體等溫轉變圖，就得把一些鋼的試樣加熱到奧氏體化的溫度，而后快冷到低于Ar1的溫度，例如，700℃，600℃，500℃，400℃，300℃等，并在這些溫度下保溫到奧氏體全部分解。奧氏體分解的程度可以用金相法（顯微鏡下觀察組織），磁性法（奧氏體無磁性，珠光體有磁性），膨脹法（奧氏體原子排列最致密，由奧氏體轉變成珠光體要發(fā)生體積的膨脹）決定。由于這種作法的結果，即在低于Ar1以下的不同溫度下保溫，在各個保溫的溫度下都得到了一個開始轉變的時間和一個過冷奧氏體轉變結束的時間。在時間－溫度的坐標里，把所有開始轉變的時間連成一條線，同樣也把所有轉變結束的時間連成一條線。這樣就得到了圖2.4這樣的共析鋼過冷奧氏體等溫轉變圖。圖2.4共析鋼的過冷奧氏體等溫轉變圖

從圖上可以看出，在一定的時間范圍內，(H1,H2,H3)過冷奧氏體并沒有分解，這段沒有發(fā)生轉變的時間，稱為“孕育期”。經過這段時間之后，過冷奧氏體開始轉變成更加穩(wěn)定的珠光體組織。過冷奧氏體的分解速度，開始時，很快地提高，而然后逐漸降低，一段時間(K1,K2,K3)之后，分解過程完全結束。

在等溫轉變圖中，曲線1象征奧氏體開始分解，曲線2表示奧氏體的分解結束。在曲線1左側的區(qū)域是過冷奧氏體存在的區(qū)域，在這個區(qū)域里實際上不產生奧氏體的分解。在不同溫度下保溫，孕育期時間的長短象征過冷奧氏體的穩(wěn)定性，隨著過冷度的增大，奧氏體的穩(wěn)定性很快的減小，在“鼻尖”溫度下達到最低值，然后又隨著溫度的降低其穩(wěn)定性又逐漸增大。

隨著過冷度的增大，奧氏體的穩(wěn)定性減小，奧氏體的轉變速度增大，這是由于奧氏體和要形成的珠光體的自由能差增大的原因，同時，由于過冷度的增大，晶核的形成數(shù)量增多，晶核的長大速度加快，所以奧氏體的穩(wěn)定性降低。在大的過冷度下，又由于原子的擴散過程困難了，結晶核心的形成速度小了，新相長大的速度也小了，就引起了奧氏體的穩(wěn)定性提高了，奧氏體的轉變速度減慢了。在等溫轉變圖的下部有一條平行于時間坐標的平行線，它表示馬氏體的開始轉變溫度（用Ms表示）。當奧氏體過冷到等于或低于Ms時，擴散過程完全不能進行了，在低于這個溫度下發(fā)生奧氏體到馬氏體的轉變。

從圖中可以看出，由于奧氏體過冷度的不同，在等溫轉變圖上就分成了三個不同的轉變區(qū)域：珠光體轉變區(qū)；中間轉變區(qū)（珠光體和馬氏體之間的轉變區(qū)）和馬氏體轉變區(qū)。這些轉變的意義在于，它對解決許多實際問題都是很重要的。具體地講，就是鋼的退火時，發(fā)生珠光體轉變，鋼的等溫淬火時，發(fā)生中間轉變，鋼的淬火時，發(fā)生馬氏體轉變。3）亞共析鋼和過共析鋼奧氏體的等溫轉變在這些鋼中（圖2.5），與共析鋼之不同處在于：是在溫度的上部區(qū)間首先析出多余相—鐵素體（對亞共析鋼），或者是多余的滲碳體（對過共析鋼）。多余鐵素體（滲碳體）的開始析出，在等溫轉變圖上用一條補充曲線來表示。（圖2.5a和2.5c）析出多余鐵素體（或滲碳體）的數(shù)量是隨著溫度的降低而減少。圖2.5亞共析鋼、過共析鋼奧氏體的等溫轉變曲線4）合金鋼的奧氏體等溫轉變上面所分析的過冷奧氏體等溫轉變圖只是對碳鋼和含鈷、銅、鎳的低合金鋼是正確的。對于一些成分中除了碳之外，還加入了碳化物形成元素的合金鋼來說，奧氏體等溫轉變圖就有另外一種形式（圖2.6），在這些鋼的等溫轉變圖上有兩個過冷奧氏體穩(wěn)定性最低的溫度范圍，一個是高溫區(qū)域的珠光體（擴散）轉變，另一個是在低溫區(qū)域的貝氏體（中間）轉變。圖2.6合金鋼的奧氏體等溫轉變圖

和碳鋼一樣，在亞共析合金鋼或過共析合金鋼的過冷奧氏體等溫轉變圖上和碳鋼一樣，也在等溫轉變圖上出現(xiàn)一條補充曲線，以表示多余的合金鐵素體或合金碳化物的開始析出。在含有碳化物形成元素的合金鋼中，珠光體轉變是由γ→α的同素異型轉變和碳與合金元素的重新擴散分布才產生的，并導致了珠光體（合金鐵素體＋合金滲碳體）的形成。合金鋼的中間轉變特點是這種轉變不能進行到底，一部分富碳的奧氏體在等溫時不分解，并在繼續(xù)降溫時，只能使其一部分轉變成馬氏體，甚至于來不及轉變，因此，由于中間轉變，合金鋼的組織是由貝氏體和一定數(shù)量的馬氏體或殘余奧氏體組成。

所有的合金元素（鈷除外）在珠光體轉變區(qū)和貝氏體轉變區(qū)內都能提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性，并在等溫轉變圖上使曲線右移。在珠光體轉變區(qū)域能夠提高過冷奧氏體穩(wěn)定性的原因是由于在珠光體轉變區(qū)合金奧氏體分解后形成鐵素體和合金滲碳體或特種碳化物，在γ－固溶體和碳化物之間要形成這種鐵素體－碳化物組織必須進行不只是碳的重新擴散分布，還有合金元素的重新擴散分布，碳化物形成元素跑向碳化物，而不形成碳化物的元素，就跑向鐵素體，這樣，就可以用在奧氏體中，合金碳化物的擴散速度小，和在碳化物形成元素的影響下碳的擴散速度減小來解釋在珠光體區(qū)奧氏體分解減慢的原因。除此之外，合金元素還減小了γ→α的同素異型轉變速度。

在過冷奧氏體的中間轉變溫度范圍內，只有碳能擴散，而合金元素不能擴散，因此，奧氏體分解時，形成α－固溶體和含有合金元素的滲碳體型碳化物。這樣，要形成貝氏體，必須只有碳的擴散，不發(fā)生合金元素的重新分配。同時向鋼中加入幾種合金元素，如加Cr和Ni，Cr和Mo等等，并且量大一點，就更能提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性。在珠光體轉變區(qū)和中間轉變區(qū)內，合金元素對奧氏體的穩(wěn)定性影響是不一樣的。經常是在低碳鋼中，最大的轉變速度發(fā)生在中間轉變區(qū)內，而在高碳鋼中，則發(fā)生在珠光體轉變溫度范圍內。2.鋼的