材料科學基礎復習總結

1、晶體結構體心立方bcc面心立方fcc密排八力hcp原子數246原子間距a配位數81212致密度0.680.740.74四面體間隙 半徑0.291R0.225R0.225R八面體間隙 半徑0.154R 0.633R0.414R0.414R四面體間隙 數12812八面體間隙 數646晶向指數UVW,晶向族uvw；晶面指數（hkl ）,晶面 族hkl ;六方晶系晶向指數uvw u= （2U-V） /3 , v=（2V-U） 13 , t=- （u+v） , w=W uvtw空間點陣和晶體點陣：為便于了解晶體中原子排列的規(guī) 律性，通常將實體晶體結構簡化為完整無缺的理想晶 體。若將其中每個院子抽象為純幾

2、何點，即可得到一個 由無數幾何點組成的規(guī)整的陣列，稱為空間點陣，抽象 出來的幾何點稱為陣點或結點。由此構成的空間排列， 稱為晶體點陣；與此相應，上述空間點陣稱為晶格。熱過冷 純全屬在凝固時，其理論凝固溫度 仃m）不變，當 液態(tài)金屬中的實際溫度低于 Tm時,就引起過冷,這種過 冷稱為熱過冷。成分過冷 在固液界面前沿一定范圍內的液相，其實際溫度低于平衡結晶溫度，出現了一個過冷區(qū)域，過冷度 為平衡結晶溫度與實際溫度之差，這個過冷度是由于界 面前沿液相中的成分差別引起的，稱為成分過冷。成分 過冷能否產生及程度取決于液固界面前沿液體中的溶 質濃度分布和實際溫度分布這兩個因素。動態(tài)過冷度當界面溫度TiTm

3、,熔化速率 凝固速率時，晶核才能長大，這時的過冷度稱為動態(tài)過冷度。即只有 液固界面取得動態(tài)過冷度，才能使晶核長大。結構起伏液態(tài)金屬中大量不?！坝蝿印敝脑訄F簇 不斷地分化組合，由于“能量起伏”，一部分金屬原子（離子）從某個團簇中分化出去，同時又會有另一些原 子組合到該團簇中，此起彼伏，不斷發(fā)生著這樣的漲落 過程，似乎原子團簇本身在“游動”一樣，團簇的尺寸 及其內部原子數量都隨時間和空間發(fā)生著改變的現象。 能量起伏液態(tài)金屬中處于熱運動的原子能量有高有 低同一原子的能量也在隨時間不停地變化，時高時低 的現象。均勻形核液相中各個區(qū)域出現新相晶核的幾率都是 相同的，是液態(tài)金屬絕對純凈、無任何雜質，喝

4、不喝型 壁接觸，只是依靠液態(tài)金屬的能量變化，由晶胚直接生 核的理想過程。臨界半徑非均勻形核 液態(tài)金屬中總是存在一些微小的固相雜 質點，并且液態(tài)金屬在凝固時還要和型壁相接觸，于是 晶核就可以優(yōu)先依附于這些現成的固體表面上形成，需要的過冷度較小。臨界半徑 非均勻形核的臨界球冠半徑與均勻形核的臨界半徑是相等的。晶核長大的微觀結構：光滑界面和粗糙界面。晶粒大小的控制 控制過冷度；變質處理；振動、攪動。表面細晶區(qū)的形成：當液態(tài)金屬澆入溫度較低的鑄型中 時，型壁附近熔體由于受到強烈的激冷作用，產生很大 的過冷度而大量非均質生核。這些晶核在過冷熔體中也 以枝晶方式生長，由于其結晶潛熱既可從型壁導出，也 可向

5、過冷熔體中散失，從而形成了無方向性的表面細等 軸晶組織。柱狀晶區(qū)的形成：在結晶過程中由于模壁溫度的升高， 在結晶前沿形成適當的過冷度，使表面細晶粒區(qū)繼續(xù)長 大（也可能直接從型壁處長出），又由于固-液界面處單 向的散熱條件（垂直于界面方向），處在凝固界面前沿 的晶粒在垂直于型壁的單向熱流的作用下，以表面細等軸晶凝固層某些晶粒為基底，呈枝晶狀單向延伸生長， 那些主干取向與熱流方向相平行的枝晶優(yōu)先向內伸展 并抑制相鄰枝晶的生長，在淘汰取向不利的晶體過程 中，發(fā)展成柱狀晶組織。中心等軸晶的形成：內部等軸晶區(qū)的形成是由于熔體內 部晶核自由生長的結果。隨著柱狀晶的發(fā)展，熔體溫度 降到足夠低，再加之金屬中雜

6、質等因素的作用，滿足了 形核時的過冷度要求，于是在整個液體中開始形核。同 時由于散熱失去了方向性，晶體在各個方向上的長大速 度是相等的，因此長成了等軸晶。固溶體與金屬化合物的區(qū)別 固溶體晶體結構與組成 它的溶劑相同，而金屬化合物的晶體結構與組成它的組 元都不同，通常較復雜。固溶體相對來說塑韌性好，硬 度較低，金屬化合物硬而脆。影響置換固溶體溶解度的因素原子尺寸因素；電負性因素；電子濃度因素；晶體結構因素。相律 相律F=C-P+2壓力為常數時F=C-P+1。F為平 衡系統(tǒng)的自由度數，C為平衡系統(tǒng)的組元數，P為平衡 系統(tǒng)的相數。他的含義是：在只受外界溫度和壓力影響 的平衡系統(tǒng)中，它的自由度數等于系

7、統(tǒng)的組元數和相數 之差加上2。杠桿定律 a rb3 L3 a3 L=rb/ab x 100%成分起伏 液相中總會有某些微笑體積可能偏離液相 的平均成分，這些微小體積的成分、大小和位置都是在 不斷地變化著，這就是成分起伏。枝晶偏析固溶體合金不平衡結晶的結果，使先后從液 相中結晶出的固相成分不同，再加上冷速較快，不能使 成分擴散均勻，結果就使每個晶粒內部的化學成分很不 均勻。先結晶的部分含高熔點組元較多，后結晶的部分 含低熔點組元較多，在晶粒內部存在著濃度差別，這種 在一個晶粒內部化學成分不均勻的現象，稱為晶內偏 析，又稱枝晶偏析。宏觀偏析在材料宏觀范圍內出現的成分不均勻偏析。鐵素體與奧氏體鐵素體

8、是溶于a -Fe中的間隙固溶體，為體心立方結構，常用符號F或a表示。奧氏體是碳溶于Y -Fe中的間隙固溶體，為面心立方結構，常用 符號A或y表示。碳溶于體心立方晶格S -Fe中的間隙 固溶體，稱為S鐵素體，以S表示。奧氏體塑性很好， 具有順磁性。工業(yè)純鐵含鐵量為3 c=99.8%99.9%,塑性和韌性很好，但其強度很低。滲碳體FesC,含碳量為3 c=6.69%,可用G表示，具有 很高的硬度，但塑性差，低溫下具有一定的鐵磁性。單相區(qū) 5個相圖中有5個基本的相，相應的有 5個相區(qū)： 液相區(qū)（L） ABCD以上區(qū)域S固溶體區(qū)AHNA奧氏體區(qū)（y ） NJESGN鐵素體區(qū)（a ） GPQ（FeC）

9、DFK直線以左 滲碳體區(qū)兩相區(qū) 7個7個兩相區(qū)分別存在于兩個相應的單相區(qū)之間：L+ S AHJBAL+y BJECBL+FeQDCFDS + y HNJHY + a GPSGY + Fe 3CESKFCEa + Fe 3CPQLKSP+ F3C+三相區(qū)一一3個包晶線一一水平線 共晶線一一水平線 共析線一一水平線FHJB(LS +y )ECF(Ly +FeC)PSK(y +a + Fe 3C):e-Fe3C相圖中的特性點符號T / CC %說明A15380純鐵的熔點B14950.53包晶轉變時液相成分C11484.30共晶點D12276.67滲碳體的熔點E11482.11碳在Y -Fe中的最大溶

10、解F11486.67滲碳體的成分G9120純鐵a ?丫轉變溫度H14950.09碳在S -Fe中的最大溶解J14950.17包晶點K7276.67滲碳體的成分N13940純鐵Y ?3轉變溫度P7270.0218碳在a -Fe中的最大溶解S7270.77共析點Q6000.0057600Q碳在a -Fe中的溶解包晶轉變 發(fā)生在1495 C （水平線HJB，反應式為：Lb+ s HI y j式中L0.53 含碳量為0.53%的液相；S 0.09 含碳量為 0.09%的S固溶體；Y 0.17 含碳量為0.17%的Y固溶體，即奧氏體，是包 晶轉變的產物。含碳量在0.090.53%之間的合金冷卻到 149

11、5 C時，均 要發(fā)生包晶反應，形成奧氏體。共晶轉變發(fā)生在1148C （水平線ECF），反應式為：LCY e+FgC共晶轉變的產物是奧氏體與滲碳體的機械混合物，稱為萊氏體，用Ld表示。凡是含碳量大于2.11%的鐵碳合金 冷卻到1148 C時，都會發(fā)生共晶反應，形成萊氏體。 共析轉變發(fā)生727 C （水平線PSK，反應式為：yS a P+FesC共析轉變的產物是鐵素體與滲碳體的機械混合物，稱為珠光體，用字母 P表示。含碳量大于 0.0218%的鐵碳合 金，冷卻至727C時，其中的奧氏體必將發(fā)生共析轉變， 形成珠光體。Fe-FesC相圖中的ES PQ GS三條特性線也是非常重要 的，它們的含義簡述如

12、下：ES線（Am線）是碳在奧氏體中的溶解度曲線。奧氏體 的最大溶碳量是在1148C時，可以溶解2.11%的碳。而 在727C時，溶碳量僅為0.77%，因此含碳量大于0.77% 的合金，從1148C冷到727C的過程中，將自奧氏體中 析出滲碳體，這種滲碳體稱為二次滲碳體（Fe 3i ）。PQ線是碳在鐵素體中的溶解度曲線。727 C時鐵素體中 溶解的碳最多（0.0218%），而在200 C僅可以溶解 7X 10-7%C所以鐵碳合金由727C冷卻到室溫的過程中，鐵 素體中會有滲碳體析出，這種滲碳體稱為三次滲碳體 （FesC”）。由于三次滲碳體沿鐵素體晶界析出，因此對 于工業(yè)純鐵和低碳鋼影響較大；但是

13、對于含碳量較高的鐵碳合金，三次滲碳體（含量太少）可以忽略不計。GS線（A3線）是冷卻過程中，奧氏體向鐵素體轉變的開 始線；或者說是加熱過程中，鐵素體向奧氏體轉變的終 了線（具有同素異晶轉變的純金屬，其固溶體也具有同 素異晶轉變，但其轉變溫度有變化）。純鐵、鋼、白口鐵1. 純鐵含碳量0.0218%，顯微組織為鐵素體。2. 鋼一一含碳量0.0218%2.11%，特點是高溫組織為單 相奧氏體，具有良好的塑性，因而適于鍛造。根據室溫 組織的不同，鋼又可以分為：亞共析鋼：含碳量0.0218%0.77%，具有鐵素體a +珠光 體P的組織，且含碳量越高（接近0.77%）,珠光體的相 對量越多，鐵素體量越少。

14、共析鋼：含碳0.77%，組織是全部珠光體 P。過共析鋼：含碳量 0.77%2.11%，組織是珠光體 P+滲 碳體Fes Co3. 白口鐵一一含碳量2.11%6.69%,特點是液態(tài)結晶時 都有共晶轉變，因而具有良好的鑄造性能。但是即使在 高溫也是脆性材料，不能鍛造。根據室溫組織不同，白 口鐵又分為：亞共晶白口鐵：含碳 2.11%4.30%，組織是珠光體 P+ 滲碳體Fe3C+萊氏體Ld' o共晶白口鐵：含碳4.30%,組織是萊氏體Ld' o過共晶白口鐵：含碳4.3%6.69%,組織是滲碳體Fe3C+ 萊氏體Ld' o工業(yè)純鐵在緩慢冷卻過程中發(fā)生的組織轉變主要是同 素異晶轉

15、變和Fe©”的析出。共析鋼從液態(tài)冷卻到室溫要發(fā)生三次組織轉變：勻晶轉變Ly （奧氏體），共析轉變Y- （ a +FeC）（珠光體P）, a中析出三次滲碳體（Fe3G ）。室溫下共析鋼的組織組 成全部為珠光體（可以忽略FeG ）,共析鋼只有一種組 織（忽略FqG ）,即珠光體P,珠光體由a和Fe3C兩 個相組成。應用杠桿定律可以計算出a和F&C兩個相的相對量。亞共析鋼含碳0.45%的亞共析鋼是應用十分廣泛的一 種鋼，通常稱為45號鋼。45鋼在液態(tài)到室溫的冷卻過 程中將發(fā)生以下轉變：勻晶轉變L0.45 L0.53+ S,包晶轉變L0.53+ S Y 0.45，同素異晶轉變y 0.

16、45 a +Y 0.77，共析轉變y 0.77 （ a +F&C）。室溫下45鋼的 組織為：鐵素體a +珠光體P（a +Fe3C） o所有亞共析鋼 的室溫組織都是由鐵素體和珠光體組成， 區(qū)別僅在于相 對量的差別：含碳量越高（越接近 0.77%C）,珠光體的 量越多、鐵素體的量越少。組織組成物3 ” =49.5%,3 p=50.5%,相組成物 3 ” =94.3%,3 Fe3c =5.7% o過共析鋼在液態(tài)到室溫的冷卻過程中，首先進行勻晶 轉變，形成單相固溶體Y；當溫度到達ES線以下時，過飽和的固溶體Y中析出滲碳體（二次滲碳體F&C ）,奧氏體Y的成分變到共析點 S（0.77%C

17、）;共析轉變Y 0.77 - （ a +F&C），形成珠光體P。因此，過共析鋼的室 溫組織為珠光體P（ a +FeC）+Fe3C。對于過共析鋼，隨 著含碳量增高，鋼中FesCi的量增大。由于大量的FesCi 會形成網狀結構，造成鋼的脆性急劇增高，所以實際生 產中使用的鋼含碳量一般都低于 1.5%;另外，含有網狀 FesCi的鋼不能直接使用，需要經過鍛造（壓碎F&Ci網）或相應的熱處理后才能使用。共晶白口鐵 在從液態(tài)緩慢冷卻到室溫的過程中，首先在1148C進行共晶轉變，液相全部凝固成為高溫萊氏體 Ld （共晶組織），在1148C到727C之間，萊氏體中的 奧氏體Y將按照 ES線的

18、變化趨勢析出二次滲碳體 FqCi ,而奧氏體在727C時的含碳量降到0.77%;此時, 奧氏體進行共析轉變，將全部轉變成珠光體P。經過共析轉變的萊氏體，稱為低溫萊氏體，用符號Ld'表示，以區(qū)別Ld。珠光體中的滲碳體叫做共析滲碳體，共晶組 織中的滲碳體叫做共晶滲碳體。亞共晶白口鐵冷卻過程中組織轉變與共晶白口鐵類似，只是在共晶轉變之前，液相中先結晶出奧氏體。到 達1148C時，剩余的液相成份為 4.3%C,再往下面，液 相的轉變就與共晶白口鐵一樣了。先結晶出來的奧氏體和共晶奧氏體一樣，在以后的冷卻過程中依次析出二次 滲碳體（難以明顯看出）和進行共析轉變。室溫下亞共 晶白口鐵的平衡組織為：P

19、+FeC +Ld'。過共晶白口鐵在從液態(tài)到室溫的冷卻過程中， 先從液相中結晶出來的是一次滲碳體FeCI，剩余的液相在1148C進行共晶轉變。因此，過共晶白口鐵的室溫組織 為：Fe3C+Ld'。碳對鋼性能的影響碳鋼的組成相只有鐵素體和滲碳體兩種，組織組成物有先共析鐵素體、珠光體和二次滲 碳體三種。由于鐵素體硬度低、塑性好，滲碳體硬度非 常高、塑性為0;所以，由鐵素體和滲碳體均勻混合的 珠光體具有良好的綜合性能，即具有良好的強度和硬度同時也具有較好地塑性和韌性。對于亞共析鋼，隨著含 碳量的增加，珠光體的相對量提高，鋼的強度、硬度增 高，塑性、韌性下降。對于過共析鋼，隨著含碳量的增

20、加，二次滲碳體數量增加，并且形成網狀結構，不僅造 成鋼的塑性、韌性下降，同時也使強度下降；只有硬度 增高。單晶體金屬塑性變形單晶體塑性變形有“滑移”和“孿生”等不同方式，大 多數情況以滑移方式發(fā)生。正應力只能引起晶格的彈性 伸長，或進一步把晶體拉斷，切應力可使晶格在發(fā)生彈 性歪扭之后，進一步造成滑移。通過大量的晶面滑移， 最終使試樣拉長變細。滑移：晶體的一部分相對于另一部分沿一定晶面發(fā)生相 對的滑動?；谱冃我c：（1）滑移只能在切應力的作用下發(fā)生（2）滑移常沿晶體中原子密度最大的晶面和晶向發(fā)生。 這是因為只有在最密晶面（滑移面）之間的面間距及最 密晶向（滑移方向）之間的原子間距才最大，因而原

21、子 結合力最弱，所以在最小的切應力下使能引起它們之間 的相對滑動。（3）滑移時晶體的一部分相對于另一部分沿滑移方向 位移的距離為原子間距的整數倍，滑移的結果會在晶體 的表面上造成臺階。（4）滑移的同時必然伴有晶體的轉動，沿外力方向。 滑移系：滑移面數與滑移方向數的乘積?；葡翟酱?， 金屬滑移的可能性越大，即金屬塑性越好。孿生：當晶體在切應力的作用下發(fā)生孿生變形時，晶體 的一部分沿一定的晶面（孿生面）和一定的晶向（孿生 方向）相對于另一部分晶體作均勻地切變，在切變區(qū)域 內，與孿生面平行的每層原子的切變量與它距孿生面的 距離成正比，并且不是原子間距的整數倍。這種切變不 會改變晶體的點陣類型，但可使

22、變形部分的位向發(fā)生變 化,并與未變形部分的晶體以孿晶界為分界面構成了鏡 面對稱的位向關系。通常把對稱的兩部分晶體稱為孿 晶，而將形成孿晶的過程稱為孿生?；婆c孿生的異同：孿生是原子的相對切變距離小于孿 生方向上一個原子間距。孿生也是通過位錯運動來實現 的。但產生孿生的位錯的柏氏矢量小于一個原子間距。 孿生對塑性變形的貢獻比滑移小得多。大多數bcc金屬的孿生臨界切應力大于滑移臨界切應力，所以滑移先于孿生進行；fcc金屬的孿生臨界切應力遠大于滑移臨界 切應力，所以一般不發(fā)生孿生變形。固溶強化：由于固溶體中存在著溶質原子，使得合金的 強度和硬度升高，而塑性、韌性下降，這種現象稱為固 溶強化。加工硬化

23、：在塑性變形過程中，隨著金屬內部組織的變 化，金屬的力學性能也將產生明顯的變化，即隨著變形 程度的增加，金屬的強度、硬度增加，而塑性、韌性下 降，這一現象稱為加工硬化或形變強化。細晶強化：通過在均勻材料中加入硬質顆粒，使晶粒內 運動的位錯在晶界處其運動被阻，使材料的強度、硬度 增加，這一現象稱為細晶強化彌散強化：在母體金屬中形成析出物（碳化物、氮化物、 金屬間化合物等），析出物具有阻礙位錯運動的作用， 在母相呈微細彌散分布狀態(tài)，能提高強度，這一現象稱 為彌散強化。冷加工纖維組織是純金屬和單相合金在冷塑性變形時和變形度很大的條件下，各晶粒伸長成纖維狀形成的 組織。熱加工纖維組織：在熱加工過程中，

24、鑄錠中的粗大枝晶 和各種夾雜物都要沿變形方向伸長，這樣就使枝晶間富 集的雜質和非金屬夾雜物的走向逐漸與變形方向一致， 一些脆性雜質破碎成鏈狀，塑性的夾雜物變成條帶狀、 線狀或片層狀，在宏觀試樣上沿著變形方向變成一條條 細線，這就是熱加工鋼中的流線。由一條條流線勾劃出 來的組織，叫做熱加工纖維組織。形變織構與單晶體一樣，多晶體在塑性變形時也伴隨 著晶體的轉動過程，故當形變量很大時，多晶體中原為 任意取向的各個晶粒會逐漸調整其取向而彼此趨于一 致，這一現象稱為晶粒的擇尤取向，這種由于金屬塑性 變形使晶粒具有擇尤取向的組織叫做形變織構。同一種材料隨加工方式不同，可能出現不同類型的織 構：（1）絲織構

25、 在拉拔時形成，各晶粒的某一晶向平行 或近似平行于拉拔方向，（2）板織構在軋制時形成，各晶粒某一晶面平行于 軋制方向，而某一晶向平行于軋制方向。回復：即在加熱溫度較低時，僅因金屬中的一些點缺陷和位錯遷移而所引起的某些晶內的變化。晶粒大小和形狀無明顯變化?；貜偷哪康氖窍蟛糠稚踔寥康?一類內應力和一部分第二類和第三類內應力。多邊形化：冷變形金屬加熱時，原來處于滑移面上的位 錯，通過滑移和攀移，形成與滑移面垂直的亞晶界的過 程。多邊形化的驅動力來自彈性應變能的降低。多邊形 化降低了系統(tǒng)的應變能。再結晶：冷變形后的金屬加熱到一定溫度或保溫足夠時 間后，在原來的變形組織中產生了無畸變的新晶粒，位

26、錯密度顯著降低，性能也發(fā)生顯著變化，并恢復到冷變 形前的水平，這個過程稱為再結晶。再結晶不是相變。再結晶的目的是釋放儲存能， 使新的無畸變的等軸晶粒 形成并長大，使之在熱力學上變得更為穩(wěn)定。動態(tài)回復與再結晶：在再結晶溫度以上進行熱加工時， 在塑性變形過程中發(fā)生的， 而不是在變形停止后發(fā)生的 回復與再結晶?；貜秃驮俳Y晶的驅動力：金屬處于熱力學不穩(wěn)定狀態(tài)， 有發(fā)生變化以降低能量的趨勢， 預先冷變形所產生的儲 存能的降低是回復和再結晶的驅動力。再結晶形核機制：亞晶長大形核機制、晶界凸出形核機 制。再結晶溫度：經過嚴重冷變形（變形度在 70%以上）的 金屬，在約1h的保溫時間內能夠完成再結晶（95%轉

27、 變量）的溫度。擴散機制：空位擴散機制、間隙擴散機制固態(tài)金屬擴散條件：擴散要有驅動力、擴散原子要固溶、 溫度要足夠高、時間要足夠長。下坡擴散：沿著濃度降低的方向進行的擴散，使?jié)舛融?于均勻化。如鑄錠（件）的均勻化退火、滲碳等過程。上坡擴散：沿著濃度升高的方向進行的擴散，使?jié)舛劝l(fā) 生兩極分化。例如奧氏體向珠光體轉變。反應擴散：通過擴散使固溶體的溶質組元濃度超過固溶 體濃度極限而形成新相的過程稱為反應擴散或相變擴 散。反應擴散所形成的新相，既可以是新的固溶體，也 可以是各種化合物。擴散驅動力：擴散的驅動力不是濃度梯度，而是化學位 梯度。此外，在溫度梯度、應力梯度、表面自由能差以 及電場和磁場的作用

28、下，也可以引起擴散。擴散激活能：固態(tài)擴散是原子熱激活的過程，固態(tài)原子 從原來的平衡位置躍遷到相鄰的平衡位置所必需的能 量稱為擴散激活能。影響擴散的因素：溫度、鍵能和晶體結構、固溶體類型、 晶體缺陷、化學成分。菲克第一、二定律如果擴散系數與濃度 C距離x無關，則第二定律可以寫為共析鋼的加熱轉變從鐵碳相圖中看到，鋼加熱到727C （狀態(tài)圖的PSK線, 又稱A1溫度）以上的溫度，珠光體轉變?yōu)閵W氏體。這 個加熱速度十分緩慢，實際熱處理的加熱速度均高于這 個緩慢加熱速度，實際珠光體轉變?yōu)閵W氏體的溫度高于 A1,定義實際轉變溫度為 Ac1。Ac1高于A1，表明出現 熱滯后，加熱速度愈快，Ac1愈高，同時完

29、成珠光體向 奧氏體轉變的時間亦愈短。共析碳鋼（含0.77%C加熱前為珠光體組織，一般為鐵 素體相與滲碳體相相間排列的層片狀組織， 加熱過程中 奧氏體轉變過程可分為四步進行第一階段：奧氏體晶核的形成。由Fe-Fe3C狀態(tài)圖知：在A1溫度鐵素體含約 0.0218%C滲碳體含6.69%C,奧 氏體含0.77%Co在珠光體轉變?yōu)閵W氏體過程中，原鐵素 體由體心立方晶格改組為奧氏體的面心立方晶格，原滲碳體由復雜斜方晶格轉變?yōu)槊嫘牧⒎骄Ц瘛Ｋ?，鋼?加熱轉變既有碳原子的擴散，也有晶體結構的變化?；?于能量與成分條件，奧氏體晶核在珠光體的鐵素體與滲 碳體兩相交界處產生，這兩相交界面越多，奧氏體晶核 越多。第

30、二階段：奧氏體的長大。奧氏體晶核形成后，它的一 側與滲碳體相接，另一側與鐵素體相接。隨著鐵素體的 轉變（鐵素體區(qū)域的縮?。?，以及滲碳體的溶解（滲碳 體區(qū)域縮?。瑠W氏體不斷向其兩側的原鐵素體區(qū)域及 滲碳體區(qū)域擴展長大，直至鐵素體完全消失，奧氏體彼 此相遇，形成一個個的奧氏體晶粒。第三階段：殘余滲碳體的溶解。由于鐵素體轉變?yōu)閵W氏 體速度遠高于滲碳體的溶解速度，在鐵素體完全轉變之 后尚有不少未溶解的“殘余滲碳體”存在，還需一定時 間保溫，讓滲碳體全部溶解。第四階段：奧氏體成分的均勻化。即使?jié)B碳體全部溶解， 奧氏體內的成分仍不均勻，在原鐵素體區(qū)域形成的奧氏 體含碳量偏低，在原滲碳體區(qū)域形成的奧氏體含

31、碳量偏 高，還需保溫足夠時間，讓碳原子充分擴散，奧氏體成 分才可能均勻。珠光體轉變?yōu)閵W氏體并使奧氏體成分均勻必須有兩個 必要而充分條件：一是溫度條件，要在Ac1以上加熱，二是時間條件，要求在 Ac1以上溫度保持足夠時間。在 一定加熱速度條件下，超過 Ac1的溫度越高，奧氏體的 形成與成分均勻化需要的時間愈短；在一定的溫度（高 于Ac1）條件下，保溫時間越長，奧氏體成分越均勻。 還要看到奧氏體晶粒由小尺寸變?yōu)榇蟪叽缡且粋€自發(fā) 過程，在Ac1以上的一定加熱溫度下，過長的保溫時間 會導致奧氏體晶粒的合并，尺寸變大。相對之下，相同 時間加熱，高的加熱溫度導致奧氏體晶粒尺寸的增大傾 向明顯大于低的加熱溫

32、度的奧氏體晶粒長大傾向。奧氏體晶粒尺寸過大（或過粗）往往導致熱處理后鋼的強度 降低，工程上往往希望得到細小而成分均勻的奧氏體晶 粒，為此可以采用：途徑之一是在保證奧氏成分均勻情 況下選擇盡量低的奧氏體化溫度；途徑之二是快速加熱 到較高的溫度經短暫保溫使形成的奧氏體來不及長大 而冷卻得到細小的晶粒。晶粒度：工程上把奧氏體晶粒尺寸大小定義為晶粒度， 并分為8級，其中14級為粗晶粒，5級以上為細晶粒， 超過8級為超細晶粒。影響奧氏體晶粒大小的因素：加熱溫度和保溫時間、加 熱速度、鋼的化學成分、鋼的原始組織。鋼在冷卻時的轉變：鋼在奧氏體化后的兩種冷卻方式： 等溫冷卻方式、連續(xù)冷卻方式珠光體轉變及其組織

33、在溫度A1以下至550C左右的溫度范圍內，過冷奧氏體 轉變產物是珠光體，即形成鐵素體與滲碳體兩相組成的 相間排列的層片狀的機械混和物組織。在珠光體轉變中，由A1以下溫度依次降到鼻尖的 550C 左右，層片狀組織的片間距離依次減小。根據片層的厚 薄不同，這類組織又可細分為三種。第一種是珠光體，其形成溫度為A1650C,片層較厚， 一般在500倍的光學顯微鏡下即可分辨。用符號“ P' 表示。第二種是索氏體，其形成溫度為650C600C,片層較 薄，一般在8001000倍光學顯微鏡下才可分辨。用符 號“ S"表示。第三種是屈氏體，其形成溫度為600 C550 C,片層極 薄，只有在

34、電子顯微鏡下才能分辨。用符號“ T'表示。 實際上，這三種組織都是珠光體，其差別只是珠光體組 織的“片間距”大小，形成溫度越低，片間距越小。這 個“片間距”越小，組織的硬度越高，屈氏體的硬度高 于索氏體，遠高于粗珠光體。珠光體轉變過程奧氏體轉變?yōu)橹楣怏w的過程也是形核和長大的過程。當奧氏體過冷到 A1以下時，首先在奧氏體晶界上產生滲 碳體晶核，通過原子擴散，滲碳體依靠其周圍奧氏體不 斷地供應碳原子而長大。同時，由于滲碳體周圍奧氏體 含碳量不斷降低，從而為鐵素體形核創(chuàng)造了條件，使這 部分奧氏體轉變?yōu)殍F素體。由于鐵素體溶碳能力低（0.0218%C）,所以又將過剩的碳排擠到相鄰的奧氏體 中，使

35、相鄰奧氏體含碳量增高，這又為產生新的滲碳體 創(chuàng)造了條件。如此反復進行，奧氏體最終全部轉變?yōu)殍F 素體和滲碳體片層相間的珠光體組織。珠光體轉變是一種擴散型轉變，即鐵原子和碳原子均進 行擴散。貝氏體轉變及其組織過冷奧氏體在550CMs （馬氏體轉變開始溫度）的轉 變稱為中溫轉變，其轉變產物為貝氏體型，所以也叫貝 氏體轉變。貝氏體用符號“ B”表示，它仍是由鐵素體 與滲碳體組成的機械混和物，但其形貌與滲碳體的分布 與珠光體型不同，硬度也比珠光體型的高。根據貝氏體的組織形態(tài)和形成溫度區(qū)間的不同又可將其 劃分為上貝氏體（B上）與下貝氏體（B下）。上貝氏體 的形成溫度為550C350C,它的硬度比同樣成份的

36、下 貝氏體低，韌性也比下貝氏體差，所以上貝氏體的機械 性能很差，脆性很大，強度很低，基本上沒有實用價值。 下貝氏體的形成溫度為350 CMs它有較高的強度和 硬度，還有良好的塑性和韌性，具有較優(yōu)良的綜合機械 性能，是生產上常用的組織。獲得下貝氏體組織是強化 鋼材的途徑之一。貝氏體的轉變過程在中溫區(qū)發(fā)生奧氏體轉變時，由于溫度較低，鐵原子擴 散困難，只能以共格切變的方式來完成原子的遷移，而 碳原子則有一定的擴散能力，可以通過短程擴散來完成 原子遷移，所以貝氏體轉變屬于半擴散型相變。在貝氏 體轉變中，存在著兩個過程，一是鐵原子的共格切變， 二是碳原子的短程擴散。當溫度較高（550C350C ）時，條

37、狀或片狀鐵素體從 奧氏體晶界開始向晶內以同樣方向平行生長。隨著鐵素體的伸長和變寬，其中的碳原子向條間的奧氏體中富 集，最后在鐵素體條之間析出滲碳體短棒，奧氏體消失， 形成上貝氏體。當溫度較低（350CMs）時，碳原子擴散能力低，鐵 素體在奧氏體的晶界或晶內的某些晶面上長成針狀。盡管最初形成的鐵素體固溶碳原子較多，但碳原子不能長 程遷移，因而不能逾越鐵素體片的范圍，只能在鐵素體 內一定的晶面上以斷續(xù)碳化物小片的形式析出，從而形成下貝氏體。馬氏體轉變及其組織馬氏體組織及其性能特點過冷奧氏體在馬氏體開始形成溫度 Ms以下轉變?yōu)轳R氏 體，這個轉變持續(xù)至馬氏體形成終了溫度Mf。在Mf以下，過冷奧氏體停止

38、轉變。除 Al、Co元素外，溶解到 奧氏體中的元素均使 Ms Mf下降。碳含量增多，Ms、 Mf點降低。經冷卻后未轉變的奧氏體保留在鋼中，稱為殘余奧氏體。在Ms與Mf溫度之間過冷奧氏體與馬氏體 共存。在Ms溫度以下，轉變溫度越低，殘余奧氏體量 越少。隨奧氏體中含碳量的增加 Ms和Mf均會降低，可 見在同樣的冷卻速度下（或冷卻介質中），奧氏體中含碳量越高，馬氏體中的殘余奧氏體就越多。馬氏體形成的溫度也是碳原子難以擴散的溫度，它是由過冷奧氏體按無擴散型轉變機制的轉變產物，馬氏體與過冷奧氏體含碳量相等，晶格同于鐵素體體心立方。體 心立方晶格的鐵素體在室溫含約 0.008%C,對共析鋼馬 氏體的晶格內

39、含約0.77%C,為此導致體心立方晶格畸變 為體心正方晶格，因此馬氏體是含過飽和碳的固溶體， 是單一的相，同高溫、中溫轉變產物有本質區(qū)別。馬氏體的形貌常有針狀及板條狀兩種，前一種一般出現 在高碳鋼中，后一種一般出現在低碳鋼中?！搬槨被颉皸l” 的粗細主要取決于奧氏體晶粒的尺寸大小， 奧氏體晶粒 越大，“針”或“條”越粗。馬氏體的硬度主要取決于其中含碳量，含碳量越高，馬 氏體硬度越高。實際淬火鋼硬度取決于馬氏體，殘余奧 氏體，以及其它不轉變物（鐵素體或二次滲碳體）的含 量。馬氏體轉變的特點馬氏體轉變同樣是一個形核和長大的過程。 它的主要特 點是：（1）無擴散性；（2）有共格位向關系；（3）在不 斷

40、降溫的過程中形成；（4）高速長大；（5）馬氏體轉變 的不完全性。鋼的回火回火一般是緊接淬火以后的熱處理工藝，回火是淬火后再將工件加熱到Ac1溫度以下某一溫度，保溫后再冷卻 到室溫的一種熱處理工藝。淬火后的鋼鐵工件處于高的內應力狀態(tài)，不能直接使用，必須即時回火， 否則會有工件斷裂的危險。淬火后回火目的在于降低或 消除內應力，以防止工件開裂和變形；減少或消除殘余 奧氏體，以穩(wěn)定工件尺寸；調整工件的內部組織和性能， 以滿足工件的使用要求。鋼在回火時的轉變共析鋼在淬火后得到的馬氏體和殘余奧氏體組織是不 穩(wěn)定的，存在著向穩(wěn)定組織轉變的自發(fā)傾向。回火加熱 可加速這種自發(fā)轉變過程。根據轉變發(fā)生的過程和形成

41、的組織，回火可分為四個階段： 第一階段（200C以下）：馬氏體分解。第二階段（200C300C）:殘余奧氏體分解。第三階段（250C400C）：碳化物的轉變。第四階段（400 C以上）：滲碳體的聚集長大與a相的再 結晶?；鼗鸫嘈噪S著回火溫度的升高，鋼的沖擊韌性發(fā)生變化。在 250C350 C和500 C650 C鋼的沖擊韌性 明顯下降，這種脆化現象稱為回火脆性（1）低溫回火脆性淬火鋼在250C3500C范圍內回火時出現的脆性叫做 低溫回火脆性，也叫第一類回火脆性。幾乎所有的鋼都 存在這類脆性。這是一種不可逆回火脆性，目前尚無有 效辦法完全消除這類回火脆性。所以一般都不在 250 C350 C這

42、個溫度范圍內回火。（2）高溫回火脆性淬火鋼在500C650C范圍內回火時出現的脆性稱為 高溫回火脆性，也稱為第二類回火脆性。這種脆性主要 發(fā)生在含Cr、Ni、Si、Mn等合金元素的結構鋼中。這 種脆性與加熱、冷卻條件有關。加熱至600 C以上后，以緩慢的冷卻速度通過脆化溫度區(qū)時，出現脆性；快速 通過脆化區(qū)時，則不出現脆性。此類回火脆性是可逆的， 在出現第二類回火脆性后，重新加熱至600C以上快冷， 可消除脆性。鋼的淬火將亞共析鋼加熱到 Ac3以上，共析鋼與過共析鋼加熱到Ac1以上（低于Accm）的溫度，保溫后以 大于Vk的速度快速冷卻，使奧氏體轉變?yōu)轳R氏體的熱 處理工藝叫淬火。馬氏體強化是鋼的

43、主要強化手段，因 此淬火的目的就是為了獲得馬氏體，提高鋼的機械性 能。淬火是鋼的最重要的熱處理工藝，也是熱處理中應 用最廣的工藝之一。淬火溫度的確定淬火溫度即鋼的奧氏體化溫度，是淬火的主要工藝參數 之一。選擇淬火溫度的原則是獲得均勻細小的奧氏體組 織。亞共析鋼的淬火溫度一般為 Ac3以上30C50C, 淬火后獲得均勻細小的馬氏體組織。如果溫度過高，會 因為奧氏體晶粒粗大而得到粗大的馬氏體組織，使鋼的機械性能惡化，特別是使塑性和韌性降低；如果淬火溫 度低于Ac3，淬火組織中會保留未溶鐵素體，使鋼的強 度硬度下降。加熱時間的確定加熱時間由升溫時間和保溫時間組成。由零件入爐溫度升至淬火溫度所需的時間

44、為升溫時間，并以此作為保溫 時間的開始。保溫時間是指零件燒透及完成奧氏體化過 程所需要的時間。加熱時間通常根據經驗公式估算或通 過實驗確定。生產中往往要通過實驗確定合理的加熱及 保溫時間，以保證工件質量。淬火冷卻介質的確定淬火過程是冷卻非?？斓倪^程。為了得到馬氏體組織， 淬火冷卻速度必須大于臨界冷卻速度Vk。但是，冷卻速度快必然產生很大的淬火內應力，這往往會引起工件變形。淬火的目的是得到馬氏體組織，同時又要避免產生變形 和開裂。對于理想的淬火冷卻曲線，只要在“鼻尖”溫度附近快 冷，使冷卻曲線躲過“鼻尖”，不碰上C曲線，就能得 到馬氏體。也就是說，在“鼻尖”溫度以上，在保證不 出現珠光體類型組織

45、的前提下，可以盡量緩冷；在“鼻 尖”溫度附近則必須快冷，以躲開“鼻尖”，保證不產生非馬氏體相變；而在 Ms點附近又可以緩冷，以減輕 馬氏體轉變時的相變應力。但是到目前為止，還找不到 完全理想的淬火冷卻介質。常用的淬火冷卻介質是水、鹽或堿的水溶液和各種礦物油、植物油。淬火方法選擇適當的淬火方法同選用淬火介質一樣， 可以保證在 獲得所要求的淬火組織和性能條件下，盡量減小淬火應 力，減少工件變形和開裂傾向。（1 ）單液淬火 它是將奧氏體狀態(tài)的工件放入一種淬 火介質中一直冷卻到室溫的淬火方法。這種方法操作簡 單，容易實現機械化，適用于形狀簡單的碳鋼和合金鋼 工件。（2 ）雙液淬火 它是先將奧氏體狀態(tài)的

46、工件在冷卻能 力強的淬火介質中冷卻至接近 Ms點溫度時，再立即轉 入冷卻能力較弱的淬火介質中冷卻，直至完成馬氏體轉變。（3 ）分級淬火 它是將奧氏體狀態(tài)的工件首先淬入略 高于鋼的Ms點的鹽浴或堿浴爐中保溫，當工件內外溫 度均勻后，再從浴爐中取出空冷至室溫，完成馬氏體轉 變（見圖6-16曲線3）。（4 ）等溫淬火它是將奧氏體化后的工件在稍高于Ms溫度的鹽浴或堿浴中冷卻并保溫足夠時間，從而獲得下組織名稱形威謐度顯徽組織特徽破度HRC其它上貝氏韓察索炫呈平喬扁平狀細步港碳住條師 續(xù)分布在鐵素體之間，在光學顯徽誰下呈暗 灰色羽韋伏特徴.4045韌性差2羽40兀鐵素體呈怦葉伏1細水義化物呈專狀分 布在鐵

47、素俸中，在光學顯徽貶下呈黑色針葉45策韌性較好共祈鋼中溫特變產恂的超稱場特征貝氏體組織的淬火方法。鋼的淬透性（1） 淬透性的概念鋼的淬透性是指奧氏體化后的鋼 在淬火時獲得淬硬層（也稱為淬透層）深度的能力，其 大小用鋼在一定條件下淬火獲得的淬硬層深度來表示。（2） 影響淬透性的因素影響淬透性的主要因素是化 學成分，除Co以外，所有溶于奧氏體中的合金元素都 提高淬透性。另外，奧氏體的均勻性、晶粒大小及是否 存在第二相等因素都會影響淬透性。（3） 淬透性的測定及其表示方法淬透性的測定方法很多，目前應用得最廣泛的是“末端淬火法”，簡稱端淬試驗。試驗時，先將標準試樣加熱至奧氏體化溫度， 停留3040mi

48、n，然后迅速放在端淬試驗臺上噴水冷卻。 鋼的淬硬性：表示鋼淬火時的硬化能力，用淬成的馬氏體可能得到的最高硬度表示。它主要取決于馬氏體中的 含碳量。含碳量越高，淬硬性越高。鋼的分類一、按化學成分分類按鋼材的化學成分可分為碳素鋼和合金鋼兩大類。碳素鋼按含碳量多少可分為低碳鋼（C%； 0.25%）、中碳 鋼（C%=0.25%0.60%）和高碳鋼（C%0.6% 三類。合金鋼按合金元素的含量又可分為低合金鋼 （合金元素 總量5%、中合金鋼（合金元素總量為510%和高合 金鋼（合金元素總量10%三類。合金鋼按合金元素的種類可分為錳鋼、鉻鋼、硼鋼、鉻 鎳鋼、硅錳鋼等。二、按冶金質量分類按鋼中所含有害雜質硫、

49、磷的多少，可分為普通鋼（S% 0.055%，P% 0.045%）、優(yōu)質鋼（S% P% 0.040%） 和高級優(yōu)質鋼（S%« 0.030%，P%c 0.035%）三類。此外，按冶煉時脫氧程度，可將鋼分為沸騰鋼（脫氧不 完全）、鎮(zhèn)靜鋼（脫氧較完全）和半鎮(zhèn)靜鋼三類。三、按用途分類按鋼的用途可分為結構鋼、工具鋼、特殊鋼三大類。 結構鋼又分為工程構件用鋼和機器零件用鋼兩部分。工程構件用鋼包括建筑工程用鋼、橋梁工程用鋼、船舶工 程用鋼、車輛工程用鋼。機器用鋼包括調質鋼、彈簧鋼、 滾動軸承鋼、滲碳和滲氮鋼、耐磨鋼等。這類鋼一般屬 于低、中碳鋼和低、中合金鋼。工具鋼分為刃具鋼、量具鋼、模具鋼。主要用

50、于制造各 種刃具、模具和量具，這類鋼一般屬于高碳、高合金鋼。 特殊性能鋼分為不銹鋼、耐熱鋼等。這類鋼主要用于各 種特殊要求的場合，如化學工業(yè)用的不銹耐酸鋼、核電 站用的耐熱鋼等。四、按金相組織分類按鋼退火態(tài)的金相組織可分為亞共析鋼、共析鋼、過共 析鋼三種。按鋼正火態(tài)的金相組織可分為珠光體鋼、貝氏體鋼、馬 氏體鋼、奧氏體鋼等四種。在給鋼的產品命名時，往往把成分、質量和用途幾種分 類方法結合起來。如碳素結構鋼、優(yōu)質碳素結構鋼、碳 素工具鋼、高級優(yōu)質碳素工具鋼、合金結構鋼、合金工 具鋼、高速工具鋼等合金元素在鋼中的作用合金元素在鋼中可以兩種形式存在：一是溶解于碳鋼原 有的相中，另一種是形成某些碳鋼中

51、所沒有的新相。在 一般的合金化理論中，按與碳親合力的大小，可將合金 元素分為碳化物形成元素與非碳化物形成元素兩大類。 常用的合金元素有以下幾種：非碳化物形成元素：Ni、Co Cu、Si、Al、N、B; 碳化物形成元素： Mn Cr、Mo W V、Ti、Nb、Zr。 此外，還有稀土元素，一般用符號Re表示。合金元素對鋼中基本相的影響鋼的編號鋼 種分類編號原則鋼種舉 例常用熱 處理應用 舉例碳鋼普通碳鋼Q表示屈服點的 字母，用最低屈 服強度數值表示Q235A/鋼筋優(yōu)質碳鋼優(yōu)質 碳素 結構 鋼兩位數字代表含 碳量的萬分數45調質或 正火小軸（優(yōu) 質） 碳素 工具鋼T表示碳素工具 鋼，數字代表含 碳量

52、的千分數T13淬火后 低溫回 火銼刀鑄 鐵灰口鑄鐵HT表示灰口鑄 鐵，數字表示最 小抗拉強度HT150/端蓋球墨鑄鐵QT表示球墨鑄 鐵，第一組數字 表示最小抗拉強 度，第二組數字 表示最低延伸率QT600-3調質曲軸蠕墨鑄鐵RuT表示蠕墨鑄 鐵，數字表示最 低抗拉強度RuT420/可鍛鑄鐵KT表示可鍛鑄 鐵，第一組數字 表示最低抗拉強 度，第二組數字 表示最低延伸率KTH35006/橋梁合金鋼合金結構鋼低合 金結 構鋼數字表示含碳量 的萬分數，化學 元素符號表示主16Mn/橋梁滲碳 鋼20Cr滲碳后 淬火、低 溫回火活塞 銷調質 鋼加兀素，后面的 數字表示所加元素的百分數40 Cr調質進氣 閥

53、彈簧 鋼55Si2Mr淬火后 中溫回 火汽車 板簧滾動 軸承 鋼G表示滾動軸承 鋼，數字表示含 碳量的千分數GCr15淬火后 低溫回 火軸承 內圈易切 削結 構鋼Y表示易切削結 構鋼，數字表示 含碳量的萬分數Y30調質切削 加工 生產 線合金工具鋼刃具 鋼數字表示含碳量 的千分數，化學 元素符號表示主 加元素，后面的 數字表示所加元 素的百分數9SiCr淬火后 低溫回 火絲錐碳含量0.71.4%，主加 碳化物形成元素W Cr、V MoW18Cr4高溫淬 /火后三 次回火銃刀模具 鋼數字表示含碳量 的千分數，化學 元素符號表示主 加元素，后面的 數字表示所加元 素的百分數Cr12整體調 質，表面

54、 氫化冷沖 模5CrMnM淬火后3多次回 火熱鍛 模特 殊 性 能 鋼不銹 鋼1Cr18Ni9Ti固溶處 理醫(yī)療 器械耐熱 鋼1Cr11M(V調質鍋爐 吊鉤耐磨 鋼ZGMn13水韌處 理挖掘 機的 鏟斗晶體缺陷包括：1.點缺陷：空位間隙原子造成的晶格畸 變比空位嚴重。2.線缺陷：位錯：刃型位錯，螺旋型位 錯。面缺陷：晶界和亞晶界。刃型位錯：1.有一額外半原子面。2.位錯線具有一定寬 度的細大晶格畸變管道。即有正應變和切應變。3.位錯線與滑移方向相垂直，位錯運動方向與滑移方向平行。 螺旋型位錯：1.沒有額外半原子面。2.螺旋形位錯是一個具有一定寬度的細大晶格畸變管道。只有切應變。3.位錯線與滑移

55、方向平行，位錯運動方向與位錯線垂直?；疲壕w中一部分相對于另一部分晶體沿一定的滑移 面和滑移方向所做的切變過程?；葡担阂粋€滑移面和該面上的一個滑移方向合起來組 成的。加工硬化：金屬隨著變形量的增加強度硬度升高，塑性 韌性降低的現象。細晶強化：用細化晶粒增加晶界，提高金屬強度的方法。 作用：提高材料的強度，改善材料的塑性和韌性。固溶強化：由于固溶體中存在著溶質原子，使得合金的 強度硬度提高而塑性韌性有所下降的現象。機制：1.在固溶體中溶質與溶劑原子半徑差所引起的彈性畸變，與位錯之間產生的彈性交互作用，對在滑移面上運動著的 位錯，有阻礙作用。2.在位錯線上偏聚的溶質原子對位 錯的釘扎作用。彌散

56、強化：借助粉末冶金的方法，將第二相粒子加入基 體面，起強化作用；當過飽和固溶體進行過時效處理時， 可以得到與基體非共格的析出相，此時位錯也是以繞過 機制通過障礙。形變織構：由于金屬塑性變形，使晶粒具有擇優(yōu)取向的 組織。偽共晶：在不平衡結晶條件下，成分在共晶點附近的亞 共晶或過共晶合金，也可能得到全部共晶組織。這種非 共晶成分的合金所得到的共晶組織。離異共晶：在先共晶相數量較多，而共晶組織甚少的情 況下，有時共晶組織中，與先共晶相同的那一相會依附 與先共晶相上先長，剩下的另一相則單獨存在于晶界 處，從而使共晶組織的特征消失，這種兩相分離的共晶 組織稱為離異共晶。熱加工：指在再結晶溫度以上的加工過程。冷加工：指在再結晶溫度以下的加工過程。動態(tài)再結晶：在熱加工過程中，邊加工邊發(fā)生在金屬內部同時的回復再結晶。特點：1.在穩(wěn)態(tài)，晶粒成等軸狀，包括被位錯糾纏所分 割的亞