金屬學與熱處理

1、第一章金屬 ：具有正的電阻溫度系數(shù)的物質，其電阻隨溫度升高而增加。金屬鍵：由自由電子及排列成晶格狀的金屬離子之間的靜電吸引力組合而成。晶體：原子在三維空間作有規(guī)則的周期性排列的物質。各向異性：不同方向測量其性能時，表現(xiàn)出或大或小的差異?？臻g點陣：由陣點有規(guī)則地周期性重復排列所形成的三維空間陣列。晶胞：從晶格中選取一個能完全反映晶格特征的最小幾何單元，來分析原子排列的規(guī)律性，這個最小的幾何單元稱晶胞。晶格常數(shù)或點陣常數(shù)：晶胞的棱邊長度一般稱為晶格常數(shù)。配位數(shù)：晶體結構中與任一個原子最近鄰、等距離的原子數(shù)目。致密度：原子排列的緊密程度，可用原子所占體積與晶胞體積之比表示。晶面：在晶體中，由一系列原

2、子所組成的平面稱晶面。晶向：在晶體中，任意兩個原子之間連線所指的方向。晶向族：原子排列相同但空間位向不同的所有晶向稱晶向族。以<uvw>表示。多晶體：凡由兩顆以上晶粒所組成的晶體稱多晶體。多晶型轉變或同素異構轉變：當外部條件改變時，金屬內(nèi)部由一種晶體結構向另一種晶體機構轉變。晶體缺陷：在實際應用的金屬材料中，總不可避免地存在一些原子偏離規(guī)則排列的不完整性區(qū)域。晶體缺陷幾何特征：點缺陷 空位 間隙原子 置換原子 線缺陷 位錯 面缺陷 晶界、亞晶界 空位：在某一溫度瞬間，總有一些原子具有足夠高的能量，克服周圍原子的約束，脫離原來的平衡位置遷移到別處，于是在原位置上出現(xiàn)空結點?？瘴皇且环N

3、熱平衡缺陷，間隙原子也是一種熱平衡缺陷。位錯：晶體中某處有一列或若干列原子發(fā)生有規(guī)律的錯排牌現(xiàn)象。位錯分為刃型位錯和螺型位錯。刃型位錯有正負之分，若額外半原子面位于晶體的上半部，則此位錯線稱為正刃型位錯，反之，則稱為負刃型位錯。位錯可理解為晶體已滑移區(qū)和未滑移區(qū)的邊界。刃型位錯的重要特征： 1 刃型位錯有一額外半原子面。2 位錯線是一個具有一定寬度的細長晶格畸變管道，其中既有正應變，也有切應變。對于正刃型位錯，滑移面之上晶格受到正應力，滑移面之下受到拉應力。負刃型位錯與此相反。3 位錯線與晶體的滑移方向垂直，位錯運動方向垂直于位錯線。螺型位錯 通常用拇指代表螺旋前進方向，而其余四指代表螺旋的旋

4、轉方向，凡符合右手法則的稱為右螺型位錯，符合左手法則的稱為左螺型位錯。螺型位錯的重要特征：1 螺型位錯沒有額外半原子面。2 螺型位錯是一個具有一定寬度的細長晶格畸變管道，其中只有切應變，而無正應變。3 位錯線與晶體滑移方向平行，位錯線運動方向與位錯方向垂直。柏氏矢量：有一個量，用它不但能表示位錯的性質，而且可以表示晶格畸變的大小和方向，從而使人們在研究位錯時能夠擺脫位錯區(qū)域內(nèi)原子排列具體細節(jié)的約束，這個量叫柏氏矢量刃型位錯的柏氏矢量與位錯線相垂直，螺型位錯的柏氏矢量與位錯線平行。晶體滑移量的大小即柏氏矢量b，滑移方向即柏氏矢量方向。位錯密度：把單位體積中所包含的位錯線的總長度稱為位錯密度。晶界

5、：晶粒結構相同但位向不同的晶粒之間的界面位晶界。層錯：在實際晶體中，晶面堆垛順序發(fā)生局部差錯而產(chǎn)生的一種晶體缺陷。層錯能：把產(chǎn)生單位體面積層錯所需的能量稱為層錯能。內(nèi)吸附：由于晶界能的存在，當金屬中存在有能降低晶界能的異類原子時，這些原子就向晶界偏聚，這種現(xiàn)象稱為內(nèi)吸附。反內(nèi)吸附：凡是提高晶界能的原子，將會在晶粒內(nèi)部偏聚，稱為反內(nèi)吸附。第二章過冷度：金屬理論結晶溫度與實際結晶溫度之差稱為過冷度。相變潛熱：1mol物質從一個相轉變?yōu)榱硪粋€相時，伴隨著放出或吸收的熱量稱為相變潛熱。短程有序：在液體中的微小范圍，存在著緊密接觸規(guī)則排列的原子集團。長程有序：在晶體中大范圍內(nèi)的原子有序排列。結構起伏或相

6、起伏：不斷變化著的短程有序原子集團。均勻形核：若液相中各個區(qū)域出現(xiàn)新相晶核的幾率都是相同的，這種形核方式即為均勻形核。非均勻形核：新相優(yōu)先于出現(xiàn)于液相中的某些區(qū)域。過冷度越大，則臨界晶核半徑越小。形核功：形成臨界晶核時，體積自由能的下降只補償了表面能的2/3，還有1/3的表面能沒有得到補償，需要另外供給，需要對形核做功，這個功稱為形核功。能量起伏：微區(qū)域內(nèi)暫時偏離平衡能量的現(xiàn)象。過冷度、相起伏、能量起伏是形核的基礎。臨界形核功與過冷度的平方成成反比，過冷度越大，臨界形核功顯著降低，從而使結晶過程易于進行。形核率：單位時間單位體積液相中形成的晶核數(shù)目。形核率受兩個方面的控制：一方面，隨著過冷度的

7、增加，臨界形核半徑和形核功隨之減小，易于形核，形核率增加。另一方面，形核過程有遷移擴散過程，但是增加過冷度，就勢必降低原子的擴散能力，造成形核困難，形核率減少。有效形核溫度：在到達一定的過冷度之前，液態(tài)金屬中基本不形核，一旦到達臨界過冷度時，形核率急劇增加，相應的溫度稱為有效形核溫度。金屬玻璃：如果能使液態(tài)金屬急劇降溫，獲得極大過冷度，以至沒有形核就降溫到原子難以擴散的溫度，得到固體金屬，它的原子排列狀況與液態(tài)金屬相似，這種材料稱非晶態(tài)金屬，又稱金屬玻璃。金屬結晶形核的要點：1 液態(tài)金屬的結晶必須在過冷條件下進行，過冷度必須大于臨界過冷度，晶胚尺寸必須大于臨界晶核半徑rk，前者提供形核驅動力，

8、后者是形核的熱力學條件。2 rk值大小與晶核的表面能成正比，與過冷度成反比。過冷度越大，則rk值越小，形核率越大，但形核率有一極大值。如果表面能越大，形核所需的過冷度也應越大，凡是能降低表面能的辦法都能促進形核。3 均勻形核既需要結構起伏，也需要能量起伏。4 晶核形成過程是原子的擴散遷移過程，因此結晶必須在一定的溫度下進行。5 在工業(yè)生產(chǎn)中，液態(tài)金屬凝固總是以非均勻形核方式進行。光滑界面：從原子尺度看，界面是光滑平整的，液固兩相截然分開，界面上的固相原子都位于固相晶體結構所規(guī)定的位置，形成平整的原子平面，通常為固相的密排晶面。在光學顯微鏡下，光滑界面由曲折的若干小平面組成，所以又稱為小平面界面

9、。粗糙界面：從原子尺度觀察，這種界面高低不平，并存著幾個原子間厚度的過渡層。在過渡層中，液相與固相犬牙交錯分布，由于過渡層很薄，在光學顯微鏡下，這類界面是平直的，又稱非小平面界面。晶體長大機制：1 二維晶核長大機制 螺位錯長大機制 連續(xù)長大機制正溫度梯度：液相中的溫度隨至界面距離的增加而提高的溫度分布狀況。負溫度梯度：液相中的溫度隨至界面距離的增加而降低的溫度分布狀況。晶體長大的要點：1 具有粗糙界面的金屬，其長大機制為連續(xù)長大，長大速度大，所需過冷度小。 2 具有光滑界面的金屬化合物、半金屬或非金屬等，其長大機制可能有兩種方式，其一為二維晶核長大方式，其二為螺型位錯長大方式，它們的長大速度都

10、很慢，所需的過冷度較大。 3 晶體成長的界面形態(tài)與界面前沿的溫度梯度和界面的微觀結構有關。在正溫度梯度下長大時，光滑界面的一些小晶面互成一定角度，呈鋸齒狀，粗糙界面的形態(tài)為平行于Tm等溫面的平直界面，呈平面長大方式，在負溫度梯度下長大，一般金屬和半金屬的界面都呈樹枝狀，只有那些杰克遜因子值較高的物質仍然保持著光滑界面狀態(tài)。晶粒度：晶粒的大小稱為晶粒度，通常用晶粒的平均面積或平均直徑來表示。細化晶粒的方法：1 控制過冷度 形核率和長大速度都與過冷度有關，增大結晶時的過冷度，形核率和長大速度均隨之增加，但形核率的增長率大于長大速度的增長率。 增加過冷度的方法主要是提高液態(tài)金屬的冷卻速度。措施：1

11、采用金屬型或石墨型代替砂型，局部加冷鐵，采用水冷鑄型。2 降低澆注溫度和澆注速度，使鑄型溫度不至于升高太快，延長凝固時間，晶核數(shù)目增多，獲得細小晶粒。 2 變質處理 在澆注前往液態(tài)金屬中加入形核劑，促進形成大量的非均勻晶核來細化晶粒。 3 振動、攪拌 對即將凝固的金屬進行振動和攪拌，一方面，是輸入能量使晶核提前形成，另一方面，是使成長中的枝晶破碎，使晶核數(shù)目增加。鑄錠三晶區(qū)的形成：1 表層細晶區(qū) 當高溫的液態(tài)金屬被澆注到鑄型中時，液體金屬首先與鑄型的模壁接觸，一般來說，鑄型的溫度較低，產(chǎn)生很大的過冷度，形成大量晶核，再加上模壁的非均勻形核作用，在鑄錠表層形成一層厚度較薄，晶粒很細的等軸晶區(qū)。

12、2 柱狀晶區(qū) 表層晶區(qū)形成后，由于液態(tài)金屬的加熱及凝固時結晶潛熱的放出，使模壁的溫度逐漸升高，冷卻速度下降，結晶前沿過冷度減小，難以形成新的結晶核心，結晶只能通過已有晶體的繼續(xù)生長來進行，由于散熱方向垂直于模壁，因而晶體沿著與散熱相反的方向擇優(yōu)生長形成柱狀晶區(qū)。 3 中心等軸晶區(qū) 當柱狀晶區(qū)長大到一定程度，由于冷卻速度進一步下降及結晶潛熱的不斷放出，使結晶前沿的溫度梯度消失，導致柱狀晶長大停止，當心部全部冷卻到實際結晶溫度以下時，以雜質和被沖下的晶枝碎塊為結晶核心均勻長大，形成粗大的等軸晶區(qū)。從性能角度出發(fā)，外層細等軸晶區(qū)很薄，對鑄錠機械性能影響不大，柱狀晶粒由于彼此相妨礙，樹枝的分枝較少，結

13、晶后顯微縮孔少，組織致密，但是柱狀晶方向一致，使鑄件的性能有方向性，柱狀晶粒交界處容易聚集雜質而形成弱面，壓力加工則易沿脆弱面開裂，粗大等軸晶長大時彼此交叉，不存在脆弱面，但樹枝狀晶體發(fā)達，分枝較多，因而顯微縮孔多，結晶后組織不致密，但顯微縮孔一般均未氧化，鑄錠熱壓力加工時顯微縮孔一般可焊合。鑄錠組織的控制：1 鑄型的冷卻能力 鑄型及剛結晶的固體的導熱能力越大，越有利于柱狀晶的生成。常采用導熱性好與熱容量大的鑄型材料，增大鑄型的厚度及降低鑄型溫度，以增大柱狀晶區(qū)。 2 澆注溫度與澆注速度 柱狀晶的長度隨澆注溫度的提高而增加，當澆注溫度達到一定值時，可以獲得完全的柱狀晶區(qū)。這是由于澆注溫度或者澆

14、注速度的提高，均將使溫度梯度增大，因而有利于柱狀晶區(qū)的發(fā)展。 3 熔化溫度 熔化溫度越高，液態(tài)金屬的過熱度越大，非金屬夾雜物溶解得越多，非均勻形核數(shù)目減少，從而減少了柱狀晶前沿液體中形核的可能性，有利于柱狀晶的發(fā)展。定向凝固技術：通過單向散熱使整個鑄件獲得全部柱狀晶的技術稱為定向凝固技術。第三章相：合金中結構相同、成分和性能均一并以界面相互分開的組成部分。組織：一般系指用肉眼或在顯微鏡下所觀察到的材料內(nèi)部所具有的微觀組織特征和形貌圖像。固溶體：合金組元之間以不同比例相互混合后形成的固相，其晶體結構與組成合金的某一組元相同，這種相稱為固溶體。這種組元稱為溶劑，其他組員即為溶質。 對固溶度的影響因

15、數(shù)：1 原子尺寸因素 組元間的原子半徑r越接近，則固溶體的固溶度越大，r越大，固溶體固溶度越小，有利于大量固溶的原子尺寸條件是r不大于15%。 2 電負性因數(shù) 元素的電負性定義為元素的原子獲得或吸引電子的相對傾向。若兩元素在元素周期表中的位置相距越遠，電負性差值越大，則越不利于形成固溶體，而易于形成金屬化合物。若兩元素間的電負性差值越小，則形成的置換固溶體的固溶度越大。 3 電子濃度因素 合金的電子濃度是指合金晶體結構中的價電子總數(shù)與原子總數(shù)之比，溶質在溶劑中的固溶度受電子濃度的控制，固溶體的電子濃度有一極限值，超過此極限值，固溶體就不穩(wěn)定，要形成另外的新相。 4 晶體結構因素 溶質與溶劑的晶

16、體結構相同，是置換固溶體形成無限固溶體的必要條件。 有序固溶體、超點陣、超結構：具有短程有序的固溶體，當?shù)陀谀骋粶囟葧r，可能使溶質和溶劑原子在整個晶體中都按一定的順序排列起來，即有短程有序轉變?yōu)殚L程有序，這樣的固溶體稱為有序固溶體，或稱為超結構、超結構。固溶強化：在固溶體中，隨著溶質濃度的增加，固溶體的強度、硬度提高，而塑形、韌性有所下降，這種現(xiàn)象稱為固溶強化。電子化合物：由IB族或過渡族金屬元素與IIB、IIIA、IVA族金屬元素形成的金屬化合物，它不遵守原子價規(guī)律，而是按照一定電子濃度的比值形成的化合物。 間隙相、間隙化合物：根據(jù)非金屬元素（以X表示）與金屬元素（以M表示）的原子半徑的比值

17、，當rx/rm0.59時，形成具有簡單結構的化合物，稱為間隙相，當rx/rm0.59時，則形成具有復雜晶體結構的化合物，稱為間隙化合物。勻晶相圖：兩組元不但在液態(tài)無限互溶，而且在固態(tài)也無限互溶的二元合金系所形成的相圖，稱為勻晶相圖。在這類合金中，結晶時都是從液相結晶出單相的固溶體，這種結晶過程稱為勻晶轉變。Cu-Ni、Fe-Ni 異分結晶或選擇結晶：固溶體合金結晶時所結晶出的固相成分與液相的成分不同，這種結晶出的晶體與母相化學成分不同的結晶稱為異分結晶，或稱選擇結晶。同分結晶：純金屬結晶時，所結晶出的晶體與母相的化學成分完全一樣，稱為同分結晶。不平衡結晶：偏離平衡結晶條件的結晶稱為不平衡結晶。

18、晶內(nèi)偏析或枝晶偏析：合金以樹枝狀結晶是，枝干和枝間的化學成分不同。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(nèi)部存在濃度差別，這種在一個晶粒內(nèi)部化學成分不均勻的現(xiàn)象，稱為枝晶偏析。平衡分配系數(shù)：在一定溫度下，固液兩平衡相中的溶質濃度之比值。區(qū)域提純：如果在提純時不是將金屬棒全部熔化，而是將圓棒分小段進行熔化和凝固，也就是使金屬棒從一端向另一端地進行局部熔化，凝固過程也隨之順序的進行。由于固溶體是選擇結晶，先結晶的晶體將雜質排入熔化部分的液體中，如此當熔區(qū)走過一遍后，圓棒中的雜質就富集于另一端，重復多次，即可達到目的，這種方法就是區(qū)域提純。共晶轉變或共晶反應：在一定溫度下

19、，由一定成分的液相同時結晶出成分一定的兩個固相轉變的過程，稱為共晶轉變或共晶反應。二次結晶：由固溶體中析出另一個相的過程稱為脫溶過程，也即過飽和固溶體的分解過程，也稱之為二次結晶。偽共晶：在平衡結晶條件下，只有在共晶成分的合金才能獲得完全的共晶組織。但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，也可能得到全部的共晶組織，這種非共晶成分的合金所得到的共晶組織成為偽共晶組織。離異共晶：在先共晶相數(shù)量較多而共晶相組織甚少的情況下，有時共晶組織中與先共晶相相同的那一相，會依附于先共晶相生長，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稱為離異共晶。比重偏析

20、：是由組成相與熔液之間密度的差別所引起的一種區(qū)域偏析。例子，如對亞共晶合或過共晶合金來說，如果先共晶相與熔液之間的密度相差較大，則在緩慢冷卻條件下凝固時，先共晶相便會在液體中上浮或下沉，從而導致結晶后鑄件上下部分的化學成分不一致，產(chǎn)生比重偏析。防止或減輕比重偏析的方法有兩種：一是增大冷卻速度，使先共晶相來不及上浮或下沉，二是加入第三種元素，凝固時先析出與液體密度相近的新相，構成阻擋先共晶相上浮或下沉的骨架。正偏析：鑄件中低熔點元素的含量從先凝固的外層到后凝固內(nèi)層逐漸增多，高熔點元素的含量則逐漸減少，這種區(qū)域偏析稱為正偏析。反偏析也稱負偏析：與正偏析相反，是低熔點元素富集在鑄件先凝固的外層的現(xiàn)象

21、。包晶相圖：在一定溫度下，有一定成分的固相與一定成分的液相作用，形成另一個一定成分的固相的轉變過程，稱為包晶轉變。包晶偏析：這種由于包晶轉變不能充分進行而產(chǎn)生的化學成分不均勻的現(xiàn)象稱為包晶偏析。第四章鐵碳合金中的碳存在形式有兩種：滲碳體Fe3C和石墨。Fe3C是亞穩(wěn)相，在一定條件下可以分解為鐵和石墨。鐵素體：碳溶于-Fe中的間隙固溶體，為體心立方結構，常用符號F或表示。奧氏體：碳溶于-Fe中的間隙固溶體，為面心立方結構，常用符號A或表示。鐵素體的溶碳能力比奧氏體小得多，根據(jù)測定，奧氏體的最大溶碳量wc=2.11%(于1148)， 而鐵素體的最大溶碳量僅為wc=0.0218%（于727）。鐵素體

22、：碳溶于體心立方晶格的-Fe中的間隙固溶體，稱為鐵素體，以表示。滲碳體：是鐵與碳形成的間隙化合物。含碳量為6.69%。鐵碳相圖：HJB包晶轉變線，ECF共晶轉變線，PSK共析轉變線。包晶轉變：在1495，wc=0.53%的液相與wc=0.09%鐵素體發(fā)生包晶反應，形成wc=0.17% 的奧氏體。共晶轉變：在1148，wc=4.3%的液相轉變?yōu)閣c=2. 11% 的奧氏體和滲碳體的組成混合物。共晶轉變所形成的奧氏體和滲碳體的混合物，稱為萊氏體，以符號Ld表示。凡是含碳量在2.11%到6.69%范圍的合金，都要進行共晶轉變。共析轉變：在727，wc=0.77%的奧氏體轉變?yōu)閣c=0.0218%的鐵

23、素體和滲碳體組成的混合物。共析轉變的產(chǎn)物稱為珠光體，用符號P表示。共析溫度常用符號A1表示。凡是含碳量wc>0.0218的鐵碳合金都將發(fā)生共析轉變。經(jīng)共析轉變形成的珠光體是層片狀的，其中鐵素體含碳量約為88.7%，滲碳體含碳量約為11.3%。鐵素體的體積是滲碳體的8倍。三條重要的特征線：GS線，又稱A3線，它是在冷卻過稱中由奧氏體析出鐵素體的開始線，或者說在加熱過程中鐵素體溶入奧氏體的終了線。 ES線，碳在奧氏體中的溶解度曲線。當溫度低于此曲線時，就要從奧氏體中析出次生滲碳體，通常稱之為二次滲碳體，用Fe3CII表示，因此該曲線又是二次滲碳體的開始析出線，ES線也叫Acm線。 PQ線，碳

24、在鐵素體中的溶解度曲線，鐵素體中的最大溶碳量，于727時達到最大值，隨著溫度的降低，鐵素體中的溶碳量逐漸減少，因此，當鐵素體從727冷卻下來時，要從鐵素體中析出滲碳體，稱之為三次滲碳體，用Fe3CIII表示。工業(yè)純鐵wc<0.0218%共析鋼 wc=0.77%亞共析鋼wc=0.0218%0.77%過共析鋼wc=0.77%2.11%共晶白口鑄鐵wc=4.3%亞共晶白口鐵wc=2.11%4.3%過共晶白口鐵wc=4.3%6.69%一 、wc=0.01%的工業(yè)純鐵結晶過程：合金熔液在12點溫度區(qū)間內(nèi)，按勻晶轉變結晶出固溶體，固溶體冷卻至3點，開始發(fā)生固溶體的同素異構轉變。奧氏體的晶核通常優(yōu)先在

25、相的晶界上形成并長大，這一轉變在4點結束，合金全部呈單相奧氏體，奧氏體冷卻到5點時又發(fā)生同素異構轉變，同樣，鐵素體也是在奧氏體晶界上優(yōu)先形核，然后長大，當溫度達到6點時，奧氏體全部轉變?yōu)殍F素體，鐵素體冷卻到7點時，碳在鐵素體中的溶解量達到飽和，因此，當鐵素體冷卻到7點以下，滲碳體從鐵素體中析出，這種從鐵素體中析出的滲碳體稱為三次滲碳體。在緩慢冷卻條件下，這種滲碳體沿鐵素體晶界呈片狀析出。在室溫，三次滲碳體含碳量最大的是wc=0.0218%的鐵碳合金，其含量可用杠桿定律求出， W=0.0218/6.690.33%二、共析鋼在12溫度區(qū)間，合金按勻晶轉變結晶出奧氏體，奧氏體冷卻到3點（727），在

26、恒溫下發(fā)生共析轉變，轉變產(chǎn)物為珠光體。珠光體中的滲碳體稱為共析滲碳體，在隨后的冷卻過程中，鐵素體中含碳量沿PQ線變化，于是從珠光體的鐵素體相中析出三次滲碳體。三、亞共析鋼以wc=0.44%的碳鋼為例：結晶過程：液體冷卻到12溫度區(qū)間，合金按勻晶轉變結晶出固溶體，當冷卻到2點是，固溶體含碳量為0.09%，液相的含碳量為0.53%，此時的溫度為1495，于是液相和固溶體發(fā)生包晶轉變，形成奧氏體，但由于含碳量>0.17%，所以包晶轉變后，還有液相剩余，剩余的液相繼續(xù)結晶成奧氏體，當溫度降到3點，合金全部轉變?yōu)閵W氏體。單相奧氏體冷卻到4點，在晶界析出鐵素體，到5點時，發(fā)生共析轉變，形成珠光體，在

27、5點一下，先共析鐵素體和和珠光體中的鐵素體都將析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，一般忽略不計，因此，該鋼在室溫下的組織有先共析鐵素體和珠光體所組成。鋼中含碳量越高，則組織中珠光體含量越多。 組織組成物：先共析鐵素體和珠光體的含量。w=（0.77-0.40）/（0.77-0.0218）49.5%珠光體含量1-49.5%=50.5%相組成物：鐵素體含碳量：（6.69-0.40）/(6.69-0.0218)94.3% 滲碳體含碳量1-94.3%5.7%四、過共析鋼以wc=1.2%為例。結晶過程：合金在12點按勻晶轉變?yōu)閱蜗鄪W氏體，當冷卻到3點與ES線相遇時，開始從奧氏體中析出二次滲碳體，直到4點為止，這種

28、先共析滲碳體一般沿著奧氏體晶界呈網(wǎng)狀分布。然后奧氏體含碳量達到0.77%，發(fā)生共析轉變，形成珠光體，因此，過共析鋼的室溫平衡組織為珠光體和二次滲碳體。在過共析鋼中，二次滲碳體的數(shù)量隨鋼中含碳量的增加而增加，當含碳量達到2.11%時，二次滲碳體數(shù)量達到最大值，其含量可用杠杠定律算出：（2.11-0.77）/(6.69-0.77)22.6%五、共晶白口鐵 共晶白口鑄鐵中含碳量wc=4.3%，液態(tài)合金到1點時，發(fā)生共晶轉變，形成萊氏體，當冷卻到1點以下，碳在奧氏體中溶解度下降，因此從共晶奧氏體中不斷析出二次滲碳體，但由于依附在共晶滲碳體上析出長大，所以難以分辨，當溫度下降到727，共晶奧氏體轉變?yōu)橹?/p>

29、光體。最后室溫下的組織是珠光體分布在共晶滲碳體的基體上，室溫萊氏體保持了在高溫下共晶轉變后所形成的萊氏體形態(tài)特征，但組成相發(fā)生了改變，因此，常將室溫萊氏體稱為低溫萊氏體或變態(tài)萊氏體。六、亞共晶白口鐵以含碳量wc=3.0%為例，結晶過程：在12點之間按勻晶轉變結晶出初晶奧氏體，奧氏體成分沿JE線變化，液相的成分沿BC線變化，當溫度達到1148時，發(fā)生共晶轉變。形成萊氏體，當溫度冷卻到23點之間，從初晶奧氏體和共晶奧氏體中都析出二次滲碳體，當溫度到達727時，發(fā)生共析轉變，所有的奧氏體均轉變?yōu)橹楣怏w，由初晶奧氏體析出的二次滲碳體與共晶滲碳體連成一片，難以分辨。計算含量：組織組成物中初晶奧氏體的含量

30、：（4.3-3.0）/(4.3-2.11)59.4% 萊氏體的含量：（3.0-2.11）/(4-2.11)40.6% 從初晶奧氏體中析出的二次滲碳體含量：（2.11-0.77）/(6.69-0.77)×59.4%13.4%七、過共晶白口鐵以含碳量wc=5.0%的過共晶白口鐵為例，結晶過程：合金在12溫度區(qū)間從液體中結晶出粗大的先共晶滲碳體，稱為一次滲碳體，隨著一次滲碳體含量的增多，液相成分沿著DC線變化，當溫度達到2點時，發(fā)生共晶轉變，形成萊氏體，再繼續(xù)冷卻過程中，共晶奧氏體先析出二次滲碳體，然后在727發(fā)生共析轉變，形成珠光體，因此過共晶白口鑄鐵室溫下的組織為一次滲碳體和低溫萊氏體

31、。三次滲碳體從鐵素體中析出，沿晶界呈小片狀分布，共析滲碳體是經(jīng)共析反應生成的，與鐵素體呈交替層片狀，而從奧氏體中析出的二次滲碳體，則以網(wǎng)絡狀分布于奧氏體的晶界，共晶滲碳體是與共晶奧氏體同時形成的，在萊氏體中為連續(xù)的基體，比較粗大，有時呈魚骨狀。一次滲碳體是從液相中直接形成的，呈規(guī)則的長條狀。鐵素體是軟韌相，滲碳體是硬脆相，珠光體由鐵素體和滲碳體所組成，滲碳體以細片狀分布在鐵素體基體上，起了強化作用，因此珠光體有較高的強度和硬度，但塑形較差。滲碳體的硬度很高，且極脆，不能使合金的塑形提高，合金的塑形變形主要由鐵素體來提供，因此含碳量增加而鐵素體減少時，鐵碳合金塑形不斷降低，當組織中出現(xiàn)以滲碳體為

32、基體的低溫萊氏體時，塑形降低到接近于零值。沖擊韌度對組織十分敏感，含碳量增加時，脆性的滲碳體增多，當出現(xiàn)網(wǎng)狀的二次滲碳體時，韌性急劇下降，總地來看，韌性比塑形下降的趨勢要大。硬度是對組織組成物或組成相的形態(tài)不十分敏感的性能，它的大小主要決定于組成相的數(shù)量和硬度，因此隨著含碳量的增加，高硬度的滲碳體增多，低硬度的鐵素體減少，鐵碳合金的硬度呈直線升高。為了保證工業(yè)上使用的鐵碳合金具有適當?shù)乃苄魏晚g性，合金中滲碳體相的數(shù)量不應過多，對碳素鋼及普通低中合金鋼而言，其含碳量一般不超過1.3%低碳鋼中的鐵素體較多，塑形韌性較好，切削加工時產(chǎn)生的切削熱較大，容易粘刀，而且切屑不易折斷，影響表面粗糙度，因此切

33、削加工性能不好，高碳鋼中滲碳體較多，硬度較高，嚴重磨損刀具，切削性能也差。中碳鋼中的鐵素體與滲碳體的比例適當，硬度和塑形也比較適中，其切削加工性能較好?？慑懶裕航饘俚目慑懶允侵附饘僭趬毫庸r，能改變形狀而不產(chǎn)生裂紋的性能。鋼的可鍛性首先與含碳量有關，低碳鋼的可鍛性較好，隨著碳含量的增加，可鍛性逐漸變差。奧氏體具有良好的塑形，易于塑形變形，鋼加熱到高溫可獲得單相奧氏體組織，具有良好的可鍛性，因此鋼材的始軋或始鍛溫度一般選在固相線以下100200范圍內(nèi)。終鍛溫度不能過低，以免鋼材因溫度過低而塑形變差，導致裂紋，但終鍛溫度也不能太高，以免奧氏體晶粒粗大，亞共析鋼終鍛溫度控制在略高于GS線，以避免變

34、形時出現(xiàn)大量鐵素體，形成帶狀組織而使韌性降低，過共析鋼終鍛溫度控制在略高于PSK線，以利于打碎網(wǎng)狀析出的滲碳體。白口鑄鐵無論在低溫或高溫，其組織都是以硬而脆的滲碳體為基體，其可鍛性很差。錳和硅是煉鋼過程中必須加入的脫氧劑，用以去除溶于鋼液中的氧。它還可以把鋼液中的FeO還原成鐵，并形成MnO和SiO2。除了脫氧作用，還有除硫作用，形成MnS。錳對碳鋼的力學性能有良好的影響，它能提高鋼的強度和硬度。錳提高強度的原因是它溶于鐵素體而引起固溶強化，并使鋼材在軋后冷卻時得到層片較細、強度較高的珠光體。碳鋼中的含硅量一般小于0.5%，硅溶于鐵素體后有很強的固溶強化作用，顯著提高鋼的強度和硬度，但含量較高

35、時，將使鋼的塑形和韌性下降。硫是有害元素，是煉鋼時由礦石和燃料帶到鋼中來的雜質，硫只溶于鋼液中，在固態(tài)鐵中幾乎不能溶解，而是以FeS夾雜的形式存在于固態(tài)鋼中。硫最大的危害是引起鋼在熱加工時開裂，這種現(xiàn)象叫熱脆。造成熱脆的原因是由于FeS的嚴重偏析，在晶界富集，其熔化溫度很低，而一般熱加工溫度很高，加熱時，F(xiàn)eS熔化，導致鋼件開裂。防止熱脆的方法是往鋼中加入適當?shù)腻i，由于錳的與硫的化學親和力大于鐵與硫的親和力，所以在含錳的鋼中，硫便與錳形成MnS，避免形成FeS，MnS熔點1600，高于熱加工溫度，并在高溫下具有一定的塑形，故不會產(chǎn)生熱脆。一般工業(yè)鋼中，含錳量常為含硫量的510倍。磷的影響：一般

36、來說，磷是有害雜質元素，它是有礦石和生鐵等煉鋼原料帶入的，無論在高溫和低溫，磷在鐵中具有較大的溶解度，所以鋼中的磷一般都固溶于鐵中，磷具有很強的固溶強化作用，使鋼的強度和硬度都顯著提高，但劇烈地降低鋼的韌性，尤其是低溫韌性，稱為冷脆。磷還具有嚴重的偏析，在-Fe和-Fe中擴散速度很小。很難用熱處理方法予以消除。也有一定的優(yōu)點，由于它降低鐵素體的韌性，可以用來提高鋼的的切削加工性，它與銅共存，可以顯著提高鋼的耐大氣腐蝕能力。氮的影響：氮的有害作用主要是通過淬火時效和應變時效造成的，氮在-Fe中的溶解度在591最大，約為0.1%，隨著溫度的降低，溶解度急劇下降，在室溫小于0.001%。如果將含氮較

37、高的鋼從高溫急速冷卻下來，就會得到氮在-Fe中的過飽和固溶體，將此鋼材在室溫下長期放置或稍加熱，氮就以氮化鐵形式從鐵素體中析出，使鋼的強度硬度升高，塑性和韌性下降，使鋼材變脆，這種現(xiàn)象叫做淬火時效。另外，含有氮的低碳鋼材經(jīng)冷塑形變形后，性能隨著時間變化，強度硬度升高，塑性韌性明顯下降，這種現(xiàn)象稱為應變時效。解決的方法是往鋼中加入足夠數(shù)量的鋁，形成氮化鋁，可以減弱和消除這兩種在較低溫度下發(fā)生的時效現(xiàn)象，此外，氮化鋁還能阻礙加熱時奧氏體晶粒的長大，從而達到細化晶粒的目的。氫的影響：是由銹蝕含水的爐料或含有水蒸氣的爐氣中吸入的。危害很大，一是引起氫脆，在低于鋼材強度極限的應力作用下，經(jīng)一定時間后，突

38、然斷裂，造成災難性的后果，鋼的強度越高，對氫脆的敏感性往往越大。二是，導致鋼材內(nèi)部產(chǎn)生大量細微裂紋（白點），白點使鋼材伸長率顯著下降，尤其斷面收縮率和沖擊韌度降低的更多，因此存在白點的鋼是不能使用的。第六章e為材料的彈性極限，它表示材料保持完全彈性變形時的最大應力。當應力超過e后，應力與應變之間直線關系被破壞，并出現(xiàn)屈服平臺或屈服齒。如果卸載試樣的變形只能部分恢復，而保留一部分殘余變形，即塑形變形。說明鋼的變形進入彈塑性階段。s或0.2均表示材料對起始微量塑性變形的抗力。隨著塑性變形的增大，塑性變形抗力不斷增加的現(xiàn)象稱為加工硬化或形變強化。b稱為材料的強度極限或抗拉強度，表示材料對最大均勻塑性

39、變形的抗力。k為材料的條件斷裂強度，它表示材料對塑性變形的極限抗力，塑性斷裂：產(chǎn)生一定塑性變形后的斷裂稱為塑性斷裂。材料的塑形：指材料在斷裂前的塑形變形量。通常用伸長率和斷面收縮率來表示。材料的韌性：材料對斷裂的抵抗能力。彈性變形的實質：金屬晶格在外力作用下產(chǎn)生的彈性畸變。彈性模量E、切變模量G是表征金屬材料對彈性變形的抗力。構件的剛度：構件產(chǎn)生彈性變形的難易程度稱為構件的剛度。金屬的彈性模量是一個對組織不敏感的性能指標，取決于原子間結合力的大小，其數(shù)值只與金屬的本性、晶體結構、晶格常數(shù)等有關，金屬材料的合金化、加工過程及熱處理對它影響很小?；疲壕w的塑性變形是晶體的一部分相對于另一部分沿某

40、些晶面和晶向發(fā)生滑動的結果，這種變形方式叫滑移?；葡担阂粋€滑移面和此面得滑移方向結合起來，組成一個滑移系?；葡当硎窘饘倬w發(fā)生滑移時滑移動作可能采取的空間位向。金屬晶體中滑移系越多，該金屬塑性也越好。一般說來，滑移面總是原子排列最密的晶面，而滑移方向也總是原子排列最密的方向。這是因為在晶體的原子密度最大的晶面，原子間結合力最強，而面與面之間的距離最大，即密排晶面之間的原子結合力最弱，滑移阻力最小，因而易于滑移，沿原子密度最大的晶向滑動時，阻力也最小。面心立方金屬密排面111，滑移面共有4個，密排方向為<110>，每個滑移面上有3個滑移方向，因此共有12個滑移系。體心立方金屬的滑

41、移面為110，共有6個滑移面，滑移方向為<111>，每個滑移面上有2個滑移方向，因此共有12個滑移系，密排六方金屬滑移系有3個，可以看出，面心立方和體心立方金屬的塑性較好，而密排六方金屬的塑性較差?；茣r在切應力作用下發(fā)生的，當分切應力達到一定臨界值，滑移才開始，此應力稱為臨界分切應力，它是使滑移系開動的最小分切應力。當外力與滑移面、滑移方向的夾角都是45°時，取向因子具有最大值，此時s具有最小值，金屬最容易開始滑移，這種取向稱軟取向，而外力與滑移面平行或垂直時，取向因子為0，此時s無窮大，晶體在此情況下根本無法滑移，這種取向稱為硬取向。如果某一滑移系的取向處于軟取向，那

42、么，在拉伸時，隨著晶體取向的改變，滑移面的法向與外力軸的夾角越來越遠離45°，從而是滑移越來越困難，稱為幾何硬化，與此相反，經(jīng)滑移和轉動后，滑移面的法向與外力軸的夾角越來越接近45°，那么滑移容易進行，稱為幾何軟化。多滑移：兩個或更多的滑移系上進行的滑移稱為多系滑移，簡稱多滑移。交滑移：兩個或多個相交的滑移面沿一個滑移方向進行滑移。孿生：晶體的一部分沿一定的晶面和一定的晶向相對于另一部分晶體作均勻地切變，這種切變不會改變晶體的點陣內(nèi)型，但可使變形部分的位向發(fā)生變化，與未變形部分的晶體形成鏡面對稱，這種形成孿晶的過程稱為孿生?；坪蛯\生的區(qū)別：1 滑移過程是漸進的，孿生是突然

43、發(fā)生的。 2 孿生的臨界分切應力要比滑移的臨界分切應力大得多，只有在滑移很難的條件下，晶體才進行孿生變形。 3 滑移時滑移面兩邊的晶體位向不變，孿生時孿生面兩邊的晶體成鏡面對稱。 4 孿生對塑性變形的貢獻要比滑移小得多。 5 孿生后，晶體內(nèi)部產(chǎn)生空隙，易于導致金屬的破壞。 6 滑移是一種不均勻切變，孿生是均勻切變。密排六方金屬，由于對稱性低，滑移系少，在晶體取向不利于滑移，常以孿生方式進行塑性變形。體心立方金屬在室溫以下以孿生方式進行，面心立方金屬對稱性高，滑移系多，易滑移，難孿晶。多晶變形的特點：一是各晶粒變形的不同時性，即各晶粒的變形有先有后，不是同時進行的， 二是各晶粒變形的相互協(xié)調(diào)性，

44、面心立方和體心立方金屬的滑移系多，各個晶粒的變形協(xié)調(diào)得好，因此多晶體金屬表現(xiàn)出良好的塑性，而密排六方金屬的滑移系少，很難使晶粒的變形彼此協(xié)調(diào)，所以它們的塑性差，冷加工較困難。 三 多晶體的塑性變形具有不均勻性，各個晶粒的變形是不均勻的，有的晶粒變形量大，有的晶粒變形量較小。細晶強化：晶界越多，即晶粒越細小，則強化效果越顯著，這種用細化晶粒增加晶界提高金屬強度的方法稱為細晶強化。為什么晶粒越細，屈服強度越高：在多晶體中，屈服強度是與滑移從先塑性變形的晶粒轉移到相鄰晶粒密切相關的，這個轉移能否發(fā)生，主要取決于在已滑移晶粒晶界附近的位錯塞積所引起的應力集中，晶粒越大，應力集中越大，激發(fā)相鄰晶粒發(fā)生塑

45、性變形的機會比小晶粒大得多，晶粒越小，應力集中小，則需要在較大的外加應力下，才能使相鄰晶粒發(fā)生塑性變形，這就是為什么晶粒越細，屈服強度越高的主要原因。細化晶粒優(yōu)點，作用：不但可以提高材料的強度，同時改善材料的塑性和韌性，這是材料的其他強化方法所不能比擬的，細化晶粒的晶粒內(nèi)部和晶界附近應變相差較小，變形較均勻，相對來說因應力集中引起的開裂機會較少，在斷裂之前可以承受較大的變形量，所以可以得到較大的伸長率和斷面收縮率。在細晶粒金屬中，裂紋不易產(chǎn)生，也不易擴展，在斷裂過程中吸收了更多的能量，表現(xiàn)出較高的韌性。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。產(chǎn)生固

46、溶強化原因：一是在固溶體中溶質與溶劑的原子半徑差所引起的彈性畸變，與位錯之 間產(chǎn)生彈性交互作用，對位錯有阻礙作用 二是在位錯線偏聚的原子對位錯有釘扎作用?？率蠚鈭F：偏聚于位錯周圍的溶質原子好像形成了一個溶質原子氣團。合金元素形成固溶體時其強化作用規(guī)律如下：1 在固溶體的溶解度范圍內(nèi)，合金元素的質量分數(shù)越大，則強化作用越大。2 溶質原子與溶劑原子尺寸相差越大，則造成的晶格畸變越大，強化效果越大。3 形成間隙固溶體的溶質元素的強化作用大于形成置換溶體的元素，當兩者質量分數(shù)相同時 ，前者的強化效果比后者大10100倍。4 溶質原子與溶劑原子的價電子數(shù)相差越大，則強化效果越大。彌散強化：位錯繞過第二相

47、粒子：位錯遇到堅硬不變形并且比較粗大的第二相粒子，將受到粒子的阻擋而彎曲，隨著應力增加，彎曲加劇，形成位錯環(huán)而被留下，其余部分位錯又恢復直線繼續(xù)前進。這種強化作用與第二相粒子間距成反比，間距越小，強化作用越大。這種第二相粒子是借助粉末冶金的方法加入基體而引起強化作用，這種強化作用方式稱彌散強化。位錯切過機制：若第二相粒子硬度不太高、尺寸也不大的可變形的第二相粒子，運動著位錯 與其相遇，將切過粒子與基體一起變形，位錯切過粒子時必須做額外的功，消耗足夠大的能量，從而提高合金的強度，這種強化方式成為沉淀強化。塑性變形對金屬組織的和性能的影響：顯微組織的變化：金屬和合金經(jīng)塑性變形后，各晶粒沿變形方向逐

48、漸伸長，變形量越大，晶 粒伸長的程度越大，當變形量很大時，晶粒呈現(xiàn)出一片如纖維狀的條紋， 稱為纖維組織。亞結構的細化：亞結構尺寸變小，位錯增多，形成位錯纏結。形變織構：多晶體中原為任意取向的各個晶粒會逐漸調(diào)整其取向而彼此趨于一致，這一現(xiàn)象 稱為晶粒的擇優(yōu)取向。 這種由于金屬塑性變形使晶粒具有擇優(yōu)取向的組織稱為 形變織構。塑性變形對金屬性能的影響：加工硬化或形變強化：隨著變形程度的增加，金屬的強度、硬度增加，而塑性、韌性下降加工硬化的原因：隨著塑性變形的進行，位錯密度不斷增加，位錯運動時相互教個加劇，產(chǎn)生固定割階、位錯纏結等障礙，使位錯運動的阻力增大，引起變形抗力增加，因此提高了金屬的強度。塑性

49、變形對其他性能的影響：經(jīng)塑性變形后，金屬材料的物理性能和化學性能也將發(fā)生明顯的變化，金屬及合金的比電阻增加，導電性能和電阻溫度系數(shù)下降，熱導率也略位下降，塑性變形還使磁導率、磁飽和度下降，但磁滯和矯頑力增加，塑性變形提高金屬的內(nèi)能，使其化學活性提高，腐蝕速度增快，塑性變形后，金屬中晶體缺陷（位錯及空位）增加，因而使擴散激活能減少，擴散速度增加。殘留應力： 宏觀內(nèi)應力（第一類內(nèi)應力） 是由于金屬工件或材料各部分的不均勻變形所引起的，它是整個物體范圍內(nèi)處于平衡的力，如果除去它的一部分，這種力就遭到破壞，并立即產(chǎn)生變形。 微觀內(nèi)應力（第二類內(nèi)應力） 是金屬經(jīng)冷塑形變形后，由于晶?；騺喚ЯＷ冃尾痪鶆蛞?/p>

50、起的，它是在晶粒或亞晶粒范圍內(nèi)處于平衡的力，此應力在某些局部區(qū)域可達到很大數(shù)值，使工件在不大的外力作用下產(chǎn)生顯微裂紋，進而導致斷裂。 點陣畸變（第三類內(nèi)應力）塑性變形使金屬內(nèi)部產(chǎn)生大量的位錯和空位，使點陣中的一部分原子偏離其平衡位置，造成點鎮(zhèn)畸變。這種點陣畸變所產(chǎn)生的內(nèi)應力作用范圍更小，只有在晶界、滑移面等附近不多的原子群范圍內(nèi)維持平衡，它使金屬的硬度、強度升高，而塑性和耐蝕能力下降。第七章回復：指冷塑性變形的金屬在加熱時，在光學顯微組織發(fā)生改變前，所產(chǎn)生的某些亞結構和性能的變化過程。回復退火在工程上稱之為去應力退火，使冷加工的金屬件在基本上保持加工硬化狀態(tài)的條件降低其內(nèi)應力（主要是第一類內(nèi)應

51、力），減輕工件的翹曲和變形，降低電阻率，提高材料的耐蝕性并該改善其塑性和韌性，提高工件使用時的安全性。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(chǎn)生了無畸變的新晶粒，位錯密度顯著降低，性能也發(fā)生顯著變化，并恢復到冷變形前的水平，這個過程稱為在結晶。當變形度很小時，金屬材料的晶粒仍保持原狀，當變形度達到某一數(shù)值時，再結晶后的晶粒變得特別粗大，因此得到特別粗大的晶粒，通常把對應于得到特別粗大晶粒的變形度稱為臨界變形度。當變形度超過臨界變形度后，則變形度越大，晶粒越細小。某些金屬材料經(jīng)過嚴重冷變形后，在較高溫度下退火時，會出現(xiàn)反常的晶粒長大現(xiàn)象，級少數(shù)晶粒具有特別大的長

52、大能力，逐步吞食掉周圍的大量小晶粒，其尺寸超過原始晶粒的幾十倍或上百倍，比臨界變形后形成的再結晶晶粒還要粗大得多，這個過程稱為二次再結晶。二次再結晶并不是重新形核和長大的過程，它是以一次再結晶后的某些特殊晶粒作為基礎長大的。再結晶退火：將冷變形金屬加熱到規(guī)定溫度，并保溫一定時間，然后緩慢冷卻到室溫的一種熱處理工藝。再結晶織構：金屬再結晶退火后所形成的織構稱為再接晶織構。在結晶織構的形成與變形程度和退火溫度有關，變形度越大，退火溫度越高，所產(chǎn)生的織構越顯著。某些面心立方結構的金屬及合金，如銅及銅合金、奧氏體不繡鋼等經(jīng)再結晶退火后，經(jīng)常出現(xiàn)孿晶組織，這種孿晶稱為退火孿晶或再結晶孿晶。熱加工：指在再

53、結晶溫度以上的加工過程。冷加工：指再結晶溫度以下的加工過程。例如，鉛的再結晶溫度低于室溫，在室溫下對鉛進行加工屬于熱加工，鎢的再結晶溫度約為1200，因此即使在1000拉制鎢絲也屬于冷加工。第九章熱處理：將鋼件在固態(tài)下加熱到預熱溫度，并在該溫度下保持一段時間，然后以一定的速度冷卻到室溫的一種熱加工工藝。加熱時的實際臨界溫度標以字母c如AC1，而把冷卻時的實際臨界溫度標以字母r如Ar1,固態(tài)相變的特點：1 相變阻力大。 2 新相晶核與母相之間存在一定的晶體學位向關系。 3 母相晶體缺陷對相變起促進作用。 4 易于出現(xiàn)過渡相固態(tài)相變的類型：第一類是擴散型相變 珠光體和奧氏體轉變屬于這一類相變。 第

54、二類是非擴散型相變或切變型相變 馬氏體相變 第三類是介于兩類轉變之間的一種過渡型相變。新相往往在母相某一特定晶面上形成，母相的這個面稱為慣習面，這種現(xiàn)象叫做慣習現(xiàn)象。通常把鋼加熱獲得奧氏體的轉變過程稱為奧氏體化 共析鋼奧氏體的形成過程1 奧氏體的形核 2 奧氏體的長大 3 剩余滲碳體的溶解 4 奧氏體成分均勻化影響奧氏體形成速度的因素：1 加熱溫度和保溫時間 2 原始組織的影響 鋼的原始組織為片狀珠光體時，鐵素體和滲碳體組織越細，相界面越多，則形成奧氏體晶核越多，晶核長大速度越快，可加速奧氏體的形成。 3 化學成分的影響 碳 含碳量越高，原始組織中滲碳體數(shù)量越多，增加了鐵素體和滲碳體的相界面，

55、使奧氏 體形核率增加，含碳量增加又使碳在奧氏體中擴散速度增大，從而增大了奧氏體長大速度。合金元素 合金元素影響碳在奧氏體中的擴散速度，非碳化物形成元素Co和Ni能提高碳在奧氏體中的擴散速度，故加快了奧氏體的形成速度，Si、Al、Mn等元素對碳在奧氏體中擴散能力影響不大。而Cr、Mo、W、V等碳化物形成元素顯著降低碳在奧氏體中的擴散速度，故而大大減慢奧氏體的形成速度。其次合金元素改變了鋼的臨界點和碳在奧氏體中的溶解度，于是改變了鋼的過熱度，和碳在奧氏體中的擴散速度，從而影響奧氏體的形成過程，此外，鋼中合金元素在鐵素體和碳化物中分布是不均勻的，在平衡組織中，碳化物形成元素集中在碳化物中，而非碳化物形成元