名詞解釋分章節(jié)總結(jié)

1、據(jù)教材章節(jié)總結(jié)第一章金屬 ：具有正的電阻溫度系數(shù)的物質(zhì)，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(zhì)。各向異性：不同方向測量其性能時(shí)，表現(xiàn)出或大或小的差異?？臻g點(diǎn)陣：由陣點(diǎn)有規(guī)則地周期性重復(fù)排列所形成的三維空間陣列。晶胞：從晶格中選取一個(gè)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(gè)最小的幾何單元稱晶胞。晶格常數(shù)或點(diǎn)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(jié)構(gòu)中與任一個(gè)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

2、中，由一系列原子所組成的平面稱晶面。晶向：在晶體中，任意兩個(gè)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(zhuǎn)變或同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變：當(dāng)外部條件改變時(shí)，金屬內(nèi)部由一種晶體結(jié)構(gòu)向另一種晶體機(jī)構(gòu)轉(zhuǎn)變。晶體缺陷：在實(shí)際應(yīng)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(diǎn)缺陷 空位 間隙原子 置換原子 線缺陷 位錯(cuò) 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(jié)

3、點(diǎn)?？瘴皇且环N熱平衡缺陷，間隙原子也是一種熱平衡缺陷。位錯(cuò)：晶體中某處有一列或若干列原子發(fā)生有規(guī)律的錯(cuò)排牌現(xiàn)象。位錯(cuò)分為刃型位錯(cuò)和螺型位錯(cuò)。刃型位錯(cuò)有正負(fù)之分，若額外半原子面位于晶體的上半部，則此位錯(cuò)線稱為正刃型位錯(cuò)，反之，則稱為負(fù)刃型位錯(cuò)。位錯(cuò)可理解為晶體已滑移區(qū)和未滑移區(qū)的邊界。刃型位錯(cuò)的重要特征： 1 刃型位錯(cuò)有一額外半原子面。2 位錯(cuò)線是一個(gè)具有一定寬度的細(xì)長晶格畸變管道，其中既有正應(yīng)變，也有切應(yīng)變。對(duì)于正刃型位錯(cuò)，滑移面之上晶格受到正應(yīng)力，滑移面之下受到拉應(yīng)力。負(fù)刃型位錯(cuò)與此相反。3 位錯(cuò)線與晶體的滑移方向垂直，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)方向垂直于位錯(cuò)線。螺型位錯(cuò) 通常用拇指代表螺旋前進(jìn)方向，而其余四

4、指代表螺旋的旋轉(zhuǎn)方向，凡符合右手法則的稱為右螺型位錯(cuò)，符合左手法則的稱為左螺型位錯(cuò)。螺型位錯(cuò)的重要特征：1 螺型位錯(cuò)沒有額外半原子面。2 螺型位錯(cuò)是一個(gè)具有一定寬度的細(xì)長晶格畸變管道，其中只有切應(yīng)變，而無正應(yīng)變。3 位錯(cuò)線與晶體滑移方向平行，位錯(cuò)線運(yùn)動(dòng)方向與位錯(cuò)方向垂直。柏氏矢量：有一個(gè)量，用它不但能表示位錯(cuò)的性質(zhì)，而且可以表示晶格畸變的大小和方向，從而使人們?cè)谘芯课诲e(cuò)時(shí)能夠擺脫位錯(cuò)區(qū)域內(nèi)原子排列具體細(xì)節(jié)的約束，這個(gè)量叫柏氏矢量刃型位錯(cuò)的柏氏矢量與位錯(cuò)線相垂直，螺型位錯(cuò)的柏氏矢量與位錯(cuò)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(cuò)密度：把單位體積中所包含的位錯(cuò)線的總長度稱為

5、位錯(cuò)密度。晶界：晶粒結(jié)構(gòu)相同但位向不同的晶粒之間的界面位晶界。層錯(cuò)：在實(shí)際晶體中，晶面堆垛順序發(fā)生局部差錯(cuò)而產(chǎn)生的一種晶體缺陷。層錯(cuò)能：把產(chǎn)生單位體面積層錯(cuò)所需的能量稱為層錯(cuò)能。內(nèi)吸附：由于晶界能的存在，當(dāng)金屬中存在有能降低晶界能的異類原子時(shí)，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(huì)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(jié)晶溫度與實(shí)際結(jié)晶溫度之差稱為過冷度。相變潛熱：1mol物質(zhì)從一個(gè)相轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪粋€(gè)相時(shí)，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(tuán)。長程有序：在晶體中大范圍內(nèi)的原子有序排列

6、。結(jié)構(gòu)起伏或相起伏：不斷變化著的短程有序原子集團(tuán)。均勻形核：若液相中各個(gè)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(shí)，體積自由能的下降只補(bǔ)償了表面能的2/3，還有1/3的表面能沒有得到補(bǔ)償，需要另外供給，需要對(duì)形核做功，這個(gè)功稱為形核功。能量起伏：微區(qū)域內(nèi)暫時(shí)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(chǔ)。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(jié)晶過程易于進(jìn)行。形核率：單位時(shí)間單位體積液相中形成的晶核數(shù)目。形核率受兩個(gè)方面的控制：一方面

7、，隨著過冷度的增加，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(kuò)散過程，但是增加過冷度，就勢必降低原子的擴(kuò)散能力，造成形核困難，形核率減少。有效形核溫度：在到達(dá)一定的過冷度之前，液態(tài)金屬中基本不形核，一旦到達(dá)臨界過冷度時(shí)，形核率急劇增加，相應(yīng)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(kuò)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(jié)晶形核的要點(diǎn)：1 液態(tài)金屬的結(jié)晶必須在過冷條件下進(jìn)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

8、供形核驅(qū)動(dòng)力，后者是形核的熱力學(xué)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(yīng)越大，凡是能降低表面能的辦法都能促進(jìn)形核。3 均勻形核既需要結(jié)構(gòu)起伏，也需要能量起伏。4 晶核形成過程是原子的擴(kuò)散遷移過程，因此結(jié)晶必須在一定的溫度下進(jìn)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(jìn)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(jié)構(gòu)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(xué)顯微鏡下，光滑界面由曲折的若干小平面組成，所以又

9、稱為小平面界面。粗糙界面：從原子尺度觀察，這種界面高低不平，并存著幾個(gè)原子間厚度的過渡層。在過渡層中，液相與固相犬牙交錯(cuò)分布，由于過渡層很薄，在光學(xué)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(jī)制：1 二維晶核長大機(jī)制 螺位錯(cuò)長大機(jī)制 連續(xù)長大機(jī)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(fù)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(diǎn)：1 具有粗糙界面的金屬，其長大機(jī)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(jī)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(cuò)長大方式，它

10、們的長大速度都很慢，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(jié)構(gòu)有關(guān)。在正溫度梯度下長大時(shí)，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(fù)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(zhì)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(xì)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(guān)，增大結(jié)晶時(shí)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

11、度。措施：1 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(shí)間，晶核數(shù)目增多，獲得細(xì)小晶粒。 2 變質(zhì)處理 在澆注前往液態(tài)金屬中加入形核劑，促進(jìn)形成大量的非均勻晶核來細(xì)化晶粒。 3 振動(dòng)、攪拌 對(duì)即將凝固的金屬進(jìn)行振動(dòng)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(xì)晶區(qū) 當(dāng)高溫的液態(tài)金屬被澆注到鑄型中時(shí)，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(xì)

12、的等軸晶區(qū)。 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(shí)結(jié)晶潛熱的放出，使模壁的溫度逐漸升高，冷卻速度下降，結(jié)晶前沿過冷度減小，難以形成新的結(jié)晶核心，結(jié)晶只能通過已有晶體的繼續(xù)生長來進(jìn)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(dāng)柱狀晶區(qū)長大到一定程度，由于冷卻速度進(jìn)一步下降及結(jié)晶潛熱的不斷放出，使結(jié)晶前沿的溫度梯度消失，導(dǎo)致柱狀晶長大停止，當(dāng)心部全部冷卻到實(shí)際結(jié)晶溫度以下時(shí)，以雜質(zhì)和被沖下的晶枝碎塊為結(jié)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(xì)等軸晶區(qū)很薄，對(duì)鑄錠機(jī)械性能影響不大，柱狀晶粒由于彼此相妨礙，樹枝

13、的分枝較少，結(jié)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(zhì)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(shí)彼此交叉，不存在脆弱面，但樹枝狀晶體發(fā)達(dá)，分枝較多，因而顯微縮孔多，結(jié)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(shí)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(jié)晶的固體的導(dǎo)熱能力越大，越有利于柱狀晶的生成。常采用導(dǎo)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(dāng)澆注溫度達(dá)到一定值時(shí)，可以獲得完全的柱狀晶區(qū)。這是由于

14、澆注溫度或者澆注速度的提高，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(shù)：通過單向散熱使整個(gè)鑄件獲得全部柱狀晶的技術(shù)稱為定向凝固技術(shù)。第三章相：合金中結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)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(zhì)。 對(duì)

15、固溶度的影響因數(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(fù)性因數(shù) 元素的電負(fù)性定義為元素的原子獲得或吸引電子的相對(duì)傾向。若兩元素在元素周期表中的位置相距越遠(yuǎn)，電負(fù)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(fù)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(jié)構(gòu)中的價(jià)電子總數(shù)與原子總數(shù)之比，溶質(zhì)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(jié)構(gòu)因素

16、溶質(zhì)與溶劑的晶體結(jié)構(gòu)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(diǎn)陣、超結(jié)構(gòu)：具有短程有序的固溶體，當(dāng)?shù)陀谀骋粶囟葧r(shí)，可能使溶質(zhì)和溶劑原子在整個(gè)晶體中都按一定的順序排列起來，即有短程有序轉(zhuǎn)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(jié)構(gòu)、超結(jié)構(gòu)。固溶強(qiáng)化：在固溶體中，隨著溶質(zhì)濃度的增加，固溶體的強(qiáng)度、硬度提高，而塑形、韌性有所下降，這種現(xiàn)象稱為固溶強(qiáng)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(jià)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

17、原子半徑的比值，當(dāng)rx/rm0.59時(shí)，形成具有簡單結(jié)構(gòu)的化合物，稱為間隙相，當(dāng)rx/rm0.59時(shí)，則形成具有復(fù)雜晶體結(jié)構(gòu)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(jié)晶時(shí)都是從液相結(jié)晶出單相的固溶體，這種結(jié)晶過程稱為勻晶轉(zhuǎn)變。Cu-Ni、Fe-Ni 異分結(jié)晶或選擇結(jié)晶：固溶體合金結(jié)晶時(shí)所結(jié)晶出的固相成分與液相的成分不同，這種結(jié)晶出的晶體與母相化學(xué)成分不同的結(jié)晶稱為異分結(jié)晶，或稱選擇結(jié)晶。同分結(jié)晶：純金屬結(jié)晶時(shí)，所結(jié)晶出的晶體與母相的化學(xué)成分完全一樣，稱為同分結(jié)晶。不平衡結(jié)晶：偏離平衡結(jié)晶條件的結(jié)晶稱

18、為不平衡結(jié)晶。晶內(nèi)偏析或枝晶偏析：合金以樹枝狀結(jié)晶是，枝干和枝間的化學(xué)成分不同。先結(jié)晶的部分含高熔點(diǎn)組元較多，后結(jié)晶的部分含低熔點(diǎn)組元較多，在晶粒內(nèi)部存在濃度差別，這種在一個(gè)晶粒內(nèi)部化學(xué)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(zhì)濃度之比值。區(qū)域提純：如果在提純時(shí)不是將金屬棒全部熔化，而是將圓棒分小段進(jìn)行熔化和凝固，也就是使金屬棒從一端向另一端地進(jìn)行局部熔化，凝固過程也隨之順序的進(jìn)行。由于固溶體是選擇結(jié)晶，先結(jié)晶的晶體將雜質(zhì)排入熔化部分的液體中，如此當(dāng)熔區(qū)走過一遍后，圓棒中的雜質(zhì)就富集于另一端，重復(fù)多次，即可達(dá)到目的，這種方法就是區(qū)域提純。共晶轉(zhuǎn)變或共晶反應(yīng)

19、：在一定溫度下，由一定成分的液相同時(shí)結(jié)晶出成分一定的兩個(gè)固相轉(zhuǎn)變的過程，稱為共晶轉(zhuǎn)變或共晶反應(yīng)。二次結(jié)晶：由固溶體中析出另一個(gè)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(jié)晶。偽共晶：在平衡結(jié)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(jié)晶條件下，成分在共晶點(diǎn)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(shí)共晶組織中與先共晶相相同的那一相，會(huì)依附于先共晶相生長，剩下的另一相則單獨(dú)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

20、共晶。比重偏析：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(duì)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(shí)，先共晶相便會(huì)在液體中上浮或下沉，從而導(dǎo)致結(jié)晶后鑄件上下部分的化學(xué)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(shí)先析出與液體密度相近的新相，構(gòu)成阻擋先共晶相上浮或下沉的骨架。正偏析：鑄件中低熔點(diǎn)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(diǎn)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(fù)偏析：與正偏析相反，是低熔點(diǎn)元素富集在鑄件先凝

21、固的外層的現(xiàn)象。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(gè)一定成分的固相的轉(zhuǎn)變過程，稱為包晶轉(zhuǎn)變。包晶偏析：這種由于包晶轉(zhuǎn)變不能充分進(jìn)行而產(chǎn)生的化學(xué)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(jié)構(gòu)，常用符號(hào)F或表示。奧氏體：碳溶于-Fe中的間隙固溶體，為面心立方結(jié)構(gòu)，常用符號(hào)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7

22、27）。鐵素體：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(zhuǎn)變線，ECF共晶轉(zhuǎn)變線，PSK共析轉(zhuǎn)變線。包晶轉(zhuǎn)變：在1495，wc=0.53%的液相與wc=0.09%鐵素體發(fā)生包晶反應(yīng)，形成wc=0.17% 的奧氏體。共晶轉(zhuǎn)變：在1148，wc=4.3%的液相轉(zhuǎn)變?yōu)閣c=2. 11% 的奧氏體和滲碳體的組成混合物。共晶轉(zhuǎn)變所形成的奧氏體和滲碳體的混合物，稱為萊氏體，以符號(hào)Ld表示。凡是含碳量在2.11%到6.69%范圍的合金，都要進(jìn)行共晶轉(zhuǎn)變。共析轉(zhuǎn)變：在727，wc=0.77%的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)閣c=0.

23、0218%的鐵素體和滲碳體組成的混合物。共析轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物稱為珠光體，用符號(hào)P表示。共析溫度常用符號(hào)A1表示。凡是含碳量wc>0.0218的鐵碳合金都將發(fā)生共析轉(zhuǎn)變。經(jīng)共析轉(zhuǎn)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(dāng)溫度低于此曲線時(shí)，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

24、。 PQ線，碳在鐵素體中的溶解度曲線，鐵素體中的最大溶碳量，于727時(shí)達(dá)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(dāng)鐵素體從727冷卻下來時(shí)，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(jié)晶過程：合金熔液在12點(diǎn)溫度區(qū)間內(nèi)，按勻晶轉(zhuǎn)變結(jié)晶出固溶體，固溶體冷卻至3點(diǎn)，開始發(fā)生固溶體的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變。奧氏體的

25、晶核通常優(yōu)先在相的晶界上形成并長大，這一轉(zhuǎn)變?cè)?點(diǎn)結(jié)束，合金全部呈單相奧氏體，奧氏體冷卻到5點(diǎn)時(shí)又發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)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(dāng)溫度達(dá)到6點(diǎn)時(shí)，奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體，鐵素體冷卻到7點(diǎn)時(shí)，碳在鐵素體中的溶解量達(dá)到飽和，因此，當(dāng)鐵素體冷卻到7點(diǎn)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(zhuǎn)變結(jié)晶出奧氏體，奧氏體冷卻到3點(diǎn)

26、（727），在恒溫下發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)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(jié)晶過程：液體冷卻到12溫度區(qū)間，合金按勻晶轉(zhuǎn)變結(jié)晶出固溶體，當(dāng)冷卻到2點(diǎn)是，固溶體含碳量為0.09%，液相的含碳量為0.53%，此時(shí)的溫度為1495，于是液相和固溶體發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變，形成奧氏體，但由于含碳量>0.17%，所以包晶轉(zhuǎn)變后，還有液相剩余，剩余的液相繼續(xù)結(jié)晶成奧氏體，當(dāng)溫度降到3點(diǎn)，合金全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。單相奧氏體冷卻到4點(diǎn)，在晶界析出鐵素體，到5點(diǎn)時(shí)，發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，

27、形成珠光體，在5點(diǎn)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(jì)，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(jié)晶過程：合金在12點(diǎn)按勻晶轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗鄪W氏體，當(dāng)冷卻到3點(diǎn)與ES線相遇時(shí)，開始從奧氏體中析出二次滲碳體，直到

28、4點(diǎn)為止，這種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(dá)到0.77%，發(fā)生共析轉(zhuǎn)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(dāng)含碳量達(dá)到2.11%時(shí)，二次滲碳體數(shù)量達(dá)到最大值，其含量可用杠桿定律算出：（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(diǎn)時(shí)，發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變，形成萊氏體，當(dāng)冷卻到1點(diǎn)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(dāng)溫度下降到727，共晶

29、奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。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(zhuǎn)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(jié)晶過程：在12點(diǎn)之間按勻晶轉(zhuǎn)變結(jié)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(dāng)溫度達(dá)到1148時(shí)，發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變。形成萊氏體，當(dāng)溫度冷卻到23點(diǎn)之間，從初晶奧氏體和共晶奧氏體中都析出二次滲碳體，當(dāng)溫度到達(dá)727時(shí)，發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，所有的奧氏體均轉(zhuǎn)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(jì)算含量：組織組成物中初

30、晶奧氏體的含量：（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(jié)晶過程：合金在12溫度區(qū)間從液體中結(jié)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(dāng)溫度達(dá)到2點(diǎn)時(shí)，發(fā)生共晶轉(zhuǎn)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(zhuǎn)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

31、體和低溫萊氏體。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(yīng)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(luò)狀分布于奧氏體的晶界，共晶滲碳體是與共晶奧氏體同時(shí)形成的，在萊氏體中為連續(xù)的基體，比較粗大，有時(shí)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(xì)片狀分布在鐵素體基體上，起了強(qiáng)化作用，因此珠光體有較高的強(qiáng)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(shí)，鐵碳合金塑形不斷降低，當(dāng)組織中

32、出現(xiàn)以滲碳體為基體的低溫萊氏體時(shí)，塑形降低到接近于零值。沖擊韌度對(duì)組織十分敏感，含碳量增加時(shí)，脆性的滲碳體增多，當(dāng)出現(xiàn)網(wǎng)狀的二次滲碳體時(shí)，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(duì)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(dāng)?shù)乃苄魏晚g性，合金中滲碳體相的數(shù)量不應(yīng)過多，對(duì)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(shí)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

33、粗糙度，因此切削加工性能不好，高碳鋼中滲碳體較多，硬度較高，嚴(yán)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(dāng)，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(shí)，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(guān)，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(dǎo)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G

34、S線，以避免變形時(shí)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(duì)碳鋼的力學(xué)性能有良好的影響，它能提高鋼的強(qiáng)度和硬度。錳提高強(qiáng)度的原因是它溶于鐵素體而引起固溶強(qiáng)化，并使鋼材在軋后冷卻時(shí)得到層片較細(xì)、強(qiáng)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(qiáng)的固溶強(qiáng)化作用，顯著提高鋼的強(qiáng)度和硬

35、度，但含量較高時(shí)，將使鋼的塑形和韌性下降。硫是有害元素，是煉鋼時(shí)由礦石和燃料帶到鋼中來的雜質(zhì)，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(shí)開裂，這種現(xiàn)象叫熱脆。造成熱脆的原因是由于FeS的嚴(yán)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(shí)，F(xiàn)eS熔化，導(dǎo)致鋼件開裂。防止熱脆的方法是往鋼中加入適當(dāng)?shù)腻i，由于錳的與硫的化學(xué)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(diǎn)1600，高于熱加工溫度，并在高溫下具有一定的塑形，故不會(huì)產(chǎn)生熱脆。一般工業(yè)鋼中，含錳量常為含硫量的510倍。

36、磷的影響：一般來說，磷是有害雜質(zhì)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(qiáng)的固溶強(qiáng)化作用，使鋼的強(qiáng)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(yán)重的偏析，在-Fe和-Fe中擴(kuò)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(diǎn)，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(shí)效和應(yīng)變時(shí)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%

37、。如果將含氮較高的鋼從高溫急速冷卻下來，就會(huì)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(qiáng)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(shí)效。另外，含有氮的低碳鋼材經(jīng)冷塑形變形后，性能隨著時(shí)間變化，強(qiáng)度硬度升高，塑性韌性明顯下降，這種現(xiàn)象稱為應(yīng)變時(shí)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(shí)效現(xiàn)象，此外，氮化鋁還能阻礙加熱時(shí)奧氏體晶粒的長大，從而達(dá)到細(xì)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(qiáng)度極限的應(yīng)力作用下，經(jīng)

38、一定時(shí)間后，突然斷裂，造成災(zāi)難性的后果，鋼的強(qiáng)度越高，對(duì)氫脆的敏感性往往越大。二是，導(dǎo)致鋼材內(nèi)部產(chǎn)生大量細(xì)微裂紋（白點(diǎn)），白點(diǎn)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(diǎn)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(shí)的最大應(yīng)力。當(dāng)應(yīng)力超過e后，應(yīng)力與應(yīng)變之間直線關(guān)系被破壞，并出現(xiàn)屈服平臺(tái)或屈服齒。如果卸載試樣的變形只能部分恢復(fù)，而保留一部分殘余變形，即塑形變形。說明鋼的變形進(jìn)入彈塑性階段。s或0.2均表示材料對(duì)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(qiáng)化。b稱為材料的強(qiáng)度極限或抗拉強(qiáng)度，表示材料

39、對(duì)最大均勻塑性變形的抗力。k為材料的條件斷裂強(qiáng)度，它表示材料對(duì)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。材料的塑性：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(duì)斷裂的抵抗能力。彈性變形的實(shí)質(zhì)：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(duì)彈性變形的抗力。構(gòu)件的剛度：構(gòu)件產(chǎn)生彈性變形的難易程度稱為構(gòu)件的剛度。金屬的彈性模量是一個(gè)對(duì)組織不敏感的性能指標(biāo)，取決于原子間結(jié)合力的大小，其數(shù)值只與金屬的本性、晶體結(jié)構(gòu)、晶格常數(shù)等有關(guān)，金屬材料的合金化、加工過程及熱處理對(duì)它影響很小?；疲壕w的塑性變形是晶體的一部分相對(duì)

40、于另一部分沿某些晶面和晶向發(fā)生滑動(dòng)的結(jié)果，這種變形方式叫滑移?；葡担阂粋€(gè)滑移面和此面得滑移方向結(jié)合起來，組成一個(gè)滑移系?；葡当硎窘饘倬w發(fā)生滑移時(shí)滑移動(dòng)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?yàn)樵诰w的原子密度最大的晶面，原子間結(jié)合力最強(qiáng)，而面與面之間的距離最大，即密排晶面之間的原子結(jié)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(dòng)時(shí)，阻力也最小。面心立方金屬密排面111，滑移面共有4個(gè)，密排方向?yàn)?lt;110>，每個(gè)滑移面上有3個(gè)滑移方向，因此共有12個(gè)滑移系。體

41、心立方金屬的滑移面為110，共有6個(gè)滑移面，滑移方向?yàn)?lt;111>，每個(gè)滑移面上有2個(gè)滑移方向，因此共有12個(gè)滑移系，密排六方金屬滑移系有3個(gè)，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(shí)在切應(yīng)力作用下發(fā)生的，當(dāng)分切應(yīng)力達(dá)到一定臨界值，滑移才開始，此應(yīng)力稱為臨界分切應(yīng)力，它是使滑移系開動(dòng)的最小分切應(yīng)力。軟取向：當(dāng)外力與滑移面、滑移方向的夾角都是45°時(shí)，取向因子具有最大值，此時(shí)s具有最小值，金屬最容易開始滑移，這種取向稱軟取向，硬取向：而外力與滑移面平行或垂直時(shí)，取向因子為0，此時(shí)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。幾何

42、硬化：如果某一滑移系的取向處于軟取向，那么，在拉伸時(shí)，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(yuǎn)離45°，從而是滑移越來越困難，稱為幾何硬化，幾何軟化：與此相反，經(jīng)滑移和轉(zhuǎn)動(dòng)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(jìn)行，稱為幾何軟化。多滑移：兩個(gè)或更多的滑移系上進(jìn)行的滑移稱為多系滑移，簡稱多滑移。交滑移：兩個(gè)或多個(gè)相交的滑移面沿一個(gè)滑移方向進(jìn)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(duì)于另一部分晶體作均勻地切變，這種切變不會(huì)改變晶體的點(diǎn)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(duì)稱，這種形成孿晶的過程稱為孿生。

43、滑移和孿生的區(qū)別：1 滑移過程是漸進(jìn)的，孿生是突然發(fā)生的。 2 孿生的臨界分切應(yīng)力要比滑移的臨界分切應(yīng)力大得多，只有在滑移很難的條件下，晶體才進(jìn)行孿生變形。 3 滑移時(shí)滑移面兩邊的晶體位向不變，孿生時(shí)孿生面兩邊的晶體成鏡面對(duì)稱。 4 孿生對(duì)塑性變形的貢獻(xiàn)要比滑移小得多。 5 孿生后，晶體內(nèi)部產(chǎn)生空隙，易于導(dǎo)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(duì)稱性低，滑移系少，在晶體取向不利于滑移，常以孿生方式進(jìn)行塑性變形。體心立方金屬在室溫以下以孿生方式進(jìn)行，面心立方金屬對(duì)稱性高，滑移系多，易滑移，難孿晶。多晶變形的特點(diǎn)：一是各晶粒變形的不同時(shí)性，即各晶粒的變形有先有

44、后，不是同時(shí)進(jìn)行的， 二是各晶粒變形的相互協(xié)調(diào)性，面心立方和體心立方金屬的滑移系多，各個(gè)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(gè)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(xì)晶強(qiáng)化：晶界越多，即晶粒越細(xì)小，則強(qiáng)化效果越顯著，這種用細(xì)化晶粒增加晶界提高金屬強(qiáng)度的方法稱為細(xì)晶強(qiáng)化。為什么晶粒越細(xì)，屈服強(qiáng)度越高：在多晶體中，屈服強(qiáng)度是與滑移從先塑性變形的晶粒轉(zhuǎn)移到相鄰晶粒密切相關(guān)的，這個(gè)轉(zhuǎn)移能否發(fā)生，主要取決于在已滑移晶粒晶界附近的位錯(cuò)塞積所引起的應(yīng)

45、力集中，晶粒越大，應(yīng)力集中越大，激發(fā)相鄰晶粒發(fā)生塑性變形的機(jī)會(huì)比小晶粒大得多，晶粒越小，應(yīng)力集中小，則需要在較大的外加應(yīng)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(xì)，屈服強(qiáng)度越高的主要原因。細(xì)化晶粒優(yōu)點(diǎn)，作用：不但可以提高材料的強(qiáng)度，同時(shí)改善材料的塑性和韌性，這是材料的其他強(qiáng)化方法所不能比擬的，細(xì)化晶粒的晶粒內(nèi)部和晶界附近應(yīng)變相差較小，變形較均勻，相對(duì)來說因應(yīng)力集中引起的開裂機(jī)會(huì)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(xì)晶粒金屬中，裂紋不易產(chǎn)生，也不易擴(kuò)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(qiáng)化：由于固溶體中存在著溶質(zhì)原子，使得

46、合金的強(qiáng)度、硬度提高，而塑性、韌性有所下降。產(chǎn)生固溶強(qiáng)化原因：一是在固溶體中溶質(zhì)與溶劑的原子半徑差所引起的彈性畸變，與位錯(cuò)之 間產(chǎn)生彈性交互作用，對(duì)位錯(cuò)有阻礙作用 二是在位錯(cuò)線偏聚的原子對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用?？率蠚鈭F(tuán)：偏聚于位錯(cuò)周圍的溶質(zhì)原子好像形成了一個(gè)溶質(zhì)原子氣團(tuán)。合金元素形成固溶體時(shí)其強(qiáng)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(zhì)量分?jǐn)?shù)越大，則強(qiáng)化作用越大。2 溶質(zhì)原子與溶劑原子尺寸相差越大，則造成的晶格畸變?cè)酱?，?qiáng)化效果越大。3 形成間隙固溶體的溶質(zhì)元素的強(qiáng)化作用大于形成置換溶體的元素，當(dāng)兩者質(zhì)量分?jǐn)?shù)相同時(shí) ，前者的強(qiáng)化效果比后者大10100倍。4 溶質(zhì)原子與溶劑原子的價(jià)電子數(shù)

47、相差越大，則強(qiáng)化效果越大。彌散強(qiáng)化：位錯(cuò)繞過第二相粒子：位錯(cuò)遇到堅(jiān)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(yīng)力增加，彎曲加劇，形成位錯(cuò)環(huán)而被留下，其余部分位錯(cuò)又恢復(fù)直線繼續(xù)前進(jìn)。這種強(qiáng)化作用與第二相粒子間距成反比，間距越小，強(qiáng)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(qiáng)化作用，這種強(qiáng)化作用方式稱彌散強(qiáng)化。位錯(cuò)切過機(jī)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(yùn)動(dòng)著位錯(cuò) 與其相遇，將切過粒子與基體一起變形，位錯(cuò)切過粒子時(shí)必須做額外的功，消耗足夠大的能量，從而提高合金的強(qiáng)度，這種強(qiáng)化方式成為沉淀強(qiáng)化。塑性變形對(duì)金屬組織的和性能的影響：顯微組織

48、的變化：金屬和合金經(jīng)塑性變形后，各晶粒沿變形方向逐漸伸長，變形量越大，晶 粒伸長的程度越大，當(dāng)變形量很大時(shí)，晶粒呈現(xiàn)出一片如纖維狀的條紋， 稱為纖維組織。亞結(jié)構(gòu)的細(xì)化：亞結(jié)構(gòu)尺寸變小，位錯(cuò)增多，形成位錯(cuò)纏結(jié)。形變織構(gòu)：多晶體中原為任意取向的各個(gè)晶粒會(huì)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(gòu)。塑性變形對(duì)金屬性能的影響：加工硬化或形變強(qiáng)化：隨著變形程度的增加，金屬的強(qiáng)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(jìn)行，位錯(cuò)密度不斷增加，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)時(shí)相互教個(gè)加劇，產(chǎn)生固定割階、位錯(cuò)纏結(jié)等障礙，使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力

49、增大，引起變形抗力增加，因此提高了金屬的強(qiáng)度。塑性變形對(duì)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(xué)性能也將發(fā)生明顯的變化，金屬及合金的比電阻增加，導(dǎo)電性能和電阻溫度系數(shù)下降，熱導(dǎo)率也略位下降，塑性變形還使磁導(dǎo)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(xué)活性提高，腐蝕速度增快，塑性變形后，金屬中晶體缺陷（位錯(cuò)及空位）增加，因而使擴(kuò)散激活能減少，擴(kuò)散速度增加。殘留應(yīng)力： 宏觀內(nèi)應(yīng)力（第一類內(nèi)應(yīng)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(gè)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(yīng)力（第二類內(nèi)應(yīng)力）

50、是金屬經(jīng)冷塑形變形后，由于晶?；騺喚ЯＷ冃尾痪鶆蛞鸬模窃诰Я；騺喚Я７秶鷥?nèi)處于平衡的力，此應(yīng)力在某些局部區(qū)域可達(dá)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(jìn)而導(dǎo)致斷裂。 點(diǎn)陣畸變（第三類內(nèi)應(yīng)力）塑性變形使金屬內(nèi)部產(chǎn)生大量的位錯(cuò)和空位，使點(diǎn)陣中的一部分原子偏離其平衡位置，造成點(diǎn)鎮(zhèn)畸變。這種點(diǎn)陣畸變所產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)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(qiáng)度升高，而塑性和耐蝕能力下降。第七章回復(fù)：指冷塑性變形的金屬在加熱時(shí)，在光學(xué)顯微組織發(fā)生改變前，所產(chǎn)生的某些亞結(jié)構(gòu)和性能的變化過程?；貜?fù)退火在工程上稱之為去應(yīng)力退火，使冷加工的金屬件在基本上保

51、持加工硬化狀態(tài)的條件降低其內(nèi)應(yīng)力（主要是第一類內(nèi)應(yīng)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(shí)的安全性。再結(jié)晶：冷變形后的金屬加熱到一定溫度或保溫足夠時(shí)間后，在原來的變形組織中產(chǎn)生了無畸變的新晶粒，位錯(cuò)密度顯著降低，性能也發(fā)生顯著變化，并恢復(fù)到冷變形前的水平，這個(gè)過程稱為再結(jié)晶。當(dāng)變形度很小時(shí)，金屬材料的晶粒仍保持原狀，當(dāng)變形度達(dá)到某一數(shù)值時(shí)，再結(jié)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(duì)應(yīng)于得到特別粗大晶粒的變形度稱為臨界變形度。當(dāng)變形度超過臨界變形度后，則變形度越大，晶粒越細(xì)小。某些金屬材料經(jīng)過嚴(yán)重冷變形后，在較高溫度下退火時(shí)，

52、會(huì)出現(xiàn)反常的晶粒長大現(xiàn)象，級(jí)少數(shù)晶粒具有特別大的長大能力，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(jié)晶晶粒還要粗大得多，這個(gè)過程稱為二次再結(jié)晶。二次再結(jié)晶并不是重新形核和長大的過程，它是以一次再結(jié)晶后的某些特殊晶粒作為基礎(chǔ)長大的。再結(jié)晶退火：將冷變形金屬加熱到規(guī)定溫度，并保溫一定時(shí)間，然后緩慢冷卻到室溫的一種熱處理工藝。再結(jié)晶織構(gòu)：金屬再結(jié)晶退火后所形成的織構(gòu)稱為再接晶織構(gòu)。在結(jié)晶織構(gòu)的形成與變形程度和退火溫度有關(guān)，變形度越大，退火溫度越高，所產(chǎn)生的織構(gòu)越顯著。某些面心立方結(jié)構(gòu)的金屬及合金，如銅及銅合金、奧氏體不繡鋼等經(jīng)再結(jié)晶退火后，經(jīng)常出現(xiàn)孿晶組織

53、，這種孿晶稱為退火孿晶或再結(jié)晶孿晶。熱加工：指在再結(jié)晶溫度以上的加工過程。冷加工：指再結(jié)晶溫度以下的加工過程。例如，鉛的再結(jié)晶溫度低于室溫，在室溫下對(duì)鉛進(jìn)行加工屬于熱加工，鎢的再結(jié)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(yù)熱溫度，并在該溫度下保持一段時(shí)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(shí)的實(shí)際臨界溫度標(biāo)以字母c如AC1，而把冷卻時(shí)的實(shí)際臨界溫度標(biāo)以字母r如Ar1,固態(tài)相變的特點(diǎn)：1 相變阻力大。 2 新相晶核與母相之間存在一定的晶體學(xué)位向關(guān)系。 3 母相晶體缺陷對(duì)相變起促進(jìn)作用。 4 易于出現(xiàn)過渡相固態(tài)相變的類型：第一類是

54、擴(kuò)散型相變 珠光體和奧氏體轉(zhuǎn)變屬于這一類相變。 第二類是非擴(kuò)散型相變或切變型相變 馬氏體相變 第三類是介于兩類轉(zhuǎn)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(gè)面稱為慣習(xí)面，這種現(xiàn)象叫做慣習(xí)現(xiàn)象。通常把鋼加熱獲得奧氏體的轉(zhuǎn)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(shí)間 2 原始組織的影響 鋼的原始組織為片狀珠光體時(shí)，鐵素體和滲碳體組織越細(xì)，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(xué)成分的影響 碳 含碳量越高，原始組

55、織中滲碳體數(shù)量越多，增加了鐵素體和滲碳體的相界面，使奧氏 體形核率增加，含碳量增加又使碳在奧氏體中擴(kuò)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(kuò)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(kuò)散速度，故加快了奧氏體的形成速度，Si、Al、Mn等元素對(duì)碳在奧氏體中擴(kuò)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(kuò)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(diǎn)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(kuò)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