金屬學(xué)及熱處理基礎(chǔ)知識

第一章金屬學(xué)及熱處理基礎(chǔ)知識

一、金屬的基本結(jié)構(gòu)

金屬材料的化學(xué)成分不同，其性能也不同。但是對于同一種成分的金屬材料，通過不同

的加工處理工藝，改變材料內(nèi)部的組織結(jié)構(gòu)，也可以使其性能發(fā)生極大的變化，可見，金屬

的內(nèi)部結(jié)構(gòu)和組織狀態(tài)也是決定金屬材料性能的重要因素。金屬和合金在固態(tài)下通常都是晶

體，因此首先要了解其晶體結(jié)構(gòu)。

1、金屬的原子結(jié)構(gòu)及原子的結(jié)合方式

(1)金屬原子的結(jié)構(gòu)特點

最外層的電子數(shù)很少，一般為1?2個，最多不超過4個，這些外層電子與原子

核的結(jié)合力很弱，很容易脫離原子核的束縛而變成自由電子，此時的原子即變?yōu)檎x

子，而對于過渡族金屬元素來說，除具有以上金屬原子的特點外，還有一個特點，即

在次外層尚未填滿電子的情況下，最外層就先填充了電子。因此，過渡族金屬的原子

不僅容易丟失最外層電子，而且還容易丟失次外層的1?2個電子，這就出現(xiàn)了過渡

族金屬化合價可變的現(xiàn)象。當(dāng)過渡族金屬的原子彼此相互結(jié)合時，不僅最外層電子參

與結(jié)合，而且次外層電子也參與結(jié)合。因此，過渡族金屬的原子間結(jié)合力特別強(qiáng)，宏

觀表現(xiàn)為熔點高。強(qiáng)度高。由此可見，原子外層參與結(jié)合的電子數(shù)目，不僅決定著原

子間結(jié)合鍵的本質(zhì)，而且對其化學(xué)性能和強(qiáng)度等特性也具有重要影響。

(2)金屬鍵

處以集聚狀態(tài)的金屬原子，全部或大部將它們的價電子貢獻(xiàn)出來，為其整個原子

集體所公有，稱之為電子云或電子氣。這些價電子或自由電子，已不再只圍繞自己的

原子核轉(zhuǎn)動，而是與所有的價電子一起在所有原子核周圍按量子力學(xué)規(guī)律運動著。貢

獻(xiàn)出價電子的原子，則變?yōu)檎x子，沉浸在電子云中，它們依靠運動于其間的公有化

的自由電子的靜電作用而結(jié)合起來，這種結(jié)合方式叫做金屬鍵，它沒有飽和性和方向

性。

(3)結(jié)合力與結(jié)合能

固態(tài)金屬中兩原子之間的相互作用力包括：正離子與周圍自由電子間的吸引力，

正離子與正離子以及電子與電子間的排斥力。

結(jié)合能是吸引能與排斥能的代數(shù)和，當(dāng)形成原子集團(tuán)比分散孤立的原子更穩(wěn)定，

即勢能更低時，在吸引力的作用下把遠(yuǎn)處的原子移近所做的功是使原子的勢能降低，

所以吸引能是負(fù)值，相反，排斥能作用下把遠(yuǎn)處的原子移近平衡距離do時，其結(jié)合

能最低，原子最穩(wěn)定。任何對do的偏離，都會使原子的勢能增加，從而使原子處于

不穩(wěn)定狀態(tài)，原子就力圖回到低能狀態(tài)，即恢復(fù)到平衡距離的傾向，這里的EAB成

為原子間的結(jié)合能或鍵能。

2、金屬的晶體結(jié)構(gòu)

（1）晶體的特性

a、晶體具有一定的熔點。

b、晶體具有各向異性，在不同的方向上測量其性能（如導(dǎo)電性、導(dǎo)熱性、熱膨

脹性、彈性和強(qiáng)度等）時，表現(xiàn)出或大或小的差異。

（2）晶格和晶胞

晶格：將構(gòu)成晶體的實際質(zhì)點（原子、離子或分子）忽略，而將它們抽象為純

粹的幾何點，稱之為陣點或結(jié)點，這些陣點可以是原子或分子的中心，

也可以是彼此等同的原子群或分子群的中心，各個陣點的周圍環(huán)境都相

同，用平行的直線將這些陣點連接起來，構(gòu)成一個三維的空間格架，這

種用于描述晶體中原子（離子或分子）排列規(guī)律的空間格架成為空間點

陣，簡稱點陣或晶格。

晶胞:用來分析晶體中原子排列的規(guī)律性而在晶格中選取的能夠完全反映晶格

特征的最小的幾何單元成為晶胞。

（3）3種典型的金屬晶體結(jié)構(gòu)

a、基本概念

原子數(shù)：一個晶胞中含有的原子數(shù)目。

配位數(shù)：晶體結(jié)構(gòu)中與任一個原子最近鄰、等距離的原子數(shù)目。

致密度：原子所占體積與晶胞體積之比，用于表示原子排列的緊密程度。

b、3種典型的金屬晶體結(jié)構(gòu)（圖1—1）

①體心立方晶格

73、

原子半徑「=——a；原子數(shù)N=2；配位數(shù)為8；致密度K=0.68

4

②面心立方晶格

V2

原子半徑「=---a；原子數(shù)N=4；配位數(shù)為12；致密度K=0.74

③密排六方晶格

原子半徑r=?；原子數(shù)N=6；配位數(shù)為12；致密度K=0.74

2

(a)體心立方(b)面心立方(c)密排六方

圖1—1典型的晶體結(jié)構(gòu)

(4)晶向指數(shù)和晶面指數(shù)

在晶體中，由一系列原子所組成的平面成為晶面，任意兩個原子之間連線

所指的方向成為晶向。

a、晶向指數(shù)的確定步驟

①以晶胞的三個棱邊為坐標(biāo)軸X、Y、Z,以棱邊長度(即晶格常數(shù))作為

坐標(biāo)軸的長度單位；

②從坐標(biāo)軸原點引一有向直線平行于待定晶向；

③在所引有向直線上任取一點，求出該點在X、Y、Z軸上的坐標(biāo)值；

④將三個坐標(biāo)值按比例化為最小簡單整數(shù)，即得所求得晶向指數(shù)，記為

[uvw]o

b、晶面指數(shù)的確定步驟

①以晶胞的三條相互垂直的棱邊為參考坐標(biāo)軸X、Y、Z,坐標(biāo)原點0應(yīng)

位于待定晶面之外，以免出現(xiàn)零截距；

②以棱邊長度(即晶格常數(shù))為度量單位，求出待定晶面在各軸上的截距;

③取各截距的倒數(shù)，并化為最小簡單整數(shù)，即為所求的晶面指數(shù)，記為

(hkl)?

注：在立方結(jié)構(gòu)的晶體中

(1)當(dāng)一晶向[uvw]位于或平行于某一晶面(hkl)時，必須滿足此關(guān)

系：hu+kv+lw=O;

(2)當(dāng)某一晶向與某一晶面指數(shù)垂直時，其晶向指數(shù)和晶面指數(shù)須

完全相等。

3、實際金屬的晶體結(jié)構(gòu)

在實際應(yīng)用的金屬材料中，總是不可避免地存在著一些原子偏離規(guī)則排列的不完

整性區(qū)域，這就是晶體缺陷。

根據(jù)晶體缺陷的幾何形態(tài)特征，可以將它們分為以下三類：

（1）點缺陷：其特征是三個方向上的尺寸都很小，相當(dāng)于原子的尺寸，如

空位、間隙原子等。

（2）線缺陷：其特征是在兩個方向上的尺寸很小，另一個方向上的尺寸很

大，如位錯。

（3）面缺陷：其特征是在一個方向上的尺寸很小，另外兩個方向上的尺寸

相對很大，如晶界、亞晶界等。

二、金屬的結(jié)晶基本過程

金屬由液態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣虘B(tài)的過程成為凝固。由于凝固后的固態(tài)金屬通常是晶體，所以又將

這一轉(zhuǎn)變過程稱之為結(jié)晶。金屬結(jié)晶后所形成的組織，包括各種相的晶粒形狀、大小和分布

等，將極大地影響到金屬的加工性能和使用性能，對于鑄件來說，結(jié)晶過程就基本上決定了

它的使用性能和使用壽命，因此，研究和控制金屬的結(jié)晶過程，已成為提高金屬機(jī)械性能和

工藝性能的一個重要手段。

1金屬結(jié)晶的條件

（1）過冷度：金屬在結(jié)晶之前，溫度連續(xù)下降，當(dāng)液態(tài)金屬冷卻到理論結(jié)晶溫

度Tm（熔點）時，并未開始結(jié)晶，而是需要繼續(xù)冷卻到Tm之下的某一溫

度T”液體金屬才開始結(jié)晶，金屬的實際結(jié)晶溫度Tn與理論結(jié)晶溫度Tm

之差，稱之為過冷度，以AT表示，△T=Tm-T”

結(jié)論：

金屬結(jié)晶必須要有一定的過冷度，一般來說，過冷度隨金屬的本性和純度

的不同，以及冷卻速度的差異可以在很大的范圍內(nèi)變化。金屬不同，過冷度的

大小不同；金屬的純度越高，則過冷度越大。當(dāng)以上兩因素確定后，過冷度的

大小主要取決于冷卻速度，冷卻速度越大，則過冷度越大，即實際結(jié)晶溫度越

低，故對于一定的金屬來說，過冷度有一最小值，若過冷度小于這個值，結(jié)晶

過程不能進(jìn)行。

（2）結(jié)晶潛熱：一摩爾物質(zhì)從一個相轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪粋€相時，伴隨著放出或吸收的

熱量稱為相變潛熱。結(jié)晶時從液相轉(zhuǎn)變?yōu)楣滔鄷r要放出熱量，稱為結(jié)晶潛

熱。

一般地，用冷卻曲線表示結(jié)晶的過程（圖1—2）,冷卻曲線上的第一個轉(zhuǎn)折

點，對應(yīng)著結(jié)晶過程的開始，第二個轉(zhuǎn)折點則對應(yīng)著結(jié)晶過程的結(jié)束。

結(jié)論：結(jié)晶潛熱的釋放和散失是影響結(jié)晶過程的一個重要因素，如果釋放

的結(jié)晶潛熱大于向周圍環(huán)境中散失的熱量，溫度將會回升，甚至已經(jīng)發(fā)生結(jié)晶

的區(qū)域會發(fā)生重熔現(xiàn)象。

圖1—2金屬結(jié)晶的冷卻曲線

(3)金屬結(jié)晶的微觀過程

結(jié)晶過程是形核和長大的過程。結(jié)晶時，首先在液體中形成具有某一臨界尺寸

的晶核，然后，這些晶核再不斷凝聚液體中的原子繼續(xù)長大。結(jié)晶過程需要一個孕

育期，當(dāng)液態(tài)金屬過冷至理論結(jié)晶溫度以下的實際結(jié)晶溫度時，晶核并未立即出生,

而是經(jīng)過一定時間后才開始出現(xiàn)第一批晶核，結(jié)晶開始的這段停留時間稱為孕育

期。

(4)金屬結(jié)晶的熱力學(xué)條件

如果液相的自由能高于固相的自由能，那么液相將自發(fā)地轉(zhuǎn)變?yōu)楣滔?，即金?/p>

發(fā)生結(jié)晶，從而使系統(tǒng)的自由能降低，處于更為穩(wěn)定的狀態(tài)。液相金屬和固相金屬

的自由能之差就是促進(jìn)金屬結(jié)晶的驅(qū)動力，即AGuGs—GL<0。

結(jié)論：過冷度越大，液固兩相的自由能的差值越大，即相變驅(qū)動力越大，結(jié)

晶速度越快。

(5)金屬結(jié)晶的結(jié)構(gòu)條件

①近程有序:在液體中的微小范圍內(nèi)存在著緊密接觸規(guī)律排列的原子集

團(tuán)，稱為近程有序。

②遠(yuǎn)程有序：在在液體中的大范圍內(nèi)原子是無序分布的，而在晶體中大

范圍內(nèi)的原子卻是呈有序排列的，稱之為遠(yuǎn)程有序。

③相起伏：液態(tài)金屬中近程規(guī)則排列的原子集團(tuán)并不是固定不動、一成

不變的，而是處于不斷地變化之中，由于液態(tài)金屬原子的熱運動很激

烈，而且原子間距較大，結(jié)合較弱，所以液態(tài)金屬原子在其平衡位置

停留的時間很短，很容易改變自己的位置，這就使近程有序的原子集

團(tuán)只能維持短暫的時間即被破壞而消失，以此同時，在其它地方又會

出現(xiàn)新的近程有序的原子集團(tuán)，液態(tài)金屬中的這種不斷變化著的近程

有序原子集團(tuán)稱為結(jié)構(gòu)起伏或稱為相起伏。

④晶胚：根據(jù)結(jié)晶熱力學(xué)條件可以判斷，只有在過冷液體中出現(xiàn)的尺寸

較大的相起伏才有可能在結(jié)晶時轉(zhuǎn)變成為晶核，這些相起伏就是晶核

的胚芽，稱為晶胚。

結(jié)論：液態(tài)金屬的一個重要特點是存在著相起伏，只有在過冷液體中的相起伏

才能成為晶胚。但是，并不是所有的晶胚都可以轉(zhuǎn)變成為晶核。

2晶核的形成

在過冷液體中形成固態(tài)晶核時，可能有兩種形核方式：一種是均勻形核，又稱均質(zhì)

形核或自發(fā)形核；另一種是非均勻形核，又稱異質(zhì)形核或非自發(fā)形核。

(6)均勻形核

①晶核：在過冷液體中并不是所有的晶胚都可以轉(zhuǎn)變成為晶核，只有那

些尺寸等于或大于某一臨界尺寸的晶胚才能穩(wěn)定的存在，并能自發(fā)地

長大。這種等于或大于臨界尺寸地晶胚即為晶核。

②均勻形核：在液相中各個區(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。

③結(jié)晶過程中系統(tǒng)自由能的變化為

3

AG=-VAGy+GS=~—m-AGv+4制~。

其中，AGy為液固兩相單位體積自由能差，6為單位面積的表面能。

④臨界晶核半徑：當(dāng)「=小時，晶胚既可能消失，也可能長大成為穩(wěn)定

的晶核，因此把半徑為此的晶胚稱為臨界晶核，改稱為臨界晶核半

徑，如圖1—3所示。

「二2b2叫

K-LmM'

其中，為理論結(jié)晶溫度，",為熔化潛熱。

圖1-3臨界晶核半徑

⑤形核功

a、定義：形成臨界晶核時，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，即需要對

形核作功，稱之為形核功，記為AGK，其表達(dá)式如下:

廣16的1

=-4^0-=-57

3K3AT

其中，SK為臨界晶核的表面積。

b、形核功的能量來源：在液態(tài)金屬中存在著結(jié)構(gòu)起伏和能量起伏。

⑥形核率

a、定義：形核率是指在單位時間單位體積液相中形成的晶核數(shù)目，

以N表示，單位為cirT3?s-％

b、影響形核率的兩個因素：一是隨著過冷度的增加，晶核的臨界半

徑和形核功都隨之減小，結(jié)果使晶核易于形成，形核率增加；二

是取決于原子的擴(kuò)散能力，溫度越高（過冷度越小），則原子的

擴(kuò)散能力越大，形核率越高。二者綜合作用的結(jié)果是在形核率的

曲線上出現(xiàn)了極大值，開始時形核率隨過冷度的增加而增大，當(dāng)

超過極大值之后，形核率又隨過冷度的增加而減小，當(dāng)過冷度非

常大時，形核率接近于零，如圖1—4所示。

之

二

之

圖1—4形核率與溫度及過冷度的關(guān)系

(7)非均勻形核

①定義：在液態(tài)金屬中總是存在一些微小的固相雜質(zhì)質(zhì)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(xiàn)成

的固體表面上形成，這種形核方式就是非均勻形核，或稱異質(zhì)形核、

非自發(fā)形核。

②影響非均勻形核的形核率的因素

a、過冷度的影響

由于非均勻形核所需的形核功很小，因此，在很小的過冷條件下

其形核率就很大。另外，由于非均勻形核取決于適當(dāng)?shù)膴A雜物質(zhì)點的

存在，因此，其形核率可能越過最大值，并在高的過冷度處中斷。

b、固體雜質(zhì)結(jié)構(gòu)的影響

非均勻形核的形核功與接觸角。有關(guān)，9角越小，形核功越小，

形核率越高。

c、固體雜質(zhì)形貌的影響

固體雜質(zhì)表面的形狀各種各樣，其基面具有不同的形核率，在曲

率半徑、接觸角相同的情況下，晶核體積隨界面曲率的不同而改變。

凹曲面的形核效能最高，因為較小體積的晶胚便可以達(dá)到臨界晶核半

徑，平面居中，凸曲面的效能最低。因此，對于相同的固體雜質(zhì)顆粒,

若其表面曲率不同，它的催化作用也不同，在凹曲面上形核所需過冷

度比在平面、凸面上的形核所需的過冷度都要小。

d、過熱度的影響

過熱度是指金屬熔點與液態(tài)金屬溫度之差。當(dāng)過熱度較大時，有

些質(zhì)點的表面狀態(tài)改變了，凹曲面變?yōu)槠矫妫狗蔷鶆蛐魏说暮诵臄?shù)

目減少；當(dāng)過熱度很大時，將使固態(tài)雜質(zhì)質(zhì)點全部熔化，這就使非均

勻形核轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆蛐魏?，形核率大大降低?/p>

e、其它影響因素

一些物理因素對形核率也有影響，如振動、攪拌等，一方面可使

正在長大的晶體碎裂成幾個結(jié)晶核心，另一方面又可使受振動的液體

金屬中的晶核提前形成。

(8)金屬的結(jié)晶形核有以下要點：

①液態(tài)金屬的結(jié)晶必須在過冷的液體中進(jìn)行，液態(tài)金屬的過冷度必須大于

臨界過冷度，晶胚尺寸必須大于臨界晶核半徑收。前者提供形核的驅(qū)動

力，后者是形核的熱力學(xué)條件所要求的。

②改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，則收

值越小，形核率越大，但是，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，二者皆是液體本身存在的

自然現(xiàn)象。

④晶核的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)上，液體金屬的凝固總是以非均勻形核方式進(jìn)行。

3晶核長大

(1)晶體長大的條件

晶體的長大從宏觀上來看,是晶體的界面向液相中的逐步推移過程;從微觀上看,

則是依靠原子逐個由液相中擴(kuò)散到晶體表面上，并按晶體點陣規(guī)律要求，逐個占據(jù)

適當(dāng)?shù)奈恢枚c晶體穩(wěn)定牢靠地結(jié)合起來的過程。由此可見，晶體長大的條件是：

第一要求液相能繼續(xù)不斷地向晶體擴(kuò)散供應(yīng)原子，這就要求液相有足夠高的溫度，

以使液態(tài)金屬原子具有足夠的擴(kuò)散能力；第二要求晶體表面能夠不斷而牢靠地接納

這些原子，但是晶體表面上任意地點接納這些原子地難易程度不同，晶體表面接納

這些原子的位置多少與晶體的表面結(jié)構(gòu)有關(guān)，并應(yīng)符合結(jié)晶過程的熱力學(xué)條件，這

就意味著晶體長大時的體積自由能的降低應(yīng)大于晶體表面能的增加，因此，晶體的

長大必須在過冷的液體中進(jìn)行，只不過它所需的過冷度遠(yuǎn)比形核時小得多而已。

(2)決定晶體長大方式和長大速度的主要因素

決定晶體長大方式和長大速度的主要因素是晶核的界面結(jié)構(gòu)和界面附近的溫

度分布狀況，潛熱的釋放及逸散條件。這兩者的結(jié)合，就決定了晶體長大后的形態(tài)。

(3)晶體的長大機(jī)制

①二維晶核長大機(jī)制

當(dāng)固液界面為光滑界面時，若液相原子單個的擴(kuò)散遷移到界面上是很難形

成穩(wěn)定狀態(tài)的，這是由于它所帶來的表面能的增加，遠(yuǎn)大于其體積自由能的降

低。這種情況下，晶體的長大只能依靠所謂的二維晶核方式，即依靠液相中的

結(jié)構(gòu)起伏和能量起伏，使一定大小的原子集團(tuán)差不多同時降落到光滑界面上，

形成具有一個原子厚度并且有一定寬度的平面原子集團(tuán)。根據(jù)熱力學(xué)的分析，

這個原子集團(tuán)帶來的體積自由能的降低必須大于其表面能的增加，它才能在光

滑界面上形成穩(wěn)定狀態(tài)。二維晶核形成后，它的四周就出現(xiàn)了臺階，后遷移來

的液相原子一個個填充到這些臺階處，這樣所增加的表面能較小。直到整個鋪

滿一層原子后，便又變成了光滑界面，而后又需要新的二維晶核的形成，否則

成長即告中斷。晶體以這種方式長大時，其長大速度十分緩慢。

②螺型位錯長大機(jī)制

螺型位錯在晶體表面露頭處，即在晶體表面形成臺階，這樣，液相原子一

個個地堆砌到這些臺階處，新增加的表面能很小，完全可以被體積自由能的降

低所補(bǔ)償。每鋪一排原子，臺階即向前移動一個原子間距，所以，臺階各處沿

著晶體表面向前移動的線速度相等。

③垂直長大機(jī)制

在粗糙界面上，從液相中擴(kuò)散來的原子很容易填入這些位置，與晶體連接

起來，由于這些位置接待原子的能力是等效的，在粗糙界面上的所有位置都是

生長位置，所以液相原子可以連續(xù)、垂直地向界面添加，界面的性質(zhì)永遠(yuǎn)不會

改變，從而使界面迅速地向液相推移。這種長大方式稱為垂直長大，它的長大

速度很快，大部分金屬晶體以這種方式長大。

a）晶體長大的要點如下

i.具有粗糙界面的金屬，其長大機(jī)理為垂直長大，長大速度大，所

需過冷度小。

ii.具有光滑界面的金屬化合物、亞金屬或非金屬等，其長大機(jī)理可

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，它們的長大速度都很慢，所需的過冷度較小。

iii.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)，在正的溫度梯度下長大時，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(fù)的溫度梯度下長大時，一般金屬和

亞金屬的界面都呈樹枝狀，只有那些a值較高的物質(zhì)仍然保持著

光滑界面形態(tài)。

④金屬結(jié)晶過程中的生長形態(tài)

a）正溫度梯度：—>0

dx

生長過程的特點：

i.相變潛熱只能通過固相單向散失,界面向液體內(nèi)推進(jìn)的速度受固

體散熱控制。

1rp

ii.—>0,在S/L界面處的任何凸起都不會很快長大

dx

故結(jié)晶過程的生長形態(tài)為：

光滑界面：保持臺階狀長大（或小平面長大），其生長的形態(tài)呈臺階狀。

粗糙界面：為垂直長大，其S/L界面的生長形態(tài)呈平面狀。

b）負(fù)溫度梯度：一＜0

dx

生長過程的特點：

i.相變潛熱可通過固相和液相兩個方向散失，其S/L界面移動的速

度不受散熱所控制。

ii.空＜0,在S/L界面處的任何一個凸起，其前沿隨著AT的增

dx

大，使生長速度隨之加快，所以任何凸起均會迅速長大。

故結(jié)晶過程的生長形態(tài)為：

光滑界面：

a、如果AT較大,其S/L界面的生長形態(tài)則為帶有小平面的樹枝狀。

b、如果AT較小，其S/L界面的生長形態(tài)則為小平面長大，呈臺階

狀。

粗糙界面：為垂直長大，其S/L界面的生長形態(tài)呈樹枝狀長大。

三、合金的概念

1合金的定義

所謂合金是指兩種或兩種以上的金屬，或金屬與非金屬，經(jīng)熔煉或燒結(jié)、或用其它方法

組合而成的具有金屬特性的物質(zhì)。

2合金的組元

組成合金最基本的、獨立的物質(zhì)叫做組元，或簡稱元。一般說來，組元就是組成合金的

元素，但也可以是穩(wěn)定的化合物。由兩個組元組成的合金稱為二元合金，由三個組元組成的

合金稱為三元合金，由三個以上組元組成的合金稱為多元合金。

3合金的相

（1）定義

相是指合金中結(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。由一種固

相組成的合金稱為單相合金，由集中不同固相組成的合金稱為多相合金。

⑵分類

不同的相具有不同的晶體結(jié)構(gòu)，根據(jù)相的晶體結(jié)構(gòu)特點可以將其分為兩大類。

①固溶體：

合金的組元之間以不同的比例相互混合,混合后形成的固相的晶體結(jié)構(gòu)與組元

合金的某一組元的相同，這種相就稱為固溶體。這種組元稱為溶劑，其它的組元即

為溶質(zhì)。按溶質(zhì)原子在晶格中所占的位置分為：置換固溶體、間隙固溶體。

②金屬化合物

在合金系中，組元間發(fā)生相互作用，除彼此形成固溶體外，還可能形成一種具

有金屬性能的新相，即為金屬化合物。金屬化合物具有它自己獨特的晶體結(jié)構(gòu)和性

質(zhì)，而與各組元的晶體結(jié)構(gòu)和性質(zhì)不同，一般可以用分子式來大致表示其組成。常

見的金屬化合物：正常價化合物、電子化合物、間隙相和間隙化合物。

(3)影響相結(jié)構(gòu)的因素

①負(fù)電性因素

負(fù)電性因素是指組成合金的組元原子，吸引電子形成負(fù)離子的傾向。越容易吸

引電子形成負(fù)離子的元素，則其負(fù)電性越強(qiáng)。組元間的負(fù)電性相差越小，則越容易

形成固溶體；組元間的負(fù)電性相差越大，則越不容易形成固溶體，而易于形成金屬

化合物相。

②原子尺寸因素

原子尺寸因素一般用組元間原子半徑之差與其中一組元的原子半徑之比表示，

若以、知分別為A、B兩組元的原子半徑，則Ar=上二金表示原子尺寸因素的大

rA

小。當(dāng)組元的負(fù)電性相差不大時，則Ar越小，越容易形成固溶體，否則，將增加

形成化合物的傾向性。

③電子濃度因素

電子濃度是指合金晶體中的價電子數(shù)與其原子數(shù)之比，可用下式表示：

_VA(100-r)+VBr

,電子100

式中，匕、力分別為溶劑和溶質(zhì)的原子價，廠為溶質(zhì)B的物質(zhì)的量比。當(dāng)電

子濃度越小，則形成固溶體的傾向越大，電子濃度增大，則固溶體將變得不穩(wěn)定，

形成化合物的傾向增大。

四、鐵碳相圖

鐵碳合金相圖是研究鐵碳合金的重要工具，了解與掌握鐵碳合金相圖，對于鋼鐵材料的

研究和使用，各種熱加工工藝的制訂以及工藝廢品原因的分析等方面有很重要的指導(dǎo)意義。

1鐵碳合金的組元及基本相

(1)純鐵

1394℃912℃

①鐵的同素異晶轉(zhuǎn)變S-尸e=y-Fe=a-"

(b.c.c)4轉(zhuǎn)變(f.c.c)A3轉(zhuǎn)變(b.c.c)

②鐵素體與奧氏體

a、鐵素體是碳溶于a鐵中的間隙固溶體，為體心立方晶格，常用符號為

F或a。

b、奧氏體是碳溶于Y鐵中的間隙固溶體，為面心立方晶格，常用符號A

或Y表示。

c、碳溶于體心立方晶格6—Fe中的間隙固溶體，稱為6鐵素體。

(2)滲碳體

滲碳體是鐵與碳形成的間隙化合物FesC,含碳量wc=6.69%,可以用符號Cm

表示，是鐵碳相圖中的重要基本相。

2Fe—Fe3c相圖分析

圖1一5為鐵一滲碳體的相圖。

圖1—5鐵一滲碳體相圖

(1)合金的基本組織一一鐵素體、奧氏體、滲碳體、珠光體、萊氏體(其中鐵素

體、奧氏體、滲碳體在上一節(jié)已經(jīng)做了介紹)

①珠光體是Fe—Fe3c相圖上的共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，是在727℃恒溫下，由w0=

0.77%的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)閃c=0.0218%的鐵素體和滲碳體組成的混合物，用

符號P表小。

②萊氏體是Fe—Fe3c相圖上的共晶轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，是在1148℃恒溫下，由w0=

4.3%的液相轉(zhuǎn)變?yōu)閣c=2.11%的奧氏體和滲碳體組成的混合物，用符號

Ld表不。

（2）相圖中的點、線、區(qū)

1）點

相圖中各特性點的溫度、碳濃度

2）

ABCD液相線；

AHJECF——固相線；

MO——鐵素體的磁性轉(zhuǎn)變線；

230℃虛線為滲碳體的磁性轉(zhuǎn)變線；

HJB——包晶轉(zhuǎn)變線；ECF——共晶轉(zhuǎn)變線；

PSK——共析轉(zhuǎn)變線

3）

單相區(qū)

ABCD以上——液相區(qū)（L）；

AHNA——6固溶體區(qū)（5）；

NJESGN——奧氏體區(qū)（丫或人）；

GPQG——鐵素體區(qū)（a或F）；

DFKL——滲碳體區(qū)（Fe3c或Cm）。

雙相區(qū)

L+8、L+y、L+FesC、6+丫、丫+a、y+Fe3C、a+Fe3c

3鐵碳合金的結(jié)晶過程（圖1—6）

(1)工業(yè)純鐵：Wc<0.0218%,其室溫組織為a+Fe3cm

相變過程：LfL+6-6-6+丫一丫一y+cifa—a+Fe3c

(L-8)(8—?y)(y—?a)(a-FesCm)

(2)共析鋼：Wc=0.77%,其室溫組織為P

相變過程：LfL+丫一丫一丫+a+Fe3c-*a+Fe3c

(L—y)(yo.77fP)(afFesCni)

(3)亞共析鋼：Wc=0.0218?0.77%,其室溫組織為a+Fe3cm+P

相變過程：LfL+6fL+6+yf6+yy-*y+a

(Lf6)(L+§fy)(§fy)(y-a)

—Y+a+Fe3c-a+Fe3c

(Yo.77fP)(afFesCni)

(4)過共析鋼：Wc=0.77?2.11%,其室溫組織為P+Fe3cli

相變過程：LfL+yfy-y+Fe3C~*Y+a+Fe3C-a+Fe3c

(LfY)(YfFesCn)(Yo.77^P)(afFesCn)

a)共晶白口鐵：wc=4.3%,其室溫組織為變態(tài)Ld'=P+Fe3c共晶+Fe3c

相變過程：L—L+y+Fe3c—y+Fe3c-y+a+Fe3c

(L〃3fY2.11+Fe3c6.69)(Y—FesCn)(Yo.77fP)

fa+Fe3c

(a-Fe3cin)

b)亞共晶白口鐵：Wc=2.11?4.3%,其室溫組織為P+Fe3Cn+Ld'

相變過程：L-L+y-L+y+Fe3c-y+Fe3C

(Lfy)(L4.3fY2.11+Fe3c6.69)(YfFesCn)

fy+a+Fe3cfa+Fe3c

(Yo.77fP)(afFesCni)

c)過共晶白口鐵：Wc=4.3?6.69%,其室溫組織為Ld'+Fe3cl

相變過程：LfL+Fe3cfL+y+Fe3cfy+Fe3c

(LfFesCi)(L4.3-*Y2.11+Fe3c6.69)(YfFesCn)

fy+a+Fe3cfa+Fe3c

(Y0.77fP)(afFesCni)

時間

圖1—6各種鐵合金的結(jié)晶過程

五、熱處理基礎(chǔ)知識

熱處理時將鋼在固態(tài)下加熱到預(yù)定的溫度，并在該溫度下保持一段時間，然后以一定的

速度冷卻下來的一種熱加工工藝。其目的時改變鋼的內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，以改善鋼的性能。恰當(dāng)

的熱處理工藝可以消除鑄、鍛、焊等熱加工工藝造成的各種缺陷，細(xì)化晶粒、消除偏析、降

低內(nèi)應(yīng)力，使鋼的組織和性能更加均勻。

1鋼在加熱時的轉(zhuǎn)變(加熱奧氏體化)

(1)奧氏體形成的熱力學(xué)條件

A形成必須有一定的過熱度，即△G<0

(2)奧氏體的組織、結(jié)構(gòu)和性能

①奧氏體組織

a、A是多邊形的等軸晶粒，晶粒內(nèi)有李晶。

b、奧氏體晶粒內(nèi)攣晶的形成原因：一是由于新舊相比容不同，在新舊相界面

處有應(yīng)力存在，使奧氏體變形；二是碳原子和合金元素原子滲入，產(chǎn)生晶

格畸變。故在高溫下容易再結(jié)晶，造成原子的重排。

②奧氏體晶體的結(jié)構(gòu)

奧氏體是碳原子在Y—Fe中的間隙固溶體，且呈面心立方結(jié)構(gòu)，碳原子處

于偏八面體的中心，偏八面體最大半徑r八=0.52埃，而徐=0.77埃，由于

rc>r八，所以當(dāng)碳原子溶入八面體間隙中時，使晶格發(fā)生畸變，從而使得其

最大溶碳量為2.11%,而不是理論的20%。

③奧氏體的性能

a、奧氏體的物理性能：順磁性、比容小(致密度大)、線膨脹系數(shù)大、導(dǎo)熱性

差。

b、奧氏體的機(jī)械性能：強(qiáng)度低、硬度低、塑性好、易成型。

(3)奧氏體的形成過程

奧氏體的形成分四個過程：

①奧氏體的形核

將鋼加熱到A-以上某一溫度保溫時，珠光體處于不穩(wěn)定狀態(tài)，通常

首先在鐵素體和滲碳體相界面上形成奧氏體晶核，這是由于鐵素體和滲碳

體相界面上碳濃度分布不均勻，原子排列不規(guī)則，易于產(chǎn)生濃度和結(jié)構(gòu)起

伏區(qū)，為奧氏體的形核創(chuàng)造了有利條件。珠光體群邊界也可成為奧氏體的

形核部位。在快速加熱時，由于過熱度大，也可在鐵素體亞晶邊界上成核。

②奧氏體的長大

奧氏體晶核形成以后即開始長大。奧氏體晶粒長大是通過滲碳體的溶

解、碳在奧氏體和鐵素體中的擴(kuò)散和鐵素體繼續(xù)向奧氏體轉(zhuǎn)變而進(jìn)行的。

③剩余Fe3c的溶解

鐵素體消失后，在h溫度下繼續(xù)保溫或繼續(xù)加熱時，隨著碳在奧氏體

繼續(xù)擴(kuò)散，剩余滲碳體不斷向奧氏體中溶解。

④奧氏體的均勻化

當(dāng)滲碳體剛剛?cè)咳苋電W氏體后，奧氏體內(nèi)碳濃度仍是不均勻的，原

來是滲碳體的地方碳濃度較高，而原來是鐵素體的地方碳濃度較低，只有

經(jīng)過長時間的保溫或繼續(xù)加熱,讓碳原子進(jìn)行充分地擴(kuò)散才能獲得成分均

勻的奧氏體。

(4)影響奧氏體形成速度的因素

①加熱溫度和保溫時間

隨著奧氏體加熱溫度T的提高，A的形成速度加快，這是因為隨著T

的升高，奧氏體的形核率大大增加，同時奧氏體晶核的長大速度加快。在

較低溫度下長時間加熱和較高溫度下短時間加熱可以獲得相同的奧氏體

狀態(tài)。

②鋼的原始含碳量

對于亞共析鋼，隨C%的增加，奧氏體的形成速度增大。

原因：

a、C%t,滲碳體和鐵素體的相界面越多，形核率Nt；

b、C%t,碳在奧氏體中的t,原子擴(kuò)散系數(shù)t；

c、C%t,界面越多，碳原子擴(kuò)散距離J,擴(kuò)散越快。

③原始組織

a、原始組織越細(xì)小，界面t,形核率Nt,奧氏體的形成速度加快；

b、原始組織越細(xì)小，碳原子擴(kuò)散的距離I,奧氏體的形成速度加快；

c、原始組織越細(xì)小(或片層間距越小)，奧氏體內(nèi)碳原子的濃度梯度t,

碳原子擴(kuò)散速度增加，奧氏體的形成速度加快。

④加熱速度v

加熱速度vt,奧氏體的轉(zhuǎn)變溫度Tt,奧氏體的形核率N和長大速

度v均增加，從而奧氏體的形成速度vt。

⑤合金元素Me

a、Me影響臨界點

降低臨界點的Me,將提高過熱度從而使AGt,從而加速了奧

氏體的形成速度。相反則降低其形成速度。

b、Me影響碳原子的擴(kuò)散

加速碳原子擴(kuò)散的Me,使D：f,從而加快了奧氏體的形成速度v,

相反阻止碳原子擴(kuò)散的Me將降低奧氏體的形成速度Vo

c、強(qiáng)碳化物形成元素，其碳化物很穩(wěn)定，加熱不易溶解，相當(dāng)于延長了

奧氏體形成過程。

d、在Me的均勻化過程中，若Me的直徑t,其擴(kuò)散速度vI,也將延

長奧氏體的形成過程。

（5）奧氏體晶粒的大小及影響因素

①三種晶粒度

a、起始晶粒度：指奧氏體形成剛剛完成，或者奧氏體的晶界剛剛?cè)?/p>

部相互接觸的瞬間的晶粒大小。

b、實際晶粒度：鋼經(jīng)過實際熱處理加熱條件下所獲得的奧氏體晶粒

的大小。

c、本質(zhì)晶粒度：指在一定加熱條件下加熱時，奧氏體晶粒長大的傾

向。

②影響奧氏體A晶粒的因素

a、加熱溫度T和保溫時間t的影響

Tt,奧氏體的長大速度v呈指數(shù)f,A晶粒越粗大；

tf,A晶粒越粗大。

b、加熱速度v的快慢

加熱速度v3奧氏體的轉(zhuǎn)變溫度Tt,奧氏體的形核率Nt,

同時奧氏體的長大速度vt,故快速加熱，短時保溫可以獲得細(xì)小的

A晶粒。

c、含碳量C%的影響

在一定溫度下，隨著C%t,A晶粒（粗大）t；當(dāng)C%超過一

定值時，隨著隨著C%t,A晶粒（細(xì)?。㊣o

d、合金元素Me的影響

強(qiáng)碳化物形成元素強(qiáng)烈阻止A晶粒長大；中碳化物形成元素中

等阻止A晶粒長大；不形成碳化物元素不影響A晶粒長大。

e、原始組織的影響

原始組織越細(xì)小，碳化物的分散度越高，界面越多，形核率N

t,起始晶粒度越小。

2過冷奧氏體的組織轉(zhuǎn)變

(1)珠光體P轉(zhuǎn)變

共析鋼過冷奧氏體在C—曲線鼻溫至Ai線之間較高溫度范圍內(nèi)等溫停留

時，將發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，形成含碳量和晶體結(jié)構(gòu)相差懸殊并和母相奧氏體截然

不同的兩個固態(tài)新相：鐵素體和滲碳體。鐵素體與滲碳體片層相間的機(jī)械混合

物即為珠光體。因此，奧氏體到珠光體的轉(zhuǎn)變必然發(fā)生碳的重新分布和鐵晶格

的改組。由于相變在較高溫度下發(fā)生，鐵、碳原子都能進(jìn)行擴(kuò)散，所以珠光體

轉(zhuǎn)變是典型的擴(kuò)散型相變。

①P形成的熱力學(xué)條件：必須有一定的過冷度，保證△G<0。

②P等溫轉(zhuǎn)變的特點：

f、奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變需要一定的孕育期；

g、隨著轉(zhuǎn)變溫度T1,孕育期(，超過一定溫度后，隨轉(zhuǎn)變TI,

孕育期t。

h、隨著轉(zhuǎn)變時間tt,轉(zhuǎn)變速度vt,整個P統(tǒng)計增量，當(dāng)P達(dá)到

50%時，其轉(zhuǎn)變速度v最快。

i、亞共析鋼或過共析鋼在發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變之前有先共析相析出。

(2)馬氏體M轉(zhuǎn)變

鋼從奧氏體狀態(tài)快速冷卻，在較低溫度下發(fā)生的無擴(kuò)散型相變叫做馬氏體

轉(zhuǎn)變。

①M形成的條件

j、過冷奧氏體必須以大于臨界淬火速度的速度冷卻，以避免發(fā)生奧

氏體向珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變。

k、過冷奧氏體必須過冷到一定溫度Ms點以下才能開始發(fā)生馬氏體

轉(zhuǎn)變。

②M轉(zhuǎn)變的特點

1、馬氏體轉(zhuǎn)變的無擴(kuò)散性；

m、馬氏體轉(zhuǎn)變的切變共格性；

n、馬氏體轉(zhuǎn)變具有一定的位向關(guān)系和慣習(xí)面；

。、馬氏體轉(zhuǎn)變是在一個溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的；

P、馬氏體轉(zhuǎn)變的可逆性。

③M轉(zhuǎn)變過程中的特點

a、M轉(zhuǎn)變量只決定于成核率，與長大速度無關(guān)；

b、M轉(zhuǎn)變量主要決定于新M片的生成，不決定于原M的長大;

c、M轉(zhuǎn)變量的增加只決定于冷到溫度T,與時間無關(guān);

d、M轉(zhuǎn)變不能進(jìn)行到底，總會有殘余奧氏體存在；

e、可以認(rèn)為M轉(zhuǎn)變是非熱學(xué)性質(zhì)的轉(zhuǎn)變。

(3)貝氏體B轉(zhuǎn)變

鋼在珠光體轉(zhuǎn)變溫度以下、馬氏體轉(zhuǎn)變溫度以上的溫度范圍內(nèi)，過冷奧氏

體將發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，又稱中溫轉(zhuǎn)變。貝氏體轉(zhuǎn)變具有珠光體轉(zhuǎn)變和馬氏體轉(zhuǎn)

變某些共同的特點，又有某些區(qū)別于它們的獨特之處。同珠光體轉(zhuǎn)變相似，貝

氏體也是由鐵素體和碳化物組成的機(jī)械混合物，在轉(zhuǎn)變過程中發(fā)生碳在鐵素體

中的擴(kuò)散。但是貝氏體轉(zhuǎn)變特征和組織形態(tài)又和珠光體不同。和馬氏體轉(zhuǎn)變一

樣，奧氏體向鐵素體的晶格改組是通過切變的方式進(jìn)行的。新相鐵素體和母相

奧氏體保持一定的位向關(guān)系。但貝氏體是兩相組織，通過碳原子擴(kuò)散，可以發(fā)

生碳化物沉淀。因此，貝氏體轉(zhuǎn)變是有擴(kuò)散、有共格的轉(zhuǎn)變。

①B形成的條件

過冷奧氏體必須過冷到一定溫度Bs點以下才能開始發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)

變。

②B轉(zhuǎn)變的特點

f、貝氏體轉(zhuǎn)變是一個形核與長大的過程；

g、貝氏體中鐵素體的形成是按馬氏體轉(zhuǎn)變機(jī)構(gòu)進(jìn)行的；

h、貝氏體中碳化物的分布與形成溫度有關(guān)。

3常見熱處理工藝

(1)淬火

①定義：將鋼加熱至臨界點AC3或Aci以上一定溫度，保溫以后以大于臨界

冷卻速度的速度冷卻得到馬氏體(或下貝氏體)的熱處理工藝。

②目的：淬火可以顯著提高鋼的抗拉強(qiáng)度和硬度。

③分類：單一淬火法、雙液淬火法、噴射淬火法、分級淬火法、等溫淬火。

④淬透性：鋼的淬透性是指奧氏體化后的鋼在淬火時得到馬氏體的能力，

其大小用鋼在一定條件下淬火獲得的淬透層的深度表示。

(2)回火

①定義：將淬火鋼在Ai以下溫度加熱，使其轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的回火組織，并

以適當(dāng)方式冷卻到室溫的工藝過程。

②目的：減少或消除淬火應(yīng)力，保證相應(yīng)的組織轉(zhuǎn)變，提高鋼的韌性和

塑性，獲得硬度、強(qiáng)度、塑性和韌性的適當(dāng)配合，以滿足各種用途工

件的性能要求。

⑤類：

a、低溫回火：溫度約為150?250℃,回火組織為回火馬氏體。

b、中溫回火：溫度在350?500℃,回火組織為回火屈氏體。

c、高溫回火：溫度約為500?650℃,回火組織為回火索氏體。淬火

和隨后的高溫回火叫做調(diào)質(zhì)處理。

（3）退火

①定義：將鋼加熱至臨界點Ad以上或以下溫度，保溫以后隨爐緩慢冷

卻以獲得近乎平衡狀態(tài)組織的熱處理工藝。

②目的：均勻鋼的化學(xué)成分及組織，細(xì)化晶粒，調(diào)整硬度，消除內(nèi)應(yīng)力

和加工硬化，改善鋼的成形及切削加工性能，并為淬火作好組織準(zhǔn)備。

③分類：完全退火、擴(kuò)散退火、不完全退火、球化退火。

（4）正火

①定義：將鋼加熱到AC3（或A5）以上適當(dāng)溫度，保溫以后在空氣總

中冷卻得到珠光體類組織的熱處理工藝。

②目的：正火可以作為預(yù)備熱處理，為機(jī)械加工提供適宜的硬度，又能