热处理考试重点文档格式.docx

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（非共格晶面＞半共格晶面＞共格晶面）

弹性应变能：

非共格晶面＜半共格晶面＜共格晶面

共格界面：

是指界面两侧的两个相的原子能一一对应，相互保持匹配。

半共格界面：

指由于界面两侧的院子间距不同，故在界面上只有部分院子能够依靠弹性畸变保持匹配，在不能匹配的位置将形成刃型位错。

非共格界面：

指由于两相的原子间距差别太大，在界面上两侧原子不能保持匹配。

三、固态相变中的形核

绝大多数金属固态相变是通过形核和长大过程完成的

核胚：

行核过程中往往先在母相中某些微小区域内形成新相的结构和成份

晶核：

当核胚尺寸超过一定值时，并能稳定存在并自发长大，成为新相的晶核

晶核的行核功：

均匀行核自由能变化有极大值存在，此时的核胚半径成为临界晶核半径，对应的自由能称为晶核的行核功

位错通过什么方式促进形核

1）微错周围的点阵畸变能可以降低核坯的总应变能而减小ε项，从而减小形核功ΔG*。

2）溶质原子在位错线上的偏聚可以使成分接近于新相的成分，从而有利于形核；

位错也提供了一个较低ΔGm的扩散通道，帮助大于临界尺寸的核坯生长。

3）在fcc晶体中，a/2<

110>

全位错能够在（111）晶面上分解成由两个肖克莱不全位错相夹的堆垛层错。

这个堆垛层错实际上是hcp晶体的四个密排面，所以他能作为一个hcp晶体析出物的潜在形核位置。

如果将各种行核位置以释放自由能增加，即临界功减小的顺序排列

均匀行核位置<

空位<

位错<

堆垛层错<

晶界或相界<

表面自由能

当驱动力不大时，先在晶界或相界，非常大时，均匀行核位置才可能行核

四、固态相变中新相的长大

协同型长大：

大量原子有规则地沿某一方向作小于一个原子间距的迁移。

非协同型长大：

原子摆脱母相跳跃到新相所需的额外能量由热激活提供，所以非滑动界面的迁移对温度非常敏感。

相应的晶核长大过程为扩散型长大，也叫非协同型长大。

五、综合转变动力学-奥氏体等温转变

等温转变过程：

温度由高到低，孕育期先缩短后延长，因为与形核率和长大速度的变化有关过冷度大时，驱动力大原子扩散速度快，反之则慢。

奥氏体是高温稳定相，冷却到临界点（A1或A3）以下就不再稳定，或称过冷奥氏体

六、组织粗化

吉布斯-汤姆斯定律

在相界面为曲面的情况下，靠近相界面的母相中溶质原子的平衡浓度与曲面的曲率半径有关。

其中：

Cα（r）及Cα（∞）为β相颗粒半径为r和∞时溶质原子B在母相α中的溶解度；

σ为界面能；

VB是β相的摩尔体积。

β相半径r越小，溶质原子在基体相中的溶解度越大。

课后习题：

2.固态相变与液-固相变有何异同点？

第二章钢中奥氏体的形成

一、奥氏体性能

在钢的各种组织中，以奥氏体的密度最高，导热性能最差，故奥氏体钢在加热过程中应适当降低加热速度。

二、奥氏体形成热力学

GS线----A3线

ES线----Acm线

PSK线----A1线

三、奥氏体的形成机制（P20~21）

1、奥氏体晶核的形成

2、奥氏体晶核的长大

3、渗碳体的溶解和奥氏体化的均匀化

剩余渗碳体借助于Fe、C原子的扩散进一步溶解。

原渗碳体部位的碳浓度高，原铁素体部位的碳浓度低。

通过Fe、C原子在新形成A中的扩散，实现A成分的均匀化。

四、奥氏体等温形成动力学

孕育期：

将奥氏体开始形成以前的一段时间乘坐奥氏体形成的孕育期。

C线的鼻子：

C曲线上转变开始线的突出部，孕育期最短的部位。

影响奥氏体形成速度的因素：

1、加热温度的影响（P23）

随奥氏体形成温度升高，由于形核率的增长速度高于线生长的增长率，导致奥氏体起始晶粒细化；

同时，由于相变温度升高，相变的不平衡程度增大，在铁素体消失的瞬间，残留渗碳体量增多，因而奥氏体的平均碳含量降低。

2、钢的碳含量和原始组织的影响（P24）

钢中碳含量越高，奥氏体形成速度越快

原始组织越细，晶体缺陷越多，奥氏体转变过程越快。

片状珠光体快于粒状珠光体

3、合金元素的影响（P25）

强碳化物形成元素Cr、Mo、W等可降低在奥氏体中的扩散系数，因而显著减慢奥氏体形成速度。

非碳化物形成元素Co和Ni等可增大C在奥氏体中的扩散系数（钢中加入wc4%约使C在奥氏体中的扩散系数增加一倍），加速奥氏体形成。

Si和Al对C在奥氏体中的扩散影响不大，因此对奥氏体形成速度无显著影响。

Ni、Mn、Cu等降低A1点，相对地增大了过热度，提高了奥氏体形成速度。

Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等提高A1点，相对地降低了过热度，所以减慢了奥氏体的形成速度。

五、连续加热时奥氏体的形成（具体P26~27）

1、转变在一个温度范围内完成

奥氏体形成是在一个温度范围内完成的

2、转变速度随加热速度增加而增加

随加热速度增大，转变趋向高温，且转变温度范围扩大，而转变速度则增大。

3、奥氏体成分不均匀性随加热速度增大而增大

随加热速度增大，C，Fe原子来不及扩散，所形成的奥氏体成分不均匀性增大。

4、奥氏体起始晶粒大小随加热速度增大而细化

快速加热时，奥氏体形成温度升高，可引起奥氏体起始晶粒细化；

同时，剩余渗碳体量也增多，形成奥氏体的平均碳含量降低。

六、奥氏体晶粒长大及其控制

三种奥氏体晶粒

起始晶粒度：

奥氏体形成过程刚结束时的晶粒度。

实际晶粒度：

热处理加热终了时的晶粒度。

本质晶粒度：

在930±

10℃、保温3~8h下测定的奥氏体晶粒度。

影响奥氏体晶粒长大的因素（工艺，成分）（P28~29）

1、加热温度和保温时间的影响

晶粒长大速度与晶界迁移速率及晶粒长大驱动力成正比。

随加热温度升高，奥氏体晶粒长大速度成指数关系迅速增大。

加热温度升高时，保温时间应相应缩短，这样才能获得细小的奥氏体晶粒。

2、加热速度的影响

加热速度越大，奥氏体的实际形成温度越高，形核率与长大速度之比（N/G）随之增大，可以获得细小的起始晶粒度。

快速加热并且短时间保温可以获得细小的奥氏体晶粒度。

如果此时长时间保温，由于起始晶粒细小，加上实际形成温度高，奥氏体晶粒很容易长大。

3、碳含量影响

碳在固溶于奥氏体的情况下，由于提高了铁的自扩散系数，将促进晶界的迁移，使奥氏体晶粒长大。

共析碳钢最容易长大。

当碳以未溶二次渗碳体形式存在时，由于其阻碍晶界迁移，所以将阻碍奥氏体晶粒长大。

过共析碳钢的加热温度一般选在Ac1----Accm两相区，为的就是保留一定的残留渗碳体。

4、合金元素影响

Mn，P促进奥氏体晶粒长大：

Mn----在奥氏体晶界偏聚，提高晶界能；

P----在奥氏体晶界偏聚，提高铁的自扩散系数

强碳氮化物形成元素Ti，Nb，V形成高熔点难溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻碍晶界迁移，细化奥氏体晶粒。

AlTiZrVWMoCrSiNiCu

阻碍作用强阻碍作用弱

课后题：

5.以共析钢为例，说明奥氏体的形成过程及碳的扩散。

P20~21

19.实验测得共析钢式样（0.5mm厚）在780℃盐浴炉中加热奥氏体化时，在α相消失瞬间奥氏体基体的Wc为0.61%，如果采用900℃盐浴炉奥氏体化，奥氏体基体碳含量下降到Wc为0.46%，试分析产生的原因，并讨论对钢淬火后性能的影响。

P24

第三章珠光体转变

一、珠光体的组织形态及晶体学

1、片状珠光体：

渗碳体为片状的珠光体

珠光体中渗碳体θ与铁素体α片厚之和称为珠光体的片间距，用S0

按照片间距大小，生产实践中将片状珠光体分为珠光体、索氏体和托氏体。

（定义，性能差）

2、粒状珠光体

在铁素体基体中分布着颗粒状渗碳体的组织称为粒状珠光体或球状珠光体。

二、珠光体转变机制

领先相：

亚共析钢的领先相通常是铁素体；

过共析钢的领先相通常是渗碳体；

共析钢的领先相；

可以是渗碳体也可以是铁素体，过冷度小时，渗碳体为领先相，过冷度大时，铁素体为领先相。

三、先共析转变和伪共析转变

先共析转变：

非共析成分的奥氏体在珠光体转变之前析出先共析相的转变

伪共析转变：

非共析成分的奥氏体经快冷而进入E，SG，后将发生共析转变，即分解为铁素体与渗碳体的混合组织。

这种共析转变被称为伪共析转变，转变产物为伪共析组织。

四、珠光体转变动力学

了解共析钢珠光体转变的形核率N及线长大速度v与过冷度的关系（P51图3-22）

影响珠光体转变动力学的因素：

（1）钢的化学成分

①含碳量

亚共析钢：

C%↑，铁素体形核率↓；

另外，相变驱动力ΔGγ-α↓，所以珠光体转变速度下降，C曲线右移。

过共析钢：

若加热温度高于Accm：

C%↑，渗碳体形核率升高；

另外，碳在奥氏体中的扩散系数增大，从而使珠光体的孕育期缩短，转变加速，C曲线左移。

若加热温度在Ac1～Accm：

C%↑，获得不均匀奥氏体及Fe3CⅡ，有利于珠光体的形核，故孕育期缩短，转变加速，C曲线左移。

在碳钢中共析钢过冷奥氏体最稳定，C曲线最靠右。

2合金元素

除Co以外，只要合金元素溶入奥氏体中，均使奥氏体的稳定性增大，从而减慢奥氏体分解为珠光体，C曲线右移。

（2）奥氏体的均匀化程度和残余碳化物

奥氏体成分的不均匀，有利于高碳区形成Fe3C，低碳区形成铁素体，并加速碳原子的扩散，从而加速先共析相及珠光体的形成。

未溶渗碳体的存在，既可作为先共析渗碳体的晶核，亦可作为珠光体领先相渗碳体的晶核，故可加速珠光体的形成。

（3）奥氏体晶粒度

奥氏体晶粒的细化，可增加珠光体的形核位置，从而促进珠光体的形成。

（4）奥氏体化加热温度和保温时间

奥氏体化温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒尺寸越大，并且成分趋于均匀化，减少了珠光体形核所需的浓度起伏和形核位置，从而减慢珠光体的形成，使C曲线右移。

（5）应力和塑性变形

拉应力和塑性变形造成点阵畸变和位错密度增高，显著提高了珠光体的形核率，促进珠光体转变，使C曲线左移。

塑性形变温度越低，变形程度越大，这种加速作用越显著。

在等向压应力作用下，由于原子迁移阻力增大，阻碍了Fe、C原子的扩散，同时点阵改组的阻力也增大，所以将减慢珠光体的形成。

9.试述珠光体等温转变动力学图的一些特点（P53）。

影响珠光体转变动力学的因素有哪些？

（P54）

第四章马氏体转变

一、马氏体转变的主要特征（具体书本68~70）

1、切变共格性和表面浮凸现象

2、无扩散性

3、具有特定的位向关系和惯习面

4、马氏体的亚结构

5、马氏体转变的可逆性

二、钢中马氏体转变的晶体学

体心正方（bct）K-S模型（P72）

三、马氏体组织形态及影响因素

马氏体的组织形态有：

板条马氏体、蝶状马氏体、透镜片状马氏体。

薄片状马氏体。

板条状马氏体：

特征：

每个单元形状为窄而细长的板条，并且许多板条总是成群的相互平行地聚在一起。

亚结构主要是位错，也称位错马氏体

板条装马氏体与奥氏体的位向关系绝大多数符合K-S关系，惯习面为（111）γ

透镜片状马氏体（孪晶马氏体）

立体形状是双凸透镜片状，与式样表面相截成针状或竹叶状，又称片状马氏体或针状马氏体。

根据钢含碳量不同和形成温度的高低，惯习面为｛225｝γ或｛259｝γ

四、马氏体转变的热力学

影响Ms点的因素（要具体P80~82）

1、母相的化学成分

2、母相的晶粒大小和强度

3、冷却速度

4、应力和塑性形变

碳含量：

C%↑→Ms↓，Mf↓

合金元素：

除Co、Al外，其它合金元素均降低Ms点。

奥氏体的晶粒大小：

奥氏体晶粒细化→Ms↓

晶粒细化→σs↑→切变阻力↑→Ms↓

弹性极限以内的应力：

多向压应力阻碍马氏体转变，→Ms↓

拉应力促进马氏体转变，→Ms↑

五、马氏体转变的动力学（具体书本82~83）

1、变温转变

2、等温转变

3、爆发式转变

4、表面马氏体转变

奥氏体的热稳定化：

热稳定化机制是间隙原子与位错交互作用形成柯垂尔气团，增加位错运动的阻力，阻碍转变的进行所致。

六、马氏体性能

马氏体具有高强度和硬度的原因：

固溶强化、相变强化和实效强化

C%↑→硬度↑

C>

0.6%以后，淬火钢硬度下降的原因主要是由于残余奥氏体量的增加。

1、过饱和引起的固溶强化

间隙式碳原子造成的点阵不对称畸变，产生一个强应力场，该应力场与位错产生强烈的交互作用。

2、相变（亚结构）强化

自回火，碳原子在马氏体晶体缺陷处（位错、孪晶界）的偏聚，以及碳化物的弥散析出。

3、马氏体的实效强化

亚结构强化，高密度位错以及微细孪晶，阻碍位错运动。

4、细晶强化

马氏体晶体（原奥氏体晶粒）尺寸越细小，强度越高。

2.马氏体转变有哪些特点？

（P68~70）

5.简述钢中板条马氏体（P75~76）和片状马氏体（P76~77）的形貌特征、晶体学特点、亚结构及其力学性能的差异。

（P85~）

9.钢中马氏体具有高硬度的原因有哪些？

（P85）

第六章贝氏体转变

二、贝氏体的组织形态

上贝氏体

形成温度范围：

对于中、高碳钢，上贝氏体大约在550~350℃之间形成。

因转变区在上部（高温区）形成，称为上贝氏体

形貌特征：

是一种由铁素体渗碳体组成的两相机械混合物，在光学显微镜下观察呈羽毛，故又称羽毛状贝氏体。

下贝氏体

在贝氏体转变区域的低温范

围内形成，约在350℃以下形成。

碳含量低时，形成温度可略高于350℃

与上贝氏体相似，下贝氏体也是由铁素体和碳化物组成的两相混合组织。

碳含量低时呈板条状，碳含量高时，呈透镜片状，碳含量中等时两种形态兼有。

除了以上两种组织形态，还有无碳化物贝氏体、粒状贝氏体、反常贝氏体、柱状贝氏体。

五、贝氏体转变产物的力学性能

上贝氏体的冲击韧性低于下贝氏体的原因：

1）上贝氏体由彼此平行的铁素体条构成，好似一个晶粒；

而下贝氏体的铁素体片彼此位向差很大，即上贝氏体的有效晶粒直径远远大于下贝氏体。

2）上贝氏体碳化物分布在铁素体条间。

1.*简述贝氏体转变的主要特征。

3.简述贝氏体形成热力学（P101），并解释上贝氏体和下贝氏体的形貌特征。

（P94~97）

6.造成上贝氏体与下贝氏体韧性差别的主要因素是什么？

（P110）

*贝氏体铁素体、珠光体铁素体、马氏体铁素体三种组织有何差异。

第六章钢的过冷奥氏体转变图

一、过冷奥氏体等温转变图的建立

概念：

将奥氏体迅速冷却到临界温度以下的某一温度，并在此温度下等温，在等温过程中所发生的相变为过冷奥氏体等温转变。

看懂“C曲线”即TTT图（P114~）

奥氏体等温转变图的基本类型

二、过冷奥氏体连续冷却转变图

看懂奥氏体连续冷却转变图（P118~）

连续冷却转变图与等温转变图的比较

与等温转变相比，过冷奥氏体连续冷却转变特点：

1）共析碳钢的CCT图只有高温的珠光体转变区和低温的马氏体转变区，而无中文的贝氏体转变区。

2）合金钢连续冷却转变时组织多变。

3）合金钢与碳钢的连续冷却转变曲线都处于等温转变曲线的右下方。

钢的“逆硬化”（P125）

现象：

指钢件经淬火后表面硬度低于心部硬度的反常现象。

解释：

在锻件表面，由于在空气中预冷（从临界点A1到P点），空冷冷速（β）低于淬火冷速（α），当继续以淬火冷速（α）冷却到TR’温度时，孕育期消耗量已超过1，从而发生部分珠光体相变，使淬火后的表面硬度下降。

而在锻件内部，从A1点到TR’温度，一直以淬火冷速（α）冷却，孕育期消耗量小于1，未发生珠光体相变，全部淬成马氏体组织，所以硬度反而比表面高。

2.*奥氏体等温转变图有哪些类型？

受哪些因素影响？

5.*何谓临界冷却速度？

如何根据CCT图确定临界冷却速度？

8.试用连续冷却过程中的孕育期消耗理论来解释钢淬火时的“逆硬化”现象。

（P125）

*贝氏体铁素体、珠光体铁素体、马氏体铁素体三种组织有何异同点？

（手抄）

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