作者：朱家琛、蒋成勇 编著
出版社：化学工业出版社
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铸造合金与加工实例试读：
前言
材料特别是金属材料的性能与其加工处理工艺过程具有极其密切的关系，因此材料专业的研究包括“科学”与“工程”两个部分，二者具有同等重要性。国内外关于金属材料方面的专业教材和参考书虽然也很多，从内容、深度和侧重点上虽有不同，但大多以系统地介绍“科学”方面的知识为主，而涉及具体工艺的“工程”方面的内容相对较少。这可能与这些书的作者有的主要在高校或科研院所从事科学研究，有的在企业生产第一线的工程技术人员因各方面原因很少系统编写专著有关。
本书与其他相关参考书不同，并不是系统全面地介绍金属学的相关知识点，而是以金属学中的知识为基础，更强调金属材料生产中的具体工艺过程，使读者在书中了解到生产中的具体操作过程。因此本书较有助于金属材料专业的本科生及从事相关生产的科研人员掌握材料具体生产工艺。
本书主要从金属材料的生产过程着手，第一章介绍了在生产实践中所必须掌握的金属学部分基础知识；第二章重点介绍了耐热钢、耐蚀不锈钢以及耐磨钢等铸钢的特点及制备工艺；第三章介绍了球墨铸铁、蠕墨铸铁、耐热铸铁等特殊性能铸铁的工艺特点；第四章介绍铜合金、铝合金及镁合金等常用有色合金的熔炼及加工工艺；第五章对在科研及生产实践中的常见问题进行了解答。
本书由沈阳铸造研究所副总工程师、教授/研究员级高级工程师朱家琛编撰，作者根据几十年的科学研究与生产经验，收集了国内外相关的技术资料，并将自己的研究成果和实践经验进行了整理与汇编，希望能对相关科研人员有所帮助。全书由辽宁大学蒋成勇副教授负责整理修改。
由于编者水平所限，书中定会有疏漏和不当之处，恳请读者批评指正。
本书在编写过程中得到化学工业出版社、沈阳铸造研究所、辽宁大学等单位的领导和老师的大力支持，在此向他们表示衷心的感谢。编著者2016年10月辽宁沈阳第一章 金属学基础
一般所谓的金属是指特定的元素或元素基团构成的材料，且通常具备如下5条性质：高的导电性、高的导热性、塑性好、强度大、有光泽。这些性能都和金属的晶体结构和电子结构密切相关，即：金属原子的自由电子在一定的电位差影响下作定向运动而产生导电性。在热能的影响下原子发生震动、自由电子运动而产生导热性。金属原子之间有较大的内聚力而表现出较大的强度，原子面之间相对滑移晶体变形时，正离子和自由电子之间仍保持着结合力（键），因而表现出塑性。因吸收了能量变到激发的电子又跳回元素的低能量级位置时而发生辐射，使金属表现出光泽。同时具有上述5条性质的材料即是金属。
工业上应用最广泛的不是纯金属，而是两种以上元素的集合体或叫原子基团，其性能是原子基团对外界条件的反映，两种以上的原子基团称为合金。金属结构的定义是金属原子有组织的状态。合金也可看成广义的金属。研究金属材料和金属材料的生产工艺，应首先对金属结构和认识金属结构的方法有基本的了解。
金属作为最重要的材料之一，众多科研工作者，如物理及化学研究人员都在从事金属方面的研究，但材料冶金研究人员更着重通过物理、化学及工程的角度，采用显微技术及X射线衍射分析等手段对金属的性能与组织以及工程技术的关系进行研究。本章主要介绍金属材料与工程技术相关的检测方法，金属结构缺陷等。第一节 金属结构的常用检测手段
一般对金属材料的检测可分为宏观与微观两个方面，这里所谓的宏观是指人眼可直接辨识的尺度，人眼可辨识的极限一般只能是0.1～0.2mm间隔的质点，后来人们发明了光学显微镜，可以看到微米-6-9（1μm=10m）级别的图像，其理论分辨率可达到200nm（10m，即纳米）。电子显微镜的发明进一步提高了人们观察微观事物的能力，如透射电子显微镜（TEM）、扫描电子显微镜（SEM）、扫描隧道显微镜（STM）和原子力显微镜（AFM）等可直接观察到1nm甚至更细微级别的图像。此外，人们还可借助X射线衍射等手段来分析原子的排列规律。
除了上述材料的分析测试技术外，工程技术人员借助实践经验总结出的一些简单的物理或化学手段对金属材料进行分析检测。常用的方法如酸浸法或磁粉法，所谓酸浸法即将试样放入50％的硫酸或盐酸溶液中煮沸30min，可以观察到金属的疏松与缩孔等冶金缺陷；磁粉法只能用于可以磁化的金属材料，其原理是当金属材料磁化后，在缺陷的两端就形成两个小磁极，因而吸住了铁粉，肉眼可见。
除此之外，还可以借助X射线或γ射线来分析材料的缺陷，超声波也可用于材料内部宏观缺陷的分析，其检测的精确能力虽不如X射线，但超声波可穿越金属，最深可达20ft（1ft=0.3048m），当此超声波遇到金属内部的缺陷（如裂纹等）即发生反射，通过分析反射的超声波可断定缺陷的位置和距表面的深度。一、显微检测分析的机理
对比不同的分析方法，金属的显微检测分析是最直观的，世界上最早使用显微镜观察金属结构的是1841年俄国科学家ΠΠAHOCOB，金属经机械抛光或电解抛光、酸溶液浸蚀后，采用显微镜观察。机械抛光常会造成金属本质上没有的影像，不如电解抛光可靠。常用的光学显微镜观察一般是放大1000倍，分辨率小于200nm。电子显微镜如TEM可放大到几万甚至几十万倍以上，分辨率可达1nm。二者之间有如此悬殊的差距主要是由显示机理不同所决定的。分辨率指显微镜能分辨的样品上两点间的最小距离。以物镜的分辨本领来定义显微镜的分辨率。波长是透镜分辨率大小的决定因素。光学透镜分辨率d可由0式（1-1）表示： （1-1）
式中，λ为照明束波长；α为透镜孔径半角（孔径半角是物镜光轴上的物体点与物镜前透镜的有效直径所形成的角度的一半）；n为折射率；nsinα或NA为数值孔径。
在介质为空气的情况下，任何光学透镜系统的NA值小于1，d可0近似得到式（1-2）： （1-2）
由此可见透镜的分辨本领主要取决于照明光束波长λ，光学显微镜常用的可见光波长为400～7600nm。即使用波长最短的可见光（400nm）作照明源，其d=200nm，因此200nm是光学显微镜分辨的0极限。与光学显微镜靠可见光进行像的放大不同，电子显微镜则需要电子束的聚焦。1924年法国物理学家德·布罗意（De Broglie）提出运动的微观粒子（如电子的运动）服从波-粒二象性的规律。这种运动的微观粒子的波长为普朗克常数h和粒子动量的比值，即 （1-3）
对于电子来说，m为电子质量；v为电子运动的速度。初速度为零的自由电子从零电位达到电位为U（单位为V）的电场时电子获得的能量是eU： （1-4） 当电子速度v远远小于光速C时，电子质量m近似等于电子静止质量m，由上述两式整理得：0 （1-5） 将常数代入式（1-5），将得到： （1-6）
对于TEM来讲，采用不同加速电压下所得到的电子束波长如表1-1所示。当加速电压为100kV时，电子束的波长约为可见光波长的十万分之一。因此，若用电子束作照明源，显微镜的分辨率要高得多。-2-3但是，电磁透镜的孔径半角的典型值仅为10～10rad。如果加速电-2压为100kV，孔径半角为10rad，那么分辨率为：-3-2d=0.61×3.7×10/10=0.225（nm） （1-7）0表1-1 不同加速电压下的电子束波长
这样将照明光源由可见光换成电子束，将光学透镜换成电磁透镜后，透射电子显微镜的分辨率要远高于光学显微镜，当然上述结果是基于理论计算上的，实际上因仪器设备的限制，光学显微镜和透射电子显微镜的分辨率要低于上述结果。
因为电子的穿透能力的限制，TEM制备金属样品时，需进行多次减薄处理，以便于电子穿透样品，但在减薄过程中易引入新的缺陷或使原本的缺陷发生变化，因此经常将金属样品覆膜后进行观察。先电解抛光试片，再在此抛光面上覆以溶化后的透明胶，当胶凝固后，扯下胶膜，用TEM观察此胶膜，这叫做透明复型试片。二、金属的微观结构
一般情况在光学显微镜下即可看出晶粒的大小，一个晶粒由单晶体构成，晶粒之间的边界即常说的晶界。晶粒和晶界常是冶金工作者经常研究的对象之一。研究发现细晶粒的金属或合金，常温时力学性能高，粗晶粒的高温性能高，这是因晶界的影响。晶界具有类似玻璃的性质，在室温时晶界本身有黏滞性，但晶界与玻璃非晶质并不完全相同，粗晶粒金属由于晶界少，所以高温强度比细晶粒的高，这种特性对于应用在常温和高温工作条件的机械零件的选材有指导意义。根据结晶学原理可知，晶体是由晶核形成并长大而成，晶粒的大小与晶核的多少成反比，无论是纯金属还是合金，其显微组织的形成都是与原子的扩散情况有关，即使化学成分相同，由于外界条件的影响，形成的显微组织不同，因此其宏观性能也各异（例如灰铸铁与球墨铸铁）。金属显微组织中不可避免的另一类物质就是夹杂物，它引起金属内部脆弱或应力集中，夹杂物切断了金属组织的连续性，阻碍了应力的通过，而使被切断地区的两个面积上受力不同，导致金属的强度极限降低。当外界条件引发微粒子沉淀时，则金属的纤维组织变硬，强度增加，塑性下降，比如时效处理，在铝合金生产中常利用这种反应。
金属晶体的晶型对材料性质也起重要作用。晶体分为立方、四方、六方、菱方、斜方、单斜和三斜七大晶系，以及14种布拉菲点阵（A.Bravis）。与无机非金属材料相比，金属材料的晶体结构相对简单，特别是铁碳合金的晶型，有三种重要形式：面心立方（FCC），体心立方（BCC）和密排六方（HCP）。为什么存在这三种晶型。其机理到现在尚不清楚，尤其是铁元素在不同温度下发生同素异晶的转变（Γα），其机理仍未明晰，但是这种同素异晶的变化规律却给热处理奠定了基础。已知即使晶体的形式相同，但每个晶体的位向并不相同，所以晶体就表现出两个特性：方向性和滑移性。这两种性质紧密相伴而存在，晶体滑移通常在原子最密堆的晶面上发生，滑移方向一般发生在最密堆的方向上，以铜（FCC）、α铁（BCC）和镁（CPH）为例。铜有4组最密堆面，每面有三个最密堆方向，共计有12个滑移方向。而α铁的原子密堆程度小于铜，故其塑性小于铜。而镁只有两个原子最密堆面（垂直于纵轴的平面），每面有两个最密堆方向，共有4个滑移方向，所以，以塑性原理而论，铜>α铁>镁，晶型的示意如图1-1所示。图1-1 金属常见的晶体结构
以上所述晶体的结晶是金属学者所推测假设的，实际上各原子间-10距是很小的，一般小于10m（即1Å），或是互相接触的（空位除外），即最密堆方向原子是互相接触的，其他方向有极小的间距，各原子之间除了有“力”之外，无其他东西，所以有的学者视为原子点阵，而不叫晶格。
多元素的合金，其结晶比纯金属复杂，例如某合金是由A、B两元素组成，当A元素之间的吸引力大于A与B之间的吸引力，同时B元素之间的吸引力也大于A与B之间的吸引力，合金的显微结构就由A与B两种原子共同组成，这是由于每类元素的原子内聚力大于异类元素对其的吸引力。所形成的合金的性能介于A、B元素原有的性能之间。反之，当异类原子之间的吸引力大于同类原子之间的吸引力时，则可能出现诸如金属化合物（也叫金属互化物）结构，金属化合物的晶体类型不同于它的分组金属，自成新相。当异类元素的原子之间的吸引力近似于每类元素之间的吸引力时，则形成固溶体。通常金属化合物的晶体结构复杂，对称性差，所以表现出性能脆而无塑性。
合金固溶体分为取代式固溶体（也称置换式固溶体）和间隙式固溶体，形成取代式固溶体需满足如下条件：两种原子的晶体结构必须相同；两种原子的半径差小于15％；两种原子的电负性必须相差不大；两种原子必须有相同的化合价。取代式固溶体的特点是A原子溶于B原子的晶格，但不改变B原子的晶体结构（如α黄铜），此种固溶体叫做初期固溶体，其性能比B原子晶体稍强，因为锌的原子尺寸比铜原子大，当锌取代部分铜原子后，引起铜晶体的畸变，产生应力，而使该固溶体的硬度和强度比纯铜高（指溶入锌小于40％的条件下）。当溶入锌大于40％时，就不能维持α黄铜的面心立方晶格而变成β黄铜（体心立方）了。此时铜和锌原子之间的吸引力大于铜对铜、锌对锌原子之间的吸引力，以致形成了有序的固溶体，硬度较α黄铜大。
间隙式固溶体，A原子溶入B原子的晶体，完全不取代任何B原子。需具备的条件是A原子半径/B原子半径≤0.59，例如：H的原子半径r=0.46Å，O的原子半径r=0.6Å，N的原子半径r=0.71Å，γ铁的原HON子半径r=1.26Å，r、r、r比r都小于0.59，所以氢、氧、氮都可以γHONγ溶于γ铁的晶格中，碳也可溶于γ铁及α铁，但由于α铁的晶体间隙比γ铁的晶体间隙小（前者为0.36Å，后者为0.52Å），所以γ铁中溶入碳达20.％，而α铁只能溶入碳0.025％（见图1-4）。图1-4 铁碳平衡相图
目前研究晶体结构的工具以衍射仪为主，主要包括X射线衍射仪、电子衍射仪和中子衍射仪，其中X射线衍射是最早，也是目前最常用的用于测试晶体结构的仪器，包括单晶衍射与多晶粉末衍射，既可测试未知晶体的晶体结构，也可利用已知晶体的结构进行物相分析，是目前材料研究最基本的测试仪器之一。
而电子衍射仪通常和TEM结合在一起进行微观选区衍射，与X射线衍射相比具有下列特点。（1）电子波的波长比X射线短得多，如200kV加速下电子波λ为0.00251nm，故衍射角小得多，其衍射谱可视为倒易点阵的二维截面，使研究晶体几何关系变得简单。（2）电子衍射束的强度较大，拍摄衍射花样时间短。因为原子对电子的散射能力远大于对X射线的散射能力。（3）电子衍射使形貌观察和结构分析能同时完成。可进行选区电子衍射。（4）电子衍射有利于寻找原子位置。（5）影响电子衍射的强度因素很复杂，不能像X射线那样通过强度来测试结构。
中子衍射中由于中子不带电，一般不与物质中的电子发生散射作用，而是与原子核发生作用，因此中子衍射、X射线和电子衍射能相互补充。但一般中子源由反应堆中获得，因此价格昂贵，使用也不如前两者方便。三、金属的结构和性能的关系
原子核由带正电的质子与电中性的中子组成，中子与质子质量相等，质子与外层电子的电荷量相等，外层轨道上的电子数由内而外最多按2、8、18、32数量排列，每层电子又包含电子s、p、d、f的亚层，例如金属钠原子共有11个电子，即原子中心有11个质子与10个排满了的电子形成一个带正电的整体，剩下一个电子排在最外层，钠的电1子结构式3s，此电子多为价电子，价电子数目越少，其活泼性越212大。而金属原子的价电子数都是比较少（例如Fe4s，Cu4s，Al3 s等），可自由活动金属的价电子形成所谓的电子气，这种自由电子气游动于金属正离子的外围，当外力尚不能拉开这种电子气与金属正离子之间的吸引力，而只能发生变形时，就造成了金属的延展性。正是这种延展性，使金属的强度比其他材料要大，只有当外力增大到使金属正离子的变形超过极限，金属正离子被拉开时，金属才会发生断裂（这就是常说的强度极限）。离子化合物（NaCl）的原子间吸引力是由带正电的钠离子与带负电的氯离子之间的离子键构成，不存在金属的延展性，因此表现为脆性大，而强度特别是拉伸强度很低。金属的导电性和导热性就是由于价电子游动和互相碰撞传递的结果，金属的光泽也是由于价电子将射入的光反射出去的结果。非金属元素不存在活泼的价电子，因此表现其导电、导热性均差。
金属晶体因热力学稳定性的原因，内部必定会存在一定的浓度缺陷。此外，金属在加工过程中也会形成大量的不同类型的缺陷，而这种缺陷对材料的性质，特别是力学性能起着至关重要的作用。有些晶体上的缺陷使金属材料的机械强度比理论计算出的强度小3～4个数量级，如缺陷浓度很低的金属铁晶须，当直径为0.05～0.001μm时，拉伸强度（σ）可达13GPa，远高于常规的铁的强度。单晶硅的拉伸b强度即接近理论强度。因此缺陷对金属的力学性能起决定性作用，一般金属晶体的缺陷可根据其几何尺寸分为以下几种。（1）零维缺陷 也称点缺陷，如空位、间隙原子等。点缺陷主要影响着材料的电学、光学、密度及屈服强度等性质，如在离子晶体中，典型的弗兰克尔缺陷（Frenkel defeat）和肖特基缺陷（Schottky defeat）对其电导性影响十分明显，色心（color center）等点缺陷则对材料的光学影响很大。（2）一维缺陷 也称线缺陷。最典型的线缺陷就是位错，包括刃位错（edge dislocation）和螺位错（screw dislocation），金属材料的塑性变形可以通过位错移动来实现，因此对金属加工起重要作用。（3）二维缺陷 也称面缺陷，如晶界（grain boundary）。金属材料中，晶界对材料的性能影响很大，如同向的晶体可能组成一个晶粒，但晶粒的位向不相同，晶粒间界既可按A晶粒的位向排列，又可按B的位向排列。因而晶界的结构是松散的，高温时易于滑移，故细晶粒金属高温强度低。而在室温下，晶界可分散其形变，同时阻碍位错移动，因此细晶金属又表现出更高的塑性和强度。（4）三维缺陷 也称体缺陷，如在金属冶炼中形成夹杂、裂隙，通常此类缺陷对材料起到不利的影响。第二节 铁碳合金的平衡状态图
多相平衡是物理化学当中重要的组成部分，是科研生产过程中所遵循的规律，而合金的平衡相图则是以此为基础发展起来的，而且合金的平衡体系又是主要研究固体和液体存在的“凝聚系统”，此外在实际生产加工中，系统处于一种非平衡状态，因此研究合金的平衡状态图是为了了解合金在平衡状态时元素的成分、组织状态的分布等，由此可推论不平衡状态的情况。一、相的平衡
假设完全没有热振动的影响（绝对零摄氏度以下），原子之间仅有原子间的力在起作用，则物质处于平衡状态，此时物质的内能最低。如果物质是晶体，则需把熵加进去考虑，熵（代号S）表示无序状态，即当物质处于混乱状态才有熵，有序状态熵就等于零，因为物质总是趋向于稳定状态，比如氢和氧总是不可能自己分开单独存在；热总是向低温的物质传导。物质平衡时还需以吉布斯Gibbs自由能（也称热力势）最低作为一个条件。热力学定律是对金属、非金属、固体、液体、气体物质平衡能量关系的定律。关系式：G=U-TS+PV=H-TS（TS为绝对温度与温度下熵的乘积，PV通常是大气压与体积之积）。
相（phase）在物理化学中是最为基本的概念之一，也是材料科学的基础，所谓的相是体系内部物理和化学性质完全均匀的部分。相与相之间在指定条件下有明显的界面，在界面上宏观性质的改变是飞跃式的。美国理论物理学家吉布斯相律：即在热力学平衡条件下，系统的组分数、相数和自由度数之间的关系：ф+f=C+2 （1-8）
式中，ф为相数；f为自由度；C为系统中的组元数。
如铁碳平衡图，其相包括α-Fe，γ-Fe，δ-Fe，FeC等。组元数：3系统中每一个能够单独分离出来并能够独立存在的化学纯物质，如元素、化合物或溶液。铁碳平衡图则视为二元。变数：相律表达式中的“2”代表外界条件温度和压强。如果电场、磁场或重力场对平衡状态有影响，则相律中的“2”应为“3”、“4”、“5”。如果研究的系统为凝固态物质，可以忽略压强的影响，相律中的“2”应为“1”。自由度是在不引起相数发生变化的条件下，可以自由（独立）变动的变数的数目，因此当有一个变数可以独立变化而不引起相的数目变化时，则叫做一个自由度。
在凝聚体系中，一般忽略压强的影响，则相律为f=C-ф+1。
以纯金属为例：纯金属C为1，液态时相数为1，因此自由度f为1。凝固点时，ф相数为2，则自由度为0。由此可知纯金属处于平衡状态时，平衡相只能为2，平衡状态下，金属放出的潜热必须等于金属外界所吸收的热，否则不可能呈水平线。二元合金平衡图的共晶反应［液体（l）→α+β］，共析反应（γ→α+β）以及包晶反应（α+l→β），通过相律表明三相平衡必发生在水平线上。
偏析现象在合金中普遍存在，当合金凝固时，α固溶体的成分不断变化，从内到外各层成分不同，形成所谓的核式组织（cored structure）。匀晶相图如图1-2所示，如成分为X的合金，当温度降到01点时，开始析出α固溶体，成分为α。温度降到2点时，析出的α固1溶体的成分为α，温度降到3点时，析出的α固溶体的成分为α，也就23是说析出的固溶体的成分是沿固相线变化的，因此产生元素偏析是不可避免的，而且平衡图上固相线与液相线之间的间隔越大，偏析越明显。在实际生产中只有对铸件进行高温扩散退火，对锻件则在锻打之后，进行扩散退火处理来消除或减轻这种偏析。图1-2 Cu-Ni匀晶相图的结晶过程二、金属的结晶
从能量角度来看，液体和固体的自由能不同，高温时液体的自由能较低，低温时固体的自由能较低。所以在低于熔点时，液态熔体有向结晶固体转变的趋势。金属在熔体中结晶时，可分为生核与长大两个过程。晶核的生成：此时液态金属有热振动使原子发生移动，促使某些原子形成晶核，但同时热振动又会使晶核消失，只有当晶核尺寸超过临界大小时，该晶核才能扩大。晶核的生长：开始时向四周液体中可以成为供应原子的方向凸出伸长，因此晶体有不同的结晶方向，各方向的原子密度也就各异了。又由于熔体结晶时释放的结晶潜热所形成的温度梯度的不同，使晶体长大的方向不断改变，如此交互进行，就形成了有一定晶轴的晶体，因而形成树枝状组织，如图1-3所示。图1-3 树枝状Cu-Ni金相显微形貌三、铁碳合金的相变
铁碳平衡相图（见图1-4）是用于研究铁碳合金在加热和冷却时的结晶过程和组织转变，也是研究钢铁的铸造、锻造和热处理的最重要依据之一。
铁碳平衡相图的特征点见表1-2。铁碳合金中常见的相与组织见表1-3。表1-2 铁碳平衡相图的特征点表1-3 铁碳合金中常见的相与组织
A是共析转变温度（升温时以表示，降温时以表示），由1γ-Fe转变成珠光体，无其他元素时，共析的化学成分含碳0.78％。
A是γ-Fe与α-Fe的互相转变温度（升温时以表示，降温时以3A表示）。r3
A是δ-Fe与γ-Fe的转变温度，δ与α都是体心立方晶格（BCC），4γ-Fe则是面心立方晶格。α、δ、γ和FeC是基本相。碳当量4.3％时，3由γ与FeC发生共晶反应，由液体析出，实为γ与FeC的共晶，随温33度下降至以下时，此γ又转变成珠光体，而成为珠光体与FeC的机3械混合物，故性质硬而脆。碳在δ-Fe中的溶解度≤0.18％（H点），碳在γ-Fe的溶解度≤2.11％（2.06％），对应图1-4中E点。碳在α-Fe中的溶解度≤0.02％（P点）至0.006％（Q点）。铁碳合金含碳小于2.11％（2.06％）视为钢，超过2.11％（2.06％）视为铸铁。
铁碳合金中不同含碳量的液态合金，在连续缓慢地降温条件下，从熔融状态到完全凝固，一直冷却到室温时其相变过程如下所述。（1）W为0.45％的液态合金l→l+δ→δ+γ→γ（进入完全γ区之c后）（珠光体）
作为碳素钢，由于冶炼工艺的需要，总含有硅和铬，以及无法清除矿石中带入的硫和磷，因而所谓的碳素钢实为五大元素，以常用的45号钢为例，其常温下显微组织约为50％的铁素体和50％的层状珠光体，冷却快则珠光体量增多，而且呈细层状。合金中含碳量增多，则室温下珠光体所占比例增大。（2）W为0.77％的液态合金，当冷却到A温度时（标准温度时cr1723℃，降温快时会下降到700℃），γ→P（100％）；当合金中含有形成碳化物的元素时，碳量<0.78％也可形成珠光体（即合金元素使Fe-C平衡图上的S点向左移，左移程度大小与合金元素的数量成正比）。全部珠光体组织的钢叫珠光体钢。（3）0.77％ 以上所说的连续冷却降温属于从液态到固态，从固态到室温都在空气中或炉中自然降温的条件下，所得到的显微组织。如把上述（1）、（2）、（3）成分的铁碳合金的针状结构，互成30°或60°的角，成为淬火马氏体，取代了珠光体。通常把钢（或Fe-C合金，或其他元素的合金钢材）从室温加热到A以上50℃（或铸钢件加热到A以c3c3上100℃）保持一段时间，然后在炉中缓慢冷却至600℃以下，甚至到室温而后出炉，称为退火处理。从A以上就在空气中或吹风冷却c3到室温称为正火处理（原意是正常化）；从A以上进行水中或油中c3激冷到室温称为淬火处理。如从A以上淬入恒温的熔盐中（如300～c3400℃的硝酸盐）保持2～4h，而后空气中冷却，称为等温淬火，得到的组织是上贝氏体（呈羽毛状）和下贝氏体（针状，外形如同马氏体，但光泽较暗）。这些利用铁碳平衡状态图，以不同的冷却方式得到不同程度的非平衡状态的相或组织就形成热处理的工艺方法。 奥氏体→珠光体的转变机制：属于形核和长大的机制，当钢从高温冷却到略低于723℃时，通过碳原子的扩散，在奥氏体的晶界上生成FeC的晶核，相邻部位因贫碳而转变成α铁，为此反复进行而成为3条形FeC与α铁组成的层状混合物即珠光体。如果这种转化在较低的3温度（低于650～700℃）时，则生成物为细珠光体或索氏体。将珠光体加热超过723℃时，FeC中的C向α-Fe中扩散使α变成γ，最终珠3光体消失，转变成奥氏体。 奥氏体→马氏体的转变：当钢从高温（以上）急冷下来（如淬入水中），则奥氏体转变成马氏体，这种转变不同于共析转变，是无扩散的转变，转变速度很大。转变成马氏体的数量，基本上是温度的函数，与时间的关系很小。开始转变的温度以M表示，最终停止s转变的温度以M表示。M与M可因碳增多而明显下降，其他各元素fsf（除去钴和铝之外）也使此二点（M、M）下降。关于奥氏体向马氏fs体的转变机制，有人认为是由于内应力而引起生核长大，而不是热振动的影响。也有认为是由于原子面的搓动，由奥氏体的面心立方晶格搓动成马氏体的长方柱状晶体，碳原子即溶在纵轴方向的晶格之中。 奥氏体→贝氏体的机制：贝氏体既不同于珠光体的生成机制，也不同于马氏体的原子面搓动机制，是介于二者之间的机制；也就是说在M点以上，共析转变以下（通常是400～300℃）发生贝氏体的转s变，在此温度阶段，碳原子浓度发生变化，某些晶面上原子缺位，滑移面不平行，而导致α-Fe优先转变，但α-Fe的比容大于γ-Fe，γ转变成一部分α之后造成相邻区受到压应力，而使该区发生弹性形变，弹性形变到一定程度时，应力促使FeC以粒子形态沿α-Fe边界析出，3此乃上贝氏体形成过程，在显微镜下其形貌呈现出成排的羽毛状（白色铁素体四周围粒状FeC）。上述这种反应如果发生在较低的温度区3间（接近马氏体转变点M之上），由γ转变的α铁晶体各向相同，不呈s现羽毛状，而且微粒子FeC不沉积于α-Fe的晶界上，而沉积在α-Fe3的晶面上，在显微镜呈现出互为30°或60°的针状结构，十分像回火马氏体的形貌，此为下贝氏体。贝氏体显微形貌见图1-5。图1-5 贝氏体显微形貌第三节 合金钢的相变动力学 工业的发展特别是国防、交通运输、动力、石油、化工领域的发展，对材料提出了更高的要求，材料的使用条件也越来越苛刻，高强度、耐高温、高压、低温、腐蚀、磨损等，普通的碳钢已无法满足环境的要求，因此人们在碳钢中加入一种或多种合金元素，形成了所谓的合金钢。 合金钢的产生是根据产品的工作条件对材料性能的要求所决定的。最典型的性质如材料的强度与延伸率这两个参数，通常材料的强度较小则延伸率较大，材料的强度较大延伸率较小，如何将强度和延伸率统一起来，对于同一种材料，使其强度在最大的条件下，延伸率尽可能达到最大，这就是合金元素与热处理的任务。在某种情况下，需要某一性能为主如强度，对含碳0.5％的钢，只需加速从γ相转变则可得到100％的珠光体（伪珠光体）从而提高强度（至少可增多珠光体的比例）。又如为增加高碳钢的延伸率，可以在附近保持较长时间，使共析碳化物变成球粒状分布于α铁的基体上，而使钢的韧性得到提高。这些可以不依赖合金元素，单靠热处理就可以满足；但为得到强度和韧性都高的性能，就需用淬火得到马氏体然后经较高温度回火，得到回火索氏体组织才能满足要求，对于小薄部件容易达到上述条件，厚大部件很难使芯部淬火成马氏体，这就需要求助于合金元素了。 合金元素的作用不仅是对力学性能，对于材料的物理化学性能也可提供必要的保证。因此从合金元素的质量分数上又可分为低合金钢（合金元素的总质量分数<5％）；中合金钢（合金元素的总质量分数为5％～10％）；高合金钢（某种元素>10％）。也可按照材料性能或用途分别命名，例如软磁钢希望具有大的透磁力，较小的顽磁力，则需在钢中含有硅4.5％～5％。又如不锈钢需要含有铬12％以上，保证钢的表面形成连续性的、致密的氧化铬薄膜（CrO），其比容与奥23氏体相近，产生此膜时无显著地膨胀，因而不易脱落，阻碍了氧原子继续深入氧化，而达到耐蚀。又如当钢中含碳较高（1％～1.3％）同时含有锰13％，当受到外力摩擦或冲击时，钢的表层由原来的奥氏体转变为马氏体，从而显示出极高的抗磨损能力。其他如软磁钢、硬磁钢、工具模具钢均需多量合金元素，且需热处理。一、合金元素的分类 钢中的合金元素有着不同的分类方法，一般按照合金元素对Fe-C平衡图的影响，可大致分为两类：缩小γ区的元素，如硅、铬、钛、铝、钴等；扩大γ区的元素：如锰、镍、钼、钨等。也可按退火后元素存在的状态进行分类，可分成碳化物形成元素和非碳化物形成元素（溶于铁素体或奥氏体的元素），前者包括Mn、Cr、W、Mo、V、Ti等，它们皆形成碳化物，且碳化物倾向依次增大。而非碳化物形成元素如Ni、Al、Si等，皆溶入铁素体或奥氏体。 当钢中碳含量不够充分时，碳化物形成元素倾向高的可能与下一个元素化合溶入α铁中。在碳化铁中可溶入铬而成（FeCr）C，当铬3增多时可形成（FeCr）C。有充分铬时形成CrC。而TiC则是一73236种间隙式化合物，所谓间隙式化合物是碳原子以一定比例溶入面心立方晶格的钛原子点阵中，其条件是C的原子半径/合金元素的原子半径≤0.59。 X射线衍射结果表明高铬钢中的铬在高温时生成（FeCr）C，73在常温时由于其表面能大而不稳定变成（FeCr）C，其晶格同3FeC。合金元素溶入α-Fe晶格时，使α-Fe晶格发生畸变，扭曲而增3加强度，但这种强化比热处理小得多。二、合金钢相变动力学 碳素钢TTT曲线（图1-6）等温转变、连续冷却转变和马氏体回火转变是研究合金钢相变动力学的基础。TTT曲线是指过冷奥氏体等温转变曲线，其中TTT分别指time，temperature，transformation，也有专家称之为C曲线或S曲线，其中M为起始转变温度，M为停止转sf变温度。图1-6 碳素钢的TTT曲线 在实际中，钢的碳含量和合金元素会使TTT曲线的形状发生变化，由S形转变曲线改变成为C形或双C形，位置也可能发生变化，M和sM点也可能降低。下列三个因素使碳素钢的TTT曲线发生变化；其一f是奥氏体转变是经过形核和长大的过程，当已有的晶核在长大过程需要碳原子扩散，而合金元素中有的要与碳化合，有的要溶于α-Fe的点阵中，合金元素的这两种动态必然影响碳原子的扩散过程；其二合金元素本身的体积（原子半径）比碳原子大，扩散较慢，合金元素扩散未完时新相也无法长大；其三是晶核只有达到临界尺寸才能成长起来，碳素钢的晶核长大单纯靠碳原子扩散，加入合金元素时，由于前述的两种动态造成难于达到稳定晶核所需的成分，因而减少了生成临界晶核的机会，所以合金钢中奥氏体的转变慢、时间推迟、温度也变化了。奥氏体之所以会向珠光体发生转变，是因为在较高温度下，奥氏体的自由能较低，但温度低于T温度（723℃）时，奥氏体的自由0能则高于珠光体，而二者自由能的差则成为奥氏体向珠光体发生转变的驱动力。三、马氏体的性质 马氏体晶型属于C轴延长了的长方柱（即体心四方），其硬度与碳含量成正比，常见马氏体组织有两种类型。中低碳钢淬火获得板条状马氏体，板条状马氏体是由许多束尺寸大致相同，近似平行排列的细板条组成的组织，各束板条之间角度比较大；高碳钢淬火获得针状马氏体，针状马氏体呈竹叶或凸透镜状，针叶一般限制在原奥氏体晶粒之内，针叶之间互成60°或120°角。观察针状马氏体时可以发现，其内部是呈一定方向的白色小针，或小柱形。开始形成的马氏体为大针，后来形成的为小针。但无论针大小，都是一个晶粒，因为彼此位向不同，不可能互相合并长大。但高合金钢中的马氏体则呈隐针状结构看不见针状了。 奥氏体转变成马氏体的机制主要特点是：其转变时无原子扩散发生，而且转变速度很快，冷到某温度即完成该温度时的转变量，不需经一段时间，转变量只是温度的函数，与时间关系极小。M和M受sf碳的影响最大，除Al和Co使M点上升外，其他元素都使M、M下降。sf除个别钢种之外，马氏体一般不转变成奥氏体，而是当升高温度时，马氏体分解成α-Fe与FeC（或其他复碳化物），如回火索氏体等，不3直接转变为奥氏体。但有色金属中的马氏体当升高温度时，可直接复原为原先的组成体。所谓个别钢种如0Cr12Ni4Mo，0Cr12Ni6Mo，0Cr17Ni4Mo，这些在空气中冷却即可得到板条状马氏体，在625℃左右回火时，可由20％以下的马氏体转变为奥氏体，称之为逆变奥氏体。 碳素钢和合金钢自以上温度以不同冷却速率（或者说在不同温度停留），即得到不同的组织，奥氏体转变产物与钢的化学成分和冷却速率有直接关系。奥氏体转变为马氏体与钢中的元素如Ni、Mn、C等的含量有正比例的关系，因为M和M的温度点可以有不同sf程度的下降，或降到0℃以下，仍保持部分或全部奥氏体。除成分影响之外，相变应力，即当奥氏体转变成一部分马氏体之后，由于比容增大约1％，使尚未转变成马氏体的奥氏体受到四周的压力，阻碍了该处奥氏体的转变，而保留下来，这种被禁锢下来的奥氏体称为残留奥氏体。 为提高钢的硬度，消除残留奥氏体可采用如下的方法：多次回火来松弛应力，给转变创造条件，如高速工具钢可进行四次620℃回火来增加硬度值；也可对钢进行冷处理：淬火的钢件立即（1h之内）放入-20℃以下的冷处理设备中，经过1min（以冷透为准），即可促使残留奥氏体转变。冷处理前不可对淬火钢件做回火处理，即不可消除应力，否则反而造成更稳定化的结果。适合冷处理而不适合多次回火的钢种：滚珠轴承钢，高碳钢，表面渗碳后淬火的钢，铬、镍、锰、钼等模具钢，硬磁钢。 马氏体的回火处理：含碳≥0.4％的钢，当从温度以上（一般是在线以上50℃）激冷（淬水或油），使奥氏体向马氏体转变，形成淬火马氏体（也有人称之为α马氏体），该淬火钢硬而脆，具有很大的内应力（一是激冷造成的热应力；二是由奥氏体转变成马氏体，体积增长生成的相变应力），为消除应力，将此淬火钢件加热到一定温度（一般是300℃以下），称为回火处理，在回火过程中，淬火马氏体发生变化，钢件的脆性减少，硬度略有下降。在回火过程中，处于过饱和状态下的马氏体发生碳-铁合金元素以微粒子化合物形态从马氏体晶体中析出。按不同的温度阶段，马氏体转变如下：200℃以下，α马氏体析出FeC；200～300℃阶段，FeC继续从α马氏体中xx析出，同时残留奥氏体转变为马氏体，体积增加；析出的碳化物粒子集聚长大。 合金元素推迟了α马氏体分解和残留马氏体的转变，以及碳化物粒子集聚粗化过程。400℃以上回火，α马氏体变成粒状索氏体（回火索氏体）。若回火温度低于200℃，可能仍保留针状马氏体形貌，硬度较高，称为β马氏体（或回火马氏体）。钢件加热到以上体积会发生变化，在附近出现奥氏体体积下降，以后随温度升高而膨胀。钢件自以上激冷淬火到M后转变出马氏体，在M之前连续随sf温度的下降析出马氏体。钢件体积连续增大，以后随温度下降而冷缩，但最终比淬火前的体积略大。一般来讲马氏体回火时温度的作用要大于时间的作用。高于400℃回火只需1h，即可完成FeC粒子的沉积，x若回火温度低于200℃，则需延长到数小时。合金钢淬火后，回火的温度高于450～650℃，而且回火保温时间一般需大于2～6h，视性能要求而定。 马氏体回火时会出现回火脆性的问题，碳素钢和低合金钢淬火后回火的过程是强度、硬度下降，延塑性增加的过程，目的是为得到强度与延塑性相对统一的高综合性能（δ、δ、δ、ψ、K值均较高）。bs生产厂把这种淬火+较高温度的回火称作变质处理（通常是在550～650℃回火，然后空气中冷却）。如含有Ni、Cr、Mn等元素，则延性（δ％、ψ％）都很好，唯独冲击韧性值很低，称为回火脆性。若自600℃左右快冷（空冷或油冷），则冲击韧性很好。因此回火温度常避开250～450℃。550℃以上回火时，采用油冷或空冷。当Ni-Cr钢或含锰1％以上的钢中含有钼0.5％，则不发生回火脆化现象。对于回火脆性的原因，有人认为是由于钢中的磷在缓冷过程中以片状小粒子在晶界上沉积造成的，但对此见解并不统一。经机加工的钢件在250℃以下回火后，表面呈灰蓝色，有时表现出脆性，称为蓝脆。有人认为是过饱和的C、N、O等元素沿晶界析积引起脆化；实际上蓝脆与回火脆性不一样。虽然机理尚不太清楚，但回火后快冷是有益的。 含碳0.5％以上的碳素钢和低合金钢，从以上温度在空气中冷却（正火）所得到的层状珠光体组织在性能上与淬火+较高温度回火（即调质处理）得到的回火索氏体或粒状珠光体有很大差异，后者FeC小粒子均匀分布在铁素体的基体上，有较好的强度与延塑性的x结合。
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