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材料与成形技术_1
高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第封面页高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第页目1.1 概述1.1.1 金属材料的发展 1.1.2 非金属材料及复合材 料的发展 1.1.3 新材料的发展趋势 1.2 固体材料的性能 1.3 金属的结构 1.3.1 金属的晶体结构 1.3.2 实际金属的晶体结构 1.4 金属的结晶 1.4.1 纯金属的冷却曲线和 过冷现象 1.4.2 金属的同素异构性 1.6 铁碳合金录1.9.5 钢的表面淬火1.5.3 相图与性能的关系1.6.1 铁碳合金的基本相 和基本组织 1.6.2 铁碳合金相图 1.7 碳钢 1.7.1 碳钢的分类 1.7.2 碳钢的牌号 1.8 铸铁 1.8.1 铸铁的分类及特性 1.8.2 铸铁的石墨化过程 1.8.3 铸铁的牌号与性能 1.9 钢的热处理1.9.6 钢的化学热处理1.10 钢中的合金元素 1.10.1 合金元素在钢中的 分布1.10.2 合金元素在钢中的作用 1.11 合金钢 1.11.1 合金结构钢 1.11.2 合金工具钢 1.11.3 特殊性能钢 1.12 非铁金属材料 1.12.1 铝及铝合金 1.12.2 铜及铜合金 1.12.3 镁合金 1.12.4 钛合金 1.12.5 轴承合金1.4.3 金属铸锭的组织1.5 二元合金 1.5.1 二元合金的相结构 1.5.2 二元合金相图1.9.1 钢在加热时的组织转变1.9.2 钢在非平衡冷却时的转变 1.9.3 钢的常用热处理工艺 1.9.4 钢的形变热处理高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 1 页第1章 工程材料1.1 概述材料是现代文明的三大支柱之一，也是发展国民经济和机械工业的重要物质基础。 材料作为生产活动的基本投入之一，对生产力的发展有深远的影响。历史上曾把当时 使用的材料，当作历史发展的里程碑，如“石器时代”、“青铜器时代”、“铁器时 代”等。我国是世界上最早发现和使用金属的国家之一。周朝是青铜器的极盛时期， 到春秋战国时代，已普遍应用铁器。直到19世纪中叶，大规模炼钢工业兴起，钢铁才 成为最主要的工程材料。 科学技术的进步，推动了材料工业的发展，使新材料不断涌现。石油化学工业的 发展，促进了合成材料的兴起和应用；20世纪80年代特种陶瓷材料又有很大进展，工 程材料随之扩展为包括金属材料、有机高分子材料（聚合物）和无机非金属材料三大 系列的全材料范围。1.1.1 金属材料的发展人类早在6 000年以前就发明了金属冶炼，公元前4000年，古埃及人便掌握了炼 铜技术。我国青铜冶炼始于公元前2000年（夏代早期）。古埃及在5 000年以前，就 用含镍7.5％的陨石铁做成铁球。我国春秋战国时期，已经大量使用铁器。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 2 页铸铁的发展经历了5 000年的漫长岁月，只是到了瓦特发明蒸汽机以后，由于在 铁轨、铸铁管制造中的大量应用，才走上工业生产的道路。15世纪－18世纪，从高炉 炼钢到电弧炉炼钢，奠定了近代钢铁工业的基础。 19世纪后半叶，欧洲社会生产力和科学技术的进步，推动了钢铁工业的大步发 展，扩大了钢铁生产规模，提高了产品质量。从20世纪50年代到2006年，全世界的钢 产量由2.1亿吨增加到12.39亿吨。而我国2006年钢产量达到4.19亿吨，超过20世纪50 年代全球钢产量一倍，跃居全球钢产量首位。 在黑色金属发展的同时，非铁金属也得到发展。人类自1866年发明电解铝以来， 铝已成为用量仅次于钢铁的金属。1910年纯钛的制取，满足了航空工业发展的需求。1.1.2 非金属材料及复合材料的发展非金属材料如陶瓷、橡胶等的发展历史也十分悠久。进入到20世纪后，更是取 得了重大的进展。人工合成高分子材料从20世纪20年代至今发展最快，其产量之大、 应用之广可与钢铁材料相比。20世纪60年代到70年代，有机合成材料每年以 14％的 速度增长，而金属材料年增长率仅为4％。1970年世界高分子材料为4 000万吨，其中 3 000万吨为塑料；橡胶为5 000万吨，这已超过天然橡胶的产量；合成纤维400万吨。 20世纪90年代，塑料产量已逾亿吨，按体积计，已超过钢铁产量。2005年我国塑料 产量达到2 198.55万吨。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 3 页陶瓷材料近几十年的发展也十分引人注目。陶瓷材料在冶金、建筑、化工和尖 端技术领域已成为耐高温、耐腐蚀和各种功能材料的主要用材。 航空、航天、电子、通信、机械、化工、能源等工业的发展对材料的性能提出 了越来越高的要求。传统的单一材料已不能满足使用要求，复合材料的研究和应用引 起了人们的重视。玻璃纤维树脂复合材料、碳纤维树脂复合材料等已在航空航天工业 和交通运输、石油化工等工业中广泛应用。1.1.3 新材料的发展趋势随着社会的发展和科学技术的进步， 新材料的研究、制备和加工应用层出不 穷。每一种重要的新材料的发现和应用， 都把人类支配自然的能力提高到一个新 的水平。工程材料目前正朝高比强度 （单位密度的强度）、高比模量（单位 密度的模量）、耐高温、耐腐蚀的方向 发展。图1-1为材料比强度随时间的进展 的示意图，该图表明今日先进材料强度 比早期材料增长50倍。图1-1材料比强度随时间的进展高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 4 页新材料主要在以下几方面获得发展： 1. 先进复合材料 由基体材料（高分子材料、金属或陶瓷）和增强材料（纤维、晶须、颗粒）复 合而成的具有优异性能的新型材料。 2.光电子信息材料 光电子信息材料包括量子材料、生物光电子材料、非线性光电子材料等。 3.低维材料 指超微粒子（零维）、纤维（一维）和薄膜（二维）材料，这是近年来发展最 快的材料领域。 4.新型金属材料 如镍基高温合金、非晶态合金、微晶合金、Al-Li合金金属间化合物等。1.2 固体材料的性能固体材料的主要性能包括力学性能、物理性能、化学性能、工艺性能等。力学 性能是工程材料最主要的性能，又称机械性能，指材料在外力作用下表现出来的性 能，包括弹性、强度、塑性、硬度、韧性、疲劳强度、蠕变和磨损等。外力即载荷， 常见的各种外载荷如图1-2所示。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 5 页图1-2 载荷的形式1. 强度和塑性 材料强度指材料在达到允许的变形程度或断裂前所能承受的最大应力，如弹性 极限、屈服点、抗拉强度、疲劳极限、蠕变极限等等。按外力作用的方式不同，强度 可分为抗拉、抗压、抗弯、抗剪强度等。工程上最常用的强度指标有屈服强度和抗拉 强度。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 6 页材料的强度、塑性指标可以通过实验测定。图 1-3a 为低碳钢拉伸试验测得的应力－应变图。试验时将材料做成如图1-3b标准 试样，试样在外力作用下，其内部产生一种 内力，其数值大小与外力相等，方向相反。 材料单位面积上的内力称为应力，以ζ (单位： Pa)表示。可按下式计算：??F S0(1-1)图1-3 低碳钢拉伸应力－应变图1) 弹性和弹性模量 试样加载后应力不超过ζe，若卸载，试样能恢复原状，这种材料不产生永久变形 的性能，称为弹性。ζe为材料不产生永久变形时所能承受的最大应力，称为弹性极限。 图中Op为直线，表示应力(ζ)与应变(ε)成正比。P点是保持这种正比关系的最高 点，ζp称为比列极限。ζp与ζe在数值上很接近，应用时两者常取同一数值。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 7 页? )称为材料的弹性模量，即引起单位弹性变形所需要的应力。 ? 工程上把弹性模量E称为材料的刚度，表示材料抵抗弹性变形的能力。Op的斜率E(E= 弹性模量E主要取决于材料的化学成分、合金化、热处理，冷热加工对它的影响 很小。室温时钢的弹性模量E 在190 000～22 000 MPa之间。弹性模量随温度的升高而 逐渐降低。 2) 塑性载荷超过弹性极限后，若卸载，试样的变形不能全部消失，将保留一部分残余 变形。这种不能恢复的残余变形，称为塑性变形，产生塑性变形而不断裂的性能称为 塑性。塑性的大小用伸长率δ和断面收缩率ψ表示。??l ? l0 ?100％ l0(1-2)式中: l──试样拉断后对接的标距长度，mm； l0──试样原标距长度，mm。??S0 ? S ?100％ S0(1-3)高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 8 页式中 S0──试样原始横截面积 ，mm2。 S ──试样拉断后缩颈处最小横截面积 (mm2)。 δ、ψ愈大，表示材料的塑性愈好。伸长率δ的值随试样原始长度增加而减小。 所以，同一材料的短试样 ( l0＝5d0 ，d0为试样原标距直径)比长试样 ( l0＝10d0)的伸 长率大20％左右。用短试样和长试样测得的伸长率分别用δ5和δ10表示。 金属材料因具有一定的塑性才能进行各种变形加工，并使零件在使用中偶然过 载时，产生一定的塑性变形，而不至于突然断裂，提高零件使用的可靠性。3) 强度在外力作用下，材料抵抗变形和断裂的能力称为强度。按外力作用方式不同， 可分为抗拉强度、抗压强度、抗扭强度等，以抗拉强度最为常用。当材料承受拉力时， 强度主要是指屈服强度ζs和抗拉强度ζb。 (1) 屈服强度ζs 如图1-3所示，在s点（称屈服点）出现横向震荡曲线或水平线 段，这表示拉力不再增加，但变形仍在进行，此时若卸载，试样的变形不能全部消失， 产生微量的塑性变形。ζs即表示材料在外力作用下开始产生塑性变形时的最低应力， 即材料抵抗微量塑性变形的能力。 需要指出，大多数金属材料在拉伸时没有明显的屈服现象，按GB 228－1987要 求，取规定非比例伸长与原标距长度比为 0.2％时的应力（记为ζp0.2），作为屈服强 度指标，称为条件屈服强度，可用ζ0.2表示。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 9 页? 0.2 ?F0.2 S0（1-4）式中: F0.2──试样产生0.2％塑性变形时的外力。 零件在工作时一般不允许发生塑性变形。所以，屈服强度是零件设计时的主要 参数。 （2）抗拉强度 抗拉强度为图1-3所示的σb值，是试样保持最大均匀塑性变形的 极限应力，即材料被拉断前的最大承载能力。当载荷达到Fb时，试样的局部截面缩小， 产生所谓的“缩颈”现象。由于试样局部截面逐渐缩小，故载荷也逐渐减小，当达到 拉伸曲线上k点时，试样发生断裂。 ζs 与 ζb 的比值称为屈强比，其值一般在 0.65 ～ 0.75 之间。屈强比愈小，工程构 件的可靠性愈高，万一超载也不会马上断裂；屈强比愈大，材料的强度利用率愈高， 但可靠性降低。 抗拉强度是零件设计时的重要参数。合金化、热处理、冷热加工对材料的 ζs与 ζb均有很大的影响。2. 硬度 硬度是指金属材料表面抵抗其它硬物体压入的能力，它是衡量金属材料软硬程 度的指标。硬度值和抗拉强度等其它力学性能指标之间存在一定关系，故在零件图上， 对力学性能的技术要求往往是标注硬度值。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 10 页生产中也常以硬度作为检验材料性能是否合格的主要依据，并以材料硬度作为 制定零件加工工艺的主要参考。测定硬度最常用的方法是压入法，工程上常用的硬度 指标是布氏、洛氏和维氏硬度。硬度测定的方法和适用范围见表1-1。 由于各种硬度试验的条件不同，因此，相互间没有换算公式。但根据试验结果， 可获得大致的换算关系如下：HBW≈10 HRC；HBW≈HV。表1-1 常用硬度指标测试方法和适用范围 硬度分类 布氏硬度 测试原理 用一定直径的硬质合金球体， 以相应的试验力压入试样表面， 经规定保持时间后卸载，用测量 的表面压痕计算硬度 在初始试验力及总试验力先后 作用下，将压头（金刚石圆锥或 淬火钢球）压入试样表面，经规 定保持时间后卸载，用测量残余 压痕深度增量计算硬度 用锥面夹角136度的金刚石四 棱锥体压头，在载荷F作用下， 在试样表面压出一个四方锥形压 痕，通过测量压痕投影两对角线 平均长度d测量硬度 计算公式及适用范围 适用测定硬度值650以下材料, 记为HBWHBW＝0.102 ? 2F πD( D ? D 2 ? d 2 )测试原理简图洛氏硬度HRA测定硬质合金、表面淬火 层、渗碳钢; HRB测非铁金属、 退火钢、正火钢；HRC测淬火钢、 调质钢 ?0.2 ? (h1 ? h0 )? HRC ＝ 100 ?0.002维氏硬度可采用统一的硬度指标，测量 从极软到极硬材料的硬度，硬度 范围为8～1 000 HV。因压痕浅， 特别适用于测定极薄试样的表面， 但测量麻烦高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 11 页3. 冲击韧度评定材料抵抗大能量冲击载荷能力的指标称为冲击韧度 aK。常用一次摆锤冲击 弯曲试验来测定金属材料的冲击韧度。其测定方法是按GB 229-1984制成带U形缺口 的标准试样，将具有质量G（单位：kg）的摆锤举至高度为H（单位：m），使之自 由落下（图1-4），将试样冲断后，摆锤升至高度h（单位：m）。如试样断口处的截 面积为S（单位：cm2）。则冲击韧性aK （单位：J/cm2)的值为：图1-4 摆锤冲击试验图1-5 材料的冲击韧度值－温度关系曲线高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 12 页G ( H ? h) (1-5) S 式中： S──试样缺口处的原始截面积，cm2。 材料的冲击韧度值主要取决于其塑性，并与温度有关。第二次世界大战中，美 国建造了约5 000艘全焊接“自由轮”。其中在1942年至1946年间发生破断的船舶达 1 000艘，1946年至1956年之间有200艘发生严重折断事故。1943年1月美国的一艘 T-2y油船停泊在装货码头时断裂成两半。当时计算的甲板应力水平仅为 70 MPa，远 远低于船板钢的强度极限。1945年－1948年美国国家标准局认真分析和研究了第二 次世界大战焊接船舶的破断事故，通过在不同的温度下对材料进行一系列冲击试验， 得知材料的冲击韧度值随温度的降低而减小（图1-5），当温度降低到某一温度范围 时，冲击韧度急剧下降，材料由韧性状态转变为脆性状态。这种现象称为“冷脆”。 该温度范围称为“冷脆转变温度范围”。其数值愈低，表示材料的低温冲击性能愈好。 这对于在低温下工作的零件具有重要的意义。aK =4. 疲劳强度 许多机器零件的弹簧、轴、齿轮等，在工作时承受交变载荷，当交变载荷的值 远远低于其屈服强度时发生断裂，这种现象称为疲劳断裂。疲劳断裂与在静载作用下 材料的断裂不同，不管是脆性材料还是韧性材料，疲劳断裂都是突然发生的，事先无 明显的塑性变形，属于低应力脆断。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 13 页金属材料所受的最大交变应力 ζmax 愈大，则断裂前所经受的循环次数 N（疲劳 寿命）愈少，最大交变应力ζmax与循环周次N构成的曲线，称为疲劳曲线，如图1-6 所示。当最大交变应力ζmax低于某一值时，曲线与横坐标平行，表示循环次数N可以 达到无穷大，而试样仍不发生疲劳断裂，该交变应力值称为疲劳强度或疲劳极限， 用ζ-1表示。一般规定钢材的循环次数N为107，非铁金属为108。 零件的疲劳失效过程分为三个阶段：疲劳裂纹产生、疲劳裂纹扩展、瞬时断裂。 产生疲劳断裂的原因，是由于材料内部的缺陷、加工过程中形成的刀痕、尺寸突变 导致的应力集中等。 材料的强度愈高，疲劳强度也愈高。当工件表面留存残余压应力时，材料表面 疲劳极限提高。 材料的疲劳强度与其抗拉强度之间存在 一定的经验关系，如碳钢 σ-1≈0.43σb ，合金 钢 ζ-1≈0.35ζb ＋ 12MPa 。因此在其他条件相 同的情况下，材料的疲劳强度随抗拉强度的 提高而增加。图1-6 疲劳曲线高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 14 页5. 断裂韧度一些工程结构件和机器零件在低于许用应力的条件下工作，产生无明显塑性变 形的断裂，这种断裂称为低应力脆断。低应力脆断是由于材料内部已存在的宏观裂纹 失稳扩展引起的。 如图1-7所示，材料中存在一条长度为2a的裂纹，在与裂纹方向垂直的外加拉应 力σ作用下，裂纹尖端附近的应力分布不再均匀，存在严重的应力集中现象，形成裂 纹尖端应力集中场，其大小可用应力强度因子KⅠ （单位：N? mm-2/3 ）来描述。KⅠ=ζπa(1-6)随ζ或 a 增大，KⅠ亦增大。当KⅠ增大到 某一临界值时，使裂纹尖端的应力场大到足 以使裂纹失稳扩展，从而导致材料发生断裂。 这个应力强度因子 KⅠ 的临界值，称为材料的 断裂韧度，用KⅠC表示。它反映材料有裂纹存 在时，抵抗脆性断裂的能力。它是材料本身 的特性，与材料的成分、热处理及加工工艺 等有关。图1-7 张开型裂纹及其尖端应力场示意图高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 15 页6. 金属的高温力学性能 材料在高温下其力学性能与常温下是完全不同的。 许多机械零件在高温下工作，在室温下测定的性能指标就不能代表其在高温下 的性能。一般来说，随着温度的升高，弹性模量E、屈服强度ζS、硬度等值都将降 低，而塑性将会增加，除此之外，还会发生蠕变现象。 蠕变是指金属在高温长时间应力作用下，即使 所加应力小于该温度下的屈服强度，也会逐渐产生 明显的塑性变形直至断裂。有机高分子材料，即使 在室温下也会发生蠕变现象。 在 9? 11 恐怖事件中，美国引以为傲的纽约世界 贸易中心大楼完全倒塌。恐怖分子劫持的客机撞击 大楼中上部，为何会造成整栋大楼完全倒塌？大楼 为何会垂直塌落而不是倾倒？ 这里部分牵涉到材料在高温下的力学性能问题。视频1 世界贸易中心大楼倒塌纽约世界贸易中心大楼曾是世界第一高楼，它高 411m，单个塔楼的重量约 5万 吨，美国凭借高强度的建筑钢材，和高水平的结构设计技术建成了这个庞然大物。事 实证明纽约世界贸易中心大楼的建筑钢材和结构设计都是过得硬的，大楼不仅经历了 近30年的风雨依然完好，甚至这次飞机的巨大撞击也未能使之立即倾倒。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 16 页从9? 11事件看高温蠕变撞击大楼的波音757飞机起飞重量104 t，波音767飞机起飞重量156 t，它们的 飞行速度大约是每小时1 000 km。从速度比这小得多的汽车相撞事故，可以想象这次 大型客机撞击大楼的冲击力有多么的巨大，但据幸存者描述，飞机的撞击使大楼虽然 晃动了近1 m，但无论是内部还是外部并没有严重塌落，这是大量楼内工作人员得以 逃生的关键。 这次撞击大楼的波音757飞机大约可载35 t燃油，波音767飞机可载51 t燃油，由 于是从美国东部飞往西部的远程航班，所以飞机上的油箱估计装满了燃油。在起飞后 这些飞机很快改变航线撞击纽约世界贸易中心大楼，机上燃油消耗很少，几乎将它们 的满满一飞机油箱的优质航空煤油都撒到了大楼里，燃起了熊熊大火。 长时间猛烈的大火烧软了飞机所撞击的那几个楼层的钢材，而它上部楼层约数 千吨到上万吨的重量自然就会落下来，像一个巨大的铁锤，砸向下面的楼层，对下面 的楼层结构的冲击力远远大于其原先静止时的重力，下面的楼层结构自然难以承受， 于是一层层垂直地垮塌下来。 北京时间9月11日晚20:45 第一架飞机撞击世贸大楼的北部塔楼接近顶部的位置。 由于这种波音757飞机所载燃油较少，加上撞击位置较高，上层压力较小，所以大火 烧了很久，直到北京时间9月11日晚22:28，大火燃烧了1小时43分钟后世贸大楼北部 塔楼才倒塌。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 17 页1.3 金属的结构固态物质按原子的聚集状态分为晶体和非晶体。固态金属基本上都是晶体，非 金属物质大部分也是晶体，如金刚石、硅酸盐、氧化镁等，而常见的玻璃、松香等， 则为非晶体。1.3.1 金属的晶体结构1. 晶体和金属的特性 原子在空间呈规则排列 的固体物质称为“晶体”， 如图1-8a所示。晶体具有固 定的熔点。金属晶体中，金 属原子失去最外层电子变成 正离子，每一个正离子按一 定规则排列并在固定位置上图1-8 晶体中原子排列示意图作热振动，自由电子在各正离子间自由运动，并为整个金属所共有，形成带负电的电 子云。正离子与自由电子的相互吸引，将所有的金属原子结合起来，使金属处于稳定 的晶体状态。金属原子的这种结合方式称为“金属键”。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 18 页金属键的特点是没有饱和性和方向性。自由电子的定向移动形成了电流，使金属 表现出良好的导电性；正电荷的热振动阻碍了自由电子的定向移动，使金属具有电阻； 温度升高，正电荷热振动振幅增加，电阻增大，电阻温度系数增大，使金属具有正的 温度系数；自由电子能吸收可见光的能量，使金属具有不透明性；当自由电子从高能 级回到低能级时，将吸收的可见光的能量以电磁波的形式辐射出来，使金属具有光泽； 晶体中原子发生相对移动时，正电荷与自由电子仍能保持金属键结合，使金属具有良 好的塑性。 非晶体的原子则是无规律、无次序地堆积在一起的。 2. 晶格、晶胞和晶格常数 为了便于分析晶体中原子排列规律及几何形状，将每一个原子假设成一个几何点， 忽略其尺寸和重量，再用假想线把这些点连接起来，得到一个表示金属内部原子排列 规律的抽象的空间格子，称为“晶格”，如图1-8b所示。 晶格中各种方位的原子面称为“晶面”，构成晶格的最基本几何单元称为“晶 胞”，如图1-8c所示。晶胞的大小以其各边尺寸 a、b、c表示，称为“晶格常数”， ? ? 以 A (埃)为单位(1 A =1310-8 cm)。晶胞各边之间的夹角以α、β、γ表示，如图1-8c所 示。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 19 页3. 晶向与晶面 1) 立方晶系的晶向指数 在晶体中，任意两个原子之间的连线称为原子列，其所指方向称为晶向。通常 采用晶向指数来确定晶向在晶体中的位向（图1-9）。 确定立方晶系的晶向指数方法如下： (1) 选定晶胞的某一点阵为原点，以晶胞的3条棱边为坐标轴，以棱边的长度为 单位长度； (2) 过原点作一有向线平行于待定晶向，所 有相互平行的晶向有相同的晶向指数[uvw]，如 果方向相反，则它们的晶向指数的数值相同，但 符号相反； (3) 取有向线段上任一点的座标值化为最简 整数，加以方括号，[uvw]即为晶向指数。 例如，当坐标值x=1，y=2, z=1/3时，其晶 向指数为[361]。图1-9 立方晶系的一些晶向指数高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 20 页2) 立方晶系的晶面指数 晶体中各种方位的原子面称为晶面。立方晶系的晶面指数通常采用密勒指数法 确定，即晶面指数是根据晶面与3个坐标轴的截距来决定。晶面指数的一般表示形式 为(h k l)，其确定步骤如下： (1) 建立坐标：选晶胞中不在所求晶面上的某一晶胞阵点为坐标原点（以免出 现零截距），以晶胞 3 条棱边为坐标轴， 以晶格常数为单位； (2) 取晶面的三坐标截距值为倒数， 并化为最简整数，依次计入圆括号( ) 内，即为该晶面的晶面指数。 与晶向指数相似，所有相互平行的 晶面都有相同的晶面指数。指数值相同 而 符 号 相 反 的 两 个 晶 面 ， 如 (100) 与 ? ( 1 00 )，则平行地分布在原点两边。图 1-10所示为立方晶系中一些主要晶面的 晶面指数。图1-10 立方晶系中一些主要晶面的晶面指数高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 21 页4. 常见的晶格类型根据晶胞的三条棱边是否相等、三 个夹角是否相等以及是否为直角关系，晶 体学将所有晶体分为 7个晶系，14种空间 点阵，称作布喇菲空间点阵（图1-101）。 由于金属键结合力较强，使金属原 子具有趋于紧密排列的倾向，故大多数金 属属于以下三种晶格类型。图1-10_1 布喇菲空间点阵高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 22 页1) 体心立方晶格 体心立方晶格的晶胞如图1-11a所示，由八个原子构成一个立方体，在立方体的 中心还有一个原子，其晶格常数 a=b=c，棱边夹角α=β=γ=90°。晶胞角上的原子为 相邻的八个晶胞所共有，每个晶胞实际上只占有 1／8个原子，中心的原子为该晶胞 独有，如图1-12b所示，故晶胞中实际原子数为831/8 +1 = 2 个。属于这类晶格的金 属有：α-Fe、铬(Cr)、钼(Mo)、钒(V)、钨(W)等。图1-11 体心立方晶胞高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 23 页2) 面心立方晶格 面心立方晶格的晶胞如图1-12a所示，由八个原子构成一个立方体，在立方体六 个面的中心各有一个原子，晶胞角上的原子为相邻的八个晶胞所共有，每个晶胞实际 上只占有1／8个原子，中心面上的原子为二个晶胞共有，如图1-12b所示，故晶胞中 实际原子数为831/8+631/2 = 4 个。属于这类晶格的金属有：γ-Fe、铝(Al)、铜(Cu)、 银(Ag)、镍(Ni)、金(Au)等。图1-12 面心立方晶胞高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 24 页3) 密排六方晶格密排六方晶格的晶胞如图1-13a所示，是一个六方柱体。柱体的上、下底面六个 角及中心各有一个原子，柱体中心还有三个原子。柱体角上的原子为相邻六个晶胞共 有，上、下底面的原子为两个晶胞共有，柱体中心的三个原子为该晶胞独有，如图113b所示，故晶胞中实际原子数为1/2 +3 = 6 个。属于这类晶格的金属 有：镁(Mg)、锌(Zn)、铍(Be)、镉(Cd)等。图1-13 密排六方晶胞高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 25 页5. 晶体结构的致密度由于把金属看成是刚性小球，所以即使是一个紧挨一个地排列，原子间仍会有 空隙存在。晶体结构的致密度是指晶胞中原子所占体积与该晶胞体积之比，用来对原 子排列的紧密程度进行定量比较。 体心立方晶胞中含有2个原子，这2个原子的体积为23(4／3)πr3，式中r为原子 半径，如图1-14所示，原子半径与晶格常数 a 的关系为r =(3 ／4)a，晶胞体积为a3， 故体心立方晶格的致密度为4 4 2 ? 2个原子体积 3 3 3 3 π r3 ? 3π ? （ a） ? π ? 0.68 3 3 4 8 晶胞体积 a a 2?这表明在体心立方晶格中，有68％的体积被原子所 占有，其余为空隙。同理亦可求出面心立方及密排六方 晶格的致密度均为 0.74。显然，致密度数值愈大，原子 排列就愈紧密。所以，当纯铁由面心立方晶格转变为体 心立方晶格时，由于致密度减小而使体积膨胀。图1-14 体心立方晶胞 原子半径计算高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 26 页1.3.2 实际金属的晶体结构1. 多晶体与亚结构 结晶方位完全一致的晶体称为“单晶体”，如图1-15所示。单晶体在不同晶面 和晶向的力学性能不同，这种现象称为“各向异性”。实际金属晶体内部包含了许 多颗粒状的小晶体，每个小晶体内部晶格位向一致，而各小晶体之间晶格位向不同， 如图1-16所示。小晶体称为“晶粒”，晶粒与晶粒之间的界面称为“晶界”。由于 晶界是相邻两晶粒不同晶格方位的过渡区，所以在晶界上原子排列是不规则的。这 种由多晶粒构成的晶体结构称为“多晶体”，多晶体呈现各向同性。图1-15 单晶体图1-16 实际金属晶体高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 27 页钢铁材料的晶粒的尺寸一般为10-1～10-3 mm，所以必须在显微镜下才能观察到。 在显微镜下观察到的各种晶粒的形态、大小和分布情况，称为“显微组织”。同一 颗晶粒内还存在许多尺寸更小、位向差也很小(1°～2°)的小晶块，称为“亚晶粒”， 亚晶粒的边界称为“亚晶界”，如图1-16_2 所示。图1-16_2晶界和亚晶界高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 28 页2. 晶格缺陷 实际金属晶体中，由于结晶条件或加工等的影响，使原子的排列规则受到破坏， 因而晶体内部存在大量的晶格缺陷。根据晶格缺陷的几何形状特点，可分为三类。 1) 点缺陷 点缺陷是指长、宽、高三个方向上尺寸都很小的缺陷，如“间隙原子”、“置 换原子”和“空位”。间隙原子是在晶格的间隙中存在多余原子(图1-17a)；置换原 子是指结点上的原子被异类原子所置换(图1-17b)；晶格空位是在正常的晶格结点上 出现空位(图1-17c)。 由于晶格点缺陷的存在，使点缺陷周围的晶格发生靠拢或撑开的现象，从而造 成晶格畸变。空位和间隙原子总是处在不停地运动和变化之中，空位和间隙原子不停 地运动，是金属中原子扩散的主要方式之一，这对热处理和化学热处理过程都是极为 重要的。图1-17 点缺陷示意图高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 29 页2) 线缺陷线缺陷是指在一个方向上尺寸较大，而在另外两个方向上尺寸很小的缺陷，呈线 状分布，其具体形式是各种类型的位错。较简单的一种是“刃型位错”，如图1-18所 示，好像沿着某个晶面插入一列原子但又未插到底，如同刀刃切入一样。多出的一列 原子位于晶体的上部称为“正刃型位错”，用符号“┴”表示；多出的一列原子位于 晶体的下部称为“负刃型位错”， 用符号“┬”表示。图1-18 刃型位错示意图高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 30 页3) 面缺陷面缺陷是指在两个方向上尺寸较大，而在另一个方向上尺寸很小的缺陷，如图118_2所示。如晶界和亚晶界。多晶体中存在晶界和亚晶界，晶界和亚晶界处原子不 规则排列，导致晶格畸变，使晶界处能量高出晶粒内部，使晶界表现出与晶粒内部不 同的性能。如晶界易被腐蚀；晶界的熔点较低；晶界处原子扩散速度较快；晶界的强 度、硬度较晶粒内部高。图1-18_2 面缺陷示意图高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 31 页1.4 金属的结晶原子从一种聚集状态转变成另一种规则排列的过程，称为“结晶”，结晶可以是 液态金属转变成固态金属；或固态金属转变成固态金属，即固态金属的相变。金属的 结晶一般在过冷的条件下进行；结晶的过程是由形成晶核和晶核长大两个阶段组成。1.4.1 纯金属的冷却曲线和过冷现象1．纯金属的冷却曲线 纯金属都有一个固定的熔点或结晶温 度。金属的结晶温度可以用热分析法测定。 将液态金属放在坩埚中缓慢冷却，在冷却过 程中记录温度随时间变化的数据，并将其绘 成如图1-19所示的纯金属冷却曲线。 温度 Tm 为纯金属的晶体与液体平衡共 存的温度，称为理论结晶温度。显然在Tm温图1-19 金属结晶的冷却曲线示意图度纯金属的结晶速度与熔化速度相等。所以，只有进一步冷却使金属的实际结晶温 度Tn低于理论结晶温度 Tm 时，结晶才能进行，如图1-19 曲线b所示。实际结晶温度 Tn低于理论结晶温度Tm的现象，称为过冷，其差值称为过冷度ΔT，即ΔT= Tm－Tn。 过冷度不是恒定值，其大小取决于液态金属的冷却速度、金属的性质和纯度。同一 液态金属，冷却速度愈大，过冷度也愈大。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 32 页2. 纯金属的结晶过程图1-20表示纯金属的结晶过程。液态金属中存在有序排列的原子小集团，随液 态金属原子的热运动，这些原子小集团时聚时散，当温度低于理论结晶温度时，这 些原子小集团成为有规则排列的小晶体，称为“晶核”。晶核通过吸附周围的原子， 沿各个方向以不同的速度长大，同时又有新的晶核形成，在晶核的棱角处长大速度 最快，生成晶体的主干，又称一次晶轴，如图1-21中的Ⅰ。在晶体主干长大的过程 中，又不断生出了分枝，如图1-21中的Ⅱ、Ⅲ，其形态如同树枝，故称为“枝晶”， 如图1-21所示。如果在结晶的过程中，有足够的液体金属填满各枝晶间的空隙，则 凝固后，枝晶就不会显露出来。因此，往往是在金属的表面上才可以显示出它的外 形，如图1-22所示。图1-20 纯金属结晶过程示意图图1-21 枝晶示意图图 1-22 锑锭表面的树枝状晶体高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 33 页视频2 金属的结晶高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 34 页3. 金属结晶后晶粒的大小金属结晶后是由许多晶粒组成的多晶体，其晶粒的大小与晶核数目和长大速度 有关。单位时间、单位体积内形成的晶核数称为“形核率”，用符号N表示；单位时 间内晶核长大的平均线速度称为“长大速度”，用符号G表示。形核率N愈高，晶核 长大速度G愈小，晶粒愈细小，材料的力学性能愈好。 铸造生产中，常用以下方法细化液态金属结晶的晶粒。 1) 增加过冷度 图1-23是实际测得的液态金属结晶时 过冷度ΔT 与形核率N、长大速度G的关系。 由图可见，随过冷度的增加，形核率和长 大速度均增加。当过冷度较大时，形核率 比长大速度增长得快，并当达到一定的过 冷度ΔT时，各自达到一个最大值。在连续 冷却过程中，冷却速度愈大，则过冷度愈 大，形核率愈高，而长大速度相对较小， 液态金属凝固后得到细小晶粒；当缓慢冷 却时，过冷度小，晶粒粗大。图1-23 过冷度ΔT与形核率N、长大速度G的关系高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 35 页虽然增大冷却速度能细化晶粒，但对于大型铸件，不容易获得较大的过冷度， 且易产生较大的应力集中而造成裂纹的产生，所以在实际生产中常采用变质处理来细 化晶粒。 2) 变质处理 浇注时，向液态金属中加入一些高熔点、难溶解的金属或合金，当其晶体结构 与液态金属的晶体结构相似时，使形核率大大提高，获得均匀细小的晶粒。这种方 法称为“变质处理”，加入的物质称为“变质剂”。 3) 附加振动 金属结晶时，对液态金属附加机械振动、超声波振动、电磁振动等措施，使液 态金属在铸模中运动，造成大原子团破碎成小原子团；枝晶断裂，使已生长的晶粒 因破碎而细化，而且破碎的枝晶尖端又形成新的晶核。这两种结果都增加了形核率， 故附加振动也能细化晶粒。 对于固态金属，可以用热处理或压力加工的方法细化晶粒。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 36 页1.4.2 金属的同素异构性液态金属结晶后获得具有一定晶格结构的晶体。高温状态下的晶体在冷却过程中， 晶格结构发生改变的现象，称为“同素异构转变”，又称为“重结晶”。一种金属具 有两种或两种以上的晶体结构，称为“同素异构性”。如Fe、Co、Sn、Mn等元素都 具有同素异构性。 铁在结晶后继续冷却至室温的过程中，将发生两次晶格转变，如图1-24所示。其 转变过程如下：δ-Fe体心立方γ-Fe面心立方α-Fe体心立方金属的同素异构转变同样遵循晶核形成 和晶核长大的结晶基本规律。固态下原子扩 散比液态下困难得多，致使同素异构转变具 有较大的过冷度。同时，晶格结构的改变， 致密度的改变和晶体体积的改变，使金属材 料内部产生内应力，这种内应力称为“相变 应力”。图1-24 纯铁的冷却曲线高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 37 页1.4.3 金属铸锭的组织液态金属结晶后形成的晶体称为“铸 态晶”。在实际生产中，液态金属是在铸 锭模中结晶的，铸锭的结晶属于大体积结 晶，其特点是过冷度小，整个截面存在明 显的温度梯度，结晶是从表面至中心逐步 进行，不是整个截面同时均匀结晶，所以， 结晶后的组织粗细不均匀，形状也不同。 将铸锭剖开可以看到三个不同的晶区，如 图1-25所示。图1-25 钢锭组织的示意图1－细晶粒层；2－柱状晶晶粒层；3－等轴晶粒层高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 38 页1.5 二元合金由两种或两种以上的金属或金属与非金属组成的具有金属性质的物质称为合金。 组成合金最基本、最独立的物质称为组元。一般来说，组元就是组成合金的化学元素， 或是稳定的化合物。由两种组元组成的合金称为二元合金。 液态合金结晶时，合金组元间相互作用，形成具有一定晶体结构和一定成分的相。 相是指合金中成分相同、结构相同，并与其它部分以界面分开的均匀组成部分。 一种或多种相按一定方式相互结合所构成的整体称为组织。相的相对数量、形状、 尺寸和分布的不同，形成了不同的组织，不同的组织使合金具有不同的力学性能。 固态合金中的相，按其晶格结构的基本属性，可分为固溶体和金属化合物两类。1.5.1 二元合金的相结构1. 固溶体 合金在固态下，组元间互相溶解而形成的均匀相，称为固溶体。晶格与固溶体 相同的组元称为固溶体的溶剂，其它组元称为固溶体的溶质。溶质以原子状态分布在 溶剂的晶格中。根据溶质原子在溶剂晶格中所占的位置，固溶体可分为间隙固溶体和 置换固溶体。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 39 页1）间隙固溶体 溶质原子溶入溶剂晶格各结点间的间隙中形成的固溶体，称为间隙固溶体，如 ? 图1-26_1所示。间隙固溶体是由一些原子半径小于1 A 的非金属元素，如H、O、C、 B、N，溶入过渡族金属而形成，而且只有当溶质原子直径与溶剂原子直径的比值小 于0.59时，才能形成间隙固溶体。溶剂晶格的间隙是有限的，因此，间隙固溶体只能 是有限固溶体。溶质原子溶入固溶体中的量，称 为固溶体的浓度。在一定条件下，溶 质原子在固溶体中的极限浓度，称为 溶质原子在固溶体的溶解度。间隙固 溶体的溶解度与溶质原子半径及溶剂 的晶格类型有关。溶质原子半径愈小， 溶解度愈大。溶剂晶格类型不同，具 有的间隙大小不同，溶解度也不同。图1-26_1 间隙固溶体结构示意图高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 40 页2) 置换固溶体 溶质原子溶入溶剂晶格，并占据溶剂原子的某些晶格结点位置而形成的固溶体， 称为置换固溶体，如图1-26_2所示。置换固溶体中，溶质原子在溶剂晶格中的分布是 任意的、无规律的。如果溶质原子在溶剂晶格中的溶解度有一定限度，则称为有限互 溶，形成有限置换固溶体；如果合金组元可以以任何比例相互溶解，如Cu-Ni 合金， 这称为无限互溶，形成无限置换固溶体。形成无限置换固溶体必须满足：溶质与溶剂 晶格类型相同；溶质原子与溶剂原子直径相近；溶质原子与溶剂原子电负性相接近。 此外，溶质原子在溶剂晶格中的溶解度还与温度 有关，温度愈高，溶解度愈大。 3) 固溶体的性能 当溶质原子溶入溶剂晶格，使溶剂晶格发生 畸变，导致固溶体强度、硬度提高，塑性和韧性 略有下降的现象，称为固溶强化。如果溶质浓度 适当，固溶体亦具有良好的塑性和韧性，所以， 成分得当的固溶体合金具有很好的综合力学性能。 溶剂晶格畸变亦使其电阻增大，所以，高电阻合 金都是固溶体合金。单相固溶体在电解质中不会 像多相固溶体那样构成微电池，故单相固溶体合 金的耐蚀性较高。图1-26_2 置换固溶体结构示意图高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 41 页2. 金属化合物 合金中，当溶质含量超过固溶体的溶解度时，将析出新相。若新相的晶格结构与 合金的另一组元相同，则新相为以另一组元为溶剂的固溶体。若新相的晶格类型和性 能完全不同于任一组元，并具有一定的金属特性，则新相是合金组元相互作用形成的 一种新物质――金属化合物。 Fe3C是铁碳合金中最重要的具有复杂结构的间隙化合物，碳原子直径与铁原子 直径之比为0.61。Fe3C又称渗碳体，具有复杂斜方晶格。Fe3C中Fe原子可以部分地 被其它金属原子置换，形成以渗碳体为基的固溶体，如(Fe、Mn)3C、(Fe、Cr)3C等， 称为合金渗碳体。 金属化合物一般具有复杂晶体结构。它熔点高，硬度高，脆性大，塑性几乎为零。 如间隙相TiC的熔点为3 410 ℃，硬度2 850 HV；WC的熔点为2 876 ℃，硬度为1 730 HV；Fe3C的熔点为1 227 ℃，硬度为860 HV。 金属化合物呈细小颗粒均匀分布在固溶体基体上时，使合金的强度、硬度、耐热 性和耐磨性明显提高，这一现象称为弥散强化。因此，金属化合物在合金中常作为强 化相，它是合金的重要组成相。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 42 页1.5.2 二元合金相图合金存在的状态由合金的成分、温度和压力三个因素确定。由于合金的熔炼、 加工处理通常在常压下进行，所以，合金存在的状态可由合金的成分和温度两个因素 确定。合金的成分或温度改变，合金中所存在的相及相的相对量也发生改变，合金的 组织和性能也发生改变。 合金相图是表示在平衡状态下，合金系中的合金状态与温度、成分之间关系的 图解。所谓平衡，是指在一定的条件下合金系中参与相变过程的各相成分和相对质量 不再变化所达到的一种状态。此时合金系的状态稳定，不随时间而改变。利用相图可 以知道各种成分的合金在不同温度下存在哪些相、各个相的成分及其相对含量。分析 合金在结晶过程中的变化规律，可以知道相的形状、大小和分布状况，即组织状态， 预测合金的性能。 由两组元组成的合金系构成的相图，称为二元合金相图，又称为二元合金平衡 相图或二元合金状态图。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 43 页1. 二元合金相图的确定 (1) 配制几组成分不同的 Cu-Ni合金，如图 1-27a所示。 (2) 用热分析法测出所配制的各合金的冷却 曲线，如图1-27a所示。 (3) 找出图中各冷却曲线上的相变点，即冷 却曲线上的转折点，a点和b点。 (4) 将a点和b点标在以温度为纵坐标、以成 分为横坐标的图中，将所有 a 点和 b 点分别连接 起来，即得Cu-Ni合金相图，如图1-27b所示。图1-27 热分析法测定Cu-Ni合金相图由图1-27a可见，纯铜和纯镍的冷却曲线上都有一个水平线段，表明纯金属的 结晶过程是在恒温下进行的。其他四个合金结晶开始后，由于放出结晶潜热，使温 度下降变慢，冷却曲线变得平缓；结晶终了后，不再放出结晶潜热，温度下降变快， 冷却曲线变得陡直。所以，在冷却曲线上有两个转折点，即有两个相变点，表明四 个合金都是在一定温度范围内结晶的。温度较高的相变点(a点)，表示开始结晶温度， 称为上相变点；温度较低的相变点(b点)，表示结晶终了温度，称为下相变点。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 44 页2. 相律 (1) 平衡 当外界条件不变时，体系的状态不随时间而改变，即体系内各相的成 分、结构和相对量等均不发生变化，称为平衡状态。平衡具有动态的性质，达到平衡 时体系中正向和逆向的过程以相等的速度进行。 (2) 自由度 自由度是平衡体系的独立可变因素的数目（如温度、压力、相的成 分等），即这些因素可在一定范围内独立变化而不改变其平衡状态，则自由度为3。 如改变这三者中的两个仍能维持此两平衡相，则自由度为2。如只能改变三者之一而 不影响平衡相，自由度数为1。如果三个因素都不能独立改变，否则会引起平衡相的 改变，那么自由度为零。 (3) 相律的表达式 相律用来表示在平衡条件下，独立组元数、相数和自由度数 三者之间的关系。相律对相图有指导作用。通常在只考虑温度影响时，相律可用下式 表示 F＝C－P＋1 (1-7) 式中：F ── 体系的自由度数； C ── 体系中独立组元数； P ── 相数。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 45 页单元系凝固时，液、固相共存，故F＝0，说明相变时温度不能变化，为恒温过 程。二元系凝固时，如有三相共存，F也为零，也是恒温过程；如是二相共存，F＝1， 说明凝固时其温度或平衡相成分两者中有一个是可以独立变化的。 应用相律可知体系中最多能共存的平衡相数。单元系C＝1，F＝1－P＋1＝2－ P，故最多是两个平衡相共存。二元系最多是三个平衡相共存。 3. 二元匀晶相图 二组元在液态和固态均能无限互溶所构成的相图，称为二元匀晶相图。如CuNi、Cu-Au、Au-Ag、Fe-Cr、W-Mo、Bi-Sb等二元合金系，均为匀晶相图。 1）相图分析 图 1-27 为 Cu-Ni 二元匀晶相图。 a 点连线 是合金开始结晶点的连线，称为液相线； b 点 连线是合金结晶终了点的连线，称为固相线。 液相线和固相线将相图分为三个相区，液相线 以上为单相液态，用“ L”表示；固相线以下 为单相固态，用“ α”表示；液相线和固相线 之间为固、液共存的二相区，用“L+α” 表示。 tA点是纯铜的熔点，为1 083 ℃；tB点是纯镍 的熔点，为1 455 ℃。图1-27 热分析法测定Cu-Ni合金相图高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 46 页2) 杠杆定律在结晶过程中，液、固二相的成分分别沿液相线和固相线变化。设有合金K，若 想知道它在tx ℃时液、固二相的成分，可作一条代表tx ℃的水平线，令其与液相线和 固相线分别交于x及x′，那么x及x′的横坐标就代表tx ℃时液、固两平衡相的成分。即液 相中含Ni量为x；固相中含Ni量为x′；合金中含Ni量为K，如图1-28a所示。 设合金的相对总质量为1，液相的相对质量为QL，固相的相对质量为QS。 则 QL+QS =1 (1-8) QLx + QSx′=K (1-9) 解方程(1-8)与(1-9)得 QL=x'? K ； x? ? xQS=K?x x? ? x由图1-28a所示的线段关系，上 式可改写成：图1-28 杠杆定律的力学比喻Kx' xK QL ? ; QS ? xx' xx'又QL Kx' ? QS xK(1-10)高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 47 页由图1-28b可见，液、固二相的相对量关系，如同力学中的杠杆定律。因此，在 相平衡的计算中，称式(1-10)为杠杆定律。必须注意：杠杆定律只适用于两相平衡区 中两平衡相的相对含量计算。 3）非平衡结晶过程分析 固溶体合金在结晶过程中，只有在极其缓慢冷却条件下，原子才能进行充分的 扩散，结晶完毕时，形成成分均匀的α固溶相。但在实际铸造条件下，冷却较快，不 能保持平衡状态，原子扩散来不及充分进行，使α相成分不均匀。先结晶的固溶体富 含高熔点组元Ni，后结晶的固溶体富含低熔点组元Cu。因而，在结晶每一温度瞬间， α的平均浓度总是高于α/L界面处的平衡浓度，相图中固相α的平均成分线与平衡成分 线不一致，如图1-29所示。当α相平均浓度达到合金成分(30％Ni)，结晶完成，最后 得到的α固溶体成分不均匀。因固溶体结晶按树枝状方式进行，因而成分不均匀沿树 枝晶分布，结晶的主干含高熔点组元Ni多，枝晶外围含低熔点组元Cu多，形成所谓 “枝晶偏析”、“晶内偏析”或“树枝状偏析”，如图1-30所示。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 48 页枝晶偏析使合金的力 学性能、工艺性能降低。枝晶偏析程度取决于以下因素： （1）冷却速度愈大，扩散进行愈 不充分，偏析程度愈大。 （2）相图的结晶范围愈大，偏析 成分的范围愈大。消除或改善方法：将铸件加热到 低于固相线100～200℃的温度， 进行较长时间的保温，使偏析元素 进行充分的扩散，以达到使成分均 匀的目的。称为扩散退火图1-29 固溶体的非平衡结晶图1-30 Cu-Ni合金枝晶偏析示意图高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 49 页4. 二元共晶相图 两组元在液态时无限互溶，固态时有限溶解，结晶时发生共晶转变，形成两相 机械混合物的相图称为共晶相图。Pb-Sn、Pb-Sb、Ag-Cu、Al-Si等合金的相图，都 属于共晶相图。 1）相图分析 现以Pb-Sn合金为例，对共晶相图进行分析。Pb-Sn合金共晶相图如图1-31所示。 aeb为液相线，acedb为固相线。a点（327 ℃）为Pb的熔点，b点（232 ℃）为Sn的 熔点。cf为Sn溶于Pb的溶解度曲线，dg为Pb溶于Sn的溶解度曲线，溶解度曲线又称 固溶线。合金系有三个相：液相 L、固相α和β，α相是Sn溶于Pb的 固溶体，β相是Pb溶于Sn的固溶体。 相图中有三个单相区：L、α 和β；三个两相区：L+α、L+β及 α+β；一个三相区 ：L+α+β，即水 平线ced。图1-31 Pb-Sn相图高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 50 页c点以左的合金结晶完毕时，都是α固溶体；d点以右的合金结晶完毕时，都是β 固溶体；成分在c点和d点之间的合金，当温度下降到 ced线(183℃)时，成分为e点的 液态合金在结晶时，将同时结晶出成分为 c 点的 α 固溶体 (αc) 和成分为 d 点的 β 固溶体 (βd)。即 Le→αc+βd 这种一定成分的液相，在一定温度下，同时结晶出成分不同的两种固相的转变， 称为共晶转变。e点称为共晶点，ced线称为共晶线。成分对应于共晶点的合金称为共 晶合金，成分位于ce之间的合金称为亚共晶合金，成分位于ed之间的合金称为过共晶 合金。 为了研究组织的方便，常常将组织组成物标注在合金的相图上，如图1-32所示。 常 温 状 态 下 ， Pb-Sn 合 金 的 组 织 分 为 五 个 区 ： α+βⅡ 、 α+(α+β)+βⅡ 、 (α+β) 、 β+ (α+β)+αⅡ、β+αⅡ，组织组成物为α、αⅡ、β、βⅡ、(α+β)。βⅡ为从α相中析出的Pb 溶 于Sn的固溶体；αⅡ为从β相中析出的Sn 溶于Pb的固溶体，αⅡ和βⅡ称为次生相或二 次相。它们与从液相中析出的初生相 α和β成分和结构相同，但它们的形态、数量、 分布均不相同。因此，α与αⅡ (或β与βⅡ)同是一种相，但却是两种不同的组织。α和β 相形成温度较高，晶粒较粗大，呈树枝状或颗粒状；αⅡ和βⅡ形成温度较低，呈细小 颗粒状分布在固溶体α(或β)晶粒内或呈网状分布在固溶体α(或β)晶界上。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 51 页图1-32 标注组织组成物的Pb-Sn相图亚共晶合金的最终组织为 α+(α+β)+βⅡ ，其显微组织见图 1-33 。图中暗黑色树枝状为初 晶α固溶体，黑白相间分布的为 (α+β) 共晶体， α 枝晶内的白色 颗粒为βⅡ。 过共晶合金的最终组织为 β+ (α+β)+αⅡ，其显微组织见图 1-34 。图中亮白色卵形为初晶 β 固溶体，黑白相间分布的为 (α+β) 共晶体， β 初晶内的黑色 小颗粒为αⅡ。图1-33 Pb-Sn亚共晶合金 显微组织(1003)图1-34 Pb-Sn过共晶合金 显微组织(1003)图1-35 Pb-Sn合金中的 比重偏析(1003)高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 52 页2) 比重偏析 合金在结晶时，如果结晶出来的晶体的比重与液相的比重相差较大，则这些晶 体便会上浮或下沉，从而导致铸件上、下部分的化学成分不一样。这种因比重不同而 造成的化学成分不均匀的现象，称为比重偏析。图1-35所示为亚共晶Pb-Sn合金组织 中，因比重较小的α晶上浮而形成的比重偏析。 比重偏析使铸件各部分的成分、组织、性能不同，影响铸件的使用。比重偏析 不能通过热处理消除，只能采取控制合金的成分、浇注时进行搅拌、增加冷却速度来 消除。 5．二元共析相图 从一个固相中同时析出成分和晶体结构完全不同的两 种新的固相的转变过程，称为共析转变。图1-36为具有共 析转变的二元合金相图。图中A、B为两组元，合金结晶后 得到γ固溶体，γc固溶体在衡温下进行共析转变： γc→αd+βe (αd+βe)称为共析体，c点为共析点， dce为共析线，对 应的温度称为共析转变温度。因为共析转变是在固态下进 行的，转变温度较低，原子扩散困难，因而过冷度较大。 与共晶体相比，共析体的组织较细小且均匀。图1-36 具有共析转变的二元 合金相图高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 52 页1.5.3 相图与性能的关系合金的力学性能与物理性能决定于合金 的成分及组织，合金的某些工艺性能如铸造性 能还与合金的结晶特点有关。而相图表明了合 金的成分、组织及合金的结晶特点，因此利用 相图可大致判断合金的性能，并作为选用材料 和制定工艺的参考。 1. 合金形成单相固溶体 当合金形成单相固溶体时，合金的性能 与组元的性质及溶质原子的溶入量有关。对于 一定的溶剂和溶质来说，溶质溶入溶剂量愈多， 则合金的强度 (ζb)、硬度(HB)愈高，电阻愈大， 电阻温度系数 (α) 愈小，如图 1-37 所示。总的 来说，形成单相固溶体的合金具有较好的综合 力学性能。但是，固溶强化使合金所能提高的 强度、硬度有限。图1-37 固溶体合金的力学性能、 物理性质与合金成分的关系高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 53 页2. 当合金形成两相混合物 共晶和共析转变都会形成两相混合物，如图1-38所示。在单相α固溶体和单相β 固溶体区间，力学性能、物理性能与成分呈曲线关系，在两相区内，合金性能介于 两组成相之间，与成分呈直线关系，是两相的平均值。但应指出，只是当合金两相 的晶粒较粗且分布均匀时，性能与成分的关系才符合直线关系。当形成细小的共晶 体和共析体时，合金的力学性能将偏离直线关系而出现如虚线所示的高峰。 相图与工艺性能的 关系如图1-39所示。由 图可见，合金的铸造性 能取决于合金结晶区间 的大小。共晶成分的合 金在恒温下结晶，固、 液两相区间为零，结晶 温度最低，故流动性最 好。在结晶时易形成集 中缩孔，铸件的致密性 好，故铸造合金应选用 共晶成分附近的合金。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 54 页1.6 铁碳合金铁碳合金是以铁和碳为组元的二元合金，是机械制造中应用最广泛的金属材料。1.6.1 铁碳合金的基本相和基本组织铁是具有同素异构的金属。铁碳合金的基本组元是Fe与Fe3C，属于二元合金。 其基本相有铁素体、奥氏体和渗碳体三种。由基本相组成的铁碳合金的基本组织有铁 素体、奥氏体、渗碳体、珠光体、莱氏体和低温莱氏体六种。其特性归纳列于表1-2 中。表1-2 铁碳合金基本组织组织名称 铁素体 奥氏体 渗碳体 珠光体 莱氏体 符号 F A Fe3C P Ld Ld@ 组织特点 碳溶解于体心立方晶格α-Fe中所形成的 固溶体 碳溶解于面心立方晶格Υ-Fe中所形成的 固溶体 具有复杂斜方结构的铁与碳的间隙化合 物 WC=0.77％的奥氏体同时析出F与Fe3C 的 机械混合物（共析反应） WC=4.3％的金属液体同时结晶出A和 Fe3C的机械混合物(共晶转变) 碳的最大溶解度 0.021 8％ 2.11％ 6.69％ 力学性能 塑性和韧性较好δ＝30％～50％， σb=180～280 MPa 质软、塑性好δ＝40％～50％ HBW ＝170～220 塑性、韧性几乎为零，脆、硬 σb=600～800 MPa，δ=20％～ 25％，HBW＝170～230 硬度很高，塑性很差高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 55 页1.6.2 铁碳合金相图1. 相图分析 在铁碳合金中，Fe与C两元素会形成固溶体和化合物。铁碳合金(Fe-Fe3C)相图 是研究铁碳合金的成分、温度、组织三者之间关系的图形，是研究钢和铸铁的组织 和性能的基础，是选择钢铁材料 的依据，对制定材料成形及热处 理加工工艺有重要的指导意义。 图1-40为Fe-Fe3C相图（图 中不加括号部分为相组成物，加 括号部分为组织组成物）。由于 当碳的质量分数为 6.69％时，铁 与碳全部形成硬而脆的渗碳体， 所以实际使用的铁碳合金碳的质 量分数一般不超过5％。因此FeFe3C相图只研究Fe-Fe3C部分。图1-40 Fe-Fe3C相图高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 56 页Fe-Fe3C相图表示了铁碳合金系中不同碳含量的合金在冷却过程中所发生的相 变，各温度时合金的相组成物和组织组成物，可以由合金的室温组织了解它们的力 学性能，确定其应用范围，对零件的选材、加工工艺的制定有直接的指导意义。 1) Fe-Fe3C相图中的特性点和特性线(见表1-3)表1-3 铁碳合金状态图中的特性点和特性线特性点 A B C D E F G H J K N P S Q 温度/℃ 1 538 1 495 1 148 ～1 227 1 148 1 148 912 1 495 1 495 727 1 394 727 727 600 wC3/％ 0 0.53 4.3 6.69 2.11 6.69 0 0.09 0.17 6.69 0 0.021 8 0.77 0.005 7 含 义 特性线 AB BC CD AH HN JE JN GS GP ES PQ PSK HJB ECF 含 义 δ相液相线，液相开始结晶出δ固溶体 γ相液相线，液相开始结晶出γ固溶体 液相脱溶线，液相开始脱溶出Fe3CⅠ δ相的固相线 碳在δ相中的溶解度线 γ相的固相线 （δ＋γ）相区与γ相区的分界线 奥氏体转变为铁素体开始线，即A3线 奥氏体转变为铁素体终了线 脱溶线，奥氏体脱溶出Fe3CⅡ，即Acm线 脱溶线，铁素体开始脱溶出Fe3CⅢ 共析转变线，γS ? αP＋Fe3C，即A1线 包晶转变线，LB＋δH ? γJ 共晶转变线，LC ? γE＋Fe3C纯铁的熔点 包晶转变时液态合金成分 共晶点 渗碳体的熔点 碳在奥氏体中的最大溶解度 渗碳体的成分 α-Fe ? γ -Fe转变点 碳在δ-Fe中的最大溶解度 包晶点 渗碳体的成分 γ-Fe ? δ-Fe转变点 碳在铁素体中最大溶解度 共析点 碳在铁素体中的溶解度注:本表是指冷却过程中相变的含义高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 57 页2) Fe-Fe3C相图中的相区 相图中有五个基本相，相应的有五个单相区：即液相区L、δ固溶体相区（亦称 高温铁素体δ ）、奥氏体相区A，铁素体相区F，渗碳体相区Fe3C。 相图中有七个二相区：即L+δ、δ+A 、L+A、L+ Fe3C 、A+F、A+ Fe3C、 F+Fe3C。 包晶线、共晶线与共析线可看作是三相共存的三相区：L+δ+A、L+A+ Fe3C、 A+ F+Fe3C。 根据相接触法则，相图中两相区的两个组成相由其相邻的两个单相区决定。因此， 可以由单相区填写出二相区的相组成物。 3) Fe-Fe3C相图中铁碳合金的分类 根据成分不同，铁碳合金可分为三大类，见表1-4。表1-4 铁碳合金的分类碳 钢 共析钢 0.77 过共析钢 0.77～2.11 白 口 铸 铁 （又 称 生 铁 ） 亚共晶铸铁 2.11～4.3 共晶铸铁 4.3 过共晶铸铁 4.3～6.69合金种类WC/％工业纯铁＜0.021 8亚共析钢 0.021 8～0.77室温组织力学性能F软F+P塑性、韧性好P综合力学性能好P+Fe3 CⅡ硬度大P+Fe3CⅡ+Ld ′Ld′硬而脆Fe3CⅠ+Ld′高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 58 页2. 典型成分合金平衡结晶过程分析 平衡结晶过程是指合金由液态缓慢冷却到室温所发生的组织转变的过程。通过 对它的分析，可以了解某成分的合金在温度下降的每个阶段相的组成和相的相对量的 变化，直至推出室温组织。 以下是6种典型的铁碳合金的结晶过程分析。 1) 共析钢、亚共析钢、过共析钢的结晶过程分析 碳的质量分数小于2.11％的共析钢、亚共析钢和过共析钢，从液态缓慢冷却到 室温的过程中，均无共晶转变，室温组织均由奥氏体转变而来。奥氏体在平衡冷却过 程中有可能发生的转变有以下三种：共析转变AwC 0.77％℃ ?727 ? ? ? P(Fwc 0.021 8％+Fe3C)铁的同素异构转变 AwC＜0.77％ 碳的溶解度变化 AwC＞0.77％线 ?GS ? ? ? F+AwC％↑线 ?ES ? ? ?AwC％↓+Fe3CⅡ高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 59 页图1-41为共析钢的结晶过程示意图。温度在1～2区间，按匀晶方式形成奥氏体， 凝固完毕，到2点后，形成单相奥氏体。奥氏体冷却到727 ℃(3点)时发生共析转变， 形成珠光体。温度继续降低时，铁素体的溶碳量沿PQ线变化，析出Fe3CⅢ，并与共 析渗碳体混在一起，不易分辨。因此，共析钢室温组织仍为珠光体，它是呈片状的 铁素体与呈片状的渗碳体形成的机械混合物，其显微组织中亮白色基底为铁素体， 黑色线条为渗碳体。图1-41 共析钢的结晶过程高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 60 页图1-42为wC&0.53％的亚共析钢结晶过程示意图。温度降至1点后开始从液相中 析出δ相；至2点后，液相与δ相一起发生包晶转变，生成奥氏体，反应结束后，尚有 多余的液相；至3点，液相全部变为奥氏体，合金全部凝固，形成单相奥氏体。继续 冷至4点起，奥氏体中析出铁素体，铁素体在奥氏体晶界处优先生核并长大，而奥氏体和铁素体的成分分别沿 GS和GP线变化。到5点时，奥 氏体中WC变为0.77%，这时便 发生共析转变，形成珠光体， 原先析出的铁素体保持不变， 所以亚共析钢转变结束后，合 金的组织为铁素体和珠光体， 继续冷却时，铁素体中会析出 三次渗碳体，因其量极少，可 忽略不计。亚共析钢在室温时， 其组织由呈颗粒状的铁素体和 呈层片状的珠光体组成。图1-42 亚共析钢的结晶过程高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 61 页所有的亚共析钢，室温时的组织都是由铁素体和珠光体组成，其差别仅是铁素 体和珠光体的相对量不同，碳含量愈高，珠光体愈多，铁素体愈少。 图1-43为过共析钢结晶 过程示意图。合金冷到1点， 开始从液相中结晶出奥氏体， 直至2点凝固完毕，形成单 相奥氏体，当冷却到3点， 开始从奥氏体中析出二次渗 碳体(Fe3CⅡ)。二次渗碳体 沿奥氏体晶界析出，呈网状 分布。至4点(727 ℃)时，奥 氏体成分变为碳的质量分数 为0.77%，发生共析转变， 形成珠光体。最终组织为珠 光体与二次网状渗碳体。图1-43 过共析钢的结晶过程高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 62 页2）共晶白口铸铁、亚共晶白口铸铁、过共晶白口铸铁的结晶过程分析 碳的质量分数大于2.11％的三种白口铸铁均发生共晶转变。共晶产物莱氏体冷 却至共析线后转变为低温莱氏体，反应式为 Ld(AE+Fe3C共晶 )→ Ld′(P+Fe3CⅡ+Fe3C共晶 ) 其实质是共晶奥氏体析出二次渗碳体，并在727 ℃时转变为珠光体。组织中的 铁素体、渗碳体、珠光体和低温莱氏体一旦形成，在随后的冷却过程中不再发生相 变。 图1-44_1为共晶白口铸铁结晶示意图。合金在1点(1 148 ℃)发生共晶转变， 形成由共晶渗碳体和共晶奥氏体组成的机械混合物──高温莱氏体Ld。继续冷却时 共晶奥氏体中析出二次渗碳体，二次渗碳体与共晶渗碳体混在一起，无法分辨。温 度降到2点(727 ℃)时，共晶奥氏体的碳含量降到0.77%，发生共析转变，形成珠光 体。因此，室温时共晶白口铸铁是由共晶渗碳体、珠光体和二次渗碳体组成，这种 组织称为低温莱氏体Ld＇。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 63 页图1-44_1 共晶白口铸铁结晶示意图高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 64 页图1-44_2为亚共晶白口铸铁结晶示意图。合金冷却到1点，从液相中结晶出初 晶奥氏体，随着温度下降，初晶奥氏体不断增多，液相不断减少，冷却到2点(1 148 ℃)时，奥氏体的WC为2.11%，液相的WC为4.3%，液相发生共晶转变，形成高温莱氏 体，合金组织为初晶奥氏体和高温莱氏体 Ld。在2～3点之间继续冷却时，初晶奥氏 体和共晶奥氏体都要析出二次渗碳体，随二次渗碳体的析出，至3点(727 ℃)时，奥 氏体的WC下降到0.77%，发生共析转变，初晶奥氏体和共晶奥氏体都转变为珠光 体，亚共晶白口铸铁在室 温下的组织是珠光体、二 次渗碳体和低温莱氏体 Ld＇。其显微组织示意图 中黑色块状或树枝状部分 为初晶奥氏体转变成的珠 光体，基体为低温莱氏体， 从初晶奥氏体和共晶奥氏 体中析出的二次渗碳体与 共晶渗碳体混合在一起， 在显微镜下无法分辨。图1-44_2 亚共晶白口铸铁结晶示意图高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 65 页图1-44_3为过共晶白口铸铁的结晶过程示意图。当合金冷到1点，开始从液相 中结晶出初晶渗碳体，也叫一次渗碳体(Fe3CⅠ)，一次渗碳体呈粗大片状，在合金 继续冷却的过程中不再发生变化。当温度继续下降到2点(1 148 ℃)剩余液相碳的质 量分数达到4.3%，发生共晶转变，形成高温莱氏体。过共晶白口铸铁的室温组织为 一次渗碳体与低温莱氏体。图1-44_3 过共晶白口铸铁的结晶过程示意图高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 66 页3. 铁碳合金的成分与性能的关系1) 铁碳合金的相组成物、组织组成物的相对量 钢和白口铸铁中的相组成物和两组织区域内的组织组成物的相对量，可根据FeFe3C相图运用杠杆定律进行计算。 2) 碳的质量分数对铁碳合金力学性能的影响 当碳的质量分数增多，不仅渗碳体的数量增加，而且渗碳体存在的形式也发生 变化，由分散在铁素体基体内（如珠光体）变成分布在珠光体的晶界上，最后当形 成莱氏体时，渗碳体又作为基体出现。 渗碳体是强化相。如果渗碳体分布在固溶体晶粒内，渗碳体的量愈多，愈细小， 分布愈均匀，材料的强度就愈高；当渗碳体分布在晶界上，特别是作为基体时，材 料的塑性和韧性将大大下降。碳含量对钢的平衡组织力学性能的影响如图1-45所示。 对亚共析钢来说，随碳含量的增加，组织中珠光体的数量相应地增加，钢的硬 度、强度呈直线上升，而塑性则相应降低。 对过共析钢来说，缓冷后由珠光体与二次渗碳体所组成，随着碳含量的增加， 二次渗碳体发展成连续网状。当碳含量超过1.2%时，钢变得硬、脆、强度下降。 对白口铸铁来说，由于出现了以渗碳体为基体的莱氏体，性能硬脆，难以切削 加工，很少应用。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 67 页图1-45 碳含量对钢的平衡组织力学性能的影响高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 68 页1.7 碳 钢目前工业上使用的钢铁材料中，碳钢占有很重要的地位。由于碳钢冶炼方便， 加工容易，价格低且在许多场合碳钢的性能可以满足要求，故在工业中应用非常广 泛。 碳钢是指碳的质量分数小于2.11％的铁碳合金。实际生产中使用的碳钢含有少量 的锰、硅、硫、磷等元素，这些元素是从矿石、燃料和冶炼等渠道进入钢中的。杂 质对钢的力学性能有重要的影响。杂质元素对钢的影响见表1-5。表1-5 杂质元素对钢的影响 杂质名称 锰（Mn） 硅（Si） 硫（S） 磷（P） 杂质含量% wMn&1.2 wSi&0.4 wS&0.055～0.040 wP&0.055～0.040 在钢中的影响 脱氧，降低钢的脆性；合成MnS，消除S的有害作用 脱氧，强化铁素体，提高钢的强度、硬度；但塑性、韧性下降 生成低熔点共晶体，形成热脆 全部溶于铁素体，提高铁素体的强度、硬度，但形成冷脆高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 69 页1.7.1 碳钢的分类碳钢的分类见表1-6。表1-6 碳钢的分类 分类方法 按碳的质量分 数分类 钢 种 质量分数或脱氧情况 特 点低碳钢中碳钢 高碳钢 普通钢 按钢的质量分 优质钢 高级优质钢 按用途分 结构钢 工具钢 沸腾钢（F）wC≤0.25％wC＝0.25％～0.6％ wC &0.6% wS≤0.055％, wP≤0.045％ wS≤0.040％，wP≤0.040％ wS≤0.030％, wP≤0.035％ wC＝0.08％～0.65％ wC&0.65％ 仅用弱脱氧剂脱氧，FeO较多强度低，塑性和焊接性能较好强度较高，但塑性和焊接性能较差 塑性和焊接性能很差，强度和硬度高 含S、P量较高，质量一般 含S、P量较少，质量较好 含S、P量很少，质量好 制造各种工程构件和机器零件 制造各种刀具、量具和模具 钢锭内分布有许多小气泡，偏析严重按脱氧程度分镇静钢（Z）半镇静钢（b）浇注时完全脱氧，凝固时不沸腾介于沸腾钢和镇静钢之间气泡、疏松少，质量较高质量介于沸腾钢和镇静钢之间高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 70 页1.7.2 碳钢的牌号常用的碳钢牌号如表1-7所示。表1-7 常用的碳钢牌号 分 类 举 例 碳素结构钢 Q235-A F 编 号 方 法 说 明 屈服点为235 MPa、 质量为A级的沸腾钢 表示平均wC=0.45% 的优质碳素结构钢 常用牌号 Q195、Q215A， Q235B、Q255A、 Q255B、Q275等 用 途一般以型材供应的工程结构件， 制造不太重要的机械零件及焊接件 （参见 GB 700-1988）优质碳素 结构钢4508F、10、20、35、 用于制造曲轴、传动轴、齿轮、 40、50、60、65 连杆等重要零件（参见 GB 6991988）碳素 工具钢一般工程 铸造碳钢T8 T8AZG200400表示平均wc=0.8% 的碳素工具钢，A表示 高级优质表示屈服强度为200 MPa、抗拉强度为400 MPa的碳素铸钢T7、T8Mn、T9、 T10、T11、T12、 T13ZG230-450、 ZG270-500、 ZG310-570、 ZG340-640制造需较高硬度、耐磨性、又能 承受一定冲击的工具，如手锤、冲 头等（参见 GB ）形状复杂的需要采用铸造成形的 钢质零件（参见 GB ）高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 71 页1.8 铸铁铸铁是应用广泛的一种铁碳合金材料，其wC&2.11％。铸铁材料基本上以铸件形 式应用，但近年来连续铸铁板材、棒材的应用也日见增多。铸铁中的碳除极少量固溶 于铁素体中外，还因化学成分、熔炼处理工艺和结晶条件的不同，或以游离状态（即 石墨）、或以化合形态（即渗碳体或其他碳化物）存在，也可以二者并存。1.8.1 铸铁的分类及特性铸铁可分为一般工程应用铸铁和特殊性能铸铁。一般工程应用铸铁，碳主要以石 墨形态存在。按照石墨形貌的不同，这一类铸铁又可分为灰铸铁 (片状石墨)、可锻铸 铁(团絮状石墨)、球墨铸铁(球状石墨)和蠕墨铸铁(蠕虫状石墨)等四种。特殊性能铸铁 既有含石墨的，也有不含石墨的(白口铸铁）。这一类铸铁的合金元素含量较高(wMe&3 ％)，可应用于高温、腐蚀或磨料磨损的工况条件。 铸铁成本低，铸造性能良好，体积收缩不明显，其力学性能、可加工性、耐磨性、 耐蚀性、热导率和减振性之间有良好的配合，由于先进的生产技术和检测手段的应用， 铸铁件的可靠性有明显的提高。球墨铸铁在铸铁中力学性能最好，兼有灰铸铁的工艺 优点，故其应用领域正在扩大。铸铁用于基座和箱体类零件可充分发挥其减振性和抗 压强度高的特点，在批量生产中，与钢材焊接相比，可以明显降低制造成本。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 72 页1.8.2 铸铁的石墨化过程1.石墨化过程 在铁碳合金中，碳有两种存在形式，即化合态渗碳体和游离态石墨。如果对渗 碳体形式存在的铁碳合金加热和保温，其中的渗碳体将分解为铁和石墨。可见，渗 碳体只是一种亚稳定的相，石墨才是一种稳定的相。因此，描述铁碳合金的结晶过 程应有两个相图──Fe-Fe3C相图和Fe-G(石墨)相图。两者迭合在一起，如图1-46 所示，即为Fe-Fe3C与Fe-G(石墨)双重相图。 图中实线表示Fe-Fe3C相图，部分实线再 加上虚线表示Fe-G相图。石墨化过程是指铸铁中析出碳原子形成 石墨的过程，亦即按Fe-G相图结晶的过程。 合金石墨化过程可以分为高温、中温、 低温三个阶段。高温石墨化阶段是指在共晶 温度以上结晶出一次石墨GⅠ和共晶反应结晶 出共晶石墨G晶的阶段；中温石墨化阶段是指 在共晶温度至共析温度范围内，从奥氏体中 析出二次石墨GⅡ的阶段；低温石墨化阶段是 指在共析温度析出共析石墨G析的阶段。图1-46 Fe-Fe3C与Fe-G双重相图高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 73 页在高温、中温阶段，碳原子的扩散能力强，石墨化过程比较容易进行；在低温 阶段，碳原子的扩散能力较弱，石墨化过程进行困难。 在高温、中温和低温阶段石墨化过程都没有实现，碳以Fe3C形式存在的铸铁称 为白口铸铁。在高温、中温阶段，石墨化过程得以实现，碳主要以G形式存在的铸 铁，称为灰口铸铁。在高温阶段石墨化过程得以实现，而中温、低温阶段石墨化过 程没有实现，碳以G和Fe3C两种形式存在的铸铁，称为麻口铸铁。 2.灰铸铁的基体 低温石墨化过程得以充分进行，获得的铸铁具有铁素体基体，称为铁素体灰铸 铁。低温石墨化过程没有进行，获得的铸铁具有珠光体基体，称为珠光体铸铁。低 温石墨化过程没有充分进行，获得的铸铁具有铁素体和珠光体的基体，称为铁素体珠光体灰铸铁。 3.影响石墨化的因素 影响石墨化的因素主要是化学成分和冷却速度。化学成分是影响石墨化过程的 本质因素。碳和硅是有效促进石墨化的元素，为了使铸件在浇注后能获得灰铸铁， 而同时又不希望含有过多和粗大的片状石墨，通常把成分控制在wc＝2.5％～4.0％， wSi＝1.0％～2.0％。除了C和Si外，Al、Cu、Ni等元素也会促进石墨化；而S、Mn、 Cr等元素则阻止石墨化。尤其是S，它不仅强烈地阻止石墨化，而且会降低铸铁的 铸造性能和力学性能，故一般限制S在0.15％以下。Mn能与S形成MnS，减弱S的有 害作用，允许含Mn在0.5％～1.4％之间。P增加铸铁的硬度和脆性，若要求有较高 的耐磨性，允许P含量增加到0.5％。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 74 页铸铁冷却愈慢，对石墨化愈有利；冷却愈快，则抑制了石墨化过程。在铸造时， 造型材料、铸造工艺都会影响铸件的冷却速度。除此之外，铸件的壁厚，也是影响 铸件冷却速度的重要因素。在一般的砂 型铸造条件下，铸铁的成分与铸件的壁厚对 铸件组织的综合影响如图1-47所示。1.8.3 铸铁的牌号与性能1. 灰铸铁 按GB 规定，灰铸铁有六个牌 号：HT100(铁素体灰铸铁)、HT150(铁素体珠光图1-47 成分和壁厚对石墨化的影响体灰铸铁 ) 、 HT200 和 HT250( 珠光体灰铸铁 ) 、 HT300 和 HT350( 孕育铸铁 ) 。 HT 表示 “灰铁”汉语拼音的字首，后续数字表示直径为30mm铸件试样的最低抗拉强度(单位： MPa)值。 2. 可锻铸铁 将白口铸件在高温下经长时间的石墨化退火或氧化脱碳处理，可以获得团絮状形 态石墨的高韧性铸铁件，称为可锻铸铁。常用于制造承受冲击振动的薄小零件，如汽 车、拖拉机的后桥壳、管接头、低压阀门等。根据GB ，可锻铸铁分为珠 光体可锻铸铁 ( 如 KTZ550-04) 、黑心可锻铸铁 ( 如 KTH330-08) 和白心可锻铸铁 ( 如 KTB380-12)等。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 75 页3. 球墨铸铁球墨铸铁的组织特征是在室温下在钢的基体上分布着球状形态的石墨。它是向 铁水中加入一定量的球化剂(如镁、稀土元素等)进行球化处理而获得，其成本低廉， 但强度较好，是以铁代钢的重要材料，近年来迅速发展、得到广泛应用。根据 GB ，按照热处理方法不同，球墨铸铁可分为铁素体球墨铸铁 (QT400-18、 QT400-15 、 QT450-10) 和 珠 光 体 球 墨 铸 铁 (QT500-7 、 QT600-3 、 QT700-2 、 QT800-2)。 4. 蠕墨铸铁 铸铁基体中的石墨主要以蠕虫状形态存在，称为蠕墨铸铁，是 1960 年底开始发 展并逐步受到重视的材料。其石墨形状和性能介于灰铸铁和球墨铸铁之间，力学性能 优于灰铸铁，铸造性能优于球墨铸铁，并具有优良的热疲劳性。根据JB ， 其牌号为RuT420、RuT380、RuT340、RuT300、RuT260等。其力学性能一般以单 铸Y形试块的抗拉强度作为验收依据。 5. 合金铸铁 通过合金化来达到某些特殊性能要求(如耐磨、耐热、耐蚀等)的铸铁称为合金铸 铁。 1) 耐磨铸铁 (1) 冷硬铸铁 用于制造高硬度、高抗压强度及耐磨的工作表面，同时需要有一 定的强度和韧性的零件，如轧辊、车轮等。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 76 页(2) 抗磨铸铁 抗磨铸铁分为抗磨白口铸铁和中锰球墨铸铁。抗磨白口铸铁硬 度高，具有很高的抗磨性能，但由于脆性较大，应用受到一定的限制，不能用于承 受大的动载荷或冲击载荷的零件。根据GB ，其牌号有KmTBMn5W3等。 中锰球墨铸铁具有一定的强度和韧性，耐磨料磨损。根据GB ，其牌号 有MQTMn6等。抗磨铸铁可制造承受干摩擦及为磨料磨损条件下工作的零件，在矿 山、冶金、电力、建材和机械制造等行业有广泛的应用。 2) 耐热铸铁 耐热铸铁指在高温下具有较好的抗氧化和抗生长能力。所谓“生长”是指由于 氧化性气体沿石墨片的边界和裂纹渗入铸铁内部而造成的氧化以及由于 Fe3C分解而 发生的石墨化引起的铸铁体积膨胀。为了提高铸铁的耐热性，可在铸铁中加入Si、 Al、Cr等元素，使铸铁在高温下表面形成一层致密的氧化膜，保护内层不被继续氧 化。根据GB ，其牌号表示为RTCr、ROTSi4Mo、RQTAl22等。 3) 耐蚀铸铁 耐蚀铸铁广泛应用于化工部门。提高铸铁耐蚀性主要靠加入大量的Si、Al、Cr、 Ni、Cu等合金元素。合金元素的作用是提高铸铁基体组织的电位，使铸铁表面形成 一层致密的保护膜，最好具有单相基体加孤立分布的球状石墨，并尽量使石墨量减 少。其牌号表示为STSi11Cu2CrR等。抗磨铸铁、耐热铸铁 、耐蚀铸铁高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 77 页1.9 钢的热处理钢的热处理是将固态钢采用适当的方式进行加热、保温和冷却，以获得所需组织 结构与性能的一种工艺。 热处理的特点是改变零件或者毛坯的内部组织，而不改变其形状和尺寸。其目的 是消除毛坯（如铸件、锻件等）中缺陷，改善毛坯的切削性能，改善零件的力学性能， 延长其使用寿命，并为减小零件尺寸、减轻零件重量、提高产品质量、降低成本提供 了可能性。因此，几乎90％以上的零件都要经过不同的热处理后才能使用。 热处理分为普通热处理（退火、正火、淬火和回火）、表面热处理（表面淬火、 渗碳、渗氮、碳氮共渗等）及特殊热处理（形变热处理等）。 但不是所有的材料都能进行热处理强化，能进行热处理强化的材料必须满足：① 有固态相变；②经冷加工使组织结构处于热力学不稳定状态；③表面能被活性介质的 原子渗入从而改变表面化学成分。 因此要了解各种热处理工艺方法，必须首先研究钢在加热（包括保温）和冷却过 程中组织变化的规律。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 78 页1.9.1 钢在加热时的组织转变钢能进行热处理强化，是由于钢在固态下具有相变，在固态下不发生相变的纯金 属或合金则不能用热处理方法强化。 在Fe-Fe3C相图中，A1、A3和Acm是碳钢在极缓慢地加热或冷却时的相变温度线， 是平衡临界点。在实际生产中，加热和冷却不可能极缓慢，因此不可能在平衡临界点 进行组织转变。由图1-48所示，实际加热时各临界点的位置分别为图中的 Ac1、Ac3 、 Accm线，而实际冷却时各临界点的位置 分别为Ar1、Ar3和Arcm。 碳钢加热到A1线以上时，便发生珠光体向 奥氏体的转变，这种转变称为奥氏体化。加热 时所形成奥氏体的化学成分、均匀性、晶粒大 小以及加热后未溶入奥氏体中的碳化物等过剩 相的数量、分布状况等都对钢的冷却转变过程 及转变产物的组织和性能产生重要的影响。奥 氏体化后的钢，以不同的方式冷却，便可得到 不同的组织，从而使钢获得不同的性能。因此， 奥氏体化是钢组织转变的基本条件。图1-48 加热和冷却时碳钢的相变点 在Fe-Fe3C相图上的位置高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 79 页1.奥氏体的形成 共析钢在A１线以下全部为珠光体组织，当加热到Ac1线以上时，珠光体(P)转变 成具有面心立方晶格的奥氏体(A)。因此，珠光体向奥氏体的转变过程中必须进行晶 格转变和铁、碳原子的扩散。奥氏体的形成遵循形核和长大的基本规律，并通过下列 三个阶段来完成，如图1-49所示。图1-49 共析碳钢的奥氏体化示意图1) 奥氏体晶核的形成和长大 奥氏体晶核首先在铁素体与渗碳体的相界面上形成。这是因为相界面上碳浓度分 布不均匀，位错和空位密度较高，原子排列不规则，处于能量较高状态，此外因奥氏 体的碳含量介于铁素体和渗碳体之间，故在两相的相界面上为奥氏体的形核提供了良 好的条件。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 80 页奥氏体晶核形成后逐渐长大。它的长大是依靠铁、碳原子的扩散，使相邻的铁 素体晶格转变为面心立方晶格的奥氏体，同时渗碳体不断溶入奥氏体而进行的。由于 渗碳体的晶体结构和碳含量与奥氏体差别很大，在平衡条件下，一份渗碳体溶解将促 使几份铁素体转变，因此铁素体向奥氏体转变的速度远比渗碳体溶解速度快得多，珠 光体中铁素体首先消失，当铁素体全部转变为奥氏体时，奥氏体的长大结束。此时， 未溶解的渗碳体残留在奥氏体中，使奥氏体的平均碳浓度低于共析成分。 2) 残余渗碳体的溶解 铁素体全部消失后，随保温时间的延长或继续升温，残留在奥氏体中的渗碳体通 过碳原子的扩散，不断溶入奥氏体中，直至全部消失为止。 3)奥氏体成分均匀化 当残余渗碳体完全溶解后，奥氏体中的碳浓度是不均匀的，原先是渗碳体的地方 碳浓度较高，而原先是铁素体的地方碳浓度较低。只有继续延长保温时间，通过碳原 子的扩散才能获得较均匀的奥氏体。 亚共析钢和过共析钢奥氏体化过程与共析钢基本相同，但加热温度超过Ac1时， 原先组织中的珠光体转变为奥氏体，仍保留先共析铁素体或先共析二次渗碳体。只有 当加热温度超过Ac3点或Accm点，并保温足够的时间，先共析相向奥氏体转变或溶解， 才能获得均匀的单相奥氏体。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 81 页2.奥氏体的形成速度 共析钢加热到Ac1点以上某一温度，奥氏体并不是立即出现，而是需要保温一定 时间才开始形成，这段时间称为孕育期。因为形成奥氏体晶核需要原子的扩散，扩散 需要一定时间。随温度的升高，原子扩散速度加快，孕育期缩短。例如在740 ℃等温 转变时，经过10 s转变开始，而在800 ℃等温时，瞬间转变便开始。 奥氏体形成所需时间较短，残余渗碳体溶解所需时间较长，而奥氏体均匀化所 需时间更长。例如780 ℃等温时，形成奥氏体的时间不到10s，残余碳化物完全溶解 却需要几百秒，而实现奥氏体均匀化则需要104s。 亚共析钢和过共析钢奥氏体形成基本上与共析钢相同。但对于亚共析钢或过共 析钢，当珠光体全部转变成奥氏体后，还有过剩相铁素体或渗碳体的继续转变。 加热温度愈高，原始组织愈细小，奥氏体形成速度愈快。 3.奥氏体晶粒大小及其影响因素 奥氏体形成后，继续加热或保温，在伴随残余渗碳体的溶解和奥氏体的均匀化 的同时，奥氏体晶粒将开始长大。奥氏体晶粒的长大是大晶粒吞并小晶粒的过程，其 结果是使晶界面积减小，从而降低了表面能，因此它是一个自发过程。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 82 页奥氏体的晶粒大小对钢的冷却转变及转变产物的组织和性能有重要影响。因此 需要了解奥氏体晶粒度的概念及影响奥氏体晶粒度的因素。 1) 奥氏体的晶粒度 奥氏体的晶粒大小用晶粒度表示。晶粒度分8级，各级晶粒度的晶粒大小如图 1-50所示。晶粒度级别n与晶粒大小有如下关系：n＝2N -１，式中，n表示放大100倍 时，每平方英寸(6.45 cm2)中的平均晶粒数。由式可知，晶粒度级别n越小，单位面 积中的晶粒数目越少，则晶粒尺寸越大。通常1～4级为粗晶粒，5～8级为细晶粒。图1-50 标准的晶粒度等级示意图高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 83 页奥氏体晶粒度的概念有以下三种： (1)起始晶粒度 奥氏体转变刚刚结束，其晶粒边界刚刚相互接触时的奥氏体晶 粒大小，称为奥氏体的起始晶粒度。起始晶粒是十分细小均匀的，起始晶粒大小决 定于形核率N和长大速度G，可用下式表示：?N? n0 ? 1.01? ? ?G?1 2式中，n0表示1 mm2面积内的晶粒数。可见N/G值越大，则n0越大，即晶粒越细小。 (2)实际晶粒度 钢在某一具体的热处理或热加工条件下实际获得的奥氏体晶粒 度，称为奥氏体的实际晶粒度。实际晶粒比起始晶粒大。它的大小直接影响钢热处理 后的组织和性能。 (3)本质晶粒度 将钢加热到（930±10）℃,保温3～8 h，冷却后在放大100倍的 显微镜下测定的晶粒大小，称为本质晶粒度。晶粒度为1～4级，称为本质粗晶粒钢； 晶粒度为5～8级，称为本质细晶粒钢。 加热过程中晶粒长大是一种自发过程，本质晶粒度表示钢在一定条件下奥氏体晶 粒长大的倾向性。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 84 页随温度升高，钢中奥氏体晶粒长大 的倾向存在两种情况，如图 1-51 所示。 一种是随加热温度升高，奥氏体晶粒迅 速长大，称为本质粗晶粒钢，另一种是 在 930 ℃以下随温度升高，奥氏体晶粒 长大速度很缓慢，称为本质细晶粒钢。 当超过某一温度(950～1 000 ℃)后，本 质细晶粒钢也可能迅速长大，晶粒尺寸 甚至超过本质粗晶粒钢。所以本质细晶 粒钢淬火加热温度范围较宽，生产上易 于操作。这种钢在 920 ℃渗碳后可直接 淬火，而不至于引起奥氏体晶粒粗化。 但对于本质粗晶粒钢，则必须严格控制 加热温度，以免引起奥氏体晶粒粗化。图1-51 钢的本质晶粒度示意图高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 85 页2) 影响奥氏体晶粒度的因素(1)加热温度和保温时间 奥氏体刚形成时晶粒是细小的，但随温度的升高，晶 粒将逐渐长大。温度越高，晶粒长大越明显，如图1-51所示。随加热温度的继续升 高，奥氏体晶粒将急剧长大。这是由于晶粒长大是通过原子扩散进行的，而扩散速度 随温度升高呈指数关系增加。在影响奥氏体长大的诸因素中，温度的影响最显著。因 此，为了获得细小奥氏体晶粒，热处理时必须规定合适的加热温度范围。一般都是将 钢加热到相变点以上某一适当温度。 钢在加热时，随保温时间的延长，晶粒不断长大。但随着时间的延长，晶粒长大 速度愈来愈慢，当奥氏体晶粒长大到一定尺寸后，继续延长保温时间，晶粒不再明显 长大。 (2)加热速度 加热速度愈快，奥氏体转变时的过热度愈大，奥氏体的实际形成 温度愈高，奥氏体的形核率大于长大速率，因此获得细小的起始晶粒。但保温时间不 能太长，否则晶粒反而更粗大。所以，生产中常采用快速加热和短时间保温的方法来 细化晶粒。 (3)碳含量 钢中碳含量对奥氏体晶粒长大的影响很大。随奥氏体碳含量的增加， 铁、碳原子的扩散速度增大，奥氏体晶粒长大倾向性增加。但当超过奥氏体饱和碳浓 度以后，由于出现残余渗碳体，产生机械阻碍作用，使晶粒长大倾向性减小。高等教育出版社 高等教育电子音像出版社第 86 页(4)合金元素含量 钢中加入适量的强碳化物形成元素，如Ti、Zr 、V、Al、Nb 、 Ta等，这些元素与碳化合形成熔点高、稳定性强的碳化物，弥散分布在奥氏体晶粒 内，阻碍奥氏体晶界的迁移，使奥氏体晶粒难以长大。其中，Ti、Zr、Nb的作用显 著，Al的作用最小。不形成化合物的合金元素，如Si、Ni、Cu等对奥氏体晶粒长大的 影响不明显。Mn、P、C、N等元素溶入奥氏体后，削弱γ-Fe原子间的结合力，加速 Fe原子的自扩散，从而促进奥氏体晶粒长大。1.9.2 钢在非平衡冷却时的转变冷却过程是钢热处理的关键的一步。由于在热处理生产中，冷却速度比较快， 奥氏体冷却时发生转变的温度通常都低于临界点，即有一定的过冷度。因此奥氏体的 组织转变不符合Fe-Fe3C相图所反映的规律。经奥氏体化的钢快速冷却至Ar1以下，这 种在Ar1点以下暂时存在的，处于不稳定状态的奥氏体，称为过冷奥氏体。过冷奥氏 体冷却到室温有两种方式： (1) 连续冷却 把奥氏体化的钢置于某种冷却介质（如空气、水、油