金属材料与热加工技术 www.tool-tool.com

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.

第一篇 工程材料的基本理论

第 一章 材料的结构与性能 固体材料（包括金属材料、高分子材料和陶瓷材料）的性能主要取决于其化学成分、组织结构及加工工艺过程。在制造、使用、研究和发展固体材料时，材料的内部 结构是非常重要的研究对象。所谓结构就是指物质内部原子在空间的分布及排列规律。本章将重点讨论常用工程材料即金属材料、高分子材料、陶瓷材料的结构与性 能。

第一节 材料的结合方式 一、结合键 组成物质的质点（原子、分子或离子）间的相互作用力称为结合键。由于质点间的相互作用性质不同，则形成了不同类型的结合键，主要有共价键、离子键、金属 键、分子键 1．离子键 当两种电负性相差很大（如元素周期表中相隔较远的元素）的原子相互结合时，其中电负性较小的原子失去电子成为正离子，电负性较大的原子获得电子成为负离 子，正、负离子靠静电引力结合在一起而形成的结合键称为离子键。 由于离子键的电荷分布是球形对称的，因此，它在各个方向都可以和相反电荷的离子相吸引，即离子键没有方向性。离子键的另一个特性是无饱和性，即一个离子可 以同时和几个异号离子相结合。例如，在NaCl晶体中，每个C1-周围都有6个Na+，每个Na+周围也有6个Cl-等距离地排列着。离子晶体在空间三维 方向上不断延续就形成了巨大的离子晶体NaCl晶体结构如图1－1所示。

由于离子键的结合力很大，因此离子晶体的硬度高、强度大、热膨胀系数小，但脆性大。离子键很难产生可以自由运动的电子，所以离子晶体具有很好的绝缘柱。在 离子键结合中，由于离子的外层电子被牢固地束缚，可见光的能量一般不足以使其受激发，因而不吸收可见光，典型的离子晶体是无色透明的。 2.共价键 元素周期表中的ⅣA、 ⅤA,ⅥA族大多数元素或电负性不大的原子相互结合时，原子间不产生电子的转移，以共价电子形成稳定的电子满壳层的方式实现结合。这种由共用电子对产生的 结合键称为共价键。 最具代表性的共价晶体为金刚石，其结构如图1－2所示金刚石结构由碳原子组成，每个碳原子贡献出4个价电子与周围的4个碳原子共有，形成4个共价键，构成 四面体：一个碳原子在中心，与它共价的4个碳原子在4个顶角上。硅、锗、锡等元素可构成共价晶体。SiC 、Si3N4、BN等化合物属于共价晶体。

共价键结合力很大，所以共价晶体的强度、硬度高、脆性大，熔点、沸点高，挥发性低。 3.金属键 绝大多数金属元素（周期表中Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ族元素）是以金属键结合的。金属原子结构的特点是外层电子少，原子容易失去其价电子而成为正离子。当金属原子相互结 合时，金属原子的外层电子（价电子）就脱离原子，成为自由电子，为整个金属晶体中的原子所共有。这些公有化的自由电子在正离子之间自由运动形成所谓电子气 这种由金属正离子与电子气之间相互作用而结合的方式称为金属键，如图1－3所示。

具有金属键的金属具有以下特性： 1)良好的导电性及导热性。由于金属中有大量的自由电子存在，当金属的两端存在电势差或外加电场时，电子可以定向地流动，使金属表现出优良的导电性。由于 自由电子的活动能力很强及金属离子振动的作用，而使金属具有良好的导热性。 2)正的电阻温度系数，即随温度升高电阻增大。这是由于温度升高，离子的振动增强、空位增多，离子（原子）排列的规则性受干扰，电子的运动受阻，因而电阻 增大。当温度降低时，离子的振动减弱，电阻减小。 3)良好的强度及塑性由于正离子与电子气之间的结合力较大，所以金属晶体具有良好的强度。由于金属键没有方向性，原子间没有选择性，所以在受外力作用而发 生原子位置相对移动时结合键不会遭到破坏，使金属具有良好的塑性变形能力（良好的塑性）。 4)特有的金属光泽。由于金属中的自由电子能吸收并随后辐射出大部分投射到其表面的光能，所以金属不透明并呈现特有的金属光泽。 4.分子键 有些物质的分子具有极性，其中分子的一部分带有正电荷，而分子的另一部分带有负电荷。一个分子的正电荷部位与另一分子的负电荷部位间以微弱静电引力相引而 结合在一起称为范德华键（或分子键）分子晶体因其结合键能很低，所以其熔点很低，硬度也低。此类结合键无自由电子，所以绝缘性良好。 二、工程材料的键性 材料的结合键类型不同，则其性能不同。常见结合键的特性见表1－1。实际上使用的工程材料，有的是单纯的一种键，更多的是几种键的结合。

1 金属材料 绝大多数金属材料的结合键是金属键，少数具有共价键（如灰锡）和离子键如金属间化合物Mg3Sb2)。所以金属材料的金属特性特别明显 2.陶瓷材料 陶瓷材料的结合键是离子键和共价键，大部分材料以离子键为主。所以陶瓷材料具有高的熔点和很高的硬度，但脆性较大。 3.高分子材料 高分子材料的结合键是共价键和分子键，即分子内靠共价键结合，分子间靠分子键结合。虽然分子键的作用力很弱，但由于高分子材料的分子很大，所以大分子间的 作用力也较大，因而高分子材料也具有较好的力学性能。 如果以四种键为顶点作一个四面体，就可以把材料的结合键范围示意地表示在这个四面体上，具体材料的特性见图1－4。

三、 晶体与非晶体 材料依结合键以及原子或分子的大小不同可在空间组成不同的排列类型，即不同的结构。材料结构不同，则性能不同；材料的种类和结合键都相同，但是原子排列的 结构不同时，其性能也有很大的差别。通常按原子在物质内部的排列规则性将物质分为晶体和非晶体。 1.晶体 所谓晶体是指原子在其内部沿三维空间呈周期性重复排列的一类物质几乎所有金属、大部分的陶瓷以及部分聚合物在其凝固后具有晶体结构。 晶体的主要特点是：①结构有序；②物理性质表现为各向异性；③有固定的熔点；④在一定条件下有规则的几何外形。 2.非晶体 所谓非晶体是指原子在其内部沿三维空间呈紊乱、无序排列的一类物质典型的非晶体材料是玻璃。虽然非品体在整体上是无序的，但在很小的范围内原子排列还是 有一定规律性的，所以原子的这种排列规律又称“短程有序”；而晶体中原子排列规律性又称为“长程有序” 非晶体的特点是：①结构无序；②物理性质表现为各向同性；③没有固定的熔点；④热导率（导热系数）和热膨胀性小；⑤在相同应力作用下，非晶体的塑性形变 大；⑥组成非晶体的化学成分变化范围大。 3.晶体与非晶体的转化 非晶体的结构是短程有序，即在很小的尺寸范围内存在着有序性；而晶体内部虽存在长程有序结构，但在小范围内存在缺陷，即在很小的尺寸范围内存在着无序性所 以两种结构尚存在有共同特点，物质在不同条件下，既可形成晶体结构，又可形成非晶体结构如金属液体在高速冷却条件下(>107 0C/s)可以得到非晶体金属，而玻璃经适当热处理也可形成晶体玻璃。 有些物质可看成有序与无序的中间状态，如塑料、液晶、准晶等。

第 二节 金属的结构 金属材料是指以金属键结合并具有金属特性的一类物质，它包括纯金属及合金。所谓纯金属是指具有正的电阻温度系数及金属特性的一类物质。所谓合金是指由两 种或两种以上的金属或金属与非金属元素经熔炼、烧结或其它方法组合而成，具有金属特性的一类物质金属材料在固态下通常都是晶体，所以研究金属材料结构必须 首先研究晶体结构。 一、纯金属的晶体结构 1、晶体的基本概念 （1）晶格与晶胞 把原子看成空间的几何点，这些点的空间排列称为空间点阵。用一些假想的空间直线把这些点连接起来，就构成了三维的几何格架称为晶格。从晶格中取出一个最能 代表原子排列特征的最基本的几何单元，称为晶胞。晶胞各棱边的尺寸a、b、c称为晶格常数，各棱边之间夹角用α、β、γ表示。图1－5c中晶胞a=b= c， α=β=γ=900，称为简单立方晶胞。

（2）晶系 各种晶体物质的晶格类型及晶格常数由原子结构、原子间的结合力（结合键）的性质决定按原子排列形式及晶格常数不同可将晶体分为七种晶系，见表1－2。

（3） 原子半径 原子半径是指晶胞中原子密度最大方向相邻两原子之间距离的一半 （4）晶胞中所含原子数 晶胞中所含原子数是指一个晶胞内真正包含的原子数目。晶体由大量晶胞堆砌而成，故处于晶胞顶角及每个面上的原子就不会为一个晶胞所独有，只有晶胞内部的原 子才为晶胞所独有。因此，不同晶格类型的晶胞所含原子数目是不同的。 （5）配位数及致密度 晶体中原子排列的紧密程度是反映晶体结构特征的一个重要参数。通常原子在晶体内排列的紧密程度用配位数和致密度来表示。 所谓配位数是指在晶体结构中，与任一原子最近邻且等距离的原子数。 所谓致密度（K）是指晶胞中原子所占的体积分数，即K＝nv/V。式中，n为晶胞所含原子数、v为单个原子体积、V为晶胞体积。 2、常见金属的晶格类型 （1）体心立方晶格（bcc晶格） ①原子排列特征 体心立方晶格的晶胞如图1－6所示。其原子排列特征是立方体的八个角上各有一个原子，立方体的体心位置上有一个原子，八个角上的原子与体心位置的原子紧 靠。

② 晶格常数 a=b=c，α＝β＝γ＝900。 ③原子半径 体心立方晶胞中原子排列最紧密的方向是体对角线方向，所以原子半径(r)与晶格常数a之间的关系为 ④晶胞所含原子数 在体心立方晶胞中，每个角上的原子在晶格中同属8个相邻的晶胞，因而每个角上的原子属于一个晶胞仅为1/8,而体心位置上的原子则完全属于这个晶胞。所以 一个体心立方晶胞所含的原子数目为(1/8)×8+1=2,即2个原子。 ⑤配位数 配位数越大，原子排列的紧密度越大。体心立方晶格的配位数为8。 ⑥致密度 依K＝nv/V公式可得到： K≈0.68＝68％ 由上式可知，体心立方晶格中有68％的体积被原子占据，有32％的体积为空隙。 ⑦具有体心立方晶格的金属属于此类晶格类型的金属有α-Fe、Ni、Cr、W 、Mo、V、Nb等30余种金属。 (2)面心立方晶格(fcc晶格) ①原子排列特征 面心立方晶格的晶胞如图1-7所示。由图可知，面心立方晶胞中原子排列特征是立方体的八个角上及六个面的每个面的面心位置各被一个原子占据。

② 晶格常数 a=b=c，α＝β＝γ＝900。 ③原子半径 面心立方晶胞中，在每个面对角线方向的原子排列最紧密，所以原子半径r= ④晶胞所含原子数 晶胞中每个角上的原子为8个晶胞所共有，因而每个角上的原子属于一个晶胞仅为1/8；每个面心上的原子为两个晶胞所共有，因而每个面心上的原子属于一个晶 胞仅为1/2，这样(1/8)×8+ (1/2)×6=4,即4个原子。 ⑤配位数 面心立方晶胞中与任一原子最近邻且等距离的原子数12，如图l-8所示。 ⑥致密度 面心立方晶胞的致密度为 K＝0.74＝74％ 由上式可知，面心立方晶格中有74％的体积被原子所占据，有26％的体积为空隙。 ⑦具有面心立方晶格的金属属于此类晶格类12的金属有γ-Fe, Ni, A1,Cu、Pb、Au、Ag等。

(3)密排六方晶格(hcp晶格) ①原子排列特征 密排六方晶格的晶胞如图1－9所示。由图可知，密排六方晶格中原子排列特征是在正六面柱体的上下两个面的六个顶角和面心位置各有一个原子，除此之外，在正六面柱体的中间有三个原子。

② 晶格常数 a=b≠c，c/a=1.633，α= β=900，γ=1200 ③原子半径 r＝a/2 ④晶胞所含原子数 晶胞中上下两个面上的顶角原子为六个晶胞所共有，每个晶胞仅占1/6,上下两个面上的面心原子为两个晶胞所共有，每个晶胞仅占1/2,体中间的三个原子为 一个晶胞所有。因此，12×1/6+2×1/2+3=6,即密排六方晶格每个晶胞含有6个原子。 ⑤配位数 密排六方晶格中的与每个原子最近邻且等距离的原子数位12（即配位数为12）。 ⑥致密度 K＝74％ ⑦具有密排六方晶格的金属具有此类晶格类型的金属有Mg, Cd, Zn, Be,α-Ti等 比较金属的三种典型晶格类型可知，面心立方晶格和密排六方晶格中原子排列紧密程度完全一样，K=0.74，是原子在空间呈最紧密排列的二种形式。体心立方 晶格中排列的紧密程度要差些（K=0.68）。因而，面心立方晶格的γ-Fe向体心立方晶格的α-Fe转变时将伴随着体积的膨胀。 3、立方晶系的晶面、晶向表示方法 金属中的许多性能和现象都与晶体中的特定晶面和晶向有密切关系。在晶体中，由一系列原子所组成的平面称为晶面。任意两个原子之问的连线称为原子列，其所指 方向称为晶向。表示晶面的符号称为晶面指数；表示晶向的符号称为晶向指数。下面介绍它们的确定方法。 （1）晶向指数的确定方法 ①以晶胞中的某原子为原点确定三维晶轴坐标系，通过原点作平行于所求晶向的直线。 ②以相应的晶格常数为单位，求出直线上任意一点的三个坐标值。 ③将所求坐标值化为最简单整数，并用方括号括起，即为所求的晶向指数，例如[101]。 具体晶向指数如图1－10所示，其形式为[uvw]。

（2） 晶面指数的确定方法 ①选坐标，以晶格中某一原子为原点（注意不要把原点放在所求的晶面上），以晶胞的三个棱边作为三维坐标的坐标轴。 ②以相应的晶格常数为单位，求出待定晶面在三个坐标轴上的截距。 ③求三个截距值的倒数。 ④将所得的数值化为最简单的整数，并用圆括号括起，即为晶面指数，如图1－11所示，其形式为(hkl)。

值 得注意的是每一个晶面指数（或晶向指数）并非仅指晶体中的某一个晶面（或晶向），而是泛指晶格中一系列与之相平行的一组晶面〔或晶向〕。由图1－10与图 1－11对比可知，立方晶系中，凡是指数相同的晶面与晶向是相互垂直的；在晶体中存在一些这样的晶面（或晶向），虽然它们在空间的位向各不相同，但各晶面 （或晶向）中的原子排列方式是相同的，如(100)、（010）、（001）等。通常将这些原子排列情况相同但空间位向不同的晶面（或晶向）统称为一个晶 面〔或晶向〕族。例如上述一组晶面族可用｛100｝表示，晶向族用<100>表示[100]、[010]、［001］等晶向）。 （3）晶面及晶向的原子密度 不同晶体结构中不同晶面、不同晶向上的原子排列方式和排列紧密程度是不一样的。表1－3和表1－4给出了体心立方晶格和面心晶格中各主要晶面、晶向上的原 子排列方向和紧密程度。

由 表中可知，体心立方晶格中，原子密度最大的晶面族为｛110｝，称密排面；原子密度最大的晶向族是<111>,称密排方向。在面心立方晶格 中，密排面为｛111｝，密排方向为<110>。 （4）晶体的各向异性 在晶体中，不同晶面和晶向上原子排列方式和密度不同，则原子间结合力大小也不同，因而金属晶体不同方向上性能不同，这种性质叫做晶体的各向异性。晶体的各 向异性不仅在物理、化学和力学性能上有所表现，而且在其它诸多方面都有所表现。在生产中常应用晶体的各向异性特征来获得性能优异的产品。 4、金属的实际结构与晶体缺陷 如果一块晶体内部晶格位向完全一致，我们称该晶体为单晶体而实际使用的金属材料是由许多小晶体组成，在每一个小晶体内部晶格位向相同，而每个小晶体之间彼 此位向不同，如图1-12所示。由于每个小晶体外形呈不规则的颗粒状，。因此被称为晶粒。晶粒与晶粒之间的界面称为晶界。这种由多晶粒构成的晶体称为多晶 体。工业上广泛应用的钢铁材料中，晶粒尺寸一般在10-1～10-3mm，必须在显微镜下才能看到。

在 实际金属内部，不但结构上多是多晶体，而且晶体内部还存在着大量原子排列的不规则性及不完整性（即缺陷）缺陷的存在将会对金属的性能产生较大的影响 实际晶体中存在的晶体缺陷，按缺陷几何特征可分为以一下三种： （1） 点缺陷 点缺陷是指在三维尺度上都很小而不超过儿个原子直径的缺陷。在实际晶体结构中，晶格的某些结点往往未被原子所占据，这种空着的结点位置称为空位。同时又可 能在个别晶格空隙处出现多余的原子，这种不占据正常晶格结点位置，而处在晶格空隙之间的原子称为间隙原子。另外，材料中总是或多或少存在着一些杂质或其它 元素，这些异类原子可以占据晶格空隙，形成异类间隙原子，也可能占飒原来原子的晶格结点位置，成为异类置换原子，如图1-13所示。 空位、间隙原子以及异类原子的存在，破坏了原子的平衡状态，使晶格发生了扭曲—晶格畸变。点缺陷造成的局部晶格畸变使金属的电阻率、屈服强度增加，金属的 密度发生变化。

（2） 线缺陷 线缺陷是指二维尺度很小而另一维尺度很大的缺陷。它包括各种类型的位错。所谓位错是指晶体中一部分晶体相对另一部分晶体发生了一列或若干列原子有规律的错 排现象位错的基本类型有两种，即刃型位错和螺型位错。图1-14为刃型位错，EF线称为位错线。依多余原子面位置，刃型位错分为正刃型位错和负刃型位错两 种。图1-15为螺型位错，BC线为位错线，螺型位错依位错排列原子的螺旋方向分为左螺型位错和右螺型位错。

位错能够在金属的结晶、塑性变形和相变等过程中形成。位错密度可用单位体积中位错线总长度来表示，即ρ＝∑L/V 式中，ρ为位错密度（m -2）；∑L为位错线的总长度(m)；V为体积(m3)。退火金属中位错密度一般为1010～1012m.-2左右；冷变形后的金属可达1016m-2。 位错的存在极大地影响金属的力学性能，如图1-16所示。当金属为理想晶体（无缺陷）或仅含少量位错时，金属屈服点很高，随后随位错密度增加强度降低，当 进行冷变形加工时，位错密度大大增加，屈服点σs又增高。

（3） 面缺陷 面缺陷是指二维尺度很大而另一维尺度很小的缺陷。金属晶体中的面缺陷主要有晶界和亚晶界。 晶粒与晶粒之间的接触界面称为晶界。随相邻晶粒位向差的不同，其晶界宽度为5-10个原子距离。由于晶界处于两个不同位向的晶粒之间，因此其原子排列必须 同时适应相邻两个晶粒的位向，即从一种晶粒位向逐步过渡到另外一种晶粒位向，成为不同晶粒之间的过渡层。因此晶界上的原子多处于两种晶粒位向的折中位置， 如图1-17所示。

晶粒也不是完全理想的晶体，而是由许多晶位差很小的所谓亚晶粒组成。亚晶粒之间的交界称为亚晶界，亚晶界可看作由位错按一定规律排列而成，如图1-18所示。

通常晶粒与晶粒之间的位向差较大，亚晶粒之间位向差很小一般位向差大于100的晶界称为大角度晶界，位向差小于100的晶界称为小角度晶界。 由于晶界、亚晶界处原子排列不规则，使晶界较晶内具有更高的能量（界面能），因此使得晶界、亚晶界处具有许多特殊性能。例如晶界对位错运动起阻碍作用，使 金属的强度升高，这是晶界主要特征之一。晶粒越细，金属的晶界面积越大，金属的强度就越高；晶粒越细，金属的塑性也越好。细化晶粒是同时提高金属强度及塑 性的有效途径。 二、合金的相结构 纯金属虽然具有较好理化性能，但力学性能较差，且价格较高，种类有限。所以工程上使用的金属材料均以合金为主。组成合金的最基本独立单元叫做组元，组元可 以是金属、非金属元素或稳定化合物。由两个组元组成的合金称为二元合金，由三个组元组成的合金称为三元合金，以此类推。 组成合金的元素相互作用会形成各种不同的相。相是指合金中具有同一化学成分、同一结构和原子聚集状态，并以界面互相分开的、均匀的组成部分。固态纯金属一 般是一个相，而合金则可能是儿个相。由于形成条件不同，各相可以以不同数量、形状、大小和分布方式组合，构成了我们在显微镜下观察到的不同组织所谓组织是 指用肉眼或显微镜观察到的不同组成相的形状、尺寸、分布及各相之间的组合状态。 合金的性能一般都是由组成合金的各相成分、结构、形态、性能和各相组合情况所决定的。因此，在研究合金的组织与性能之前，必须了解合金组织中的相结构固态 合金中的相结构可分为固溶体和金属化合物两大类。 1、固溶体 合金的组元通过溶解形成一种成分及性能均匀的、且结构与组元之一相同的固相，称为固溶体。与固溶体结构相同的组元为溶剂，一般在合金中含量较多；另一组元 为溶质，含量较小。通常固溶体用α、β、γ等符号表示。 （1）固溶体分类 按溶质原子在溶剂晶格中的位置，固溶体可分为置换固溶体与间隙固溶体两种。固溶体中若溶质原子替换了一部分溶剂原子而占据着溶剂晶格中的某些结点位置，则 这种类型的固溶体称为置换固溶体。若溶质原子在溶剂晶格中并不占据晶格结点位置，而是处于各结点间的空隙中，则这种类型的固溶体称为间隙固溶体。两种类型 的固溶体如图1-19所示。

按溶质原子在固体中的溶解度，固溶体可分有限固溶体和无限固溶体两种。固溶体中溶质的含量即为固溶体的浓度，用质量分数或摩尔分数表示。在一定温度、压力 等条件下，溶质在固溶体中的极限浓度称为溶解度。如果溶质原子可以任意比例溶人固溶体，即溶质原子的溶解度可达100％，则此固溶体称为无限固溶体。如果 溶质原子在固溶体中的溶解度有一定限度，即超过这个溶解度就含有其它新相形成，则此种固溶体称为有限固溶体。大多数固溶体均为有限固溶体。 按溶质原子在固溶体内分布是否有规则，固溶体分为有序固溶体和无序固溶体两种。如果溶质原子在固溶体中的分布是有规则的，则此种固溶体称为有序固溶体。如 果溶质原子在固溶体中分布是无规则的，则此种固溶体称为无序固溶体通常，溶质原子在固溶体中分布是无规则的，但在一定条件下（如成分、温度等），一些合金 中的无序固溶体可转变为有序固溶体，固溶体中的这种溶质原子由无序分布向有序分布的转化过程称为有序化。 影响固溶体类型和溶解度的主要因素有组元的原子半径、电化学性质和晶格类型等。原子半径、电化学特性接近、晶格类型相同的组元，容易形成置换固溶体，并有 可能形成无限固溶体（例如Cu-Ni合金）；当组元的原子半径相差较大时，容易形成间隙固溶体。间隙固溶体都是有限固溶体，并且溶质原子分布是无序的（即 为无序固溶体）；而无限固溶体和有序固溶体则一定是置换固涪体。 （2）固溶体的性能 形成固溶体时，溶剂晶格类型虽保持不变，但由于溶质原子的溶人而使晶格畸变增加，由于晶格畸变增大了位错运动的阻力，使塑性变形更加困难，从而提高了固溶 体的强度与硬度。这种通过形成固溶体使金属强度和硬度提高的现象称为固溶强化。固溶强化是金属强化的重要方式之一。在溶质含量适当时，可显著提高材料的强 度和硬度，而塑性和韧性没有明显降低。例如，纯铜的抗拉强度为220MPa,硬度为40HBS,而断面收缩率为70％。然而，当加人WNi1％形成单相固 溶体后．强度升高到330MPa，硬度升高到70HBS，断面收缩率仍有50％。所以，固溶体的综合力学性能较好，常作为结构合金的基体相。与纯金属相 比，固溶体的物理性能有较大的变化，如电阻率上升，导电率下降，磁矫顽力增大等。 2、金属化合物 合金组元相互作用形成的晶格类型和特性完全不同于任一组元的新相即为金属化合物，或称中间相金属化合物的结构特点是与其组元具有完全不同的晶格类型，其性 能特点是熔点一般较高，硬度高，脆性大。合金中含有金属化合物时，其强度、硬度及耐磨性提高，而塑性及韧性有所下降。金属化合物是许多合金的重要组成相 （常作为强化相）。 根据形成条件及结构特点，金属化合物主要有以下几类： （1）正常价化合物 若组元间电负性相差较大，且形成的化合物严格遵守化合价规律，则此类化合物称为正常价化合物它们由元素周期表中相距较远、电负性相差较大的两元素组成，其 化学成分确定，可用分子式表示。例如，大多数金属与ⅣA, VA、VI A族元素生成的化合物，皆为正常价化合物，例如Mg2Si, Cu2Se, ZnS, AlP等。这类化合物的性能特点是硬度高、脆性大。 2.电子化合物 若组元间形成的化合物不遵守化合价规律，但符合一定电子浓度（化合物中价电子数与原子数之比），则此类化合物称为电子化合物。它们由ⅠB族或过渡族元素与 ⅡB族、ⅢA、ⅣA、 VA族元素所组成。一定电子浓度的化合物具有相应确定的晶体结构，见表1－5。

电子化合物虽然可用分子式表示，但实际上其成分可在一定范围内变化，相当于形成以化合物为基的固溶体。 电子化合物主要以金属键结合，具有明显的金属特性，可以导电。此类化合物的熔点和硬度较高，塑性较差，在许多有色金属中作为重要的强化相。 （3）间隙化合物 由过渡族元素与碳、氮、氢、硼等原子半径较小的非金属元素形成的化合物称为间隙化合物。根据结构特点，间隙化合物可分为间隙相和复杂结构的间隙化合物两 种。 ①间隙相 当非金属原子半径与金属原子半径之比小于0.59时，形成具有简单晶格的间隙化合物，称为间隙相。一些间隙相及晶格类型见表1－6。间隙相具有金属特性， 有极高的熔点及硬度，非常稳定，见表1－7。

间隙相的合理存在，可有效地提高钢的强度、热强性、红硬性和耐磨性。因此间隙相是高合金钢（例如高速钢）和硬质合金中的重要组成相 ②复杂结构的间隙化合物 当非金属原子半径与金属原子半径之比大于0.59时，形成具有复杂结构的间隙化合物。钢中的Fe3C, Cr23C6, FeB, Fe4W2C,Cr7C3， Fe2B等均属于这类化合物。Fe3C是铁碳合金中的重要组成相，属复杂的正交晶系，如图1-20所示。其中铁原子可以部分被其它金属原子所置换（如 Mn、Cr,Mo、W等），形成以间隙化合物为基的固溶体，如(Fe, Mn)3C, (Fe, Cr)3C等。复杂结构的间隙化合物具有较高的熔点和硬度，但比间隙相稍低些（表1－7），在钢中也常用作强化相。

三、 金属材料的性能 金属材料是目前应用最广泛的材料之一。它之所以被广泛使用，主要原因是金属材料具有优良的使用性能和工艺性能。所谓使用性能，是指材料制成零件或构件后为 保证正常工作及一定使用寿命材料应具备的性能，包括力学性能、物理和化学性能所谓工艺性能，是指材料在加工成零件或构件过程中材料应具备的适应加工的性 能，包括铸造性能、锻造性能、切削加工性能、焊接性能及热处理工艺性能。 （一）、金属材料的使用性能 1、金属材料的力学性能 金属材料的力学性能是指材料在外加载荷作用时所表现出来的性能，包括强度、硬度、塑性、韧性及疲劳强度等 （1）弹性与刚度 图1-21a为低碳钢的工程应力一应变图（σ一ε图）。 在图中σ一ε曲线上，Oa段为弹性阶段，as为弹一塑性变形阶段，z点发生断裂。当去掉外力后，变形立即恢复，这种变形称为弹性变形，其应变值很小，当外 力去除后不能够恢复的变形称为塑性变形。材料在外力作用下，产生裂纹后被分为两部分的现象称断裂。e点的应力σe称为弹性极限，Oe线Oa部分为一斜直 线，因应力与应变始终成比例，所以a点应力σp称为比例极限。由于e点和a点很接近，一般不作区分。

材料在弹性范围内，应力与应变的比值σ/ε称为弹性模数E（单位MPa）E标志材料抵抗弹性变形的能力，用以表示材料的刚度DE值主要取决于各种材料的本 性，一些处理方法（如热处理、冷热加工、合金化等）对它影响很小零件提高刚度的办法是增加横截面积或改变截面形状。金属的E值随温度升高逐渐降低。 （2）强度和塑性 强度是指材料在外力作用下抵抗永久变形和破坏的能力；塑性是指材料在外力作用下产生塑性变形而不破坏的能力。 ①强度根据外力的作用方式，有多种强度指标，如抗拉强度、抗弯强度、抗剪强度等。其中以拉伸试验所得强度指标的应用最为广泛。 如图1-21a,当试验应力a超过e点时，试件除弹性变形外，还产生塑性变形。在sc段，其应力几乎不增加但应变增加的现象，称为屈服。S点的应力σs, 称为屈服点。 有些塑性材料没有明显的屈服现象发生，如图1-21b所示，对这种情况，用试件标距长度产生0.2％塑性变形时的应力值作为该材料的屈服强度，以σ0.2 表示（亦称条件屈服强度）。屈服强度是零件（特别是不允许产生明显变形的零件）设计的主要依据，也是材料强度的重要指标。脆性材料不考虑屈服强度。 材料发生屈服后，其应力与应变的变化如图1-21a所示，到b点应力达最大值σb。 b点以后，试件产生“颈缩”，迅速伸长，应力明显下降，在z点断裂。最大应力值σb称为抗拉强度。它也是零件设计和评定材料时的重要强度指标。σb测量方 便，如果单从保证零件不产生断裂的安全角度考虑，可用σb作为设计依据，但所取安全系数要大些。 ②塑性材料的常用塑性指标有二：一个是伸长率，以δ表示 δ＝（l1-l0）/l0×100％ 式中，l0为标距原长；l1为断裂后标距长度。 另一个是断面收缩率，以ψ表示。 ψ＝（A－0A1）/A0×100％ 式中，A0为试样原始横截面积；A1为断口处的横截面积。 材料的δ和ψ值越大，说明塑性越好。两者相比，用ψ表示塑性更接近实际的真实应变。长试样(l0=l0do)的伸长率写成δ;短试样(l0=5do)的伸 长率须写成δ5。同一材料，δ5＞δ，所以对不同材料，δ值和δ5值不能直接比较 （3）硬度 硬度是指材料对局部塑性变形、压痕或划痕的抗力。通常，材料越硬，其耐磨性越好。同时通过硬度值可估计材料的近似σb值。硬度试验方法比较简单、迅速，可 直接在原材料或零件表面上测试，因此被广泛应用。常用的硬度测量方法是压人法，主要有布氏硬度(HB)、洛氏硬度(HR)、维氏硬度（HV）等。陶瓷等材 料还常用克努普氏显微硬度(HK)和莫氏硬度（划痕比较法）作为硬度指标。 (1)布氏硬度 试验规范见表1-8,试验方法如图1-22。即用直径为D的淬火钢球或硬质 合金球，以相应的试验力压入试样表面，保持规定的时间后去除外力，在试样表面留下球形压痕。布氏硬度值是试验力除以压痕球冠表面积。在试验中，硬度值不需 计算，是用刻度放大镜测出压痕直径d,然后对照有关附录查出相应的布氏硬度值。淬火钢球用以测定硬度<450的金属材料，如灰铸铁、有色金属及经退>

布氏硬度的优点是具有较高的测量精度，因其压坑面积大，比较真实地反映出材料的平均性能。另外，由于布氏硬度与σb之间存在一定的经验关系，如热轧钢的 σb= (3.4～3.6) HBS,冷变形铜合金σb≈4.0HBS,灰铸铁σb≈7(HBS－40)，因此得到广泛的应用；但不能测定高硬度材料。 (2)洛氏硬度 试验原理如图1-23所示。它是以一定尺寸的悴火钢球或以顶角以1200的金刚石圆锥压人试样表面。试验时，先加初试验力，然后再加主试验力。压人试样表 面之后经规定时间去除主试验力。在保留初试验力的情况下，根据试样表面压痕深度(h= h1 – h0)确定被测材料的洛氏硬度。为了能用一种硬度计测定较大范围的硬度，常用三种硬度标度，见表1-9。 洛氏硬度试验的优点是操作迅速、简便，可由表盘上直接读出硬度值。由于其压痕很小，故可测量较薄工件的硬度、其缺点是精度较差，硬度值波动较大，通常应在 试样不同部位测量数次，取平均值为该材料的硬度值。

(3)维氏硬度 布氏硬度不适于检侧较高硬度的材料。洛氏硬度虽可检测不同硬度的材料，但不同标尺的硬度值不能相互直接比较，而维氏硬度可用统一标尺来测定从极软到极硬的 材料。 维氏硬度试验原理与布氏法相似，也是以压痕单位表面积所承受试验力大小来计算硬度值的。它是用对面夹角为1360的金刚石四棱锥体，在一定试验力作用下， 在试样试验面上压出一个正方形压痕，如图1-24所示。通过设在维氏硬度计上的显微镜来测量压坑两条对角线的长度，根据对角线的平均长度，从相应表中查出 维氏硬度值。

维氏硬度试验所用试验力可根据试样的大小、厚薄等条件来选择。试验力按标准规定有49N、98N、196N、294N、490N、980N等。试验力保持 时间：黑色金属10～15s，有色金属为（30士2）s 。 维氏硬度可测定从很软到很硬的各种材料。由于所加试验力小，压人深度较浅，故可测定较薄材料和各种表面渗层，且准确度高但维氏硬度试验时需测量压痕对角线 的长度，测试手续较繁，不如洛氏硬度试验法那样简单、迅速。 4.韧性 (1)冲击韧性 许多机械零件在工件中往往受到冲击载荷的作用，如活塞销、锤杆、冲模和锻模等。制造这类零件所用的材料不能单用在静载荷作用下的指标来衡量，而必须考虑材 料抵抗冲击载荷的能力材料抵抗冲击载荷而不破坏的能力称为冲击韧性。为了评定材料的冲击韧性，需进行冲击试验。 1)摆锤式一次冲击试验。冲击试样的类型较多，常用的标准试样如图1-25所示。 一次冲击试验通常是在摆锤式冲击试验机上进行的。试验时将带缺口的试样安放在试验机的机架上，使试样的缺口位于两支架中间，并背向摆锤的冲击方向。 摆锤从一定的高度落下，将试样冲断。冲断时，在试样横截面的单位面积上所消耗的功称为冲击韧度，用符号UK表示。由于冲击试验采用的是标准试样，目前一般 用冲击吸收功AK表示冲击韧性值。必须说明的是，使用不同类型的试样（U形缺口或V形缺口）进行试验时，其冲击吸收功分别为AKU或AKv，冲击韧度则分 别为断aKU或aKV。 2)小能量多次冲击试验。实践表明，承受冲击载荷的机械零件很少由一次能量冲击而遭破坏，绝大多数是在小能量多次冲击作用下破坏的，如凿岩机风镐上的活 塞、冲模的冲头等。所以上述的ak值是不能代表这种零件抵抗多次小能量冲击的能力的。 小能量多次冲击试验是在落锤试验机上进行的。如图1-26所示，带有双冲点的锤头以一定的冲击频率(400, 600次/min)冲击试样，直至冲断为止。多次冲击抗力指标，一般是以某种冲击吸收功A作用下开始出现裂纹和最后断裂的冲击次数来表示的。

(2) 断裂韧性 在实际生产中，有的大型转动零件、高压容器、船舶、桥梁等，常在其工作应力远低于σs的情况下突然发生低应力脆断。大量研究认为，这种破坏与零件制作本身 存在裂纹和裂纹扩展有关实际上，制件及其材料本身不可避免存在的各种冶金和加工缺陷，都相当于裂纹源或在使用中发展为裂纹源。在应力作用下，这些裂纹源进 行扩展，一旦达到失稳扩展状态，便会发生低应力脆断。 试验研究指出，材料中存在裂纹时，裂纹尖端就是一个应力集中点．而形成应力分布特殊的应力场。断裂力学分析指出，这一应力场强弱程度可用应力场强度因子K 来描述。K1值的大小与裂纹尺寸(2a)和外加应力(σ)有下式关系： K1＝Yσa-1/2 式中，Y为裂纹形状系数，与裂纹形状、加载方式和试样几何形状有关的一个无量纲的系数（具体数值可根据试样条件查手册）；σ为外加应力(MPa)；a为裂 纹的半长(m)。 由上式可见，随应力σ的增大，K1不断增大，当K1增大到某一定值时，可使裂纹前沿某一区域内的内应力大到足以使材料分离，从而导致裂纹突然失稳扩展而发 生断裂。这个K1的临界值，称为材料的断裂韧度，用KⅠc表示，单位是MPa·m1/2。 KⅠ和KⅠC的关系和静拉伸试验中应力σ与σs的关系一样，当试样应力σ增加到材料的σs时试样才开始发生明显的塑性变形。应力σ是不断变化的值，同样， KⅠ也是不断变化的值；σs对材料来说有定值，同样KⅠC对材料也有定值。换言之，断裂韧度KⅠC是表示材料抵抗裂纹失稳扩展能力的力学性能指标。 材料各有其本身的KⅠC值。它与裂纹形状、大小无关，也和外加应力无关，只决定于材料本身的特性（成分、热处理条件、加工工艺等情况）。 5.疲劳 许多机械零件，如曲轴、齿轮、轴承、叶片和弹簧等，在工作中各点承受的应力随时间作周期性的变化，这种随时间作周期性变化的应力称为变动应力在变动应力作 用下，零件所承受的应力虽然低于其屈服强度：但经过较长时间的工作会产生裂纹或突然断裂，这种现象称为材料的疲劳。据统计，在机械零件失效中大约有80％ 以上的是属于疲劳破坏的。 机械零件之所以产生疲劳断裂，是由于材料表面或内部有缺陷（夹杂、划痕、尖角等）。这些地方的局部应力大于屈服强度，从而产生局部塑性变形而开裂。这些微 裂纹随应力循环次数的增加而逐渐扩展，使承载的截面面积大大减少，以致不能承受所加载荷而突然断裂 (1)疲劳曲线和疲劳强度 疲劳曲线是指变动应力与循环次数的关系曲线，如图1-27所示。曲线表明，金属承受的变动应力越大，则断裂时应力循环次数(N)越小；反之，则N越大。 同时看到，当应力低于一定值时，试样可经受无限次周期循环而不破坏，此应力值称为材料的疲劳强度，用σr表示。对于对称应力循环的疲劳强度用σ-1表示。 实际上，材料不可能作无限次交变应力试验。对于黑色金属，一般规定应力循环107周次而不断裂的最大应力称为疲劳极限，有色金属、不锈钢等取108周次。

（2） 提高零件抗疲劳的方法 可通过合理选材，细化晶粒、减少材料和零件的缺陷；改善零件的结构设计，避免应力集中，减小零件的表面粗糙度；对零件表面进行强化处理（喷丸处理、表面淬 火、化学渗镀工艺等）都可提高零件的疲劳强度。 （二）金属材料的物理性能 1．密度 单位体积物质的质量称为该物质的密度：ρ＝m/V 式中，ρ为物质的密度(kg/m3)；m为物质的质量(kg)；V为物质的体积(m3)。 密度小于5×103kg／m3的金属称为轻金属，如铝、镁、钛及它们的合金。密度大于5 ×103kg/m3的金属称为重金属，如铁、铅、钨等。金属材料的密度直接关系到由它们所制构件和零件的自重轻金属多用于航天航空器上。 2.熔点 金属从固态向液态转变时的温度称为熔点，纯金属都有固定的熔点。熔点高的金属称为难熔金属，如钨、铝、钒等，可以用来制造耐高温零件，如在火箭、导弹、燃 气轮机和喷气飞机等方面得到广泛应用熔点低的金属称为易熔金属，如锡、铅等，可用于制造熔丝和防火安全阀零件等。 3.导热性 导热性通常用热导率来衡量。热导率的符号是λ,单位是W／(m·K)。热导率越大，导热性越好。金属的导热性以银为最好，铜、铝次之。合金的导热性比纯 金属差。在热加工和热处理时，必须考虑金属材料的导热性，防止材料在加热或冷却过程中形成过大的内应力，以免零件变形或开裂。导热性好的金属散热也好，在 制造散热器、热交换器与活塞等零件时，选用导热性好的金属材料。 4.导电性 金属材料能够传导电流的能力称导电性，通常用电导率来衡量，电导率越大，金属材料导电性越好。金属导电性以银为最好，铜、铝次之。合金的导电性比纯金属 差。电导率大的金属（纯铜、纯铝）适于制造导电零件和电线。电导率小的金属或合金（如钨、铝、铁、铬）适于做电热元件。 5热膨胀性 金属材料随着温度变化而膨胀、收缩的特性称为热膨胀性。一般来说，金属受热时膨胀体积增大，冷却时收缩体积缩小。热膨胀性用线胀系数α1和体胀系数αv 来表示 α1＝（L2－L1）/（L1△t） αv＝3α1 式中，α1为线胀系数(1/K或1/0C); L1为膨胀前长度(m); L2为膨胀后长度(m)；△t为温度变化量(K或℃)。 由膨胀系数大的材料制造的零件，在温度变化时尺寸和形状变化较大。轴与轴瓦之间要根据其膨胀系数来控制其间隙尺寸；在热加工和热处理时也要考虑材料的热膨 胀影响，以减少工件的变形和开裂。 6.磁性 金属材料可分为铁磁性材料（在外磁场中能强烈地被磁化，如铁、钻等）、顺磁性材料（在外磁场中只能微弱地被磁化，如锰、铬等）和抗磁性材料（能抗拒或削弱 外磁场对材料本身的磁化作用，如铜、锌等）三类。铁磁性材料可用于制造变压器、电动机、测量仪表等。抗磁性材料则用于要求避免电磁场干扰的零件和结构材 料，如航海罗盘等。 铁磁性材料当温度升高到一定数值时，磁畴被破坏，变为顺磁体，这个转变温度称为居里点，如铁的居里点是7700C。 一些金属的物理性能见表1-10。

（三） 金属材料的化学性能 1、耐蚀性 金属材料在常温下抵抗氧、水蒸气及其它化学介质腐蚀破坏作用的能力称耐蚀性，碳钢、铸铁的耐蚀性较差；钛及其合金、不锈钢的耐蚀性好。在食品、制药、化工 工业中不锈钢是重要的应用材料。铝合金和铜合金也有较好的耐蚀性。 2.抗氧化性 金属材料在加热时抵抗氧化作用的能力称抗氧化性。加人Cr、Si等合金元素，可提高钢的抗氧化性。如合金钢4Cr9Si2中含有质量分数为9％的Cr和质 量分数为2％的Si，可在高温下使用，制造内燃机排气阀及加热炉炉底板、料盘等。 金属材料的耐蚀性和抗氧化性统称化学稳定性。在高温下的化学稳定性称为热稳定性。在高温条件下工作的设备，如锅炉、汽轮机、喷气发动机等部件和零件应选择 热稳定性好的材料来制造。 二、金属材料的工艺性能 金属材料的一般加工过程如下：

在铸造、锻压、焊接、机加工等加工前后过程中，往往还要进行不同类型的热处理。因此，一个由金属材料制得的零件其加工过程十分复杂。工艺性能直接影响零件 加工后的成本与质量，是选材和制订零件加工工艺路线时应考虑的因素之一。 1.铸造性能 金属材料铸造成形的能力称为铸造性能，常用流动性、收缩性和偏析来衡量。 (1)流动性 是熔融金属的流动能力。流动性好的金属容易充满铸型，从而获得外形完整、尺寸精确、轮廓清晰的铸件。 (2)收缩性 铸件在凝固和冷却过程中，其体积和尺寸减少的现象称为收缩性。铸件收缩不仅影响尺寸，还会使铸件产生缩孔、疏松、内应力以及变形与开裂等缺陷，故铸造用金 属材料的收缩率越小越好。 (3)偏析 金属凝固后，铸锭或铸件化学成分和组织的不均匀现象称为偏析。偏析严重的铸件各部分的力学性能会有很大的差异，从而降低铸件质量。一般来说，铸铁比钢的铸 造性能好。 2.锻造性能 金属锻造成形的能力为锻造性能。它主要取决于金属的塑性和变形抗力。塑性越好、变形抗力越小，金属的锻造性能越好。例如，纯铜在室温下就有良好的锻造性 能，碳钢在加热状态下锻造性能较好，铸铁则不能锻造。 3.切削加工性能 金属切削的难易程度称为切削加工性能一般用切削速度、加工表面粗糙度和刀具使用寿命来衡量。影响切削加工性能的因素有工件的化学成分、组织、硬度、热导率 和形变硬化程度等一般认为材料具有适当硬度（170～230HBS)和足够的脆性时较易切削。所以灰铸铁比钢的切削加工性能好，碳钢比高合金钢切削加工性 好。改变钢的化学成分和进行适当热处理可改善钢的切削加工性。 4.焊接性能 金属能焊接成具有一定使用性能的焊接接头的特性称为焊接性能。在机械工业中，焊接的主要对象是钢材，碳质量分数及合金元素含量是决定金属焊接性的主要因 素，碳质量分数与合金元素含量越高，焊接性能越差例如，低碳钢L具有良好的焊接性，而高碳钢、铸铁的焊接性不好。 5.热处理性能金属经热处理可使性能顺利改善的性质称为热处理性能。它与材料的化学成分有关。常见的热处理方法有退火、正火、淬火、回火及表面热处理（表 面淬火及化学热处理）等。

第二章 金属材料组织与性能的控制

第 一节 纯金属的结晶 金属材料冶炼后，浇铸到锭模或铸模中，通过冷却液态金属转变为固态金属，获得一定形状的铸锭或铸件。金属从液态转变为固态（晶态）的过程称为结晶。广义上 讲，金属从一种原子排列状态转变为另一种原子规则排列状态（晶态）的过程均属于结晶过程。通常把金属从液态转变为固体晶态的过程称为一次结晶，而把金属从 一种固体晶态转变为另一种固体晶态的过程称为二次结晶或重结晶。 一、纯金属的结晶 1.纯金属结晶的条件 通过实验，测得液体金属在结晶时的温度一时间曲线称为冷却曲线绝大多数纯金属（如铜、铝、银等）的冷却曲线如图2－1所示。

图 中T0为纯铜的熔点（又称理论结晶温度），Tn为开始结晶温度。曲线中abc段为液态金属逐渐冷却，bc段温度低于理论结晶温度，这种现象称为过冷现象。 理论结晶温度T0与开始结晶温度Tn之差叫做过冷度，用ΔT表示。 ΔT＝T0－Tn 冷却速度越大，则开始结晶温度越低，过冷度也就越大。cde段表示金属正在结晶，此时金属液体和金属晶体共存。de段出现一个平台，表示结晶时温度保持不 变，为恒温过程。这是由于由液态原子无序状态转变为有序状态时放出结晶潜热，抵消了向外界散发的热量，而保持结晶过程温度不变在非常缓慢冷却的条件下，平 台温度与理论结晶温度相差很小。ef段表示金属全部转变为固态晶体后，固态金属逐渐冷却。 热力学定律指出，自然界的一切自发转变过程，总是由一种较高能量状态趋向于能量最低的稳定状态，就像小球由高处滚向低处，降低自己的势能一样。在一定温度 条件下，只有那些引起体系自由能（即能够对外作功的那部分能量）降低的过程才能自发进行。 液态金属和固态金属的自由能一温度关系曲线如图2－2所示两条曲线交点所对应的温度T。即为理论结晶温度或熔点。液态金属要结晶，温度必须低于T。，也就 是说要有一定的过冷度。此时金属在液态与固态之间存在一个自由能差(ΔF)。ΔF就是液态金属结晶的动力。

2. 纯金属的结晶过程 液态全属结晶是由形核和长大两个密切联系的基本过程来实现的。 (1)晶核的形成。晶核的形成有两种方式。 1）自发形核 在液态下，金属中存在有大量尺寸不同的短程有序的原子集团。当温度降低到理论结晶温度以下时，那些超过一定大小（大于临界晶核尺寸）的短程有序原子集团开 始变得稳定，成为结晶核心。这种从液体内部由金属本身原子自发长出结晶核心的过程叫做自发形核，形成的结晶核心叫做自发晶核。 2)非自发形核。实际金属往往是不纯净的，内部含有许多外来杂质。那些晶体结构和晶格参数与金属晶体相似的杂质的存在，常常能够能成为晶核的基底，容易在 其上生长出晶核。这种依附于杂质而生成晶核的过程叫做非自发形核，形成的结晶核心叫做非自发晶核。有一些难熔杂质，虽然其晶体结构与金属的相差甚远，但由 于表面的微细凹孔和裂缝中有时能残留未熔金属，也能强烈地促进非自发晶核的生成。 自发形核和非自发形核是同时存在的，在实际金属和合金中，非自发形核比自发形核更重要，往往起优先的、主导的作用。 (2)晶体的长大 晶体的长大有平面长大和树枝状长大两种方式。 1）平面长大。在冷却速度较小的情况下，纯金属晶体主要以其表面向前平行推移的方式长大。晶体沿不同方向长大的速度是不一样的，沿原子最密排面的垂直方向 的长大速度最慢。平面式长大的结果，晶体获得表面为原子最密排面的规则形状（图2-3)。晶体的平面长大方式在实际金属的结晶中是较少见到的。

2) 树枝状长大 当冷却速度较大，特别是存在有杂质时，晶体与液体界面的温度会高于近处液体的温度，形成负温度梯度，这时金属晶体往往以树枝状的形式长大（图2-4）。晶 核尖角处的散热较快，因而长大较快，成为深人到液体中去的晶枝；同时尖角处的缺陷较多，从液体中转移过来的原子容易在这些地方固定，有利于晶体的长大成为 树枝晶。一个晶核长大形成的树枝晶是一个晶粒。多晶体金属的每个晶粒一般都是由一个晶核采取树枝状长大的方式形成的。由于金属容易过冷，因此实际金属结晶 时，一般均以树枝状长大方式结晶。在一些金属铸锭表面可见到呈浮雕状的树枝晶，在大钢锭缩孔中也能发现树枝状晶体。

综上所述，液态金属结晶时，首先形成晶核，这些晶核不断长大。在这些晶体长大的同时，又形成新的晶核并逐渐长大，直至液体金属消失。金属的结晶过程可用图2－5来表示。

二、 同素异构转变 许多金属在固态下只有一种晶体结构，如铝、铜、银等金属在固态时无论温度高低，均为面心立方晶格。但有些金属在固态下，存在两种或两种以上的晶格形式，如 铁、钴、钛等。这类金属在冷却或加热过程中，其晶格形式会发生变化。金属在固态下随温度的改变，由一种晶格转变为另一种晶格的现象，称为同素异构转变。图 2-6为纯铁在结晶时的冷却曲线。

液 态纯铁在15380C进行结晶，得到具有体心立方晶格的δ-Fe，δ-Fe继续冷却到13940C时发生同素异构转变，成为面心立方晶格的γ-Fe。γ- Fe再冷却到912℃时又发生一次同素异构转变，成为体心立方晶格的α-Fe。 同一种金属的不同晶体结构的晶体，称为该金属的同素异晶体。δ-Fe、γ-Fe、α-Fe均是纯铁的同素异晶体。 金属的同素异构转变与液态金属的结晶过程相似，故称为二次结晶或重结晶。在发生同素异构转变时金属也有过冷现象，也会放出潜热，并具有固定的转变温度。由 于晶格的变化导致金属的体积发生变化，转变时会产生较大的内应力。例如γ-Fe转变为α-Fe时，铁的体积会膨胀约1％。它可引起钢淬火时产生应力，严重 时会导致工件变形和开裂。但适当提高冷却速度，可以细化同素异构转变后的晶粒，从而提高金属的力学性能。 纯铁的居里点为7700C，纯铁在770～15380C之间无铁磁性，在7700C以下具有铁磁性。 三、铸锭结构及其控制 把金属熔化注人铸模，冷却后获得一定形状的铸件的工艺叫做铸造。铸造生产可制造许多机器零件，如机床床身、轴承架、缸套、活塞、泵体及一些轴类、齿轮类零 件。铸件内部的结构．即晶粒的形态、大小及分布对铸态金属的性能有重要的影响。 1．铸锭结构 金属铸件凝固时，由于表面和中心的结晶条件不同，铸件的结构是不均匀的铸锭可以设想是一种形状简单的大铸件，具有最典型的铸造结构，整个铸锭明显地分为三 个各具特征的晶区（图2－7）。

(1) 细等轴晶区 由于模壁温度低，外层液态金属冷却速度快，过冷度大，形成大量的晶核；同时，模壁也能起非自发晶核的作用。所以在铸锭的表层形成一层厚度不大、晶粒很细的 细等轴晶区 (2)柱状晶区 细晶区形成的同时，锭模温度升高，液体金属的冷却速度降低，过冷度减小，形核率（单位时间单位体积形成的晶核数）降低。晶体优先长大方向与散热最快方向 （一般为往外垂直模壁的方向）相反，晶体向液体内部平行长大，结果形成柱状晶区。 (3)粗等轴晶区 中心区域的液态金属，过冷度更小；不易形核；温度逐渐失去方向性，剩余液体中某些未熔杂质或从柱状晶上被冲下的晶枝成为晶核，向各个方向均匀长大，最后形 成一个粗等轴晶区。 2.铸锭晶粒形状的影响因素 金属加热温度高、冷却速度大、铸造温度高和浇注速度大等，有利于在铸锭或铸件的截面上保持较大的温度梯度，获得较发达的柱状晶。结晶时单向散热，有利于柱 状晶的生成采用定向结晶的方法（图2-8），可获得自下而上长大成细长的柱状晶。铝镍钴永磁合金即是用这种方法生产的。柱状晶较致密，其性能具有明显的方 向性，沿柱状晶晶轴方向的强度较高。对于那些主要受单向载荷的机器零件，例如汽轮机叶片等，柱状晶结构是非常理想的但两个生长方向不同的柱状晶层相遇处存 在低熔点杂质，形成弱面，在热轧、锻造时容易开裂。在铸锭中出现穿晶。即两侧的柱状晶在铸锭中心相遇，中心没有等轴晶形成时，这种开裂现象更易出现。 铸造温度低，冷却速度小等，有利于截面温度的均匀性，促进等轴晶的形成。采用机械振动、电磁搅拌等方法，可破坏柱状晶的形成，有利于等轴晶的形成。若冷却 速度很快，可全部获得细小的等轴晶。砂型铸造往往得到较粗的等轴晶。等轴晶没有弱面，其晶枝彼此嵌人，结合较牢，性能均匀，无方向性，是一般情况下的金属 特别是钢铁铸件所要求的结构。

3.细化铸态金属晶粒的措施 金属晶粒大小用晶粒度来表示（表2-1），晶粒度等级越大晶粒越细。

对 于纯金属，决定其性能的主要结构因素是晶粒大小。在一般情况下，晶粒越小，则金属的强度、塑性和韧性越好。使晶粒细化，提高金属力学性能的方法称为细晶强 化。 细化铸态金属晶粒有以下措施： (1)增大金属的过冷度 在通常铸造条件下，过冷度越大，结晶时形核率越大，金属结晶后晶粒越多，晶粒就越细小。增大过冷度的主要办法是提高液态金属的冷却速度，采用冷却能力较强 的模子。例如，采用金属型铸模比采用砂型铸模获得的铸件晶粒要细小。 采用超高速急冷技术，可获得超细化晶粒的金属、亚稳态结构的金属或非晶态结构的金属。 (2)变质处理 变质处理就是向液体金属中加人孕育剂或变质剂，以细化晶粒，改善组织。变质剂的作用是增加非自发晶核的数量或者阻碍晶体的长大。例如，在铝合金液体中加人 钛、锆；在钢水中加人入钛、钒、铝等，都可使晶粒细化。 (3)振动在金属结晶的过程中采用机械振动、超声波振动等方法，可以破碎正在生长的树枝状晶体，形成更多的结晶核心，获得细小的晶粒。 (4)电磁搅拌将正在结晶的金属置于一个交变的电磁场中，由于电磁感应现象，液态金属会翻滚起来，冲断正在结晶的树枝状晶体的晶枝，增加了结晶的核心，从 而可细化晶粒。

第二节 合金的结晶 合金的结晶过程较为复杂，通常运用合金相图来分析合金的结晶过程。相图是表明合金系中各种合金相的平衡条件和相与相之间关系的一种简明示图，也称为平衡图 或状态图。所谓平衡是指在一定条件下合金系中参与相变过程的各相的成分和质量分数不再变化所达到的一种状态。合金在极其缓慢冷却的条件下的结晶过程，一般 可以认为是平衡的结晶过程。在常压下，二元合金的相状态决定于温度和成分。因此二元合金相图可用温度一成分坐标系的平面图来表示。图2-12为铜镍二元合 金相图，它是一种最简单的基本相图。图中的每一点表示一定成分的合金在一定温度时的稳定相状态。

一、 二元合金的结晶 根据结晶过程中出现的不同类型的结晶反应，可把二元合金的结晶过程分为下列几种基本类型。 （一）匀晶反应的合金的结晶 Cu-Ni相图为典型的匀晶相图。图2-12中aa1c线为液相线，该线以上合金处于液相；ac1c为固相线，该线以下合金处于固相。L为液相，是Cu和 Ni形成的液溶体；α为固相，是Cu和Ni组成的无限固溶体。图中有两个单相区和一个双相区(L+α相区)。Fe-Cr, Au-Ag合金也具有匀晶相图。 以b点成分的Cu-Ni合金（Ni的质量分数为b％）为例分析结晶过程，该合金的冷却曲线和结晶过程如图2-12所示。在1点温度以上，合金为液相L。缓 慢冷却至1-2温度之间时，合金发生匀晶反应：L→α，从液相中逐渐结晶出α固溶体。2点温度以下，合金全部结晶为α固溶体，其它成分合金的结晶过程与其 类似。 匀晶结晶有下列特点： 1)与纯金属一样，α固溶体从液相中结晶出来的过程中，也包括有生核与长大两个过程，但固溶体更趋向于树枝状长大。 2)固溶体结晶是在一个温度区间内进行，即为一个变温结晶过程。 3)在两相区内，温度一定时，两相的成分（即Ni含量）是确定的。确定相成分的方法是：过指定温度T1作水平线，分别交液相线和固相线于a1点、c1点， 则a1点、c1点在成分轴上的投影点即相应为L相和α相的成分。随着温度的下降，液相成分沿液相线变化，固相成分沿固相线变化。到温度T2时，L相及α相 成分分别为a2和c2点在成分轴上的投影。 4)在两相区内，温度一定时，两相的质量比是一定的，如在T1温度时，两相的质量比可用下式表达： QL/Qα=b1c1/a1b1 式中，QL为L相的质量；Qα为α相的质量；b1c1、a1b1为线段长度，可用其横坐标上的数字来度量。 上式可改写成： QLa1b1＝Qαb1c1 这个式子与力学中的杠杆定律相似，因而亦被称为杠杆定律。由杠杆定律可算出在T1时液相和固相在合金中的质量分数： QL/Q合金=L%=b1c1/a1c1, Qα/Q合金=α%=a1b1/a1c1 运用杠杆定律时要注意，它只适用于相图中的两相区，并且只能在平衡状态下使用。杠杆的两个端点为给定温度时两相的成分点，而支点为合金的成分点。 5)固溶体结晶时成分是变化的，缓慢冷却时由于原子的扩散能充分进行，形成的是成分均匀的固溶体如果冷却较快，原子扩散不能充分进行，则形成成分不均匀的 固溶体。一个晶粒中先结晶的树枝晶晶枝含高熔点组元较多，后结晶的树枝晶晶枝含低熔点组元较多，结果造成在一个晶粒之内化学成分的分布不均，这种现象称为 枝晶偏析（图2-13）。枝晶偏析对材料的力学性能、抗腐蚀性能、工艺性能都不利生产上为了消除其影响，常把合金加热到高温（低于固相线1000C左 右），并进行长时间保温，使原子充分扩散，获得成分均匀的固溶体，这种处理称为扩散退火。

（二） 共晶反应的合金的结晶 Pb-Sn合金相图（图2-14中），adb为液相线，acdeb为固相线。合金系有三种相：Pb与Sn形成的液溶体L相；Sn溶于Pb中的有限固溶体α 相；Pb溶于Sn中的有限固溶体β相。相图中有三个单相区（L、α、β）；三个两相区(L+α、L+βα+β)；一条L+α+β的三相共存线（水平线 cde）。这种相图称为共晶相图。Al-Si,Ag-Cu合金也具有共晶相图。

d 点为共晶点，表示此点成分（共晶成分）的合金冷却到此点所对应的温度（共晶温度）时，共同结晶出c点成分的α相和e点成分的β相： Ld→αc+βe 这种由一种液相在恒温下同时结晶出两种固相的反应叫做共晶反应。所生成的两相混合物叫共晶体。发生共晶反应时有三相共存，它们各自的成分是确定的，反应是 在恒温下进行的。水平线cde为共晶反应线，成分在ce之间的合金平衡结晶时都会发生共晶反应。 cf线为Sn在Pb中的溶解度线（或α相的固溶线）。温度降低，固溶体的溶解度下降。Sn含量大于f点的合金从高温冷却到室温时，从α相中析出β相以降低 α相中Sn含量。从固态α相中析出的β相称为二次β，常写作βⅡ。这种二次结晶可表达为：α→βⅡ。 eg线为Pb在Sn中溶解度线（或β相的固溶线）。Sn含量小g点的合金，冷却过程中同样发生二次结晶，析出二次α，即β→αⅡ。 1.合金Ⅰ的平衡结晶过程（图2-15）

结 合图2-14分析，液态合金冷却到1点温度以后，发生匀晶结晶过程，至2点温度合金完全结晶成α固溶体，随后的冷却(2-3点间的温度)，α相不变。从3 点温度开始，由干Sn在α中的溶解度沿cf线降低，从α中析出βⅡ，到室温时α中Sn含量逐渐变为f点。最后合金得到的组织为a+βⅡ。其组成相是f点成 分的α相和g点成分的β相。运用杠杆定律，两相的质量分数为： α％＝x1g/fg×100％ β％＝fx1/fg×100％（或β％＝1-α％） 合金室温组织由α和βⅡ，组成，α和βⅡ即为组织组成物组织组成物是指合金组织中那些具有确定本质，一定形成机制的特殊形态的组成部分。组织组成物可以是 单相，或是两相混合物。 合金I的室温组织组成物α和βⅡ，皆为单相，所以它的组织组成物的质量分数与组成相的质量分数相等。 2.合金Ⅱ的结晶过程（图2-16） 合金Ⅱ为共晶合金。合金从液态冷却到1点温度后发生共晶反应：，经一定时间到1’，时反应结束，全部转变为共晶体(a＋β)。从共晶温度冷却至室温时，共 晶体中的α和β均发生二次结晶，从α中析出βⅡ，，从β中析出αⅡ，α的成分由c点变f点，β的成分由e点变为g点。由于析出的αⅡ和βⅡ都相应地同α和 β相连在一起，共晶体的形态和成分不发生变化合金的室温组织全部为共晶体（图2-17），即只含一种组织组成物（即共晶体）；而其组成相仍为α和β相。

3. 合金Ⅲ的结晶过程（图2-l8）。 合金Ⅲ是亚共晶合金，合金冷却到1点温度后，由匀晶反应生成α固溶体，叫初生α固溶体。从1点到2点温度的冷却过程中，按照杠杆定律，初生α的成分沿ac 线变化，液相成分沿ad线变化；初生α逐渐增多，液相逐渐减少。当刚冷却到2点温度时，合金由c点成分的初生α相和d点成分的液相组成。然后液相进行共晶 反应，但初生α相不变化。经一定时间到2’，点共晶反应结束时，合金转变为αc＋（αc+βe）。从共晶温度继续往下冷却，初生α中不断析出βⅡ，成分由 c点降至f点；此时共晶体形态、成分和总量保持不变。合金的室温组织为初生α+βⅡ＋(α+β)，初生α固溶体呈黑色树枝状（图2-19）。合金的组成相 为α和β。

成 分在cd之间的所有亚共晶合金的结晶过程与合金Ⅲ相同，仅组织组成物和组成相的质量分数不同，成分越靠近共晶点，合金中共晶体的含量越多。 位于共晶点右边，成分在de之间的合金为过共晶合金（例如图2-14中的合金N）它们的结晶过程与亚共晶合金相似，也包括匀晶反应、共晶反应和二次结晶等 三个转变阶段；不同之处是初生相为β固溶体，二次结晶过程为β→αⅡ。所以室温组织为β+αⅡ+（α+β），如图2-20所示。

（三） 包晶反应的合金的结晶 Pt-Ag, Ag-Sn, Sn-Sb合金具有包晶相图。Pt-Ag合金相图（图2-21）中存在三种相：Pt与Ag形成的液溶体L相；Ag溶于Pt中的有限固溶体α相；Pt溶于 Ag中的有限固溶体β相。e点为包晶点，e点成分的合金冷却到e点所对应的温度（包晶温度）时发生以下包晶反应：

发生包晶反应时三相共存，它们的成分确定，反应在恒温下平衡地进行。水平线ced为包晶反应线，cf为Ag在α中的溶解度线,eg为Pt在β中的溶解度线。 合金Ⅰ的结晶过程如下（图2-22）

合 金冷却到1点温度以下时结晶出α固溶体，L相成分沿ad线变化，α相成分沿ac线变化。合金刚冷到2点温度而尚未发生包晶反应前，由d点成分的L相与c点 成分的α相组成。此两相在e点温度时发生包晶反应，β相包围α相而形成反应结束后，L相与α相正好全部反应耗尽，形成e点成分的β固溶体。温度继续下降， 从β中析出αⅡ。最后室温组织为β+αⅡ。 （四）共析反应的合金的结晶 图2-23的下半部为共析相图，其形状与共晶相图类似。d点成分（共析成分）的合金从液相经过匀晶反应生成γ相后，继续冷却到d点温度（共析温度）时，在 此恒温下发生共析反应，同时析出c点成分的α相和e点成分的β相：

由 一种固相转变成完全不同的两种相互关联的固相，此两相混合物称为共析体。共析相图中各种成分合金的结晶过程的分析与共晶相图相似，但因共析反应是在固态下 进行的，所以共析产物比共晶产物要细密得多。 在某些二元合金中，常形成一种或几种稳定化合物。这些化合物具有一定的化学成分、固定的熔点，且熔化前不分解，也不发生其它化学反应。例如Mg-Si合 金，就能形成稳定化合物Mg2Si 。在分析这类合金相图时，可把稳定化合物看成为一个独立的组元，把整个相图分割成几个简单相图来进行分析。 二、合金的性能与相图的关系 合金的性能取决于它的成分和组织，相图可反映不同成分的合金在室温时的平衡组织。因此，具有平衡组织的合金的性能与相图之间存在着一定的对应关系。 〔一〕合金的使用性能与相图的关系 图2－24表示具有匀晶相图、共晶相图的合金的力学性能和物理性能随成分而变化的一般规律。固溶体的性能与溶质元素的溶入量有关溶质的溶人量越多，晶格畸 变越大，则合金的强度、硬度越高，电阻越大。当溶质原子含量大约为50％时，晶格畸变最大，而上述性能达到极大值，所以性能与成分的关系曲线呈透镜状。两 相组织合金的力学性能和物理性能与成分呈直线关系变化，两相单独的性能已知后，合金的某些性能可按组成相性能依百分含量的关系叠加的办法求出。 例如硬度：HB=HBαα％＋HBββ％

对 组织较敏感的某些性能如强度等，与组成相或组织组成物的形态有很大关系。组成相或组织组成物越细密，强度越高（见图中虚线）当形成化合物时，则在性能一成 分曲线上于化合物成分处出现极大值或极小值。 （二）合金的工艺性能与相图的关系 图2－25表示合金的铸造性能与相图的关系。纯金属和共晶成分的合金的流动性最好，缩孔集中，铸造性能好。相图中液相线与固相线之间距离越小，液体合金结 晶的温度范围越窄，对浇注和铸造质量越有利。合金的液、固相线温度间隔大时，形成枝晶偏析的倾向性大；同时先结晶出的树枝晶阻碍未结晶液体的流动，而降低 其流动性，增多分散缩孔。所以，铸造合金常选共晶或接近共晶的成分。

单 相合金的锻造性能好。合金为单相组织时变形抗力小，变形均匀，不易开裂，因而变形能力大。双相组织的合金变形能力差些，特别是组织中存在有较多的化合物相 时合金变形能力更差，因为它们都很脆所致。 三、铁碳合金的结晶 碳钢和铸铁是现代工农业生产中使用最广泛的金属材料，是主要由铁和碳两种元素组成的合金。钢铁的成分不同，则组织和性能不相同，因而它们在实际工程上的应 用也不一样。下面将根据铁碳相图及对典型铁碳合金结晶过程的分析，来研究铁碳合金的成分、组织、性能之间的关系。 （一）铁碳相图 铁碳相图是研究钢和铸铁的基础，对于钢铁材料的应用以及热加工和热处理工艺的制订具有重要的指导意义。铁和碳可以形成一系列化合物，如Fe3C、 Fe2C、FeC等。 Fe3C的碳的质量分数为6.69％。碳质量分数超过6.69％的铁碳合金脆性很大，没有使用价值，所以有实用意义并被深入研究的只是Fe-Fe3C部 分，通常称其为Fe-Fe3C相图（图2-26），组元为Fe和Fe3C。该相图中各点温度、碳质量分数及含义见表2-2。

Fe -Fe3C相图看上去较复杂，但实际上是由三个基本相图（包晶相图、共晶相图和共析相图）组成。 1.铁碳合金的组元 （1） Fe 铁是过渡族元素，熔点为15380C，密度是7.87g/cm3。纯铁的冷却曲线如图2-6所示。纯铁从液态结晶为固态后，继续冷却到13940C:及 9120C时，先后发生两次同素异构转变。 工业纯铁的力学性能特点是强度低、硬度低、塑性好。主要力学性能如下： 抗拉强度 180～230Mpa 伸长率(δ) 30％～50％ 屈服极限100～170Mpa 断面收缩率70％～80％ 冲击韧度1.6×106～2×106J/m， 硬度(HB) 50～80 (2) Fe3C Fe3C是Fe与C的一种具有复杂结构（图1－20）的间隙化合物，通常称为渗碳体，用Cm表示。渗碳体的机械性能特点是硬而脆，大致性能如下： 抗拉强度30Mpa 伸长率 0 冲击韧度 0 断面收缩率 0 硬度(HB) 800 2.铁碳合金中的相 Fe-Fe3C相图中存在五种相 (1)液相L 液相 L是铁与碳的液溶体。 (2)δ相 δ相又称高温铁素体，是碳在δ-Fe中的间隙固溶体，呈体心立方晶格，在13940C以上存在，在14950C时溶碳量最大，为0. 09％。 (3) α相 α相也称铁素体，用符号F或α表示，是碳在α-Fe中的间隙固溶体，呈体心立方晶格。铁素体中碳的固溶度极小，室温时约为0.0057%，6000C时为 0.0008％，在7270C时溶碳量最大，为0.0218％。铁素体的性能特点是强度低、硬度低、塑性好其力学性能与工业纯铁大致相同。 (4) γ相 γ相常称奥氏体，用符号A或γ表示，是碳在γ-Fe中的间隙固溶体，呈面心立方晶格。奥氏体中碳的固溶度较大，在11480C时溶碳量最大达2.11％。 奥氏体的强度较低，硬度不高，易于塑性变形。 (5) Fe3C相 Fe3C相是一个化合物相，其晶体结构和性能已于前述。渗碳体根据生成条件不同有条状、网状、片状、粒状等形态，对铁碳合金的力学性能有很大影响。 3.相图中重要的点和线 (1) J为包晶点 合金在平衡结晶过程中冷却到14950C时，B点成分的L与H点成分的δ发生包晶反应，生成J点成分的A。包晶反应在恒温下进行，反应过程L、δ、A三相 共存，反应式为： (2) C点为共晶点 合金在平衡结晶过程中冷却到11480C时,C点成分的L发生共晶反应，生成E点成分的A和Fe3C。共晶反应在恒温下进行，反应过程中L、A, Fe3C三相共存，反应式为：

共晶反应的产物是奥氏体与渗碳体的共晶混和物，称莱氏体，以符号Ld表示，因而共晶反应式可表达为：

莱 氏体中的渗碳体称共晶渗碳体。在显微镜下莱氏体的形态是：块状或粒状A（室温时转变成珠光体）分布在渗碳体基体上。 (3) S点为共析点 合金在平衡结晶过程中冷却到7270C时，S点成分的A发生共析反应，生成P点成分的F和Fe3C。共析反应在恒温下进行，反应过程中，A, F, Fe3C三相共存，反应式为：

共析反应的产物是铁素体与渗碳体的共析混合物，称珠光体，以符号P表示，因而共析反应可简单表示为：

珠 光体中的渗碳体称共析渗碳体。在显微镜下珠光体的形态呈层片状。在放大倍数很高时，可清楚看到相间分布的渗碳体片（窄条）与铁素体片（宽条）。 珠光体的强度较高，塑性、韧性和硬度介于渗碳体和铁素体之间，其力学性能如下： 抗拉强度 770Mpa 伸长率20％～35% 冲击韧度 3×105～4×105J/m 硬度(HB) 180 (4)相图中的ABCD为液相线；AHJECF为固相线。 (5)水平线HJB 为包晶反应线碳的质量分数0.09％～0.53％的铁碳合金在平衡结晶过程中均发生包晶反应。 (6)水平线ECF 为共晶反应线碳的质量分数在2.11 %～6.69％之间的铁碳合金，在平衡结晶过程中均发生共晶反应。 (7)水平线PSK 为共析反应线碳的质量分数0.0218 %～6.69％的铁碳合金，在平衡结晶过程中均发生共析反应。PSK线亦称A1线。 (8) GS线 是合金冷却时自A中开始析出F的临界温度线，通常称A3线。 (9) ES线 是碳在A中的固溶线，通常叫做Acm线。由于在11480C时A中溶碳量最大可达2.11％，而在727℃时仅为0.77％，因此碳的质量分数大于 0.77％的铁碳合金自11480C冷至7270C的过程中，将从A中析出Fe3C。析出的渗碳体称为二次渗碳体(Fe3CⅡ)。Acm线亦为从A中开始 析出Fe3CⅡ的临界温度线。 (10) PQ线 是碳在F中固溶线。在7270C时F中溶碳量最大可达0. 0218％，室温时仅为0.0008％，因此碳的质量分数大于0.0008％的铁碳合金自7270C冷至室温的过程中，将从F中析出Fe3C。析出的渗碳 体称为三次渗碳体(Fe3CⅢ)。PQ线亦为从F中开始析出Fe3CⅢ的临界温度线。Fe3CⅢ数量极少，往往予以忽略。下面分析铁碳合金平衡结晶过程 时，均忽略这一析出过程。 （二）典型铁碳合金的平衡结晶过程 根据Fe-Fe3C相图，铁碳合金可分为三类： 1）工业纯铁[Wc<0.><0.><2.><2.><6. wc="4.">

碳钢的强韧性较好，应用广泛。表2-3是几种碳钢的钢号和所含碳的质量分数。

下面对三种典型碳钢的平衡结晶过程进行分析。 1．共析钢（wc=0.77％） 碳质量分数为0.77％的钢叫共析钢，其冷却曲线和平衡结晶过程如图2-29所示。

合 金冷却时，于1点起从L中结晶出A,至2点全部结晶完了。在2-3点间A冷却不变。至3点时，A发生共析反应生成P。从3’继续冷却至4点，P皆不发生转 变。因此共析钢的室温平衡组织全部为P。P呈层片状（图2-28c）。 共析钢的室温组织组成物全部是P，而组成相为F和Fe3C，它们的质量分数为：

2.亚共析钢（0.0218％＜wc＜0.77％ 以碳质量分数为0.4％的铁碳合金为例，其冷却曲线和平衡结晶过程如图2-30所示。

合 金冷却时，从1点起自L中结晶出δ，至2点时，L成分变为wc0.53％，δ变为wC0.09％，发生包晶反应生成A0.17。反应结束后尚有多余的L 。2'点以下，自L中不断结晶出A，至3点合金全部转变为A。在3－4点间A冷却不变，从4点起，冷却时由A中析出F, F在A晶界处优先生核并长大，而A和F的成分分别沿GS和GP线变化。至5时，A的成分变为Wc0. 77％，F的成分变为WC0.0218％。此时A发生共析反应转变为P，而F不变化。从5’继续冷却至6点，合金组织不发生变化，因此室温平衡组织为F+ P。F呈白色块状；P呈层片状，放大倍数不高时呈黑色块状（图2-28b）。碳质量分数大于0.6％的亚共析钢，室温平衡组织中的F常呈白色网状，包围在 P周围 。 含0.4％C的亚共析钢的组织组成物为F和P，它们的质量分数为：

此种钢的组成相为F和Fe3C，它们的质量分数为：

亚共析钢的碳含量可由其室温平衡组织来估算若将F中的碳含量忽略不计，则钢中的碳含量全部在P中，因此由钢中P的含量可求出钢中碳的质量分数：

式中，P％表示钢中P的质量分数。由于P和F的密度相近，钢中P和F的质量分数可以近似用P和F的面积百分数来估算。 3.过共析钢(0. 77％＜wc≤2.11％) 以碳质量分数为1.2％的铁碳合金为例，其冷却曲线和平衡结晶过程如图2-31所示。

合 金冷却时，从1点起自L中结晶出A,至2点全部结晶完了。在2-3点间A冷却不变，从3点起，由A中析出Fe3CⅡ并呈网状分布在A晶界上。至4点时A的 碳质量分数降为0. 77％,4-4’发生共析反应转变为P,而Fe3CⅡ不变化。在4'-5点间冷却时组织不发生转变。因此室温平衡组织为Fe3CⅡ +P。在显微镜下Fe3CⅡ呈网状分布在层片状P周围（图2－28d）。 含w(C)1.2％的过共析钢的组成相为F和Fe3C；组织组成物为Fe3CⅡ和P,它们的质量分数为：

4. 白口铸铁的结晶 共晶白口铸铁（图2-27成分5），在1点发生共晶反应，由L转变为（高温）莱氏体Ld（即A +Fe3C）。1'－2点间，Ld中的A不断析出Fe3CⅡ。至2点时A的碳质量分数降为0.77％，并发生共析反应转变为P;高温莱氏体Ld转变成低温 莱氏体Ld’(P+ Fe3CⅡ+ Fe3C)。所以室温平衡组织为Ld’，由黑色条状或粒状P和白色Fe3C基体组成（图2-32）,而组成相还是F和Fe3C。 亚共晶白口铸铁［2.11％＜WC<4.3％]的室温平衡组织为p+><6.69％]的室温平衡组织为fe3cⅰ>

（二）铁碳合金的成分一组织一性能关系 铁碳合金在室温下的组织皆由F和Fe3C两相组成随碳含量的增加,F的含量逐渐变少，由100％按直线关系减少到0％；Fe3C的含量则由0％增加到100％。 铁碳合金碳含量增加，组织按下列顺序变化：

铁碳合金的性能与成分的关系如图2-35所示。

硬 度主要决定于组织中组成相或组织组成物的硬度和质量分数，而受它们的形态的影响相对较小，随碳含量的增加，由于硬度高的Fe3C增多，硬度低的F减少，所 以合金的硬度呈直线关系增大，由全部为F的硬度约80HBS增大到全部为Fe3C时的约800HBW。 强度对组织形态很敏感。随碳含量的增加，亚共析钢中P增多而F减少。P的强度比较高，其大小与细密程度有关。组织越细密，则强度值越高F的强度较低，所以 亚共析钢的强度随碳含量的增大而增大。但当碳含量超过共析成分之后，由于脆性很大的Fe3C ,沿晶界出现，合金强度的增高变慢，到约Wc0.9％时，Fe3CⅡ沿晶界形成完整的网，强度迅速降低。随着碳含量的进一步增加，强度不断下降，到 Wc2.11％后，合金中出现Ld' 时，强度已降到很低的值。 铁碳合金中Fe3C是极脆的相，没有塑性。合金的塑性变形全部由F提供。所以随碳含量的增大,F量不断减少时，合金的塑性连续下降。到合金成为白口铸铁 时，塑性就降到近于零值了。 对于应用最广的结构材料亚共析钢，合金的硬度、强度和塑性可根据成分或组织作如下的估算： 硬度≈80×F％+180×P％（HB） 或硬度≈80×F％+800×Fe3C％（HB） 强度（σb）≈230×F％+770×P％（MPa） 延伸率（δ）≈50×F％+20×P％（％） 式中的数字相应为F, P或Fe3C的大概硬度、强度和伸长率；符号相应表示F, P或Fe3C的质量分数。 （四）Fe—Fe3C相图的应用 Fe—Fe3C相图在生产中具有很大的实际意义，主要应用在钢铁材料的选用和加工工艺的制订两个方面。 1.在钢铁材料选用方面的应用 Fe—Fe3C相图所表明的成分一组织一性能的规律，为钢铁材料的选用提供了根据建筑结构和各种型钢需用塑性、韧性好的材料，因此选用碳含量较低的钢材。 各种机械零件需要强度、塑性及韧性都较好的材料。应选用碳含量适中的中碳钢。各种工具要用硬度高和耐磨性好的材料，则选碳含量高的钢种。纯铁的强度低，不 宜用做结构材料，但由于其磁导率高，矫顽力低，可作软磁材料使用，例如做电磁铁的铁心等。白口铸铁硬度高、脆性大，不能切削加工，也不能锻造，但其耐磨性 好，铸造性能优良，适用于作要求耐磨、不受冲击、形状复杂的铸件，例如拔丝模、冷轧辊、货车轮、犁桦、球磨机的磨球等。 2.在铸造工艺方面的应用 根据Fe—Fe3C相图可以确定合金的浇注温度。浇注温度一般在液相线以上50～1000C。共晶白口铸铁的铸造性能最好，它的凝固温度区间最小，因而流 动性好，分散缩孔少，可以获得致密的铸件，所以铸铁在生产上总是选在共晶成分附近。 3在热锻、热轧工艺方面的应用 钢处于奥氏体状态时强度较低，塑性较好，因此锻造或轧制选在单相奥氏体区内进行。一般始锻、始轧温度控制在固相线以下100～2000C范围内，温度高 时，钢的变形抗力小，节约能源，设备要求的吨位低，但温度不能过高，防止钢材严重烧损或发生晶界熔化（过烧）。终锻、终轧温度不能过低，以免钢材因塑性差 而发生锻裂或轧裂。亚共析钢热加工终止温度多控制在GS线以上一点，避免变形时出现大量铁素体，形成带状组织而使韧性降低。过共析钢变形终止温度应控制在 PSK线以上一点，以便把呈网状析出的二次渗碳体打碎。终止温度不能太高，否则再结晶后奥氏体晶粒粗大，使热加工后的组织也粗大。一般始锻温度为 1150～12500C，终锻温度为800～8500C。 4在热处理工艺方面的应用 Fe—Fe3C相图对于制订热处理工艺有着特别重要的意义。一些热处理工艺如退火、正火、淬火的加热温度都是依据Fe-Fe3C相图确定的。这将在热处理 一节中详细阐述。 在运用Fe—Fe3C相图时应注意以下两点： 1}Fe—Fe3C相图只反映铁碳二元合金中相的平衡状态，如含有其它元素，相图将发生变化。 2)Fe—Fe3C相图反映的是平衡条件下铁碳合金中相的状态，若冷却或加热速度较快时，其组织转变就不能只用相图来分析了。

第 三节 金属的塑性加工 金属经熔炼浇注成铸锭以后，通常要进行各种塑性加工，如轧制、挤压、冷拔、锻压、冲压等（图2-36)，以获得具有一定形状、尺寸和力学性能的型材、板 材、管材或线材，以及零件毛坯或零件。金属在承受塑性加工时，不仅要产生塑性变形，而且还会使其组织结构和性能发生改变。如果对已发生了塑性变形的金属进 行加热，金属的组织和性能又会发生变化。分析这些过程的实质，了解各种影响因素及规律，对掌握和改进金属材料的塑性加工工艺，控制材料的组织和性能，具有 重要意义。

一、 金属的塑性变形 工程上应用的金属及合金大多为多晶体，但多晶体中每个晶粒的变形基本方式与单晶体相同因此，分析多晶体塑性变形的规律，应从单晶体金属的塑性变形开始。 （一）单晶体的塑性变形 单晶体的塑性变形有两种，即滑移和孪生 1．滑移 滑移是指在切应力作用下，晶体的一部分沿一定晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）相对于另一部分发生的滑动。当对一单晶体试样进行拉伸时，外力(F)在某晶 面上产生的应力可分解为垂直于该晶面的正应力（σ）平行于该晶面的切应力（τ）如图2-37所示。正应力只能引起晶格的弹性伸长，或进一步把晶体拉断。而 切应力则可使晶格在发生弹性歪扭之后，进一步使晶体发生滑移。滑移的结果会在晶体的表面留下滑移痕迹。若将试样预先抛光而后进行塑性变形，则可在显微镜下 甚至肉眼观察到试样的表面上出现的滑移痕迹，它们呈近似的平行线条，这些滑移痕迹被称为滑移带，如图2-38所示。如进一步用高倍电子显微镜观察．一条滑 移带是由许多密集在一起的滑移线组成。每一条滑移线对应于一个滑移台阶，如图2-39所示

滑 移变形具有如下特点： (1)滑移总是沿着晶体中原子密度最大的晶面（密排面）和其上密度最大的晶向（密排方向）进行这是由于密排面之间、密排方向之间的间距最大，因而原子结合 力最弱因此，晶体的滑移面为密排面，滑移方向为密排面七的密排方向一个滑移面与其上的一个滑移方向构成一个滑移系如体心立方品格中，密排面为｛110｝ 面，密排方向为<11>晶向。由于每个｛110｝面上都有两种<111>晶向，而｛110｝面共有6种不同的位向，故体心立方晶 格共有6×2=12个滑移系。三种常见的晶格的滑移系见表2－4由表可见，面心立方晶格的滑移系也为12,密排六方晶格的滑移系为3。滑移系越多，金属发 生滑移的可能性便越大。

金 属的塑性便越好。滑移方向的数目对滑移所起的作用比滑移面的数目大，故具有体心立方晶格的铁与具有面心立方晶格的铜及铝，尽管滑移系的数目相同，但前者的 塑性不如后者。而具有密排六方晶格的镁及锌等，因其滑移系仅有3个，故其塑性远较两种立方晶格的金属为差。 (2)滑移只能在切应力的作用下发生使滑移系开动（产生滑移）的最小切应力称为临界切应力，其大小取决于金属原子问的结合力。 (3)滑移时晶体的一部分相对于另一部分沿滑移方向位移的距离为原子间距的整数倍滑移并非是晶体两部分之间沿滑移面作整体的相对滑动（如果如此，计算的临 界切应力比实测的临界切应力大3～4个数量级），近数十年来的大量理论研究证明，滑移是通过位错的运动来实现的。由图2-40可以看出，在切应力作用下， 一个多余半原子面从晶体一侧向另一侧运动，即位错自左向右移动时，晶体产生了滑移。当位错移出晶体时就会造成一个原子间距的变形量，因此晶体发生的总变形 量一定是这个方向上的原子间距的整数倍。 (4)滑移的同时必然伴随有晶体的转动在拉伸实验中，金属晶体除发生滑移外，同时还会发生转动。这是因为滑移面上的正应力构成了力偶所致（图2-37)。 转动的结果，使滑移面趋向与拉伸轴平行。

2. 孪生 在切应力作用下，晶体的一部分沿一定的晶面（孪生面）和晶向（孪生方向）相对于另一部分所发生的切变称为孪生，如图2-41所示。孪生是金属进行塑性变形 的另一种方式，它通常出现在滑移系较少的金属中，或是滑移系受到限制，很难进行的情况下。如密排六方晶格的Mg、Zn, Cd等金属容易发生孪生变形；体心立方晶格金属（如α-Fe）因滑移系较多，只有在低温或受到冲击时才发生孪生变形，而面心立方晶格的金属（如A1、 Cu等）一般不发生孪生变形。

孪 生与滑移的区别是： 1)孪生所需要的临界切应力比滑移大得多，变形速度极快，接近于声速。 2)孪生通过晶格切变使晶格位向改变，发生切变、位向改变的这一部分晶体称为孪晶带或孪晶。孪晶与未变形部分晶体的原子以孪生面为对称面形成对称分布，而 滑移不引起晶格位向的变化。 3)孪晶中每层原子沿孪生方向的相对位移距离是原子间距的分数（图2-41），而滑移时滑移面两侧晶体的相对位移是原子间距的整数倍。 （二）多晶体的塑性变形 多晶体金属的塑性变形与单晶体比较并无本质上的差别，即每个晶粒的塑性变形仍以滑移或孪生方式进行。但由于多晶体材料中各个晶粒位向不同，且存在晶界，因 此变形要复杂得多。 1.不均匀的塑性变形过程 在多晶体中，虽然每个晶粒的结构相同，但各个晶粒内原子排列的位向却不一致，这样不同晶粒的滑移系的取向就会不同。因此，当对多晶体施以拉伸时，作用在不 同品粒滑移系上的分切应力必然会有差别，甚至会相差很大。可以想象，分切应力最大的那些晶粒最先开始滑移，称这些晶粒所处的位向为“软位向”；而有些晶粒 所受到的分切应力最小，最难发生滑移，称这些晶粒所处的位向为“硬位向”。由此可见，多晶体金属的塑性变形将会在不同晶粒中逐批发生，是个不均匀的塑性变 形过程。 2.晶粒间位向差阻碍滑移 在多晶体中晶粒间有位向差，使变形不能同时进行。当一个晶粒发生塑性变形时，周围的晶粒如不发生塑性变形，则必须要产生弹性变形来与之协调配合否则就难以 进行变形，甚至不能保持晶粒间的连续性，会造成孔隙而导致材料破裂。 一个晶粒发生塑性变形并要求周围的晶粒也发生塑性变形或产生弹性变形来与之协调配合，就意味着增大了晶粒变形的抗力．阻碍滑移的进行。 3.晶界阻碍位错的运动 在多晶体中存在晶界，其原子排列不规则，当位错运动到这一区域附近时将会受到晶界的阻碍而堆积起来，形成位错塞积（图2-42)。欲使变形继续进行，就必 须要增加外力，即变形抗力增大。金属晶粒越细，同体积的晶界越多，因而变形抗力越大．金属的强度越大。

另 外，金属晶粒越细，在外力作用下有利于滑移和能够参与滑移的晶粒数目也越多，使一定的变形量分散在更多的晶粒之中。这将会减少应力集中，推迟裂纹的形成和 发展，即使发生的塑性变形量较大也不致断裂，表现出塑性的提高。 由于细晶粒金属的强度较高、塑性较好，所以断裂时需要消耗较大的功，因而其韧性也较好，因此，细晶强化是金属的一种很重要的强韧化手段。 （三）塑性变形对金属组织与性能的影响 塑性变形在改变金属外形的同时，对其组织结构及性能也带来了影响。 1.塑性变形对金属组织结构的影响 (1)纤维组织形成金属在外力作用下发生塑性变形时，随着变形量的增加晶粒形状发生变化，沿变形方向被拉长或压扁。当拉仲变形量很大时，晶粒变成细条状， 金属中的夹杂物也被拉长，形成所谓纤维组织（图2-43）。

(2) 亚结构形成金属经大量的塑性变形后，由于位错密度的增大和位错间的交互作用，使位错分布变得不均匀。大量的位错聚集在局部地区，并将原晶粒分割成许多位向 略有差异的小晶块，即亚晶粒。业晶粒的内部位错很少，如图2-44所示。 (3)形变织构的产生由于塑性变形过程中晶粒的转动，当变形量达到一定程度(70％以上）时，会使绝大部分晶粒的某一位向与外力方向趋于一致，形成特殊的 择优取向。择优取向的结果形成了具有明显方向性的组织，称为织构。由于是变形过程中产生的，故称为形变织构。拔丝能产生丝织构，轧制则能产生板织构。 2.塑性变形对金属性能的影响 (1）产生加工硬化现象随着塑性变形量的增加，金属的强度、硬度升高，塑性、韧性下降，这种现象称为加工硬化，也称形变强化（图2-45)。产生加工硬化 的原因是：金属发生塑性变形时，位错密度增加，位错间的交互作用增强，相互缠结，造成位错运动阻力的增大，引起塑性变形抗力提高；另一方面是由于亚晶界的 增多，也使强度提高。在生产中通过冷轧、冷拔可以提高钢板或钢丝的强度。 (2)使金属的性能产生各向异性由于纤维组织和形变织构的形成，使金属的性能产生各向异性，如沿纤维方向的强度和塑性远大于垂直方向。金属产生的形变织 构，甚至经退火处理也难消除。用有织构的板材冲制杯形或筒形零件时，由于在不同方向上塑性差别很大，使零件的边缘不齐，造成“制耳”现象，如图2-46所 示 在某些情况下，织构的各向异性也是有用的。制造变压器铁心的软磁硅钢片，在<100>方向最易磁化，如果能够采用具有<100> 织构的硅钢片来制作，并使其<100>晶向平行于磁场，可使其变压器铁心的导磁率显著增大，明显提高了变压器的效率。

(3) 影响金属的物理、化学性能金属经塑性变形后，晶格发生畸变，空位和位错密度增加，使电阻增大。变形提高了金属的内能，使原子活动能力增大，容易扩散，所以 会加快腐蚀速度，即耐蚀性降低。 （4）产生残余内应力金属发生塑性变形时，金属内部变形不均匀而产生残余内应力。这种内应力即使外力去除以后仍会在金属内部得以保留。如金属表层与心部的 变形量不同会形成平衡于表层与心部之间的宏观内应力（通常称为第一类内应力）；晶粒彼此之问或晶内不同区域之间的变形不均匀会形成微观内应力通常称为第二 类内应力）；因位错等晶格缺陷增多而引起的内应力称为晶格畸变内应力（通常称为第三类内应力）。残余内应力使金属的耐蚀性能降低，严重时可导致零件变形或 开裂。当零件的表面残留拉应力时，将降低承受载荷的能力，尤其会降低疲劳强度。因此经塑性变形后的金属零件，通常要进行消除内应力的热处理。 二、塑性变形后的金属在加热时组织和性能的变化 如前所述，金属塑性变形后组织结构和性能均发生了很大的变化。金属的这种组织在热力学上处于不稳定的亚稳状态，如果对其进行加热，变形金属就能由亚稳状态 向稳定状态转化，从而会引起一系列的组织结构和性能的变化。研究表明，这一变化过程随加热温度的升高表现为如图2-47所示的三个阶段。

（一） 回复 对变形后的金属在较低温度下进行加热，会发生回复。回复仅使金属中的一些点缺陷和位错的迁移而引起的某些晶内的变化通过点缺陷的迁移，可使某些空位与间隙 原子合并，点缺陷的数目大为减少，从而使金属电阻率降低。通过位错的迁移，同一滑移面上的异号位错相遇后按某种规律重排，从而降低了晶格畸变程度，使内应 力明显下降。回复阶段的加热温度不高，原子活动能力有限，还不能使拉长的显微组织发生变化，所以晶粒仍保持变形后的形态。由于回复不能使金属的晶粒大小和 形态发生明显的变化，故金属的强度和硬度只略有降低，塑性略有升高。工业上常利用回复过程对变形金属进行去应力退火，以降低残余内应力，保留加工硬化效 果。 （二）再结晶 1.再结晶 当变形金属被加热到较高温度时，由于原子活动能力增大，晶粒的形状开始发生变化，被拉长及破碎的晶粒通过重新生核、长大，变成新的均匀、细小的等轴晶粒。 这个过程称为再结晶。再结晶的核心通常出现在原先亚晶界上的位错聚集处，这是因为该处原子能量最高，最不稳定，故容易转变。值得指出的是，再结晶过程不是 相变过程，因为再结晶前后新旧晶粒的晶格类型和成分完全相同。再结晶过程仅是一种组织转变过程。变形金属发生再结晶后，其强度和硬度明显降低，塑性和韧性 大大提高，加工硬化现象被消除。因此再结晶在生产上主要用于冷塑性变形加工过程的中间处理，以消除加工硬化作用，便于下道工序的继续进行。例如冷拉钢丝， 在最后成形前常常要经过几次中间再结晶退火处理。此外，发生再结晶以后，残留在金属中的内应力全部被消除，物理和化学性能基本上恢复到变形前的水平。 2.再结晶温度及其影响因素 再结晶不是一个恒温过程，而是发生在一个温度范围之内。能够进行再结晶的最低温度称为再结晶温度。生产中再结晶的温度通常用经大变形量(70％以上）的冷 塑性变形的金属，经1h加热后再结晶体积达到总体积95％的温度来表示纯金属的再结晶温度与该金属的熔点有如下关系： T再＝(0.35～0.40)T熔点 式中的温度单位为绝对温度(K)，可见金属的熔点越高，其再结晶温度也越高。 影响再结晶温度的主要因素有以下几点： （1）金属的预先变形程度 如图2-48所示，金属的预先变形程度越大，其晶体缺陷就越多，组织越不稳定，因而再结晶温度便越低。从图中还可以看出，当预先变形程度达到一定数值之 后，再结晶温度趋于定值。

（2） 金属的纯度 金属中存在的微量杂质和合金元素，特别是那些高熔点元素，常常会阻碍原子的扩散和晶界的迁移，可显著提高金属的再结晶温度。例如，纯铁的再结晶温度为 4500C,当加人少量的碳变成低碳钢时，其再结晶温度可提高到5400C。 (3)加热速度和保温时间 再结晶是一个扩散过程，因此再结晶温度是时间的函数提高加热速度会使再结晶温度被推迟到较高温度下发生。而保温时间越长，再结晶温度越低。 （三）晶粒长大 再结晶完成后，金属获得均匀细小的等轴晶粒从能量的角度来看只要条件满足，这些细小的晶粒就会自发长大，以降低总的晶界能量。实践证明，再结晶后晶粒的长 大受以下因素的影响。 1.加热温度和时间的影响 加热温度越高，时间越长，晶粒便越大，特别是加热温度影响更大。 2.预先变形程度的影响 预先变形程度对再结晶后晶粒大小的影响较为复杂，一般规律如图2-49所示当变形度很小时，由于金属的晶格畸变很小．不足以引起再结晶，故晶粒不变。当变 形度达到2％～10％时，金属中变形极不均匀，只有部分晶粒发生变形，形成的再结晶核心少，可以充分长大，从而造成再结晶后的晶粒特别粗大。使金属获得粗 大的再结晶晶粒的变形度称为临界变形度。粗大晶粒会使金属的力学性能变差，所以生产中应尽量避开这一变形度超过临界变形度后，随变形程度的增加，再结晶后 的晶粒越来越细，这是由于随变形程度的增加，变形越发均匀，使再结晶核心数目增多的结果。 为了综合考虑加热温度和预先变形度对再结晶晶粒大小的影响，常将三者的关系综合表达在一个立体图中，即所谓“再结晶全图”，如图2-50所示。它对于制订 热加工工艺具有重要意义。

三、 金属的热加工 1.热加工与冷加工的区别 利用塑性变形来成形零件的工艺有冷、热加工之说。凡在金属的再结晶温度以下进行的塑性变形称为冷加工；而在再结晶温度以上进行的塑性变形称为热加工。热加 工时产生的加工硬化现象随时被再结晶过程产生的软化所抵消，因而热加工通常不会带来强化效果。 2.热加工对金属组织与性能的影响 金属材料经热加工后，其组织与性能均发生了明显的变化。 1)热加工使铸态金属中的气孔、疏松、微裂纹焊合，提高金属的致密度，明显改善材料的塑性和韧性。 2)热加工能打碎铸态金属中的粗大树枝晶和柱状晶，通过控制加工的变形度和加工终了温度，可获得细小均匀、等轴的再结晶晶粒，从而使金属的力学性能全面提 高。 3）热加工可使各种可变形的夹杂物会沿变形方向拉长呈流线分布，也称纤维组织。流线使金属的力学性能特别是塑性和韧性具有明显的方向性（纵向性能大于横向 性能）。因此热加工时应力求使流线合理分布。图2－51a所示的曲轴，采用锻造成形，其流线分布是合理的；而采用经轧制的原材料直接切削加工成形，其流线 分布是错误的（图2－51b），易于造成断裂破坏。

4) 热加工常会使复相合金中的各个相沿着加工变形方向交替地呈带状分布，称为带状组织。不同材料中产生带状组织的原因不完全一样。例如在含磷偏高的亚共析钢 内，铸态树枝晶间富磷贫碳，热加工时它们沿着变形方向延伸拉长当冷却转变时，这些贫碳区域优先形成先共析铁素体，而其两侧的富碳区域则随后转变成珠光体， 形成了带状组织。 带状组织会使金属材料的力学性能产生方向性，特别是横向塑性和韧性明显降低。一般带状组织可以通过正火来消除，但由严重的磷偏析所引起的带状组织则较难消 除，需用高温扩散退火及随后的正火来改善。

第四节 钢的热处理 热处理是将固态金属或合金在一定介质中加热、保温和冷却，以改变材料整体或表面组织，从而获得所需性能的一种热加工工艺（图2-52）。热处理之所以能使 钢的性能发生很大变化，主要是由于钢经过不同的加热与冷却后，使其组织结构发生了变化。钢中组织转变的规律通常被称为热处理原理，内容涉及钢的加热转变、 冷却转变和回火转变。而根据热处理原理制订的具体加热温度、保温时间、冷却方式等参数就是热处理工艺常用热处理工艺可分为普通热处理（退火、正火、淬火和 回火）和表面热处理（表面淬火和化学热处理）等，下面分别予以介绍。 一、钢在加热时的组织转变 形成奥氏体组织的状况，如化学成分、均匀程度、晶粒大小等会直接影响奥氏体冷却转变过程以及转变后的组织和性能，因此，研究加热时奥氏体的形成过程具有重 要的意义

由Fe －Fe3C相图可知，将共析钢加热到A1以上全部变为奥氏体：而亚共析钢和过共析钢必须加热至A3和Acm以七才能获得单相奥氏体实际情况下，钢在加热时 的相变并不按照相图上所示的临界温度进行，大多有不同程度的滞后现象产生，即实际转变温度往往要偏离平衡的临界温度，冷却时也是如此。随着加热和冷却速度 的增加，滞后现象将越加严重。图2-53表示钢加热和冷却速度分别为7.50C/h时对临界温度的影响。通常把加热时的临界温度标以字母“C”，如 Ac1、Ac3、Accm等；把冷却时的临界温度标以字母“r”，如Ar1、Ar3、Arcm等 （一）奥氏体的形成过程 钢在加热时奥氏体的形成过程又称为奥氏体化。以共析钢的奥氏体形成过程为例，并假定共析钢的原始组织为片状珠光体。当加热至Ac1以上时将会发生珠光体 向奥氏体的转变，它可分为四个基本阶段，如图2-54所示。

（1） 奥氏体形核 奥氏体的晶核优先在铁素体与渗碳体的界面上形成，因为界面上的碳浓度不均匀，原子排列也不规则，处于能量较高状态．为形核提供了有利条件。 (2)奥氏体晶核长大 奥氏体晶核形成以后即开始长大。它是依靠铁、碳原子的扩散，使铁素体不断向奥氏体转变和渗碳体不断溶人到奥氏体中去而进行的。 (3)残留渗碳体的溶解 由于铁素体的碳含量及结构与奥氏体相近，铁素体向奥氏体转变的速度往往比渗碳体的溶解要快，因此铁素体总是比渗碳体消失得早。铁素体全部消失以后，仍有部 分剩余渗碳体未溶解，随着时间的延长，这些剩余渗碳体不断地溶人到奥氏体中去，直至全部消失。 (4)奥氏体均匀化 渗碳体全部溶解完毕时，奥氏体的成分是不均匀的，原来是渗碳体的区域含碳量较高，而原来是铁素体的区域含碳量较低，只有延长保温时间，通过碳原子的扩散才 能获得均匀化的奥氏体。 对于亚共析钢和过共析钢来说，加热至Ac1以上并保温足够长的时间，只能使原始组织中的珠光体完成奥氏体化，仍会保留先共析铁素体或先共析渗碳体，这种奥 氏体化过程被称为是“部分奥氏体化”或“不完全奥氏体化”。只有进一步加热至Ac3或Accm以上保温足够时间，才能获得均匀的单相奥氏体，这又被称为是 非共析钢的“完全奥氏体化”。 （二）奥氏体晶粒大小及其控制 奥氏体形成以后继续加热或保温，将发生奥氏体晶粒的长大。由于晶粒长大，减少晶界可使界面能减小，因此奥氏体晶粒长大在热力学上是一种自发趋势。 加热时形成的奥氏体晶粒大小，对冷却后产物的组织和性能有着重要的影响。奥氏体晶粒细小，则转变产物也细小，其强度和韧性相应都较高。故需要了解奥氏体晶 粒的长大规律，以便在生产中能控制晶粒大小，获得所需性能。 1.晶粒大小的表示方法 晶粒大小可用直接测量的晶粒平均直径来表示，也可用单位体积或单位面积内所包含的晶粒个数来表示，但要测定这样的数据是很烦琐的，所以目前广泛采用的是与 标准金相图片（标准评级图）相比较的方法来评定晶粒大小的级别。通常将晶粒大小分为8级，1级最粗．8级最细。通常1～4级为粗晶粒度，5～8级为细晶粒 度。 2.奥氏体晶粒度的概念 在某一具体的加热条件下所得到的奥氏体晶粒大小称为实际晶粒度，它直接影响钢冷却后所获得的产物的组织和性能。钢的成分和冶炼条件的不同，加热时其晶粒长 大倾向也不同，用以表明奥氏体晶粒长大倾向的晶粒度称为本质晶粒度。确定是本质粗晶粒钢还是本质细晶粒钢并不需要侧出晶粒大小随温度变化的曲线，通常采用 标准试验方法，即将钢加热到930士100c,保温3～8h后测定奥氏体晶粒大小，如晶粒大小级别在1～4级，称为本质粗晶粒钢；如晶粒大小在5～8级， 则称为本质细晶粒钢。值得指出的是，超过9300C,本质细晶粒钢也可能得到很粗大的奥氏体晶粒，甚至比同温度下本质粗晶粒钢的晶粒还粗。因此，本质晶粒 度只表明9300C以下奥氏体晶粒长大的倾向。 3.奥氏体晶粒大小的控制 钢在奥氏体化时为控制奥氏体晶粒的大小，必须着手从控制影响奥氏体晶粒大小的因素去考虑。 (1)加热温度和保温时间 加热温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒越粗大，因为这与原子扩散密切相关。为获一定尺寸的奥氏体晶粒，可同时控制加热温度和保温时间，相比之下，加热温 度作用更大，因此必须要严格控制。 (2)加热速度 加热速度越快，过热度越大，奥氏体实际形成温度越高，可获细小的起始晶粒。由于温度较高且晶粒细小，反而使晶粒易于长大，故保温时间不能太长。生产中常采 用快速加热、短时保温的方法来细化奥氏体晶粒，甚至可获超细晶粒。 (3)钢的化学成分 在一定含碳量范围内随奥氏体中含碳量的增加，促进碳在奥氏体中的扩散速率及铁原子自扩散速率的提高，故晶粒长大倾向增大。若含碳量超过一定量后（超过共析 成分），由于奥氏体化时尚有一定数量的未溶碳化物存在，且分布在奥氏体晶界上，起到了阻碍晶粒长大的作用，反而使奥氏体晶粒长大倾向减小。 合金元素Ti, Zr、V, Nb, Al等，当其形成弥散稳定的碳化物和氮化物时，由于分布在晶界上，因而阻碍晶界的迁移，阻止奥氏体晶粒长大，有利于得到本质细晶粒钢。Mn和P是促进奥氏 体晶粒长大的元素。 二、钢在冷却时的组织转变 （一）过冷奥氏体等温转变曲线和连续冷却转变曲线 热处理时常用的冷却方式有两种：一是连续冷却，即将奥氏体化后的钢件以一定的冷却速度从高温一直连续冷却至室温，在连续冷却过程中完成的组织转变称为连续 冷却转变；二是等温冷却，即把奥氏体化后的钢件迅速冷却到临界点以下某一温度，等温保持一定时间后再冷至室温，在保温过程中完成的组织转变称为等温转变。 另外，由于冷却过程大多不是极其缓慢的，得到的组织是不平衡组织，因此，Fe-Fe3C平衡相图的转变规律己不适用。此时，人们利用通过实验测得的过冷奥 氏体等温转变曲线和连续冷却转变曲线来分析奥氏体在不同冷却条件下的组织转变规律，并用以指导生产实践。 1.共析钢过冷奥氏体等温转变曲线（C曲线） 奥氏体在临界点以上为稳定相，不会发生转变，冷却至临界点以下处于不稳定状态，将会发生分解，把这种在临界点以下暂时存在的奥氏体称为过冷奥氏体可用多种 方法来显示出过冷奥氏体的恒温转变过程。如共析钢，通过金相一硬度法可测出过冷奥氏体在不同温度下发生转变的开始时间和终了时间，把它们标注在温度一时间 坐标中，然后分别连接转变开始点和转变终了点，就可得到该钢的过冷奥氏体的等温转变曲线。该曲线颇似英文字母“C”，故又简称C曲线，如图2-55所示。 C曲线的左边一条线为过冷奥氏体转变开始线，右边一条线为过冷奥氏体转变终了线。该曲线下部还有两条水平线，分别表示奥氏体向马氏体转变的开始温度Ms线 和转变结束温度Mf线。实验表明，当过冷奥氏体快速冷却至不同的温度区间进行等温转变时，可能得到不同的产物及组织。值得指出的是，过冷奥氏体在各个温度 下等温并非一开始就转变，而是历经一定时间后才开始转变，这段时间称为孕育期，孕育期的长短反映了过冷奥氏体的稳定性的大小。

亚共析钢和过共析钢的C曲线与共析钢的C曲线不同。区别在于分别在其上方多了一条过冷奥氏体转变为铁素体的转变开始线和过冷奥氏体析出二次渗碳体的开始线，如图2－56、图2-57所示。．

2. 过冷奥氏体连续冷却转变曲线 在实际生产中，普遍采用的冷却方式是连续冷却，因此，研究过冷奥氏体在连续冷却过程中的组织转变规律具有很大的实际意义。 连续冷却转变曲线(CCT曲线)也是通过实验测定出来的。共析碳钢的CCT曲线如图2-58所示。图中Ps和Pf线分别表示珠光体转变的开始线和终了线； KK'线是珠光体转变的中止线。冷却曲线碰到KK'线，奥氏体就不再发生珠光体转变，而一直保持到Ms点以下发生马氏体转变。由图可知，共析钢以大于vk 的速度冷却时，由于遇不到珠光体转变线，得到的组织为马氏体，这个冷却速度称为上临界冷却速度。vk越小，钢越易得到马氏体。冷却速度小于vk‘时，钢将 全部转变为珠光体，vk‘为下临界冷却速度。当实际冷却速度介于vk与vk‘之间时，先发生珠光体转变，后发生马氏体转变。 共析碳钢连续冷却时没有贝氏体形成（无贝氏体转变区）。

（二）珠光体转变 共析成分的奥氏体在A1～5500C温度范围内等温停留时，将发生珠光体转变，形成铁素体和渗碳体两相组成的机械混合物—珠光体。因转变的温度较高，也称 高温转变。由于发生珠光体转变时形成的两个新相之间以及它们和母相之间的化学成分差异很大、晶体结构截然不同，因此，在转变的过程中必然发生碳的重新分布 和铁晶格的改组；还由于相变发生在较高的温度区间，铁、碳原子均能扩散，所以珠光体转变是典型的扩散型相变。 1.珠光体的组织形态 珠光体的组织有两种形态：一种是片状珠光体；另一种是球状或粒状珠光体。在奥氏体化过程中剩余渗碳体溶解和碳浓度均匀化比较完全的条件下，冷却分解得到的 珠光体通常呈片状，金相形态是铁素体和渗碳体交替排列成层片状，如图2-59所示；当奥氏体化温度较低，成分太均匀，尤其是组织中有未溶渗碳体粒子存在 时，随后缓慢冷却通常得到粒状珠光体，在这种组织中渗碳体呈颗粒状分布在铁素体基体中，如图2-60所示。

片状珠光体中，按片间距的大小可将其分为三类：即A1～6500C之间形成的片层较粗的珠光体，光镜下能明显分辨片层形态，称为珠光体，以符号“P”表 示；650～600℃之间形成的片层较细的珠光体，高倍光镜下可分辨其片层形态，称为索氏体，以符号“S”表示；600～5500C之间形成的片层极细的 珠光体，其片层形态只有在电镜下才能分辨清楚，称为屈氏体，以符号“T”表示。珠光体、索氏体和屈氏体三者同属铁素体＋渗碳体组成的片层状珠光体型组织， 其区别仅在于片层粗细不同。 2.珠光体的力学性能 片状珠光体的性能主要取决于珠光体的片层间距。片层间距越小，则强度和硬度越高（如粗片状珠光体的硬度5～25HRC「170HB左右」，索氏体的硬度 25～35HRC，而屈氏体的硬度36～42HRC)，塑性和韧性也越好。 形成粒状珠光体时，转变温度越低，渗碳体的颗粒越细小，则钢的强度硬度越高。在相同硬度下，粒状珠光体比片状珠光体的综合力学性能优越得多。这是因为粒状 渗碳体不易产生应力集中和裂纹所致。 （三）马氏体转变 马氏体的转变发生在比较低的温度区域内，所以在转变过程中铁和碳原子都不能进行扩散，因而不发生浓度变化（马氏体和奥氏体具有同样的化学成分），只发生铁 的晶格改组，由面心立方变成体心正方。 马氏体转变是典型的无扩散性相变，以共格切变的方式进行，故也称为切变型相变。 马氏体是碳在α-Fe中的过饱和固溶体，具有非常高的强度和硬度。所以，马氏体转变是强化金属的重要途径之一。 1.马氏体的组织形态 马氏体的组织形态多种多样。但大量的研究结果表明，钢中马氏体有两种基本形态：板条马氏体和片状马氏体。过冷奥氏体向马氏体转变时，是形成板条状还是片状 马氏体，主要取决于奥氏体中的含碳量。WC在0.25％以下时，基本上形成板条状马氏体（也称低碳马氏体），其显微组织是由许多成群的、相互平行排列的板 条组成，如图2-61所示。在高倍透射电镜下可以看到板条马氏体内有高密度的位错缠结的亚结构，故板条马氏体又称为位错马氏体。 当WC>1.0％时，奥氏体几乎只形成片状马氏体（针状马氏体）。在显微镜下观察时呈针状或竹叶状，如图2-62所示。高倍透射电镜分析表明，片状 马氏体内部的亚结构主要是孪晶，因此，片状马氏体又称为孪晶马氏体。

WC 在0.25%～1.0％之间的奥氏体则形成上述两种马氏体的混合组织，含碳量越高，条状马氏体量越少而片状马氏体量越多。 2.马氏体的力学性能 马氏体最主要的力学性能特点就是具有高硬度、高强度。马氏体的硬度主要取决于马氏体的含碳量，通常情况是随含碳量的增加而升高。但需注意，淬火钢的硬度并 不代表马氏体的硬度，因为淬火钢中还可能混有其它组织（如二次渗碳体和残余奥氏体）。只有当残余奥氏体量很少时，钢的硬度与马氏体的硬度才趋于一致。 马氏体高强度、高硬度的原因是多方面的，其中主要包括碳原子的固溶强化、相变强化以及时效强化。 间隙原子碳固溶在α-Fe点阵的扁八面体间隙中，不仅使点阵膨胀，还使点阵发生不对称畸变，形成一个强烈的应力场。该应力场与位错发生强烈的交互作用，从 而提高马氏体的强度。即产生固溶强化作用。 马氏体转变时在晶体内造成大量的亚结构，板条状马氏体的高密度位错网，片状马氏体的微细孪晶都将阻碍位错运动，从而使马氏体强化，此即相变强化。 时效强化也是一个重要的强化因素马氏体形成以后，碳及合金元素的原子向位错或其它晶体缺陷处扩散偏聚或析出，钉扎位错，使位错难以运动，从而造成马氏体强 化。 此外，原始奥氏体晶粒越细，马氏体板条束或马氏体片的尺寸越小，则马氏体强度越高。这是由于马氏体相界面阻碍位错运动而造成的。 马氏体的塑性和韧性主要取决于它的亚结构。大量试验结果证明，在相同屈服强度条件下，板条（位错）型马氏体比片状（孪晶）型马氏体的韧性好得多。片状马氏 体具有高的强度，但韧性很差，性能特点表现为硬而脆。其主要原因是片状马氏体中含碳量高，晶格畸变大，同时马氏体高速形成时互相撞击使得片状马氏体中存在 许多微裂纹。 3.马氏体转变的主要特点 马氏体转变是在较低的温度下进行的，因而具有一系列的特点，其中主要有： (1)无扩散性 马氏体的形成无需借助于扩散过程，主要根据有二：一是转变前后没有化学成分的改变，即奥氏体与马氏体的化学成分一致；二是马氏体可在很低的温度下以高速形 成，例如，在－20～－1960C之间，一片马氏体约经5×10-5～5×10-7S即可形成，在这样低的温度下，原子难以扩散，如此快的形成速度，原子 也来不及扩散。 (2)转变是在一个温度范围内进行的 马氏体转变是在Ms ～Mf的温度范围内进行的，其转变量随温度的下降而增加，一旦温度停止下降，转变立即中止。可见马氏体的转变量只是温度的函数，与在Ms～Mf温度范围内 的停留时间无关。 (3)转变不完全 多数钢的Mf点在室温以下，因此冷却到室温时仍会保留相当数量未转变的奥氏体，这称之为残余（留）奥氏体，常用Ar表示。奥氏体的含碳量越高，Ms、Mf 就越低，所以残余奥氏体量就越高。 〔四）贝氏体转变 贝氏体转变是过冷奥氏体在“鼻子”温度至Ms点范围内进行的转变。因转变的温度介于珠光体与马氏体转变温度之间，故又称贝氏体转变为中温转变。贝氏体是碳 化物（渗碳体）分布在碳过饱和的铁素体基体上的两相混合物。发生贝氏体转变时碳原子扩散而铁原子不扩散，因此贝氏体转变属半扩散型转变。 1.贝氏体的组织形态 根据转变温度不同，可将贝氏体分为上、下两种贝氏体。 (1)上贝氏体共析钢上贝氏体大约在5500C“鼻子”温度至3500C之间形成。光学显微镜观察，典型上贝氏体组织形态呈羽毛状（图2-63a）；电子 显微镜研究表明，上贝氏体是由许多平行排列的铁素体条，以及条之间不连续的短杆状渗碳体所组成（图2-63b）。

(2）下贝氏体共析钢下贝氏体大约在3500C至Ms之间形成。光学显微镜观察，下贝氏体呈黑色针状或竹叶状（图2-64a) ;在电子显微镜下可以看到，在下贝氏体的针片状铁素体内成行地分布着微细的碳化物（图2-64b）。值得指出的是，下贝氏体中的针状铁素体是含碳过饱和的 固溶体。

2. 贝氏体的力学性能 贝氏体的力学性能主要取决于其组织形态。上贝氏体的形成温度较高，其铁素体条粗大，塑性变形抗力较低；同时，渗碳体分布在铁素体条之间，易于引起脆断，因 此，上贝氏体的强度和韧性均差。下贝氏体形成温度较低，铁素体细小、分布均匀，铁素体内碳的过饱和度大，位错密度高，碳化物细小弥散，所以，下贝氏体不仅 强度高，而且韧性也好，表现为具有较好的综合力学性能，是一种很有应用价值的组织。 三、钢在回火时的组织转变 共析碳钢经淬火后的室温组织主要是马氏体或马氏体加残余奥氏体。它们在室温下都处于亚稳定状态，有自发地转变为铁素体加渗碳体的稳定组织的倾向。通过低于 A,点的加热，可以加速原子的扩散过程，促使向稳定组织的转变加快、充分地进行，保证使用过程中组织不再转变，进而尺寸也不会改变。这种组织转变即为回火 转变，大体可分为以下四个阶段。 1.马氏体分解（100～2000C) 1000C以上回火，马氏体开始发生分解，从过饱和。固溶体中析出弥散的ε碳化物，这种碳化物的成分和结构不同于渗碳体，是亚稳定相。随着回火温度的升 高，马氏体中的含碳过饱和度不断下降高碳钢淬火在2000C以下回火时得到的具有一定过饱和度的a固溶体和弥散分布的。碳化物组成的复相组织，称为回火马 氏体（图6-65a）

2. 残余奥氏体的转变（200～300℃） 在200～300℃之间回火时，钢中的残余奥氏体将会发生分解，分解的产物是过饱和的α固溶体和ε碳化物组成的复相组织，相当于回火马氏体或下贝氏体。 3.碳化物的转变(300～4000C) 在300～4000C范围内回火，ε碳化物将自发地向稳定相渗碳体转变。至4000C左右，α固溶体也已完成分解，处于饱和状态，但仍保持针状外形。这种 由饱和针状的α固溶体和细小颗粒状的渗碳体组成的组织称为回火屈氏体（图2-65b)。 4.渗碳体的聚集长大和α相的再结晶(4000C以上） 回火温度升高到4000C以上，渗碳体明显聚集长大。在这同时，α相的状态也在不断发生变化。一般地说，回火温度升高到4000C以上时α相发生回复过 程，至6000C。相发生再结晶过程，从而失去针状形态，形成等轴状的铁素体。这种由等轴的α相和粗粒状的渗碳体组成的组织称为回火索氏体（图2- 65c）。 四、钢的普通热处理 （一）退火与正火 退火或正火是将钢加热到一定温度并保温一定时间以后，以缓慢的速度冷却下来，使之获得达到或接近平衡状态的组织的热处理工艺。退火和正火在工艺上的主要区 别是前者一般随炉冷却，而后者一般在空气中冷却；在组织上的区别是前者获得接近平衡状态的组织，而后者则获得较细的珠光体型组织。工业上采用退火或正火的 目的在于消除工件的内应力、改善组织、提高加工性能、为下道工序作好组织与性能的准备等。所以，退火和正火是一种先行工艺，具有承上启下的作用，又被称其 为预备热处理。对于一些受力不大、性能要求不高的零件及一些普通铸件、焊件，退火或正火也可作为最终热处理。 1.退火 退火是钢的热处理工艺中应用最广、种类最多的一种工艺，不同种类的退火其目的也各不相同。各种退火的加热温度范围和工艺曲线如图2－66所示。

(1)完全退火 完全退火主要用于亚共析钢。其目的是细化晶粒、降低硬度以改善切削加工性能和消除内应力。“完全”的含意是加热温度为Ac3以上20～300C，处于完全 奥氏体化。亚共析钢经完全退火后得到的组织是铁素体加珠光体。过共析钢不能采用完全退火，因为加热到Accm以上而后慢冷时会出现网状渗碳体，使钢的韧性 大大降低。 (2)等温退火 等温退火的加热工艺与完全退火相同。“等温”的含意是，发生珠光体转变时是在Ar：以下珠光体转变区间的某一温度等温进行。一般可在C曲线的“鼻子”附近 温度进行等温，等温转变之前和之后可以稍快地进行冷却。之所以采用等温退火，是由于能有效缩短退火时间，提高生产效率并能获得均匀的组织和性能。 (3)球化退火 球化退火主要用于过共析钢和合金工具钢。其目的是降低硬度、均匀组织、改善切削性能，为淬火作组织准备。“球化”的含意是，经过这种处理以后使钢中的碳化 物呈球状（粒状），即获得粒状珠光体球化退火的加热温度一般为Ac1以上20～30℃，以便保留较多的未溶碳化物粒子，促进球状碳化物的形成。 (4)扩散退火（均匀化退火） 铸锭或铸件在凝固过程中不可避免的要产生枝晶偏析等化学成分不均匀现象，为达到化学成分的均匀化，必须对其进行扩散退火。扩散退火的特点是，加热温度高 （一般在Ac3或Accm以上150～3000C)，保温时间长（10h以上）。因此，扩散退火后钢的晶粒很粗大，需要再进行一次正常的完全退火或正火处 理。 (5)去应力退火 这种退火主要用来消除因变形加工及铸造、焊接过程中引起的残余内应力，以提高工件的尺寸稳定性，防止变形和开裂。去应力退火的工艺一般是将工件随炉缓慢加 热至500～6500C，经一段时间保温后随炉缓慢冷却至300～2000C以下出炉。缓冷的目的是为了避免重新产生较大的内应力。去应力退火不引起组织 变化。 (6)再结晶退火 冷变形后的金属加热到再结晶温度以上，保持适当的时间，使变形晶粒重新转变为均匀的等轴晶粒，这种热处理工艺称为再结晶退火。再结晶退火的目的是消除加工 硬化、提高塑性、改善切削加工及成形性能。该工艺加热温度通常比理论再结晶温度高100～150℃，通常在去应力退火温度之上，如一般钢材的再结晶退火温 度为650～7000C。再结晶退火多用于需要进一步冷变形钢件的中间退火，也可作为冷变形钢材及其它合金成品的最终热处理。 再结晶退火加热温度低于A1，所以退火过程中只有组织上的改变，而没有相变发生。 2.正火 正火的加热温度为Ac3或Accm以上 30～500C,即处于完全奥氏体化状态；保温时间的确定要保证奥氏体成分大致均匀；保温以后的冷却方式为在空气中进行对大件也可用吹风、喷雾和调节工件 堆放距离等方式控制钢的冷却速度，以获得所需的组织和性能。由于正火比退火的冷却速度大，故珠光体的片层间距较小，因而正火后强度、硬度较高。 低碳钢经完全退火后，往往由于硬度过低而不利于切削加工，所以低碳钢和某些低碳低合金钢采用正火来调整硬度，改善切削加工性能。过共析钢加热到Accm以 上碳化物全部溶人到奥氏体中去，空冷可抑制先共析碳化物的析出。所以，过共析钢的正火是为了消除网状碳化物。某些受力不大，性能要求不高的中碳钢和中碳低 合金钢件，正火后的力学性能尚能满足要求，可作为最终热处理。 （二）淬火 将钢加热到Ac1或Ac3以上，保温一定时间，然后快速冷却以获得马氏体组织的热处理工艺称为淬火。淬火是钢的最重要的强化方法。 1.淬火加热温度 淬火加热温度的选择应以得到细而均匀的奥氏体晶粒为原则，以便冷却后获得细小的马氏体组织。亚共析钢的悴火加热温度通常为Ac3以上30～50℃；过共析 钢的淬火加热温度通常为Ac1以上30～500C。亚共析钢若在Ac1～Ac3之间加热，淬火组织中会保留因不完全奥氏体化加热而存在的铁素体，使工件淬 火后硬度不均，强度和硬度降低。过共析钢若在Accm以上加热，先共析渗碳体将全部溶入奥氏体，使奥氏体的含碳量增加，Ms和Mf点降低，淬火后不仅保留 大量残余奥氏体，而且马氏体粗大，因而耐磨性较差，韧性降低。 2.淬火冷却介质 常用的淬火冷却介质是水和油。水在650～550℃区间冷却能力较大，但在200～3000C区间冷却能力仍较大，对减少变形开裂不利，主要用于形状简 单、截面较大的碳钢零件的淬火。油在低温区冷却能力合适，但在高温区冷却能力很低，一般用作合金钢的淬火冷却介质 为了减少零件淬火时的变形，盐浴也常用作淬火介质，主要用于分级淬火和等温淬火。 3.淬火方法 为了保证获得所需淬火组织，又要防止变形和开裂，必须采用已有的淬火介质再配以各种冷却方法才能解决。常用的淬火方法包括单液淬火、双液淬火、分级淬火和 等温淬火等，如图2-67所示。

单液淬火法采用一种介质冷却，操作简单，易实现机械化，应用较广。缺点是水淬变形开裂倾向大；油淬冷却速度小，淬透直径小，大件淬不硬。双液淬火和分级淬 火能有效地减少热应力和相变应力，降低工件变形和开裂的倾向，可用于形状复杂和截面不均匀的工件淬火等温淬火大大降低钢件的内应力，减少变形，适用于处理 复杂和精度要求高的小件，如弹簧、螺栓、小齿轮及丝锥等，其缺点是生产周期长，效率低。 4.钢的淬透性 钢的淬透性是指钢在淬火时获得马氏体的能力。其大小通常用规定条件下淬火获得淬透层的深度（又称有效淬硬深度）来表示，淬透层越深，其淬透性越好。淬透性 是钢本身的固有属性，钢材的合理使用及热处理工艺的制订都与淬透性密切相关。 在钢件未碎透的情况下，从工件表面至半马氏体区（马氏体组织和非马氏体组织各占一半的区域）的距离作为淬透层深度。 淬透性可用“末端淬火法”测定。将标准试样（ф25mm～ф100mm）奥氏体化后．迅速放人冷却装置喷水冷机。规定喷水管内径为12.5mm,水柱自由 高度为65mm，试验过程如图2-68a所示。试样上距末端越远的部分冷却速度越小，其硬度也随之下降。待试样冷却后，沿长度方向磨去0.2～0.5mm 深度，再从试样顶端起每隔1.5mm测量一次硬度，即可得到试样沿轴向的硬度分布曲线，如图2-68b所示，称为钢的淬透性曲线。

钢的淬透性用J表示，其中d表示淬透性曲线上测试点至水冷端的距离(mm)；HRC为该处的硬度值。 生产中也常用临界淬火直径表示钢的淬透性。所谓临界淬火直径．是指圆棒试样在某介质中淬火时所能得到的最大淬透直径（即心部被淬成半马氏体的最大直径）， 用Do表示。在相同冷却条件下，Do越大，钢的淬透性越好。 钢的淬透性会真接影响热处理后的力学性能，在生产中有重要的实际意义。例如，工件整体淬火时，若其淬透性低，心部不能淬透，则力学性能低，尤其冲击韧性更 低，不能充分发挥材料的性能潜力。 值得指出的是，在同样奥氏体化条件下，同一种钢的淬透性是相同的。但是，水淬比油淬的淬透层深；小件比大件的淬透层深。但决不能说同一种钢水淬比油淬的淬 透性大，也不能说小件比大件的淬透性大。谈淬透性，必须排除工件的形状尺寸和淬火介质的冷却能力等条件的影响。钢的淬硬性是指碎火后马氏体所能达到的最高 硬度，淬硬性主要决定于马氏体的碳含量，与淬透性含义不同，不能馄淆。 （三）回火 将淬火后的钢件加热到Ac1以下某一温度，保温一定时间后冷却至室温的热处理工艺叫回火。 钢件淬火后必须及时回火后才能使用，因此回火必然是作为最终热处理与淬火并用。淬火钢件经回火可以减小或消除淬火应力，稳定组织，提高钢的塑性和韧性，从 而使钢的强度、硬度和塑性、韧性得到适当配合，以满足不同工件的性能要求。按回火温度范围，可将回火分为以下几种。 1.低温回火 低温回火的温度范围在150～250℃之间。回火的目的是降低应力和脆性，获得回火马氏体组织，使钢具有高的硬度、强度和耐磨性。低温回火一般用来处理要 求高硬度和高耐磨性的工件，如刃具、量具、滚动轴承和渗碳件等。 2.中温回火 回火温度范围为350～500℃之间，回火后的组织为回火屈氏体。中温回火后具有高的弹性极限，所以主要用于各种弹簧件。 3.高温回火 回火温度范围为500～650℃之间，得到回火索氏体组织。高温回火使工件的强度、塑性、韧性有较好地配合，即具有高的综合力学性能。一般把淬火加高温回 火的热处理称为“调质处理”。适用于中碳结构钢制作的曲轴、连杆、连杆螺栓、汽车拖拉机半轴、机床主轴及齿轮等重要的机器零件。 需要指出，淬火钢回火时的冲击韧性并不总是随回火温度的升高而简单地增加，有些钢在250～4000C和450～650℃的范围内回火时，其冲击韧性比在 较低温度回火时还显 著下降（图2-69），这种脆化现象称为回火脆性。在250～400℃回火时出现的脆性称为低温回火脆性；而在450～6500C温度范围内回火时出现的 脆性称为高温回火脆性。

低温回火脆性，又叫第一类回火脆性。几乎所有淬成马氏体的钢在3000C左右回火后都存在这类脆性。为了防止低温回火脆性，通常的办法是避免在脆化温度范 围内回火。有时为了保证要求的力学性能，必须在脆化温度回火时，可采取等温淬火。 高温回火脆性也叫作第二类回火脆性。主要出现在合金结构钢中，如含有Cr、Ni、Mn等元素的钢在6000C以上加热后缓冷通过450～5500C脆化温 度区，将出现脆性；但若加热后快冷则不产生脆性。 五、钢的表面热处理 （一）钢的表面淬火 表面淬火是将工件表面快速加热到淬火温度，然后迅速冷却，仅使表面层获得淬火组织，而心部仍保持淬火前组织的热处理方法。表面淬火的方法很多，如感应加热 表面淬火、火焰加热表面淬火、电接触加热表面淬火、激光加热表面淬火以及电子束加热表面淬火等，其中感应加热表面淬火应用最为广泛。 感应加热是利用电磁感应原理。将工件置于用铜管制成的感应圈中，向感应圈通以交变电流，其周围即产生交变磁场，则工件（导体）上必然产生感应电流，即涡 流。这种感应电流分布是不均匀的，主要集中在工件表层，内部几乎没有，此现象又称为集肤效应（图2-70）。由于工件本身的阻杭使电能转变成热能而迅速加 热表层，几秒钟内就可上升到8000C以上，而心部仍接近室温。当表层温度升高至淬火温度时，立即喷液冷却使工件表面淬火。工件的感应电流频率与感应圈的 电流频率相同。感应电流的频率越高，电流透人深度越浅，加热层就越薄，淬火后所获得淬硬层也就越薄。生产上就是通过选择电流频率来达到不同淬硬层深度的要 求。常用的电流频率和淬硬层深度的关系见表2－5。

由于感应加热速度极快，使钢的临界点（Ac1、Ac3）升高，故感应加热淬火温度（工件表面温度）高于一般淬火温度。还由于加热速度快，奥氏体晶粒不易长 大，淬火后获得非常细小的隐晶马氏体组织，使表层硬度比普通淬火高2～3HRC,耐磨性也有较大提高。表面淬火后，硬层中马氏体比体积（比容）比原始组织 大，因此表层存在很大的残余压应力，能显著提高零件的弯曲、扭转疲劳强度。由于感应加热速度快、时间短，故无氧化、脱碳现象，且工件变形也很小，易于实现 机械化与自动化。感应加热淬火后，为了减小淬火应力和降低脆性，需进行170～2000C低温回火。 感应加热设备的频率不同，其使用范围也不同。高频加热表面淬火主要用于中小模数齿轮和轴类零件；中频加热表面淬火主要用于曲轴、凸轮和大模数齿轮；工频加 热表面淬火主要用于冷轧辊和车轮等。 （二）钢的化学热处理 化学热处理是将钢件置于一定温度的活性介质中保温，使介质中的一种或几种元素原子渗人工件表层，以改变钢件表层化学成分和组织，进而达到改进表面性能，满 足技术要求的热处理工艺。表面化学成分改变的基本程序包括以下三个基本过程：①化学介质的分解，使之释放出待渗元素的活性原子；②活性原子被钢件表面吸收 和溶解；③原子由表面向内部扩散，形成一定的扩散层。按表面渗入的元素不同，化学热处理可分为渗碳、渗氮、碳氮共渗、渗硼、渗铝等等。目前，生产上应用最 广的化学热处理是渗碳、渗氮和碳氮共渗 1.钢的渗碳 将钢放人渗碳的介质中加热并保温，使活性碳原子渗人钢的表层的工艺称为渗碳。其目的是通过渗碳及随后的淬火和低温回火，使表面具有高的硬度、耐磨性和抗疲 劳性能，而心部具有一定的强度和良好的韧性配合。渗碳并经淬火加低温回火与表面淬火不同，后者不改变表的化学成分，而是依靠表面加热淬火来改变表层的组 织，从而达到表面强化的目的；而前者则能同时改变表层的化学成分和组织，因而能更有效地提高表层的性能。 (1)渗碳方法 渗碳方法有气体渗碳、固体渗碳和液体渗碳。目前广泛应用的是气体渗碳法。气体渗碳法是将低碳钢或低碳合金钢工件置于密封的炉罐中加热至完全奥氏体化温度， 通常是900～9500C，并通人渗碳介质使工件渗碳。气体渗碳介质可分为两大类：一是液体介质（含有碳氢化合物的有机液体），如煤油、苯、醇类和丙酮 等，使用时直接滴入高温炉罐内，经裂解后产生活性碳原子；二是气体介质，如天然气、吸热式气氛、丙烷气及煤气等，使用时直接通人高温炉罐内，经裂解后用于 渗碳。 (2)渗碳后的组织 常用于渗碳的钢为低碳钢和低碳合金钢，如20, 20Cr,20CrMnTi,12CrNi3等。渗碳后渗层中的碳含量表面最高，由表及里逐渐降低至原始碳含量所以渗碳后缓冷组织自表面至心部依次为：过 共析组织（珠光体＋碳化物）、共析组织（珠光体）、亚共析组织（珠光体＋铁素体）的过渡区，直至心部的原始组织。 根据渗层组织和性能的要求，一般零件表层含碳量最好控制在wc0.85～1.05％之间，若碳含量过高会出现较多的网状或块状碳化物，含碳量过低则硬度不 足，耐磨性差。渗层厚度一般为0.5～2.0mm，渗层碳含量变化应当平缓。 (3)渗碳后的热处理工件渗碳后必须进行适当的热处理，否则就达不到表面强化的目的。渗碳后的热处理方法有：直接淬火法、一次淬火法和二次淬火法。 工件渗碳后随炉或出炉预冷到稍高于心部成分的Ar3温度（避免析出铁素体），然后直接淬火，这就是直接淬火法。预冷的目的主要是减少零件与淬火介质的温 差，以减少淬火应力和变形。此法效率高、成本低、氧化脱碳倾向小。但因工件在渗碳温度下长时间保温，奥氏体晶粒粗大，淬火后则形成粗大马氏体，性能下降， 所以此法只适用于过热倾向小的本质细晶粒钢，如20CrMnTi等。 零件渗碳后出炉空冷或置于冷却坑中冷却，然后再重新加热淬火，这称为一次淬火法。这种方法可细化渗碳时形成的粗大组织，提高力学性能。淬火温度的选择应兼 顾表层和心部。如果强化心部，则加热到Ac3以上，使其淬火后得到低碳马氏体组织；如果强化表层，需加热到Ac1以上。这种方法适用于组织和性能要求较高 的零件，在生产中应用广泛。 工件渗碳冷却后两次加热淬火，即为两次淬火法。第一次淬火加热温度一般为心部的Ac3以上，目的是细化心部组织，同时消除表层的网状碳化物。第二次淬火加 热温度一般为Ac,以上，使渗层获得细小粒状碳化物和隐晶马氏体，以保证获得高强度和高耐磨性。该工艺复杂、成本高、效率低、变形大，仅用于要求表面高耐 磨性和心部高韧性的零件。 渗碳件淬火后都要在160～1800C范围内进行低温回火。淬火加回火后，渗碳层的组织由高碳回火马氏体、碳化物和少量残余奥氏体组成，其硬度可达到 60～62HRC，具有高的耐磨性。心部组织与钢的淬透性及工件的截面尺寸有关。全部淬透时是低碳马氏体；未淬透时是低碳马氏体加少量铁素体或屈氏体加铁 素体。 2.钢的渗氮 渗氮俗称氮化，是指在一定温度下使活性氮原子渗人工件表面的化学热处理工艺。其目的是提高零件表面硬度、耐磨性、疲劳强度、热硬性和耐蚀性等。渗氮处理的 工件变形小（因为渗氮温度低，一般为500～6000C)，因此在工业中应用也很广泛。常用的渗氮方法有气体渗氮、离子渗氮、氮碳共渗（软氮化）等。生产 中应用较多的是气体渗氮 气体渗氮是将氨气通人加热至渗氮温度的密封渗氮罐中，使其分解出活性氮原子并被钢件表面吸收、扩散形成一定厚度的渗氮层。渗氮温度为500～5700C渗 氮主要使工件表面形成氮化物层来提高硬度和耐磨性。氮和许多合金元素如Cr,Mo, Al等均能形成细小的氮化物。这些高硬度、高稳定性的合金氮化物呈弥散分布，可使渗氮层具有更高的硬度和耐磨性，故渗氮用钢常含有AI、Mo、Cr等，而 38CrMoAl钢成为最常用的渗氮钢。 与渗碳相比，渗氮温度低且渗氮后不再进行热处理，所以工件变形小。鉴于此，许多精密零件非常适宜进行渗氮处理，例如镗床镗杆、精密机床丝杠等。 为了提高渗氮工件的心部强韧性，需要在渗氮前对工件进行调质处理。 渗氮最大的缺点是工艺时间太长，且成本高，渗氮层薄而脆。 3.钢的碳氮共渗 碳氮共渗是同时向钢件表面渗人碳和氮原子的化学热处理工艺，也俗称为氰化。碳氮共渗零件的性能介于渗碳与渗氮零件之间。目前中温（780～8800C）气 体碳氮共渗和低温(500～6000C)气体氮碳共渗（即气体软氮化）的应用较为广泛。前者主要以渗碳为主，用于提高结构件（如齿轮、蜗轮、轴类件）的硬 度、耐磨性和疲劳性；而后者以渗氮为主，主要用于提高工模具的表面硬度、耐磨性和抗咬合性 碳氮共渗件常选用低碳或中碳钢及中碳合金钢，共渗后可直接淬火和低温回火，其渗层组织为：细片（针）回火马氏体加少量粒状碳氮化合物和残余奥氏体，硬度为 58～63HRC；心部组织和硬度取决于钢的成分和淬透性。

第五节 钢的合金化 碳钢虽然具有很广泛的应用，但其耐酸、耐热和耐磨性较差，而且制做大尺寸、高强度机件时，其力学性能已不能满足使用要求。因此为了获得所需要的组织结构、 物理、化学性能和力学性能，以满足使用上的需要，必须在碳钢中有意识地加人一定量的元素，这些元素就称为合金元素。合金元素加人到碳钢中必然会与其中的 铁、碳发生作用，并影响到钢的相变，从而改善碳钢的各种工艺性能和力学性能。 一、合金元素在钢中的分布 合金元素在钢中通常可以以五种形式存在：①溶解于固溶体中；②溶人渗碳体中形成合金渗碳体或单独与碳、氮等作用形成碳、氮化合物；③形成金属间化合物；① 形成氧化物、硫化物等夹杂物；⑤以纯金属相存在，如Cu、Pb等。合金元素存在于不同的相中，它们所起的作用则不同，如不锈钢中的Cr必须固溶于基体中才 能提高其耐蚀性，若以Cr23C6析出，则将不起作用；为细化晶粒而加人的强碳化物形成元素，若加热时进人到奥氏体中，也不起作用。可见，并不是一旦合金 元素加人钢中就能发挥其预期作用，还应视合金元素在钢中的存在形式及分布状况来决定。 二、合金元素与铁和碳的相互作用 1.合金元素与铁的相互作用 按照与铁相互作用的不同，合金元素可分为两类。 (1)扩大γ相区元素 它们使A4点上升,A3点下降，奥氏体相稳定存在的温区扩大，促进奥氏体形成。具有这一类影响的元素有Ni、Mn、Co、C、N、Cu等，其中Ni、 Mn、Co可与γ-Fe无限互溶，当其含量较高时，可在室温下得到单相奥氏体（图2-71），称为无限扩大γ区元素；而C、N、Cu等，虽扩大γ相区，但 不能将其扩大到室温（图2-72），称为有限扩大奥氏体区元素。

(2) 缩小γ相区元素 它们使A4点下降；A3点上升，缩小了γ相的存在范围，促进铁素体形成。具有这一类影响的元素有Cr、V、Mo、W、Ti、Si、A1、P、B、Nb等， 其中Cr，V等元素超过一定含量时，A3点与A4点重合，使γ相区封闭，无限扩大α相区（图2-73），称为完全封闭γ区的元素；而B、Nb、Zr等虽然 也使γ相区温度范围缩小，但不能使其封闭（图2-74），称为部分缩小γ区的元素。 2.合金元素与碳的相互作用 按照与碳的相互作用的不同，合金元素可分为两大类。 (1)非碳化物形成元素非碳化物形成元素包括Ni,、Si、Co、 AI、 Cu、 N、 P、S等，在钢中它们主要溶解于固溶体中或形成其它化合物。 (2)碳化物形成元素按形成碳化物稳定性程度，碳化物形成元素由弱到强排列顺序为；Fe、Mn,、Cr、Mo、W、V、Nb、Zr、Ti等，碳化物形成元 素都有一个未填满的d电子层，当形成碳化物时，碳首先将其电子填人金属的d电子层，形成碳化物。合金元素的d层越是不满，形成碳化物的能力越强，形成的碳 化物也越稳定。 形成的碳化物按照晶格类型又可分为两类： 第一类：当r／rMe＞0.59 (r为碳原子半径，rMe为碳化物形成元素原子半径)，形成具有复杂晶体结构的碳化物，如Cr23C6, Cr7C3, Fe3C等。 第二类：当r/ rMe＜0.59时，形成具有简单晶体结构的碳化物间隙相。间隙相可用化学式表示其组成，化学式与晶格类型一一对应，如TiC、VC为面心立方，W2C、 Mo2C多为密排六方。 第一类碳化物与第二类碳化物相比，硬度低，熔点低，稳定性差，加热时易溶解进人奥氏体中，它们在钢中的作用通常是提高过冷奥氏体的稳定性，增加钢的淬透 性，提高回火稳定性等。第二类碳化物的特点是硬度高，熔点高，稳定性高，加热时不易溶解进人奥氏体中，因而可阻止加热过程中奥氏体晶粒的长大，细化晶粒。 另外，由于其具有很高的稳定性，不易聚集长大，因而在回火过程中析出可起二次硬化的作用，并可用于提高耐热钢的热强性。 三、合金元素对钢的相变的影响 1.合金元素对铁碳相图的影响 (1)对S点、E点的影响 所有的合金元素均使S点、E点左移，扩大γ相区元素使S点、E点向左下方移动，缩小γ相区元素使S点、E点向左上方移动。S点的左移使合金钢中共析成分的 含碳量下降，因此，相同含碳量的亚共析合金钢其退火组织中珠光体的相对量高于碳钢；含碳量较低的合金钢可能因其合金化程度的不同而变为过共析钢或莱氏体钢 （即在铸态下具有莱氏体组织），如4Cr13为过共析钢，W18Cr4V为莱氏体钢。 (2)对临界点的影响 S, E点的左移必然使Acm线左移，扩大奥氏体区元素使A1、 A3线下移；缩小奥氏体元素使A1、A3线上移，如图2-75、图2-76所示。

因此合金钢制订热处理工艺时，要考虑到合金元素对铁碳相图的影响。 2.合金元素对加热转变的影响 (1)对奥氏体形成速度的影响合金钢加热时组织转变过程与碳钢基本相同，即包括奥氏体的形核与长大、碳化物的溶解以及奥化体成分的均匀化四个阶段。大多数 合金元素会减缓奥氏体化过程，如Cr、V、Ti、Mo、W等碳化物形成元素，它们使钢的临界点升高，降低Fe和C的扩散系数，自身扩散速度也较Fe3C 低，形成的碳化物加热时不易溶解因此，这类合金钢与碳钢相比，奥氏体温度一般较高，时间较长。而Co、Ni等部分非碳化物形成元素，因增大碳的扩散速度， 使奥氏体的形成速度加快另外，Al、Si、Mn等对奥氏体形成速度影响不大。 (2)对奥氏体晶粒大小的影响 1)强碳化物形成元素Mo、W、V、Ti等，因其形成的碳化物稳定性高，加热时不易溶解进人奥氏体，通常以细小的质点弥散分布在奥氏体基体上，会阻止奥氏 体晶界迁移，抑制奥氏体晶粒长大，因而可通过合金化降低钢的过热敏感性。 2)非碳化物形成元素Si、Co、Ni等阻止奥氏体晶粒长大的作用较弱 3) Mn、P、C具有促进奥氏体晶粒长大的倾向。 3.合金元素对过冷奥氏体分解转变的影响 大多数合金元素（除Co外）均增大过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移，临界冷却速度减小，提高钢的淬透性，这也是钢中加入合金元素的主要目的之一。常用来 提高钢的淬透性的元素有Mn、Si、Cr、Ni等对于大尺寸的零件，必须采用合金钢来制造。尺寸相当的零件用合金钢来制造可采用冷却能力较低的介质淬火， 以减小零件的变形和开裂倾向。 除Co, Al外，多数合金元素使Ms, Mf点下降，从而使钢中残余奥氏体量增多，使钢的硬度和疲劳强度下降。为减少残余奥氏体量，可采用深冷处理使其转变为马氏体，或经多次回火，使其分解或通 过二次淬火转变为马氏体。合金元素对碳钢C曲线的影响见图2-77所示。

4.合金元素对回火转变的影响 (1)提高钢的回火稳定性 碳化物形成元素及Si可提高钢的低温回火稳定性，使相同回火温度下的合金钢的硬度高于碳钢。在低温回火阶段，碳化物形成元素虽然自身不参与扩散，但会降低 碳的扩散系数，阻止碳的偏聚和析出，推迟马氏体分解。Si抑制马氏体分解是因为Si可溶解于。碳化物中，但不溶于Fe3C，因而延迟了ε碳化物向Fe3C 的转变。 合金元素一般均使残余奥氏体分解温度升高，其中Cr、Mn、Si的作用显著残余奥氏体的另一种转变是以二次淬火的形式转变为马氏体，即在较高温度 （500～6000C）回火加热保温阶段析出部分碳化物，使其Ms点升高，在随后的冷却过程中转变为马氏体。 合金元素还可提高铁素休的再结晶温度，能使马氏体形态保持到很高温度，其中W, Mo, Cr、V, Co作用显著。 (2)阻止碳化物析出及聚集长大 合金元素加人不影响Fe3C型碳化物开始析出温度，但碳化物形成元素会降低Fe3C析出速度，并且当回火温度足够高时，合金元素自身将参与扩散，重新分 配，会开始析出特殊碳化物，此时钢的硬度出现回升现象，称二次硬化。出现二次硬化的合金钢中含有Mo、W、V、Ti等合金元素，其回火温度要大于 450℃，通常在5500C左右硬化达到峰值。这些特殊碳化物稳定性很高，聚集长大倾向小。 (3)合金元素对回火脆性的影响 合金钢比碳钢的回火脆性更显著。第一类回火脆主要由相变引起，无法消除，但通过加人Si可使其发生的温度区移向较高温度。第二类回火脆主要由某些杂质元素 以及合金元素本身在原奥氏体晶界上的严重偏聚引起，如Mn, Ni, Cr都会促进杂质元素的偏聚，出现回火脆。采用回火后快冷可抑制杂质元素向晶界偏聚；另外，通过加入Mo、W可强烈阻碍杂质元素向晶界迁移，以此来消除回 火脆性。

第三篇 机械零件的失效、强化、选材及工程材料的应用

第 八章 机械零件的失效与强化 机械零件的失效是指零件在使用过程中由于某种原因而丧失原设计功能的现象。失效分析的任务就是找出失效的主要原因，并据此制订改进措施，对零件进行强化和 韧化处理，提高零件的使用寿命。 第一节零件的失效形式与分析方法 零件的失效有三种形式，即过量变形、断裂和表面损伤失效 一、过量变形失效 1．过量弹性变形失效 零件由于产生过大的弹性变形而失效，称为弹性变形失效。例如对于受弯扭的轴类零件，其过大变形量会造成轴上啮合零件的严重偏载甚至啮合失常，进而导致传动 失效。 2.过量塑性变形失效 零件承受的应力超过其材料的屈服强度时发生塑性变形，过量的塑性变形会使零件间的相对位置发生变化，使整个机器运转不良。如变速箱中齿轮的齿形发生塑性变 形将造成啮合不良，产生振动和噪声，甚至发生卡齿和断齿；另外，键扭曲、螺栓受载后伸长等，都会引起过量塑性变形失效。 3.蠕变变形失效 受长期固定载荷的零件，在工作中尤其是在高温下会发生蠕变（即在应力不变的情况下，变形量随时间的延长而增加的现象）。当零件蠕变量超过规定范围后则处于 不安全状态，严重时可能与其它零件相碰，使设备不能正常工作。如锅炉、汽轮机、燃汽轮机、航空发动机及其它热机的零部件．常常由于蠕变产生的塑性变形和应 力松弛而失效。 二、断裂失效 断裂失效是机械零件的主要失效形式，根据断裂的性质和断裂的原因，可分为下列几种。 (1)韧性断裂失效 零件承受的载荷大于零件材料的屈服强度，断裂前零件有明显的塑性变形，尺寸发生明显的变化，一般断面缩小，且断口呈纤维状。零件的韧性断裂往往是由于受到 很大的负荷或过载引起的。 (2)低温脆性断裂失效 零件在低于其材料的韧脆转变温度以下工作时，其韧性和塑性大大降低并发生脆性断裂而失效。 (3)疲劳断裂失效 零件在承受交变载荷时，尽管应力的峰值在抗拉强度甚至在屈服强度以下，但经过一定周期后仍会发生断裂，这种现象被称为疲劳。疲劳断裂为脆性断裂，往往没有 明显的先兆而突然断裂。 (4)蠕变断裂失效 在高温下工作的零件，当蠕变变形量超过一定范围时，零件内部产生裂纹而很快断裂，有些材料在断裂前产生颈缩现象。 (5)环境破断失效 在负载条件下，由于环境因素（例如腐蚀介质）的影响，往往出现低应力下的延迟断裂使零件失效。环境破断失效应包括应力腐蚀、氢脆、腐蚀、疲劳等。 三、表面损伤失效 表面损伤失效的种类很多，主要有磨损失效，腐蚀失效和表面疲劳失效三种。 1.磨损失效 相互接触的一对金属表面，相对运动时金属表面不断发生损耗或产生塑性变形，使金属表面状态和尺寸改变的现象称为磨损磨损使零件尺寸减小、精度降低，甚至产 生咬合、剥落而不能工作。 2.腐蚀失效 零件暴露于活性介质环境中并与环境介质间发生化学和电化学作用，从而造成零件表面材料的损耗，引起零件尺寸和性能的变化，最后导致失效。 3表面疲劳失效 相互接触的两个运动表面，在工作过程中承受交变接触应力的作用而导致表面层材料发生疲劳而脱落，造成零件失效。按初始裂纹的位置来分，表面疲劳可分为麻点 剥落和表层压碎两大类。在接触应力小、摩擦力大，表面质量比较差的情况下，裂纹首先在表面萌生，产生麻点剥落；反之，裂纹首先在次表面萌生，产生表面压 碎，但二者往往同时发生 实际上零件的失效形式往往不是单一的，随外界条件的变化，失效形式可以从一种形式转变为另一种形式如齿轮的失效，往往先有点蚀、剥落，后出现断齿等多种形 式。 四、零件失效分析的一般方法 引起失效的具体原因很多，但大体可分为设计（工况条件估计不确切、结构外形不合理及计算错误）、材料（选择不当、材质低劣）、加工（毛坯缺陷、冷加工和热 加工缺陷）和安装使用（安装不良、维护不善、过载使用及操作失误）四个方面。为了开展失效分析，确定失效形式，找出失效原因，提出预防和补救措施，所采用 的一般分析程序是：调查研究一残骸收集和分析一试验分析研究一综合分析，作出结论，写出报告。 1.调查研究 调查研究是失效分析不可缺少的程序，包括两方面的内容：一是调查失效现场，如失效产品状况，现场环境，失效经过。对重大失效事故，在事故发生以后应立 即保护好现场，以免丢失一些有用信息（在现场调查中可用拍照、录像、录音、绘图、文字记述等方式记录失效实况）；二是调查背景材料，收集原始材料和数据 （如有关图样设计、工艺等技术文件，操作、试验记录），有助于进一步分析判断。 2.残骸收集和分析 残骸收集和分析是一项十分复杂和艰巨的工作，其目的是确定首先破坏件及其失效源。对多个零部件破损的机械产品要进行残骸拼凑，根据裂纹走向、断裂特征、零 件碰撞划伤痕迹来判断最先破坏件及失效源。 对首先损坏件或对失效影响大的重要零件，还应进一步对其设计图样、制造加工情况、服役条件等进行收集和分析。 此外，与事故有关的残存物，如润滑油、燃气等接触介质也应收集保存，它们也可能会提供一些有用信息。 3.试验分析 通常可开展下列一些试验分析。 (1)无损检测 这种检测方法是在不改变材料或零件的形状及内部组织的条件下检查零件表面或内部裂纹等缺陷的大小、数量和位置。常用检测方法有磁粉探伤、液体渗透法探伤、 超声波探伤、涡流检测、射线照相检验等。 (2)断口分析 零件断裂处的自然表面即为断口，通常从断口上可获得与断裂有关的各种信息，如断裂性质、材料冶金、加工质量、股役条件（载荷性质，大小、环境介质、温 度）。因此，断口分析是断裂失效分析中不可缺少的程序。为了能反映断裂的真相，一定要注意保护断口，不得用手触摸或造成人为的损伤。 断口分析分为宏观分析和微观分析两种。断口宏观分析系指用肉眼、放大镜或低倍光学显微镜来研究断口特征的一种方法，通过宏观分析了解失效的全貌，破坏处外 表有无异常（划痕、磨损、污物、颜色或尺寸形状变化）。通过宏观分析初步确定断裂性质，断裂源，载荷情况（加载方式，应力大小、分布、指向）。 断口微观分析大多采用电子显微镜，其分辨率和景深都高于光学显微镜，能深人观察断口微观细节、断裂性质，便于研究裂纹形成和扩展机理。目前使用的电子显微 镜有透射电子显微镜和扫描电子显微镜两种透射电镜分辨率高，放大倍数高，可对断口细节进行深人细致研究，探讨断裂机理，但观察的视域小，不能直接观察断 口，需制取金属薄膜或复型。扫描电镜分辨率不如透射电镜高，一般为10～20nm,放大倍数很少使用到一万倍以上但可从零件上直接取样观察。图像清晰，立 体感强，对样品同一部位可从低倍到高倍连续观察，带有能谱或波谱分析装置的扫描电镜，还能进行微区化学成分分析。 (3)化学成分分析 通常对失效件要进行化学成分分析，检验材料化学成分是否符合标准规定，或鉴别零件是由何种材料制造的在有些情况下需采用电子探针、扫描电镜等进行微区成分 分析。在特殊情况下，还需对环境介质、失效件上的腐蚀产物、残存物等进行分析鉴定。 (4)金相分析 即是对失效件上选定的剖面，经抛光侵蚀后在光学显微镜或电子显微镜下进行试验分析的方法，常用这种方法来分析裂纹的走向、性质．判定材料组织、工艺状态， 检查可能导致失效的组织缺陷（如夹杂物，粗大不均匀组织等）使用光学显微镜进行失效分析是一个普遍使用的手段。 有时还进行金相低倍试验，即试样用一定的方法侵蚀后凭肉眼或放大镜检查 材料冶金和工艺缺陷。 (5)力学性能分析 硬度试验简便迅速且不需制作特定规格的试样，因此它是失效分析的常规力学试验方法。通过硬度试验可检验零件硬度是否符合技术条件要求，评定材料的热处理工 艺质量，估算材料的抗拉强度。 一些重大失效事故，必要时还要取样作强度、塑性、冲击韧性、断裂韧性等试验，以判断材料性能是否满足设计要求，分析性能与材料内部组织、加工工艺关系。 (6)其它试验方法 对于重要且复杂的失效产品，为分析机件的服役情况，采用试验性应力测定方法（如静态应变电测法、脆性涂层法、光弹法、X射线法等）测定损坏部件应力及残余 应力大小和性质。 为了验证现场调查和试验分析中所确定的失效原因，按照实际工况条件，对失效的同类机件进行模拟试验，以使故障再现，显示失效的发展过程，机件破坏顺序，失 效形式，这在残骸不全、证据不充分的情况下是经常采用的一种方法。 要根据失效分析要求的深度、客观条件来选用试验方法，不能盲目追求全面 试验分析内容。 4.综合分析，作出结论，写出报告 在失效分析工作进行到一定阶段或试验工作结束时，需对所获得的证据、数据进行整理分析，有时可能还要修订、完善分析计划，在失效分析工作达到预期目的后， 应对进行的工作、所获得的全部资料（调查收集的材料，测试、计算数据，照片等）进行集中、整理、分析评价和处理，作出结论，写出报告。 失效分析报告要送交设计、制造、管理、使用等有关部门，有时失效分析报告要经一定的组织形式评定、审核。失效分析报告行文要简练，条目要分明，数据、图表 要真实可靠。分析报告一般包括下列项目：题目，任务来源，分析目的和要求，试验过程及结果，分析结沦，补救和预防措施或建议。

第 二节 工程材料的强化与强韧化 随着科学技术的发展，要求工程材料具有更高的强度，或要求其具有高强度的同时具有足够的塑性和韧性。这些性能都与材料的成分、组织和结构有密切的关系，因 此可以通过改变材料的成分、组织和结构，以及使其复合，从而实现材料的强化与强韧化。 一、工程材料的强化方法 1.固溶强化 固溶强化是指由于晶格内溶人异类原子而使材料强化的现象溶质原子作为位错运动的障碍．增加了塑性变形抗力。其原因可归为以下两个方面： (1)溶质原子引起晶格畸变，增加位错密度溶质原子引起晶格畸变程度，随溶质原子与溶剂原子的差异、溶解度及溶解方式的不同而异。总的说来，形成间隙固溶 体的溶质元素，其强化作用大于形成置换固溶体的元素。对于有限固溶体，溶质元素在溶剂中的饱和溶解度越小，其固溶强化作用越大。 (2)溶质原子与位错的交互作用，使位错处于相对稳定状态溶质原子溶人后使溶剂晶格畸变，产生的应力场与位错周围的弹性应力场交互作用，使溶质原子移向位 错线附近，降低了位错的能量，使之处于相对稳定状态，这样，对位错起到束缚作用。位错要摆脱束缚而运动，必须施加更大的外力，即表现出材料的变形抗力（强 度）增加。 几乎所有工程材料都不同程度地利用了固溶强化，如一般工程构件用钢、铝锌合金、单相黄铜合金、TA类钛合金等都是主要依靠固溶强化来实现其强化的。但应说 明的是：单纯固溶强化所达到的效果十分有限，常不能满足要求，因而不得不在固溶强化基础上再补充其它的强化方式 2.冷变形强化（加工硬化） 通过冷变形产生加工硬化是一种重要的强化手段如冷拔弹簧钢丝即是典型冷变形强化的例子，经冷拔后抗拉强度可高达2800MPa以上。而滚压、喷丸是表面冷 变形强化工艺，它不仅能强化金属表层，而且能使表面层产生很高的残余压应力，可有效地提高零什的疲劳强度。但冷变形强化后，金属的塑性和韧性都有所下降。 聚合物的冷拔或挤压是生产聚合物纤维、管子和薄膜的常规方法，能使聚合物的强度提高近十倍。冷变形对聚合物结构的影响比纯金属复杂得多，形变可使链状分子 沿形变方向排列，形成择优取向而具有极高的强度。 3.细晶强化（亦称晶界强化） 晶界的作用有两个方面：一方面它是位错运动的障碍；另一方面又是位错聚集的地点。所以晶粒越细小，则晶界面积越增加，阻碍位错运动的障碍越多，位错密度也 越增大、越聚集，从而导致强度升高 细晶强化，不但可提高材料的强度、硬度，还可改善其塑性和韧性，是一种行之有效的强韧化手段，这是其它强化方式所不能比拟的。因此，细晶强化是提高材料性 能最好的手段之一。如孕育铸铁、铝硅基铸造合金，都是通过增加非自发形核数目或促使液体过冷来细化晶粒的。在合金渗碳钢（如20CrMnTi）和合金工具 钢（如Cr12Mo V、W 18Cr4V ）中，则是通过加人强碳化物形成元素(V, Ti等)以阻止加热时奥氏体晶粒长大以细化晶粒的。但细化晶粒不适用于某些高温高强度材料。这是因为高温蠕变主要是沿晶界滑动，过细的晶粒会使单位体积内 的晶界面积增多，对高温性能如蠕变极限、持久强度等不利。为了消除晶界的影响，将复杂成分的高温合金制成按一定位向结晶的单晶体，可获得优良的高温强度。 应当指出，细晶强化不仅是金属材料强化的重要途径，而且也是强化陶瓷材料的方法之一。陶瓷材料中的晶体相都是由许多不同取向的晶粒集合而成的，这些晶粒的 几何形状、晶粒大小、取向等对陶瓷性能都有重要影响，通常晶粒越细，其强度也越高。 4．第二相强化 第二相强化是指利用合金中存在的第二相进行强化的现象其机理与第二相的形态、数量及在基体上的分布方式有关： (1)分散强化 材料通过基体中分布有细小、弥散的第二相质点而产生强化的方法，称为分散强化。第二相质点如碳化物、氮化物、氧化物、金属化合物或介稳中间相，可借助于过 饱和固溶体的时效沉淀析出而获得（称沉淀强化），或者是材料制备时（如粉末冶金）特意加人的弥散质点（称弥散强化）。聚合物中的第二相质点包括填料（如碳 黑）和微晶区，也是一种分散强化，前者用于限制合成橡胶撕裂，后者用于强化非晶体的母相。分散强化的实质是第二相质点与位错的交互作用，即第二相质点阻碍 位错的运动而使材料强化。 (2)双相合金中的第二相强化 当两相的体积和尺寸相差不大，结构、成分和性能相差较大（如碳钢中的铁素体和渗碳体）时，欲使第二相起强化作用，应使第二相呈层片状，最好呈粒状分布。在 这种双相合金中，屈服强度与层片间距成正比。而粒状第二相比层片状第二相的强化作用大，特别是对塑、韧性的不利影响小，这是因为粒状第二相对基体相的连续 性破坏小，应力集中不明显所致。 5.相变强化 相变强化主要是指马氏体强化（及下贝氏体强化），它是钢铁材料强化的重要途径。相变强化不是一种独立的强化方式，实际上它是前述的固溶强化，沉淀硬化、形 变强化，细晶强化等多种强化效果的综合，它是钢铁材料最经济而又最重要的一种强化途径。 6.纤维增强的复合强化 用高强度的纤维同适当的基体材料相结合，来强化基体材料的方法称为纤维增强复合强化。用塑性较好的材料作为基体，以高强度但较脆的纤维作为增强材料，可获 得最佳强化效果用作基体的材料除金属外，还有聚合物、陶瓷等。常用的增强纤维材料有品须、玻璃纤维、高熔点金属细丝等，可以是长纤维，也可以是短纤维，纤 维越长，其强化效果越大。纤维在基体金属中排列方向对于复合材料的强度也有重要影响。复合材料的强度有明显的方向性。基体材料与纤维的结合牢固度也是影响 强度的重要因素。增强纤维的表面越洁净，与基体材料的结合也越好。当氧化物纤维与基体金属结合不良时，可在纤维上镀以金属膜，以增加结合牢固度。 二、工程材料的强韧化 强韧化就是使材料具有较高强度的同时具有足够的塑性和韧性，以防止构件脆性断裂。主要方法如下。 1.细化晶粒 晶粒细小均匀，不仅使材料强度高，而且塑、韧性好，同时还可降低韧脆转变温度。其原因是由于晶界增多，减少了晶界处的应力集中，故晶粒细化是钢材、铝合金 及陶瓷等工程材料的强韧化途径之一。 2.调整化学成分 一方面调整钢的化学成分可直接影响其韧性，如降低碳、氮、磷的含量，加人镍和少量的锰可提高钢的韧性且降低韧脆转变温度；另一方面，调整钢的成分可以改变 热处理后的组织，从而间接达到强韧化的目的。 3:形变热处理 形变热处理就是将形变强化与相变强化相结合而综合强化金属的一种方法。它的强化机理是：奥氏体形变使位错密度升高，由于动态回复形成稳定的亚结构，淬火后 获得细小的马氏体，板条马氏体数量增加，板条内位错密度升高，使马氏体强化。此外，奥氏体形变后位错密度增加，为碳化物弥散析出提供了条件，获得弥散强化 效果。马氏体板条的细化及其数量的增加，还有碳化物的弥散析出，都使钢在强化的同时得到韧化。 4.低碳马氏体强韧化 低碳马氏体（板条马氏体）是一种既有高强度又具有韧性的相，获得位错型低碳马氏体组织，是钢材强韧化的一个重要途径。 5.下贝氏体强韧化 经等温淬火获得下贝氏体组织，既可减少工件变形开裂，又使之具有足够的 强韧性，它亦是钢材强韧化的一个重要途径。 6.表面强化 利用各种表面处理、表面扩渗和表面徐覆等表面工程技术，以提高材料表面 的耐磨、抗蚀、抗高温氧化和抗疲劳等性能，或是赋予表面以特定的理化性质，使 得表心材质具有最优组合，从而达到最经济而有效地提高产品质量并延长其使用 寿命的目的。

第九章 典型零件的选材及工程材料的应用 机械零件设计主要内容包括机械零件结构设计、材料选用、工艺设计及其经济指标等诸方面。这几方面的要素既相互关联，又相互影响，甚至相互依赖，而且这些要 素还并不都是协调统一的，有时甚至是矛盾的。结构设计和经济指标在很大程度上取决于零件的材料选用及工艺设计。因此对机械零件用材及工艺路线进行合理地选 择是十分重要的。

第一节 选材的一般原则 选用材料应考虑的一般原则是：①使用性能原则；②工艺性能原则；③经济性原则。 一、使用性原则 使用性能是保证零件完成规定功能的必要条件在大多数情况下，这是选材首先要考虑的问题。使用性能主要指零件在使用状态下应具有的力学性能、物理性能和化学 性能。力学性能要求，一般是在分析零件工作条件和失效形式的基础上提出的。 零件的工作条件是复杂的。从受力状态来分析，有拉、压、弯、扭等应力；从载荷性质来分，有静载荷、动载荷；从工作温度来分，有低温、室温、高温、交变温度 等；从环境介质来看，有加润滑剂的，有接触酸、碱、盐、海水、粉尘的等。此外，有时还要考虑物理性能要求，如电导性、磁导性、热导性、热膨胀性、辐射等。 通过对零件工作条件和失效形式的全面分析，确定零件对使用性能的具体要求。表9-1举出了几种常用零件的工作条件、失效形式和所要求的主要力学性能指标。 在确定了具体力学性能指标和数值后，即可利用手册选材。但是，零件所要求的力学性能数据，不能简单地、直接地引用手册及书本中所给出的数据，还必须注意以 下情况。第一，材料的性能不但与化学成分有关，也与加工、处理后的状态有关，金属材料尤其明显，所以要分析手册中的性能指标是在什么加工、处理条件下得到 的。第二，材料的性能与加工处理时试样的尺寸有关，随截面尺寸的增大，力学性能一般是降低的。因此必须考虑零件尺寸与手册中试样尺寸的差别，并进行适当的 修正。第三，材料的化学成分、加工处理的工艺参数本身都有一定波动范围。一般手册中的性能，大多是波动范围的下限值。就是说，在尺寸和处理条件相同时，手 册数据是偏安全的。

在利用常规力学性能指标选材时，有两个问题必须说明。第一个问题是，材料的性能指标各有自己的物理意义，有的比较具体并可直接应用于设计计算，例如屈服 点、疲劳强度、断裂韧度KIc等；有些则不能直接应用于设计计算，只能间接用来估计零件的性能，例如伸长率,断面收缩率和冲击韧性aK等。统的看法为，这 些指标是属于保证安全的性能指标。对于具体零件，δ、φ、aK值要多大才能保证安全，至今还没有可靠的估算方法，而完全依赖于经验。第二个问题是，由于硬 度的测定方法比较简便，不破坏零件，并且在确定的条件下与某些力学性能指标有大致固定的关系，所以常用来作为设计中控制材料性能的指标。但它也有很大的局 限性，例如，硬度对材料的组织不够敏感，经不同处理的材料常可得到相同的硬度值，而其它力学性能却相差很大，因而不能确保零件的使用安全。所以，设计中在 给出硬度值的同时，还必须对处理工艺（主要是热处理工艺）作出明确的规定。 对于在复杂条件下工作的零件，必须采用特殊实验性能指标作选材依据。例如采用高温强度、低周疲劳及热疲劳性能、疲劳裂纹扩展速率和断裂韧性、介质作用下的 力学性能等。 二、工艺性能原则 材料的工艺性能表示材料加工的难易程度。在选材中，同使用性能相比，材料的工艺性能常处于次要地位；但在某些特殊情况下，工艺性能也可成为选材考虑的主要 依据，如切削加工中大批量生产时，为保证材料的切削加工性而选用易切削钢便是一个例子。当某一材料的性能很理想，但极难加工或加工成本较高时，则该材料是 不可选的。因此，选材时必须考虑材料的工艺性能。 金属材料的加工工艺比较复杂，而且变化多，不仅影响零件的成形，还大大影响其最终性能。金属材料（主要是钢铁材料）的加工工艺路线大体可分为以下三大类。 1.性能要求不高的一般零件 通常工艺路线为毛坯一正火或退火一切削加工一零件。毛坯由铸造或锻轧加工获得。如果用型材直接加工成零件，则因材料出厂前已经退火或正火处理，可不必再进 行热处理。一般情况下毛坯的正火或退火，不单是为了消除铸造、锻造的组织缺陷和改善加工性能，还赋予零件以必要的力学性能，因而也是最终热处理。由于零件 性能要求不高，多采用比较普通的材料如铸铁或碳钢制造。它们的工艺性能都比较好。 2.性能要求较高的零件 通常工艺路线为毛坯一预先热处理（正火、退火）一粗加工一最终热处理（淬火、回火；固溶处理、时效或渗碳处理等）一精加工一零件。预先热处理是为了改善机 加工性能，并为最终热处理作好组织准备。大部分性能要求较高的零件，如各种合金钢、高强铝合金制造的轴、齿轮等，均采用这种工艺路线。它们的工艺性能不一 定都是很好的，所以要重视这些性能的分析。 3.要求较高的精密零件 通常工艺路线为毛坯一预先热处理（正火、退火）一粗加工一最终热处理（淬火、低温回火、固溶处理、时效或渗碳）一半精加工一稳定化处理或氮化一精加工一稳 定化处理一零件。 这类零件除了要求有较高的使用性能外，还要有很高的尺寸精度和很低的表面粗糙度，需要在半精加工后进行一次或多次精加工及尺寸的稳定化处理。要求高耐磨性 的零件还需进行渗氮处理。由于加工路线复杂，性能和尺寸的精度要求很高，零件所用材料的工艺性能应充分保证。这类零件有精密丝杠、镗床主轴等。 金属材料的加工工艺复杂，要求的工艺性能较多，如铸造性能、锻造性能、焊接性能、切削加工性能、热处理工艺性能等。金属材料的工艺性能应满足其工艺过程要 求。 三、经济性原则 材料的经济性是选材的重要原则之一，一般包括材料的价格、零件的总成本与国家的资源等。 材料的价格在产品的总成本中占有较大的比例，据有关资料统计，在许多工业部门中可占产品价格的30％～70％，因此设计人员要十分关心材料的市场价格。 零件材料的价格无疑应该尽量低，必须保证其生产和使用的总成本最低零件的总成本与其使用寿命、质量、加工费用、研究费用、维修费用和材料价格有关。 如果准确地知道了零件总成本与上述各因素之间的关系，则可以对选材的影响作精确的分析，并选出使总成本最低的材料。但是，要找出这种关系，只有在大规模工 业生产中进行详尽试验分析的条件下才有可能。对于一般情况，详尽的试验分析有困难，要利用一切可能得到的资料，逐项进行分析，以确保零件总成本降低，使选 材和设计工作做得更合理些。 随着工业的发展，资源和能源的问题日渐突出，选用材料时必须对此有所考虑，特别是对于大批量生产的零件，所用材料应该来源丰富并顾及我国资源状况另外，还 要注意生产所用材料的能源消耗，尽量选用耗能低的材料。

第二节 典型零件的选材及工艺路线设计 一、齿轮类零件的选材 1.齿轮的工作条件、失效形式及性能要求 齿轮是机械工业中应用最广的零件之一，主要用于传递扭矩和调节速度。 (1）工作时的受力情况 1)由于传递扭矩，齿根承受较大的交变弯曲应力。 2）齿面相互滑动和滚动，承受较大的接触应力，并发生强烈的摩擦。 3)由于换档、启动或啮合不良，齿部承受一定的冲击。 （2）主要失效形式 1）疲劳断裂。主要发生在齿根，常常一齿断裂引起数齿、甚至更多的齿断裂它是齿轮最严重的失效形式。 2)齿面磨损。由于齿面接触区摩擦，使齿厚变小，齿隙增大。 3)齿面接触疲劳破坏。在交变接触应力作用下，齿面产生微裂纹并逐渐发展，引起点状剥落。 4)过载断裂。主要是冲击载荷过大造成的断齿。 （3)齿轮用材性能要求 1)高的弯曲疲劳强度。 2)高的接触疲劳强度和耐磨性。 3)轮齿心部要有足够的强度和韧性。 2.齿轮零件的选材 根据工作条件，表9-4给出了一般齿轮的选材情况。

由于陶瓷脆性大，不能承受冲击，不宜用来制造齿轮。一些受力不大或无润滑条件下工作的齿轮，可选用塑料（如尼龙、聚碳酸醋）来制造。 3.典型齿轮选材举例 (1）机床齿轮 机床传动齿轮工作时受力不大，转速中等，工作较平稳，无强烈冲击，强度和韧性要求均不高，一般用中碳钢（如45钢）制造，经调质后心部有足够的强韧性，能 承受较大的弯曲应力和冲击载荷。表面采用高频淬火强化，硬度可达52HRC左右，提高了耐磨性，且囚在表面造成一定压应力，也提高了抗疲劳破坏的能力。它 的工艺路线为： 下料一锻造一正火一粗加工一调质一精加工一高频淬火、低温回火一精磨 (2）汽车齿轮 汽车变速齿轮工作条件比机床齿轮差，特别是主传动系统中的齿轮。它们受力较大，受冲击较频繁，因此对材料要求较高。由于弯曲与接触应力都很大，所以重要齿 轮都需渗碳、淬火处理，以提高耐磨性和疲劳抗力。为保证心部有足够的强度及韧性，材料的淬透性要求较高，心部硬度应在35～45HRC之间。另外，汽车生 产特点是批量大，因此在选用钢材时，在满足力学性能的前提下对工艺性能必须予以足够的重视。 实践证明，20CrMnTi钢具有较高的力学性能，在渗碳、淬火、低温回火后，表面硬度可达58～62HRC，心部硬度30～45HRC,正火态切削加工 工艺性和热处理工艺性均较好。为进一步提高齿轮的耐用性，渗碳、淬火、回火后，还可采用喷丸处理，增大表面压应力。渗碳齿轮的工艺路线为： 下料一锻造一正火一切削加工一渗碳、淬火及低温回火一喷丸一磨削加工 二、轴类零件的选材 1.轴的工作条件、失效形式及性能要求 轴是机器中最重要的零件之一，其主要作用是支承传动零件并传递运动和动力。轴的质量好坏，直接影响机器的精度与寿命。 (1）一般轴的工作条件 1)传递一定的扭矩，承受一定的交变弯矩和拉、压载荷。 2)轴颈承受较大的摩擦。 3)承受一定的冲击载荷。 (2)主要失效形式 1）疲劳断裂。由于受扭转和弯曲交变载荷长期使用，造成轴疲劳断裂。这是最主要的失效形式。 2)断裂失效。由于大载荷或冲击载荷作用，轴发生折断或扭断。 3)磨损失效。轴颈或花键处过度磨损。 (3)对轴用材料性能要求 1)良好的综合力学性能，即强度、塑性、韧性有良好的配合，以防止冲击或过载断裂。 2)高的疲劳强度，以防疲劳断裂。 3）良好的耐磨性，防止轴颈磨损。 此外，还应考虑刚度、切削加工性、热处理工艺性和成本。 2.轴类零件的选材 对轴进行选材时，必须将轴的受力情况作进一步分析，按受力情况可将轴分为以下几类： (1)不传递动力只承受弯矩起支撑作用的轴 主要考虑刚度和耐磨性。如主要考虑刚度，可以用碳钢或球墨铸铁来制造；对于轴颈有较高耐磨性要求的轴，则须选用中碳钢并进行表面淬火，将硬度提高到 52HRC以上。 (2)主要受弯曲、扭转的轴 如变速箱传动轴、发动机曲轴、机床主轴等。这类轴在整个截面上所受的应力分布不均匀，表面应力较大，心部应力较小。这类轴无需选用淬透性很高的钢种，通常 选用中碳钢，如45钢、40Cr、40MnB等；若要求高精度、高的尺寸稳定性及高耐磨性的轴，如磨床主轴，则常选用38CrMoA1钢，进行调质及氮化 处理。 (3）同时承受弯曲（或扭转）及拉、压载荷的轴 如船用推进器轴、锻锤锤杆等。这类轴的整个截面上应力分布均匀，心部受力也较大，应选用淬透性较高的钢种。 3.典型轴选材举例 (1)机床主轴选材 以C620车床主轴为例进行选材。 该主轴受交变弯曲和扭转复合应力作用，但载荷和转速均不高，冲击载荷也不大，所以具有一般综合力学性能即可满足要求。但大端的轴颈、锥孔与卡盘、顶尖之间 有摩擦，这些部位要求有较高的硬度和耐磨性。 根据以上分析，车床主轴可选用45钢。热处理工艺为调质处理，硬度要求为220～250HB；轴颈和锥孔进行表面淬火，硬度要求为52HRC。它的工艺路 线如下： 锻造～正火～粗加工、调质～精加工一表面淬火及低温回火～磨削加工 如果这类机床主轴的载荷较大，可用40Cr钢制造。当承受较大的冲击载荷和疲劳载荷时，则可采用合金渗碳钢制造，如20Cr或20CrMnTi等。 根据机床主轴的工作条件，推荐选材及热处理工艺等列于表9-5中。

(2)内燃机曲轴选材实际生产中，按制造工艺把曲轴分为锻钢曲轴和铸造曲轴两种。锻钢曲轴主要由优质中碳钢和中碳合金钢制造，如35, 40、35Mn2,40Cr, 35CrMo钢等。铸造曲轴主要由铸钢、球墨铸铁、珠光体可锻铸铁以及合金铸铁等制造，如ZG230-450, QT600-3, QT700-2、KT2450-5、KTZ500-4等。 内燃机曲轴选材原则，主要根据内燃机的类型、功率大小、转速高低和相应轴承材料等项条件而定，同时也需考虑加工条件、生产批量和热处理工艺及制造成本等。

图9-1是175A型农用柴油机曲轴简图。175型柴油机为单缸四冲程柴油机，气缸直径为75mm,转速为2200～2600r/min,功率为 4.4kW由于功率不大，因此曲轴所承受的弯曲、扭转、冲击等载荷也不大。但由于在滑动轴承中工作，故要求轴颈部位有较高的硬度及耐磨性。一般性能要求是 750MPa，整体硬度在240～260HBS，轴颈表面硬度≥625HV，δ≥2％，ak≥150KJ/m2。 根据上述要求，曲轴材料可选用QT700-2．其工艺路线如下： 铸造～高温正火一高温回火一切削加工一轮颈气体渗氮 三、弹簧类零件的选材 1.弹簧的工作条件、失效形式及性能要求 (1）工作条件 1)弹簧在外力作用下，压缩、拉伸、扭转时材料将承受弯曲应力或扭转应力。 2）缓冲、减振或复原用的弹簧，承受交变应力和冲击载荷的作用。 3)某些弹簧受到腐蚀介质和高温的作用。 (2)主要失效形式 1)塑性变形。外载荷产生的应力大于材料的屈服强度，弹簧发生塑性变形。外载荷去掉后，弹簧不能恢复到原来的尺寸和形状。 2)疲劳断裂。在交变应力作用下，弹簧表面缺陷（裂纹、折叠、刻痕、夹杂物）处产生裂纹源，裂纹扩展后造成断裂失效。 3)快速脆性断裂。某些弹簧存在材料缺陷（如粗大夹杂物，过多脆性相）、加工缺陷（如折叠，划痕）、热处理缺陷（淬火温度过高导致晶粒粗大，回火温度不足 使材料韧性不够）等，当受到过大的冲击载荷时，发生突然脆性断裂。 4)在腐蚀性介质中使用的弹簧易产生应力腐蚀断裂失效；高温下使用的弹簧易出现蠕变和应力松弛，产生永久变形。 (3）对弹簧用材性能要求 1）高的弹性极限和屈强比。 2)高的疲劳强度 3)好的材质和表面质量。 4)某些弹簧需要良好的耐蚀性和耐热性。 2.弹簧零件的选材 弹簧种类很多，载荷大小相差悬殊，使用条件和环境各不相同。制造弹簧的材料很多，金属材料、非金属材料（如塑料、橡胶）都可用来制造弹簧。由于金属材料的 成形性好、容易制造，工作可靠，在实际生产中多选用弹性极限高的金属材料来制造弹簧，如碳素钢、合金弹簧钢、铜合金等。 根据生产特点的不同，弹簧钢通常分为热轧弹簧用材及冷轧（拔）弹簧用材两大类。热轧弹簧用材是将弹簧钢通过热轧方法加工成圆钢、方钢、盘条及扁钢，制造尺 寸较大、承载较重的螺旋弹簧或板簧。弹簧热成形后要进行淬火及回火处理。弹簧钢的特点和用途见表9-6。 3.典型弹簧选材举例 (1)汽车板簧 汽车板簧用于缓冲和吸振，承受很大的交变应力和冲击载荷的作用，需要高的屈服强度和疲劳强度，一般选用65Mn、60Si2Mn钢制造。中型或重型汽车， 板簧用50CrMn, 55SiMnV钢；重型载重汽车大截面板簧用55SiMnMoV、55SiMnMoVNb钢制造。其工艺路线为： 热轧钢带（板）冲裁下料一压力成形一淬火中温回火一喷丸强化 淬火温度为850～8600C (60Si2Mn钢为8700C)采用油冷，淬火后组织为马氏体。回火温度为420～500℃，组织为回火屈氏体。屈服强度不低于1100MPa,硬度为 42-47HRC，冲击韧性UK为250～300kJ/m2。

（2）火车螺旋弹簧火车螺旋弹簧用于机车和车箱的缓冲和吸振，其使用条件和性能要求与汽车板簧相近，可使用50CrMn、55SiMnMo等钢制造。其工 艺路线为： 热轧钢棒下料一两头制扁一热卷成形一淬火一中温回火一喷丸强化一端面磨平 其中淬火与回火工艺同汽车板簧。

第 三节 工程材料的应用 一、汽车零件用材 一辆汽车由上万个零部件组装而成，而上万个零部件又是由各种不同材料制成的以我国中型载货汽车用材为例，钢材约占64％，铸铁约占21％，有色金属约占 1％，非金属材料约占14％。可见，汽车用材以金属材料为主．塑料、橡胶、陶瓷等非金属材料也占有一定的比例。 汽车主要结构可分为四部分： ①发动机。由缸体、缸盖、活塞、连杆、曲轴及配气、燃料供给、润滑、冷却等系统组成。 ②底盘。包括传动系（离合器、变速箱、后桥等）、行驶系（车架、车轮等）、转向系（方向盘、转向蜗杆等）和制动系（泵或气泵、刹车片等）。 ③车身。包括驾驶室、货箱等。 ④设备。包括电源、启动、点火、照明、信号、控制等。 下面就汽车典型零件的用材作简要说明。 1.缸体和缸盖 缸体是发动机的骨架和外壳，在缸体内外安装着发动机主要的零部件。缸体在工作中承受气压力的拉伸、气压力与惯性力联合作用下的倾覆力矩的扭转和弯曲以及螺 栓预紧力的综合作用。因此缸体材料必须满足下列要求： 1)有足够的强度和刚度，特别是要有足够的刚度，以减小变形，保证尺寸的稳定性。 2)良好的铸造性和切削性。 3)价格低廉。 缸体常用的材料有灰铸铁和铝合金两种。铝合金的密度小，但刚度差、强度低且价格贵所以除了某些发动机为减轻质量而采用外，一般均用灰铸铁作为缸体材料。 缸盖主要用来封闭气缸构成燃烧室。缸盖在燃气的高温、高压下承受机械负荷和热负荷的作用。由于温度高、形状复杂、受热不均匀使缸盖上的热应力很大，严重时 可造成缸盖变形甚至出现裂纹。因此，缸盖应用导热性好、高温机械强度高、能承受反复热应力、铸造性能良好的材料来制造。目前使用的缸盖材料有两种：一是灰 铸铁或合金铸铁；另一种是铝合金。 铸铁缸盖具有高温强度高、铸造性能好、价格低等优点，但其导热性差、质量大。铝合金缸盖的主要优点是导热性好、质量轻，但其高温强度低，使用中容易变形、 成本较高。 2.缸套 气缸内壁的过量磨损是造成发动机大修的主要原因之一，所以应选用相应的材料，即缸体用普通铸铁或铝合金，而气缸工作面则用耐磨材料，制成缸套镶入气缸。 常用缸套材料为耐磨合金铸铁，主要有高磷铸铁、硼铸铁、合金铸铁等。 为了提高缸套的耐磨性，可以用镀铬、表面淬火、喷镀金属钥或其它耐磨合金等办法对缸套进行表面处理。 3.活塞、活塞销和活塞环—活塞组 活塞组在工作中受周期性变化的高温、高压燃气作用，并在气缸内作高速往复运动，产生很大的惯性载荷。活塞在传力给连杆时，还承受着交变的侧压力，工作条件 十分苛刻。活塞组最常见的失效方式有：磨损、变形和断裂。 对活塞角材料的要求是热强度高、导热性好、吸热性差、膨胀系数小、密度小，减摩性、耐磨性、耐蚀性和工艺性好等。目前很难找到一种材料能完全满足上述要 求。常用的活塞材料是铝硅合金。铝硅合金的特点是导热性好、密度小硅的作用是使膨胀系数减小，耐磨性、耐蚀性、硬度、刚度和强度提高。铝硅合金活塞需进行 固溶处理及人工时效处理，以提高表面硬度。 经活塞销传递的力高达数万牛顿，巨承受的载荷是交变的这就要求活塞销材料应有足够的刚度和强度以及足够的承压面积和耐磨性，还要求外硬内韧，表面耐磨，同 时具有较高的疲劳强度和冲击韧性。活塞销材料一般用20钢或20Cr、20CrMnTi等低碳合金钢活塞销外表面应进行渗碳或碳氮共渗处理，以满足外表面 硬而耐磨，材料内部韧而耐冲击的要求。 活塞环材料应具有耐磨性、韧性及耐热性，目前多用以珠光体为基的灰铸铁或在灰铸铁基础上添加Cu、Cr, Mo的合金铸铁制造。 4.连杆 连杆是在一个很复杂的应力状态下工作的它既受交变的拉压应力，又受弯曲应力。连杆的主要损坏形式是疲劳断裂和过量变形。通常疲劳断裂的部位是在连杆上的三 个高应力区域（图9-2)。连杆的工作条件要求连杆具有较高的强度和抗疲劳性能；又要求具有足够的刚性和韧性。连杆材料一般采用45钢、40Cr或者 40MnB等调质钢合金钢虽具有很高强度，但对应力集中很敏感。所以，对连杆外形、过渡圆角等方面需严格要求，还应注意表面加工质量以提高疲劳强度，否则 高强度合金钢的应用并不能达到预期效果。

5.气门 气门在工作时，需要承受较高的机械负荷和热负荷。气门经常出现的故障有：气门座扭曲、气门头部变形、气门座面积炭时易引起燃烧废气对气门座面强烈地烧蚀。 气门材料应选用耐热、耐蚀、耐磨的材料。进、排气门工作条件不同，材料的选择也不同。进气门一般可用40Cr, 35CrMo、38CrSi, 42Mn2V等合金钢制造；而排气门则要求用高铬耐热钢制造，采用4Cr10Si2Mo作为排气门材料时工作温度可达550～6500C，采用 4Cr14Ni14W2Mo作为排气门材料时，工作温度可达650～9000C。 6.半轴 半轴在工作时主要承受扭转力矩和交变弯曲以及一定的冲击载荷。在通常情况下，半轴的寿命主要取决于花键齿的抗压陷和耐磨损性能，但断裂现象也有时发生。载 重汽车半轴最容易损坏的部位是在轴的杆部与凸缘的连接处、花键端以及花键与杆部相连的部位（图9-3)。在这些部位发生损坏时，一般为疲劳断裂。因此，要 求半轴材料具有高的抗弯强度、疲劳强度和较好的韧性。汽车半轴是要求综合力学性能较高的零件，通常选用调质钢制造。中、小型汽车的半轴一般用45钢、 40Cr,而重型汽车用40MnB, 40CrNi或40CrMnMo等淬透性较高的合金钢制造。在半轴加工中，常采用喷丸处理及滚压凸缘根部圆角等强化方法。

7.车身、纵梁、档板等冷冲压零件 在汽车零件中，冷冲压零件约占总零件数的50%～60％。汽车冷冲压零件用的材料有钢板和钢带，其中主要是钢板，包括热轧钢板和冷轧钢板，如钢板08、 20、25和16Mn等。热轧钢板主要用来制造一些承受一定载荷的结构件，如保险杠、刹车盘、纵梁等。这些零件不仅要求钢板具有一定刚度、强度，而且还要 具有良好的冲压成形性能。冷轧钢板主要用来制造一些形状复杂，受力不大的机器外壳、驾驶室、轿车的车身等覆盖零件这些零件对钢板的强度要求不高，但却要求 它具有优良的表面质量和良好的冲压性能，以保证高的成品合格率。近年开发的加工性能良好、强度（屈服强度和抗拉强度）高的薄钢板—高强度板，由于其可降低 汽车自重、提高燃油经济性而在汽车上获得应用。 8.螺栓、铆钉等冷镦零件 汽车结构中的螺栓和铆钉等冷墩零部件，主要起连接、紧固、定位以及密封汽车各零部件的作用在汽车行驶过程中．由于螺栓连接的零部件不同而所受的载荷各不相 同，故不同螺栓的应力状态也不相同。有的承受弯曲或切应力；有的承受反复交变的拉应力和压应力；也有的承受冲击载荷；或同时承受上述几种载荷。此外，由于 螺栓的结构及其所传递的载荷的特性，螺栓具有很高的应力集中。因此，应根据螺栓的受力状态合理地选用材料。汽车螺栓、铆钉用材及热处理工艺见表9-7。汽 车齿轮、发动机曲轴、弹簧等都是汽车的典型零件，它们的工况、性能要求及选材情况可参阅本章第二节。

二、机床零件用材 常用的机床零部件有机座、轴承、导轨、轴类、齿轮、弹簧、紧固件、刀具等。 1.机身、底座用材 机身、机床底座、液压缸、导轨、齿轮箱体、轴承座等大型零件，以及其它一些如牛头刨床的滑枕、带轮、导杆、摆杆、载物台、手轮、刀架等零件或质量大、或形 状复杂，首选材料当为灰铸铁、孕育铸铁，球墨铸铁亦可选用。它们成本低、铸造性好、切削加性优异、对缺口不敏感、减震性好，非常适合铸造上述零部件，且石 墨有良好的润滑作用、并能储存润滑油，很适宜制造导轨，同时铸铁有良好的耐磨性。常使用的灰铸铁牌号是：HT150, HT200及孕育铸铁HT250,HT300, HT350, HT400等，其中HT200和HT250用得最多。常使用的球墨铸铁牌号为：QT400-17, QT420-10可用来制造阀体、阀盖；QT600-2,QT700-2、QT800-2可制造冷冻机缸体。 机身、箱体等大型零部件在单件或小批量生产时，也可采用普通碳素钢来制造，如Q215, Q235, Q255,其中Q235用得最多。随着对产品外观装饰效果的日益重视，1Cr13, 1Cr18Ni9, 1Cr18Ni9Ti等不锈钢，H62, H68等黄铜的使用也日趋增多。铝（工业纯铝以及防锈铝5A05、3A21，硬铝2A11、2A12等）的装饰效果也很好，可制作控制面板、标牌、底版及 箱体等。 2.齿轮用材 开式齿轮传动防护和润滑的条件较差，其可能破坏的方式，除了在齿根折断外，主要还是齿面发生磨损因此，选用材料应当考虑其耐磨性且不需要经常给予润滑。这 样，对于有足够硬度的HT250、HT300和HT400等灰铸铁，既有较好的耐磨性，又因内部含有石墨起减摩作用而降低对润滑的要求，同时还具有容易做 成复杂的形状和成本低的优点而成为首选材料。但是灰铸铁的抗弯强度低、脆性大，不宜承受冲击载荷；同时为了减轻磨损．一般限制开式灰铸铁齿轮的节圆线速度 在3m/s以下。钢在无润滑情况下，只能用作小齿轮与铸铁的大齿轮互相啮合，常用普通碳素钢Q235, Q255和Q275制造。成对的钢齿轮不应用于开式齿轮传动。 闭式齿轮多采用40钢、45钢等经正火或调质处理的中碳优质钢制造，齿面硬度在170～280HBS之问为宜。整体淬火和表面淬火后强度和硬度更高，硬度 可达40～63HRC，适合用于较高的速度和承受较重的载荷。对于高速、重载或受强烈冲击的闭式齿轮，宜采用40Cr等调质钢或20Cr, 20CrMnTi等渗碳钢制造，并进行相应的热处理。 不重要的闭式齿轮可使用普通碳素钢Q275制造，一般不经热处理。球墨铸铁QT450-5,可锻铸铁KTZ450-5, KTZ500-4已广泛用来制造尺寸较大或形状复杂的闭式传动齿轮，并可提高速度到5～6m/s。普通的灰铸铁脆性大，非金属材料强度较低，都不宜用来制 造机床闭式传动的齿轮。 3.轴类零件用材 轴类零件用材应具有足够的疲劳强度、较小的应力集中敏感性和良好的加工性能，后者是易于加工和获得高光洁表面的必要条件。一般采用正火或调质处理的45钢 等优质碳素钢制造轴类零件不重要的或受力较小的轴及一般较长的传动轴，可以采用Q235, Q255或Q275等普通碳素钢制造。承受载荷较大，且要求直径小、质量轻或要求提高轴颈耐磨性的轴，可以采用40Cr等合金调质钢或20Cr等合金渗碳 钢，整体与轴颈应进行相应的热处理。 曲轴和主轴常采用QT600-2, KTZ600-3等球墨铸铁和可锻铸铁制造。 4.螺纹联接件用材 螺纹联接件可由螺栓、多头螺栓、紧固螺钉等联接零件构成，亦可由被联接零件本身的螺纹部分构成。前一种联接中的联接零件称为紧固件，多为标准件；后一种是 非标准零件。螺纹联接件常用下列材料： 无特殊要求的一般螺纹联接件常用低碳或中碳的普通碳素钢Q235, Q255,Q275制造。其中Q275通常用于相对载荷较大的螺栓。普通碳素钢螺栓一般不进行热处理。 用35钢、45钢等优质碳素结构钢制造的螺栓，常用于中等载荷以及精密的机床上。这种螺栓一般应进行整体的或局部的热处理。如机床主轴法兰联接螺栓可用 35钢制造并进行调质处理。用35钢及45钢制造并经常要拧进、拧出的螺栓头部，紧固螺钉的端部，往往要进行渗碳以便获得较高的硬度。 合金结构钢40Cr, 40CrV等主要用于制作受重载高速的极重要的联接螺栓，例如各种大型工程机械的联接螺栓。这类螺栓必须经过热处理，其强度一般可提高75％左右。在水和 其它弱腐蚀介质中工作的螺栓、螺母，可以使用马氏体不锈钢制造，如水压机用螺栓材料可用1Cr13。 5.螺旋传动件用材 螺旋传动可以把回转运动变为直线运动，亦可以把直线运动变为回转运动。在机床中这种传动广泛用作进给机构和调节装置，如丝杠一螺母传动。螺旋传动件使用的 材料要求具有高的耐磨性。重载荷的螺旋传动件材料必须有高的强度。通常，不进行热处理的螺旋传动件用45钢、50钢制造；进行热处理的螺旋传动件用 T10, 65Mn, 40Cr等制造。 螺母的材料用铸造锡青铜ZCuSn10Zn2、ZCuSn6Zn6Pb3，其中ZCuSn6Zn6Pb3使用得最为广泛。在较小载荷及低速传动中螺母用耐 磨铸铁制作。 6.蜗轮传动用材 蜗轮蜗杆的啮合情况与齿轮齿条相似，其可能破坏的形式也和齿轮一样，对于低速运转的开式传动，常因齿根和齿面磨损而破坏。对于一般的闭式传动，当齿面接触 强度不足时，常因齿面剥落而破坏；当齿面接触强度较高时，也有可能因齿根折断而破坏。但是，由于蜗轮传动有着齿的侧面滑动的特殊问题，当长期高速运转时往 往会因发热严重而在齿面胶合破坏，因此防止蜗轮传动件破坏应采取比齿轮传动要求更高的措施。 由于蜗轮与蜗杆的转速相差比较悬殊，在相同的时间内，蜗杆受磨损的机会远较蜗轮大得多，因此蜗轮、蜗杆要采用不同的材料来制造。蜗杆材料要比蜗轮材料坚硬 耐磨，以免蜗杆很快磨损。一般应根据传动件的滑动速度选择蜗轮、蜗杆的材料。 用作蜗轮的材料有铸造锡青铜、铸造铝青铜和铸铁。当滑动速度二）3m/s时，常采用铸造锡青铜ZCuSn10Pb1或ZCuSn6Zn6Pb3等这些材料 的耐磨性好，但价格较高。铸造铝青铜 ZCuAllOFc3的强度较高，价格较低，但耐磨性较差，容易发生胶合破坏，一般用在滑动速度：城4m/s的地方至于普通灰铸铁，如HT150, HT200, HT250等，则应用于滑动速度rG2nt/s，对性能要求不高的传动中。 为节约贵重的铜合金，直径为100-200mm的青铜蜗轮，应采用青铜轮缘与灰铸铁轮芯分别加工再组装成一体的结构。 蜗杆材料一般为碳钢或合金钢。蜗杆表面的硬度越高和粗糙度越低，耐磨性和抗胶合破坏的性能就越好，因此对滑动速度高的蜗杆以及与铸造铝青铜蜗轮相配的蜗 杆，都应用高硬度的材料来制造，如用15钢、20钢、15Cr钢、20Cr钢，表面渗碳淬硬到56～62HRC，或用45钢、40Cr钢，表面高频淬火到 45-50HRC，并经磨削、抛光以降低表面粗糙度。一般速度的蜗杆可用45钢、40钢或40Cr钢制造，经调质处理后表面硬度达220^- 260HBS，最好再经过抛光后使用。低速传动的蜗杆也可以用普通碳素钢Q275制造。 7.滑动轴承用材 滑动轴承主要在高速、高精度、重载和重冲击载荷，或低速及低要求和特殊条件下使用。如在化学腐蚀介质或水的环境中，滚动轴承不能胜任工作，要采用滑动轴 承。滑动轴承材料应具有优异的减摩性、耐磨性、抗胶合能力和足够的冲击韧性及抗压、疲劳强度。轴承材料可分为下述几类。 （1）金属材料包括轴承合金（巴氏合金、铜基轴承合金）和铸铁。 巴氏合金的减摩性优于其他所有减摩合金，但强度不如青铜和铸铁，因此不能单独做轴瓦或轴套，而仅作为轴承衬使用，主要用于最高速重载条件下。就减摩性能来 说ZSnSb11Cu6最好。 铜基轴承合金中，锡青铜在铜合金中具有最好的减摩性能，如ZCuSn10Pb1广泛用于高速和重载条件卜中速和中载条件下锡锌铅青铜 ZCuSn6Zn6Pb3应用广泛，但是锡青铜强度较低，价格较高。铸铝青铜ZCuAl10Mn2适宜制造形状简单（铸造性比锡青铜差）的大型铸件，如衬 套、齿轮和轴承。ZCuAl10Fe3Mn2,ZCuAl10Fe3的强度和耐磨性高，可用在重载和低中速条件下。ZCuPb30, ZCuPb12Sn8, ZCuPb10Sn10等铸铅青铜冲击韧性、冲击疲劳强度高，主要用于大型曲轴轴承等高速和重的冲击与变动载荷条件下，可作为ZSnSb11Cu6的代用 材料，且其疲劳强度比后者高。铸铝、铸铅青铜对轴颈的磨损较大，所以要求轴颈表面淬火和高光洁。 黄铜的减摩性能和强度显著低于青铜，但铸造工艺性优异，易于加工在低速和中等载荷下可作为青铜的代用品常用的有铝黄铜ZCuZn25A16Fe3Mn3和 锰黄铜ZCuZn38Mn2Pb2。 HT250, HT350等灰铸铁或耐磨铸铁轴承主要用于低速、轻载条件下，为了减小轴颈的磨损，铸铁轴承的硬度最好比轴颈硬度低20～ 40HBS 。 (2)粉末冶金材料 粉末冶金材料可用于制造含油轴承，常用的有铁石墨和青铜石墨含油轴承，它们分别用铁的粉末和铜的粉末为基体，加人一定量的石墨、硫和锡等粉末用压力机压制 成型，然后在高温下烧结而成。国内用的最多的是Fe-C, Fe-S-C和Cu-Sn一Pb-C系合金。加人S、Sn、Pb等元素是为了提高其减摩性能。由于烧结后其结构呈多孔性，预先将其浸在润滑油中使其吸满润 滑油，工作时可实现自动润滑作用，所以称为含油轴承，已广泛用于机床、起重运输机械、纺织机械等产品中来代替滚动轴承和青铜轴套。如皮带运输机中支撑辊子 轴的滚动轴承过长，用含油轴承代替效果很好。 含油轴承的硬度低，所以与钢轴的磨合性好，也不易伤轴，可与未淬火的轴颈相配。含油轴承的缺点是韧性小，只用于平稳、无冲击载荷、低中速和间歇工作的条件 下。铁石墨含油轴承用于速度：毛4m／。，青铜石墨轴承用于二成6m／，。铁石墨含油轴承比青铜石墨含油轴承容易制造、强度高、价廉〔不用有色金属〕，所 以应用更广泛。 (3)塑料轴承 塑料轴承的优点是低的摩擦因数和优异的白润滑性能，良好的耐磨性和磨合性，高的抗胶合能力和耐蚀性。塑料轴承在润滑条件非常差的情况下也能正常工作，在低 速、轻载时还可以在干摩擦情况下工作，因此塑料轴承不仅可以在很多情况下代替金属轴承，且可以完成金属轴承不能完成的任务。如应用于某些加油困难、要求避 免油污（医药、造纸及食品机械）和由于润滑油蒸发有发生爆炸危险（制氧机）的机床中。在无油润滑条件下工作或在水、腐蚀性液体（酸、碱、盐及其它化学溶 液）等介质中工作时，由于塑料的自润滑性能和高的耐蚀性能，塑料轴承比金属轴承更优越。塑料弹性良好，能够吸振、消音。塑料轴承的缺点是耐热性差。常用的 塑料轴承材料有ABS塑料、尼龙、聚甲醛、聚 四氟乙烯等。 （4）橡胶轴承 橡胶轴承主要用于水轮机、水泵及其它工作于多泥沙而有充足水润滑的机器中。由于橡胶弹性好，能吸振和适应轴的偏斜。有充足的水润滑时，橡胶轴承与钢轴的摩 擦因数和轴承合金与钢轴在油润滑时的摩擦因数差别很小。当润滑的水中棍有砂粒时仅能引起橡胶的变形，磨粒在轴颈旋转的带动下落人润滑沟槽后即被水冲掉但橡 胶导热性差，当温度达60^700C时易老化，轴承即丧失工作能力并发生抱轴现象，所以必须有充足的水润滑和冷却。 8.滚动轴承用材 滚动轴承是一个组件，有多种标准件可以选购。根据滚动轴承的工作条件，滚动体与内外圈滚道的接触理论上为点接触或线接触，受载后接触应力较大，所以要求主 要零件的材料应有高的硬度、接触疲劳强度、耐磨性和高的冲击韧性和强度等。为此，滚动轴承的内外圈和滚动体一般用GCr9, GCr15, GCr15SiMn等高碳铬或铬锰轴承钢和GSiMnV等无铬轴承钢制造。工作表面要经过磨削和抛光，热处理后一般要求材料硬度在61～65HRC之间。 对保持架材料一般要求较低，普通轴承的保持架多采用低碳钢薄板冲压成形，有的则用铜合金制成。高速轴承要求保持架强而轻，多采用塑料或轻合金制造。 9.机床其它零件用材 (1)凸轮用材 机床大多数凸轮所用材料为中碳钢和中碳合金钢。一般尺寸不大的平板凸轮可用45钢板制造，进行调质处理。要求高的凸轮可用45钢和40Cr钢制造，并进行 表面淬火，硬度可达50--60HRC尺寸较大的凸轮（直径大于300mm或厚度大于30mm)，一般采用HT200、HT250或HT300等灰铸铁或 耐磨铸铁制造。对于与凸轮配套使用的滚子，由于容易制造，一般希望使用中比凸轮先坏，但因为滚子比配套的凸轮工作时间长，故一般滚子和凸轮可使用相同的材 料，实际中采用45钢者较多 一些承载不高的操纵凸轮也可用工程塑料或复合材料制造，如尼龙、聚甲醛、玻璃纤维增强的酚醛树脂复合材料等。 (2)刀具用材 刀具材料包括碳素工具钢（如T8, T10, T12),合金工具钢（如9Mn2V、9Sicr、CrW5、CrMn、CrWMn)，高速钢(W18Cr4V、9W18Cr4V、 W6Mo5Cr4V2、W6Mo5Cr4V3)和硬质合金(WC-Co型硬质合金YG3、YG6、YG8、WC-TiC-Co型硬质合金YT30、 YT15、YT14、WC-TiC-TaC-Co型硬质合金YWl、YW2)。 （3）其它一些机床零件用材 转轴、心轴、主轴、啮合和摩擦离合器、链环片、刹车钢带、键，以及受强烈磨损或强度要求高的零件均可使用45钢、50钢、60钢制造，并经调质处理。而许 多要求较低的机床用零件，可以使用成本低廉的灰铸铁和普通碳素钢制造。

歡迎來到Bewise Inc.的世界，首先恭喜您來到這接受新的資訊讓產業更有競爭力，我們是提供專業刀具製造商，應對客戶高品質的刀具需求，我們可以協助客戶滿足您對產業的不同要求，我們有能力達到非常卓越的客戶需求品質，這是現有相關技術無法比擬的，我們成功的滿足了各行各業的要求，包括：精密HSS DIN切削刀具、協助客戶設計刀具流程、DIN or JIS 鎢鋼切削刀具設計、NAS986 NAS965 NAS897 NAS937orNAS907 航太切削刀具,NAS航太刀具設計、超高硬度的切削刀具、醫療配件刀具設計、汽車業刀具設計、電子產業鑽石刀具、木工產業鑽石刀具等等。我們的產品涵蓋了從民生刀具到工業級的刀具設計；從微細刀具到大型刀具；從小型生產到大型量產；全自動整合；我們的技術可提供您連續生產的效能，我們整體的服務及卓越的技術，恭迎您親自體驗！！

BW Bewise Inc. Willy Chen willy@tool-tool.com bw@tool-tool.com www.tool-tool.com skype:willy_chen_bw mobile:0937-618-190 Head &Administration Office No.13,Shiang Shang 2nd St., West Chiu Taichung,Taiwan 40356 http://www.tool-tool..com / FAX:+886 4 2471 4839 N.Branch 5F,No.460,Fu Shin North Rd.,Taipei,Taiwan S.Branch No.24,Sec.1,Chia Pu East Rd.,Taipao City,Chiayi Hsien,Taiwan

Welcome to BW tool world! We are an experienced tool maker specialized in cutting tools. We focus on what you need and endeavor to research the best cutter to satisfy users’ demand. Our customers involve wide range of industries, like mold & die, aerospace, electronic, machinery, etc. We are professional expert in cutting field. We would like to solve every problem from you. Please feel free to contact us, its our pleasure to serve for you. BW product including: cutting tool、aerospace tool .HSS DIN Cutting tool、Carbide end mills、Carbide cutting tool、NAS Cutting tool、NAS986 NAS965 NAS897 NAS937orNAS907 Cutting Tools,Carbide end mill、disc milling cutter,Aerospace cutting tool、hss drill’Фрезеры’Carbide drill、High speed steel、Milling cutter、CVDD(Chemical Vapor Deposition Diamond )’PCBN (Polycrystalline Cubic Boron Nitride) ’Core drill、Tapered end mills、CVD Diamond Tools Inserts’PCD Edge-Beveling Cutter(Golden Finger’PCD V-Cutter’PCD Wood tools’PCD Cutting tools’PCD Circular Saw Blade’PVDD End Mills’diamond tool ‘Single Crystal Diamond ‘Metric end mills、Miniature end mills、Специальные режущие инструменты ‘Пустотелое сверло ‘Pilot reamer、Fraises’Fresas con mango’ PCD (Polycrystalline diamond) ‘Frese’Electronics cutter、Step drill、Metal cutting saw、Double margin drill、Gun barrel、Angle milling cutter、Carbide burrs、Carbide tipped cutter、Chamfering tool、IC card engraving cutter、Side cutter、NAS tool、DIN or JIS tool、Special tool、Metal slitting saws、Shell end mills、Side and face milling cutters、Side chip clearance saws、Long end mills、Stub roughing end mills、Dovetail milling cutters、Carbide slot drills、Carbide torus cutters、Angel carbide end mills、Carbide torus cutters、Carbide ball-nosed slot drills、Mould cutter、Tool manufacturer.

Bewise Inc. www.tool-tool.com

ようこそＢｅｗｉｓｅ　Ｉｎｃ.の世界へお越し下さいませ、先ず御目出度たいのは新たな

情報を受け取って頂き、もっと各産業に競争力プラス展開。

弊社は専門なエンド・ミルの製造メーカーで、客先に色んな分野のニーズ、

豊富なパリエーションを満足させ、特にハイテク品質要求にサポート致します。

弊社は各領域に供給できる内容は：

（１）精密ＨＳＳエンド・ミルのＲ＆Ｄ

（２）Carbide Cutting tools設計

（３）鎢鋼エンド・ミル設計

（４）航空エンド・ミル設計

（５）超高硬度エンド・ミル

（６）ダイヤモンド・エンド・ミル

（７）医療用品エンド・ミル設計

（８）自動車部品＆材料加工向けエンド・ミル設計

弊社の製品の供給調達機能は：

（１）生活産業～ハイテク工業までのエンド・ミル設計

（２）ミクロ・エンド・ミル～大型エンド・ミル供給

（３）小Ｌｏｔ生産～大量発注対応供給

（４）オートメーション整備調達

（５）スポット対応～流れ生産対応

弊社の全般供給体制及び技術自慢の総合専門製造メーカーに貴方のご体験を御待ちしております。

BW специализируется в научных исследованиях и разработках, и снабжаем самым высокотехнологичным карбидовым материалом для поставки режущих / фрезеровочных инструментов для почвы, воздушного пространства и электронной индустрии. В нашу основную продукцию входит твердый карбид / быстрорежущая сталь, а также двигатели, микроэлектрические дрели, IC картонорезальные машины, фрезы для гравирования, режущие пилы, фрезеры-расширители, фрезеры-расширители с резцом, дрели, резаки форм для шлицевого вала / звездочки роликовой цепи, и специальные нано инструменты. Пожалуйста, посетите сайт www.tool-tool.com для получения большей информации.

BW is specialized in R&D and sourcing the most advanced carbide material with high-tech coating to supply cutting / milling tool for mould & die, aero space and electronic industry. Our main products include solid carbide / HSS end mills, micro electronic drill, IC card cutter, engraving cutter, shell end mills, cutting saw, reamer, thread reamer, leading drill, involute gear cutter for spur wheel, rack and worm milling cutter, thread milling cutter, form cutters for spline shaft/roller chain sprocket, and special tool, with nano grade. Please visit our web www.tool-tool.com for more info.