中南大学金属热处理重点缩印版

一、基本概念

1.均匀形核：若新相晶核在母相的整个体积中均匀地形成，称为均匀形核

非均匀形核：若新相晶核在母相不连续处（如晶体缺陷）优先形成，称为非均匀形核。

2.位向关系：固态相变时，新相的某些低指数晶面与旧相的某些低指数晶面平行：表现出一定的晶体学位向关系。

惯习面：实验发现，许多合金系固态相变时，新相往往在母相中的特定晶面形成，母相这一晶面称为习惯面。

3.一级相变：由一相转变为两相时，若两相的吉布斯自由能，化学位相等，但化学位的一级偏微商不相等，称为一级相变。

二级相变：由一相转变为两相时两相吉布斯自由能、化学位相等，化学位的一级偏微商也相等，但化学位的二级偏微商不相等，称为二级相变。

4.共格界面：一般是指具有点阵弹性畸变的共格相界。

非共格界面：可看成是由弹性畸变的共格相界和位错所组成。它类似于小角度晶界。

非共格相界：两晶相间无一定位相关系者称非共格相界。与大角度晶界相似

5.退火：是将钢加热到临界点Ac1以上或一下温度，保温后随炉缓慢冷却以获得近于平衡状态的热处理工艺。

正火：是将钢加热到Ac3或Acm以上适当温度，保温以后在空气中冷却得到珠光体类组织。

淬火：将钢加热到临界点Ac3或Ac1以上一定温度，保温后以大于临界冷却速度冷却得到马氏体或下贝氏体。

回火：钢的回火是将淬火钢加热至Ac1以下的温度，保温，然后冷却的一种热处理形式。

6.均匀化退火：将铸态合金加热到一定温度，提高原子扩撒能力，较快地完成由非平衡状态向平衡状态的转化过程。这种为使铸态合金组织向平衡状态的专业热处理成为均匀化退火或扩散退火。

球化退火：实际是不完全退火的一种，目的是使钢中碳化物球化，得到在铁素体基体上均匀分布的球状或颗粒状碳化物的组织。

完全退火：将钢加热到Ac3温度以上，保温足够时间，使组织完全奥氏体化后缓慢冷却，以获得接近平衡组织的工艺。

7.钢的淬透性：是指奥氏体化后的钢在淬火时获得马氏体的能力。

钢的淬硬性：表示钢淬火时的硬化能力。

8.二次硬化：如钢中含有W，Mo，V，Ti，Nb，Zr等碳化物形成元素，经淬火并在450℃以上温度回火时，不仅硬度不降低，反而升高到接近淬火钢的高硬度值，这种强化效应，称为合金钢的二次硬化。

钢的二次硬化：较高温度回火过程中，从马氏体中析出第二相（碳化物）而使刚产生附加强化。

二次淬火：在高合金钢中回火冷却时残余奥氏体转变为马氏体的现象称为二次淬火。

9本质晶粒度：按标准实验方法得到的奥氏体晶粒大小。

10固溶处理：如果合金从高温下以足够大的速度冷却下来，将合金在高温下所具有的状态以过冷、过饱和状态固定至室温，合金元素原子的扩散和重新分配来不及进行，第二相就不能形核和长大，而且基体固溶体不会发生多型性转变，此时合金的室温组织为过饱和的单相固溶体，这就是淬火，也称为固溶处理。

时效：淬火后合金一般得到亚稳定的过饱和固溶体。因为是亚稳定的，所以存在自发分解的趋势。有些合金室温就可分解，大多数需要加热到一定温度，增加原子的热激活几率，分解才得以进行。这种使过饱和固溶体分解的热处理称为时效。时效的实质是过饱和固溶体的脱溶过程。

11调幅分解：又称为增幅分解或亚稳分解，即固溶体分解为结构相同但成分不同的两相。调幅分解是一种无核分解，是一种扩散型相变，但没有形核势垒，同时为上坡扩散

12.调质处理：淬火和高温回火相结合的热处理称为调质。

13.回复：为了消除金属的加工硬化现象，将变形金属加热到某一温度，以使其组织和性能发生变化。在加热温度较低时，原子的活动能力不大，这时金属的晶粒大小和形状没有明显的变化，只是在晶内发生点缺

陷的消失以及位错的迁移等变化，因此，这时金属的强度、硬度和塑性等机械性能变化不大，而只是使内应力及电阻率等性能显著降低。此阶段为回复阶段。

再结晶：被加热到较高的温度时，原子也具有较大的活动能力，使晶粒的外形开始变化。从破碎拉长的晶粒变成新的等轴晶粒。和变形前的晶粒形状相似，晶格类型相同，把这一阶段称为再结晶。

14平衡相变：是指相变过程中的每个阶段都能达到平衡，即在相变过程中有充分的时间进行组元间的扩散，以达到平衡相的成分。

非平衡相变：若加热或冷却速度很快，平衡相变被抑制，固态材料可能发生某些平衡状态不能反映的相变并获得被称为不平衡或者亚稳态的组织，这种相变被称为非平衡相变。

二、金属及合金中的固态相变与强韧化

1、金属固态相变过程中出现过度亚稳相的原因

虽然从母相中形成稳定相的自由能差值大，但决定相变顺序的是形核公的大小，而不是自由能的高低。形核时体积小，比表面大，因此起决定作用的是界面能，如果亚稳相与母相的结构相近，形核所需的界面能较小，且稳定相与母相结构相差大，此时亚稳相容易形核优先析出。

新相与母相的化学成分的差异对形核的难易程度也会有影响。若稳定相晶核需要较高的成分起伏，则不宜形核，反而与母相成分接近的亚稳相容易形核。特别是在温度较低时，这样的趋势更加明显。

2扩散型金属固态相变新相长大速度与相变过冷度的关系

答：形核需要一定的过冷度，当过冷度达到某一值时，开始有晶核形成，并随着过冷度的增加，相变驱动力也增加，从而使新相的长大速度也增加。但随过冷度的增大，温度降低，则扩散系数减少，溶质原子扩散困难从而抑制了新相的长大，长大速度也开始下降。

3金属及合金的基本强化形式及其强化机制。

基本强化形式：①固溶强化②细晶强化③形变强化（位错强化）④第二相强化

强化机制：固溶强化:溶质原子溶入基体金属，使基体金属产生点阵畸变，形成弹性应力场。该应力场与位错本身的弹性应力场交互作用，增大了位错运动的阻力，从而导致强化。细晶强化：通过增加晶粒数目，提高晶界对移动位错的阻碍作用。形变强化（位错强化）：通过冷变形使金属内部的位错密度增加，晶体内部的位错发生塞积或缠结，难以运动，从而达到强化基体的目的。第二相强化：通过均匀弥散分布于金属基体的第二相粒子阻止位错的运动或增加位错运动的阻力，提高合金的强度。

三、钢的热处理原理与工艺

1、共析碳钢中奥氏体的形成过程，连续加热时奥氏体转变的特点；奥氏体晶粒长大的驱动力以及细化奥氏体晶粒的方法。

答：（1）共析碳钢中奥氏体的形成过程①形核：优先在铁素体渗碳体和珠光体的相界面形成，界面C原子排列不均匀，位错密度高，容易获得形核需要的成分起伏，结构起伏和能量起伏。②长大：奥氏体界面想铁素体和渗碳体迁移，原因是C元素的浓度差③铁素体消失后随保温时间延长，剩余渗碳体通过C原子扩散，融入奥氏体，使奥氏体成分趋于共析成分④继续延长时间或升高温度，随C原子的扩散，奥氏体浓度趋于均匀化。

（2）连续加热时的奥氏体转变特点

加热速度

1.在一定的加热速度范围内，相变临界点随加热速度增大而升高。

2.增大加热速度，转变开始和终了温度提高，转变所需时间缩短，转变温度范围变大。

3.奥氏体成分的不均匀性随加热速度的增大而增大。

4.奥氏体起始晶粒大小随加热速度增大而细化。

加热温度高、加热速度快，奥氏体形成速度快，转变完成的时间短

原始组织

1.原始组织细、奥氏体形成速度快，转变完成的时间短

2.原始组织类型：片层状珠光体与球（粒）状珠光体

3.其他非平衡组织对奥氏体形成速度有影响

含碳量

含碳量高，奥氏体形成速度快

合金元素

1.影响碳在奥氏体中的扩散系数和碳化物的稳定性

2.改变钢的临界温度

3.影响碳在奥氏体中的溶解度和珠光体片层间距

(3)奥氏体晶粒长大驱动力是总界面能的降低（体积自由能△G

v

(4)细化奥氏体晶粒方法：①奥氏体起始晶粒度：起始晶粒越细，且其大小匀不均匀，晶粒长大倾向越大②采用快速加热，短时保温的工艺可以细的奥氏体晶粒③选择适宜的奥氏体化温度，不宜过高④加入合金元素（除Mn.P)外，可以阻碍奥氏体晶粒长大⑤原始组织选择粒状珠光体，碳化物较多的区域，奥氏体晶粒小。

（1.熔铸时用AL脱氧，形成ALN质点，ALN颗粒在A晶界弥散，析出可阻碍晶界迁移；

2.利用易形成碳氮化物的合金元素形成难熔稳定细小弥散的碳化物，氮化物，可阻碍A晶粒长大；

3.快速加热，短时保温；

4.控制钢的加热工艺和采用预备热处理工艺）注：括号里边的是老师给的答案

3、片状珠光体和粒状珠光体的形成条件、

片状珠光体 1.含0.77%C的奥氏体在近于平衡的缓慢冷却条件下形成;2.在较高的奥氏体化温度下得到的奥氏体在A1~550℃之间等温保持形成

粒状珠光体 1.加热转变不充分，A中尚存有未溶的碳化物颗粒或许多高碳区，然后将过冷A缓冷时形成；

2.片状珠光体低温退火球化时形成；

3.对原始组织为M或B组织的钢在A1稍下进行高温回火使碳化物析出并球化。

4.通过形变诱导铁素体超量析出，使变形A中的碳分布不均匀，然后保温或缓冷得到。

过共析钢退火温度的选取、

使用球化退火：钢加热到Ac1以上20～30℃，保温一段时间，然后缓慢冷却到略低于Ac1的温度，并停留一段时间，使组织转变完成，得到在铁素体基体上均匀分布的球状或颗粒状碳化物的组织。过共析钢组织若为层状渗碳体和网状二次渗碳体时，不仅硬度高，难以切削加工，而且增大钢的脆性，容易产生淬火变形及开裂。通过球化退火，使层状渗碳体和网状渗碳体变为球状渗碳体，以降低硬度，均匀组织、改善切削加工性。

过共析钢中已出现的网状渗碳体的消除方法。

1、首先加热到Acm点以上使碳化物全部溶解在奥氏体中

2、然后快速冷却，使先共析渗碳体来不及析出

3、在进行球化退火得到粒状珠光体组织。

4、马氏体相变的主要特点

热力学上，马氏体相变的过冷度极大，除表面能外，弹性应变能也极大，

在晶体学上马氏体相变是无扩散型，其转变温度低，无需扩散，转变前后没有化学成分的变化，马氏体在很低的温度下以高速生成。

以切变的方式完成晶格重构。

在表面产生浮凸现象。

新相和母相始终保持切变共格性，存在K-S关系，西山关系，G-T关系等位向关系，且新相总是在惯习面上生成，相变过程中惯习面既无应变也无转动。

马氏体相变是降温形成，在Ms和Mf之间，转变量随温度下降而增加，温度停止下降则转变终止。

转变不完全，会有残余奥氏体，而且在奥氏体得到马氏体的转变过程中，种种原因会引起奥氏体稳定性增加（热稳定性和机械稳定性）。

具有可逆性，可在马氏体和母相之间循环往复进行相变。

影响Ms点主要因素。

碳含量越高Ms点越低

除铝和钴外，杂质原子会使Ms点降低。

奥氏体化温度越高，Ms点越高

淬火钢获得M(马氏体)组织后具有高硬度和高强度的本质是什么？

马氏体的硬度主要取决于C%。马氏体强度不但取决于C%，还取决于马氏体形态以及马氏体板条（或片）的大小。马氏体的塑性与韧性主要取决于其亚结构。

淬火钢获得马氏体组织具有高硬度和高强度的本质是碳原子的固溶强化效应以及马氏体相变时马氏体晶体内产生大量的微小缺陷（如位错、孪晶及层错等）。碳原子在马氏体中的固溶强化作用远远大于其在奥氏体中的固溶强化作用。原因如下：①奥氏体中的八面体间隙为正八面体，C原子的溶入只能使奥氏体总阵产生对称膨胀，并不发生畸变；而马氏体中的八面体间隙为扁八面体，C原子溶入之后发生不对称畸变，形成以C原子为中心的畸变偶极应力场。这个应力场与位错产生强烈的交互作用，使马氏体强度和硬度升高。

②当C%＞0.4%以后，可能由于C原子之间距离太近，以致畸变偶极应力场之间固相互抵消而降低了强化效果，使马氏体进一步强化的效果显著减小。

注：形成置换固溶体的合金元素对马氏体的强硬化效果比碳原子要小得多。

7.淬火钢回火的目的

（1）消除或减少淬火钢件的内应力；（2）调整性能；（3）稳定组织和尺寸.

淬火碳钢在回火过程中的组织变化：

(1)马氏体分解（回火第一阶段，250℃以下）

在小于100℃回火时，钢的体积没有明显的变化，但此时在马氏体中将发生碳原子的偏聚。回火温度在100～250℃之间，随着回火温度升高以及回火时间延长，富集区的碳原子将发生有序化，继而转变为亚稳的ε碳化物而析出，即马氏体发生分解。

（2）残余奥氏体转变（回火第二阶段转变，200～300℃）

回火温度在200～300℃之间，此阶段是残余奥氏体向低碳马氏体（～0.25％C)和ε碳化

物分解的过程，所得组织为回火马氏体。

(3)碳化物析出与转变（回火第三阶段转变，250～400℃）

在250℃以下由马氏体和残余奥氏体分解生成的亚稳ε碳化物在250—400℃之间将向稳定碳化物即渗碳体Fe3C的转化.转化是通过ε碳化物溶解和Fe3C重新从马氏体基体中析出的方式完成的。最终得到铁素体加极细片状(或极细颗粒状)渗碳体的混合组织，称为回火托氏体

（4）α相的回复再结晶及碳化物聚集长大（回火第四阶段转变，400℃以上）

回火温度高于400℃，片状渗碳体将逐渐球化并聚集长大，铁素体基体也将发生回复和再结晶。一般将等轴铁素体加尺寸较大的粒状渗碳体的混合组织称为回火索氏体。

8.化学热处理的基本步骤？

基本过程：分解、吸收和扩散（渗某些金属时，渗入元素的原子由熔融介质直接供应除外）将工件置于一定的介质渗剂环境中加热保温，由介质中分解出所需渗入元素的活性原子，该活性原子为工件表面所吸收并溶入铁的晶格形成固溶体或化合物。被吸收的原子在一定的温度下不断由表面向内部扩散，形成一定厚度的扩散层称为渗层。

四、有色金属的热处理原理与工艺

1、.铸态合金的非平衡组织与性能特征，铸态合金均匀化退火后的组织性能变化

.铸态合金的非平衡组织特征：

1）基体固溶体成分不均匀，产生晶内偏析或枝晶偏析；2）形成伪共晶、离异共晶组织；3）某些情况下，平衡状态为单相的合金可能出现非平衡的第二相，而多相合金过剩相的数量会增多；4）可溶相在基体中的最大固溶度发生偏移。

铸态合金的性能特点：

1）偏析造成合金塑性降低；2）抗腐蚀性降低；3）在塑性加工时易开裂；4）在加热时易过烧；5）组织不稳定。

均匀退火时的组织变化：

1）枝晶偏析的消除，非平衡相的溶解；2）过饱和固溶体的分解；3）聚集、球化，晶粒长大，淬火效应，上坡扩散现象。

均匀化退火对性能的影响：提高塑性，降低强度，减小各向异性，消除显微不均匀性。

2、冷变形金属在加热时的组织与性能变化：

1）.显微组织变化：

1.回复阶段：显微组织仍为纤维状，无可见变化；

2．再结晶阶段：变形粒通过形核长大，逐渐变为新的无畸变的等轴晶粒；

3.晶粒长大阶段：晶界移动晶粒粗化，达到相对稳定的形状和尺寸。

2）性能变化：力学性能：回复阶段：强度、硬度略有下降，塑性略有提高；再结晶阶段：强度、硬度明显下降，塑性明显提高；晶粒长大阶段：强度硬度继续下降，塑性继续提高，粗化严重时下降。物理性能：密度：在回复阶段变化不大，在再结晶阶段急剧升高；电阻：电阻在回复阶段可明显下降。

3、过饱和固溶体调幅分解与形核长大型脱溶转变的主要区别、调幅分解的热力学条件。

主要区别：调幅分解：成核特点：无核、无热力学势垒；界面特点：宽泛、不明晰、共格界面；成分变化：连续过渡；扩散方式：上坡扩散；转变速率：快；相变产物：尺寸小、组织均匀细密、分解规则。成核长大型脱溶：成核特点：有核、有热力学势垒；界面特点：明晰、共格半共格非共格；成分变化：不连续突变；扩散方式：下坡扩散；转变速率：慢；相变产物：尺寸大、组织均匀性较差、常呈球形。

调幅分解的热力学条件：

非稳态区内，任何的成分起伏都会使系统的自由焓下降，意味着位于失稳分界线以内（非稳态区）的固溶体发生分解不存在热力学势垒，无需形核便会一调幅分解的方式使成分波幅不断增大。

介稳态区，位于失稳分界线以外的固溶体，成分的微量起伏都会引起系统的自由焓上升，因而不能发生调幅分解。

4、时效合金在晶界附近出现无析出带的原因或机制

（1）时效强化指第二相粒子自固溶体脱溶引起的强化效应，以共格应变强化作用为主，其物理本质是沉淀相粒子及其应力场与位错发生交互作用阻碍位错运动和位错切过第二相增加能量损耗。

（2）冷变形将加速高温下的脱溶过程（主要产物是过渡相和平衡相），但延缓在较低温度下的脱溶过程（主要产物是GP区）。这是因为冷变形提高了位错密度，高温快速淬火后使得空位沿位错偏聚消失，不利于GP 区形核，而过渡相和平衡相的形核取决于位错密度。冷变形有利于消除晶界无沉淀区。

5、时效合金在晶界附近出现无析出带的原因或机制

无析出区的形成原因有两种机制。1）贫溶机制，该机制认为晶界处脱溶较快，较早得析出脱溶相，因而吸收了附近的溶质原子，是周围基体溶质贫乏而无法析出脱溶相，造成无析出区。2）贫空位机制，该机制认为无析出区的原因是因为该区域空位密度低。空位密度低的原因是在固溶淬火过程中，靠近晶界的空位扩散至晶界而消失，是该区域空位密度降低。造成溶质原子扩散困难，因此使G.P.区及过渡相难以析出，而形成无析出区。

6.Al-(4.0~4.5)Cu合金时效过程中的组织转变及其性能变化。

⑴G.P.区(完全共格)--＞θ′′区(完全共格)--＞θ′区(半共格)--＞θ区(非共格)

⑵G.P.区：其形成提高合金硬度，达到第一个时效峰

θ′′区：其形成能在基体内造成更强烈的应变，强化作用较GP区更大，有最高的第二个时效峰

θ′区：材料硬度较之前θ′′下降

θ区：进一步造成硬度下降