热处理考试重点(陆兴版)

第一章金属固态相变基础一、金属固态相变的主要类型1、按相变过程中原子的运动特点分类1）扩散型相变：相变依靠原子或离子的扩散来进行，如温度足够高，可以改变相的成分。

如钢中的加热相变、珠光体相变等。

2) 非扩散型相变：相变过程中原子或离子不发生扩散，低温下发生，原子或离子仅作有规则的迁移以使点阵发生改组，相对移动距离不超过原子间距。

如马氏体相变2、按平衡状态分类1）平衡相变：在缓慢加热或冷却时所发生的能获得符合平衡相图的平衡组织的相变。

2）非平衡相变：若加热或冷却速度很快，上述平衡相变将被抑制，固态材料可能发生某些平衡相图上不能反映的转变并获得被称为不平衡或亚稳态的组织。

3、按热力学分类1）一级相变：相变时新旧两相的化学势相等，但化学势的一级偏微商不等的相变。

2）二级相变：相变时新旧两相的化学势相等，且化学势的一级偏微商也相等，但化学势的二级偏微商不等的相变。

二、金属固态相变的基本特征固态相变与固-液相变的异同点：（P4 P6）同：金属固态相变与液态金属结晶（液-固相变）一样，其相变驱动力也来自新相与母相的自由能差，也通过形核与长大两个过程完成。

异：a、固态相变时，母相和新相均为固相，故其界面与固/液界面不同b、固态相变的阻力由界面能和弹性应变能构成，与液态金属的结晶相比，固态相变的阻力由于增加了弹性应变能这一项而变大。

c、与液态金属不同，固态金属中存在各种晶体缺陷，如：位错、空位、晶界或亚晶界。

界面和界面能界面能：是在恒温恒压条件下，增加单位界面体系内能的增量。

（非共格晶面＞半共格晶面＞共格晶面）弹性应变能：非共格晶面＜半共格晶面＜共格晶面共格界面：是指界面两侧的两个相的原子能一一对应，相互保持匹配。

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

非共格界面：指由于两相的原子间距差别太大，在界面上两侧原子不能保持匹配。

三、固态相变中的形核绝大多数金属固态相变是通过形核和长大过程完成的核胚：行核过程中往往先在母相中某些微小区域内形成新相的结构和成份晶核：当核胚尺寸超过一定值时，并能稳定存在并自发长大，成为新相的晶核晶核的行核功：均匀行核自由能变化有极大值存在，此时的核胚半径成为临界晶核半径，对应的自由能称为晶核的行核功位错通过什么方式促进形核1）微错周围的点阵畸变能可以降低核坯的总应变能而减小ε项，从而减小形核功ΔG*。

2）溶质原子在位错线上的偏聚可以使成分接近于新相的成分，从而有利于形核；位错也提供了一个较低ΔGm的扩散通道，帮助大于临界尺寸的核坯生长。

3）在fcc晶体中，a/2<110>全位错能够在（111）晶面上分解成由两个肖克莱不全位错相夹的堆垛层错。

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

()()kTr V C r C B σαα2ln =⎥⎦⎤⎢⎣⎡∞如果将各种行核位置以释放自由能增加，即临界功减小的顺序排列均匀行核位置<空位<位错<堆垛层错<晶界或相界<表面自由能当驱动力不大时，先在晶界或相界，非常大时，均匀行核位置才可能行核四、固态相变中新相的长大协同型长大：大量原子有规则地沿某一方向作小于一个原子间距的迁移。

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

相应的晶核长大过程为扩散型长大，也叫非协同型长大。

五、综合转变动力学-奥氏体等温转变等温转变过程：温度由高到低，孕育期先缩短后延长，因为与形核率和长大速度的变化有关 过冷度大时，驱动力大原子扩散速度快，反之则慢。

奥氏体是高温稳定相，冷却到临界点（A1或A3）以下就不再稳定，或称过冷奥氏体六、组织粗化吉布斯-汤姆斯定律在相界面为曲面的情况下，靠近相界面的母相中溶质原子的平衡浓度与曲面的曲率半径有关。

其中：C α(r)及C α(∞)为β相颗粒半径为r 和∞时溶质原子B 在母相α中的溶解度；σ为界面能；VB 是β相的摩尔体积。

β相半径r 越小，溶质原子在基体相中的溶解度越大。

课后习题：2. 固态相变与液-固相变有何异同点？第二章钢中奥氏体的形成一、奥氏体性能在钢的各种组织中，以奥氏体的密度最高，导热性能最差，故奥氏体钢在加热过程中应适当降低加热速度。

二、奥氏体形成热力学GS线---- A3线ES线---- Acm线PSK线---- A1线三、奥氏体的形成机制（P20~21）1、奥氏体晶核的形成2、奥氏体晶核的长大3、渗碳体的溶解和奥氏体化的均匀化剩余渗碳体借助于Fe、C原子的扩散进一步溶解。

原渗碳体部位的碳浓度高，原铁素体部位的碳浓度低。

通过Fe、C原子在新形成A中的扩散，实现A成分的均匀化。

四、奥氏体等温形成动力学孕育期：将奥氏体开始形成以前的一段时间乘坐奥氏体形成的孕育期。

C线的鼻子：C 曲线上转变开始线的突出部，孕育期最短的部位。

影响奥氏体形成速度的因素：1、加热温度的影响（P23）随奥氏体形成温度升高，由于形核率的增长速度高于线生长的增长率，导致奥氏体起始晶粒细化；同时，由于相变温度升高，相变的不平衡程度增大，在铁素体消失的瞬间，残留渗碳体量增多，因而奥氏体的平均碳含量降低。

2、钢的碳含量和原始组织的影响（P24）钢中碳含量越高，奥氏体形成速度越快原始组织越细，晶体缺陷越多，奥氏体转变过程越快。

片状珠光体快于粒状珠光体3、合金元素的影响（P25）强碳化物形成元素Cr、Mo、W等可降低在奥氏体中的扩散系数，因而显著减慢奥氏体形成速度。

非碳化物形成元素Co和Ni等可增大C在奥氏体中的扩散系数（钢中加入w c4%约使C在奥氏体中的扩散系数增加一倍），加速奥氏体形成。

Si和Al对C在奥氏体中的扩散影响不大，因此对奥氏体形成速度无显著影响。

Ni、Mn、Cu等降低A1点，相对地增大了过热度，提高了奥氏体形成速度。

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

五、连续加热时奥氏体的形成（具体P26~27）1、转变在一个温度范围内完成奥氏体形成是在一个温度范围内完成的2、转变速度随加热速度增加而增加随加热速度增大，转变趋向高温，且转变温度范围扩大，而转变速度则增大。

3、奥氏体成分不均匀性随加热速度增大而增大随加热速度增大，C，Fe原子来不及扩散，所形成的奥氏体成分不均匀性增大。

4、奥氏体起始晶粒大小随加热速度增大而细化快速加热时，奥氏体形成温度升高，可引起奥氏体起始晶粒细化；同时，剩余渗碳体量也增多，形成奥氏体的平均碳含量降低。

六、奥氏体晶粒长大及其控制三种奥氏体晶粒起始晶粒度：奥氏体形成过程刚结束时的晶粒度。

实际晶粒度：热处理加热终了时的晶粒度。

本质晶粒度：在930±10℃、保温3~8h 下测定的奥氏体晶粒度。

影响奥氏体晶粒长大的因素（工艺，成分）（P28~29）1、 加热温度和保温时间的影响晶粒长大速度与晶界迁移速率及晶粒长大驱动力成正比。

随加热温度升高，奥氏体晶粒长大速度成指数关系迅速增大。

加热温度升高时，保温时间应相应缩短，这样才能获得细小的奥氏体晶粒。

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

快速加热并且短时间保温可以获得细小的奥氏体晶粒度。

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

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

共析碳钢最容易长大。

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

过晶界移动激活能常数-----⋅⎪⎭⎫ ⎝⎛-=m m Q K RRT Q K V )82(exp σ共析碳钢的加热温度一般选在Ac1 ---- Accm 两相区，为的就是保留一定的残留渗碳体。

4、合金元素影响Mn，P 促进奥氏体晶粒长大：Mn ---- 在奥氏体晶界偏聚，提高晶界能；P ---- 在奥氏体晶界偏聚，提高铁的自扩散系数强碳氮化物形成元素Ti，Nb，V 形成高熔点难溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻碍晶界迁移，细化奥氏体晶粒。

Al Ti Zr V W Mo Cr Si Ni Cu阻碍作用强阻碍作用弱课后题：5. 以共析钢为例，说明奥氏体的形成过程及碳的扩散。

P20~2119.实验测得共析钢式样（0.5mm厚）在780℃盐浴炉中加热奥氏体化时，在α相消失瞬间奥氏体基体的Wc为0.61%，如果采用900℃盐浴炉奥氏体化，奥氏体基体碳含量下降到Wc为0.46%，试分析产生的原因，并讨论对钢淬火后性能的影响。

P24第三章珠光体转变一、珠光体的组织形态及晶体学1、片状珠光体：渗碳体为片状的珠光体珠光体中渗碳体θ与铁素体α片厚之和称为珠光体的片间距，用S0按照片间距大小，生产实践中将片状珠光体分为珠光体、索氏体和托氏体。

（定义，性能差）2、粒状珠光体在铁素体基体中分布着颗粒状渗碳体的组织称为粒状珠光体或球状珠光体。

二、珠光体转变机制领先相：亚共析钢的领先相通常是铁素体；过共析钢的领先相通常是渗碳体；共析钢的领先相；可以是渗碳体也可以是铁素体，过冷度小时，渗碳体为领先相，过冷度大时，铁素体为领先相。

三、先共析转变和伪共析转变先共析转变：非共析成分的奥氏体在珠光体转变之前析出先共析相的转变伪共析转变：非共析成分的奥氏体经快冷而进入E，SG，后将发生共析转变，即分解为铁素体与渗碳体的混合组织。

这种共析转变被称为伪共析转变，转变产物为伪共析组织。

四、珠光体转变动力学了解共析钢珠光体转变的形核率N及线长大速度v与过冷度的关系（P51图3-22）影响珠光体转变动力学的因素：（1）钢的化学成分①含碳量亚共析钢：C%↑，铁素体形核率↓；另外，相变驱动力ΔGγ-α↓，所以珠光体转变速度下降，C 曲线右移。

过共析钢：若加热温度高于Accm：C% ↑，渗碳体形核率升高；另外，碳在奥氏体中的扩散系数增大，从而使珠光体的孕育期缩短，转变加速，C曲线左移。

若加热温度在Ac1～Accm：C%↑，获得不均匀奥氏体及Fe3CⅡ，有利于珠光体的形核，故孕育期缩短，转变加速，C曲线左移。

在碳钢中共析钢过冷奥氏体最稳定，C曲线最靠右。

②合金元素除Co以外，只要合金元素溶入奥氏体中，均使奥氏体的稳定性增大，从而减慢奥氏体分解为珠光体，C曲线右移。

（2）奥氏体的均匀化程度和残余碳化物奥氏体成分的不均匀，有利于高碳区形成Fe3C，低碳区形成铁素体，并加速碳原子的扩散，从而加速先共析相及珠光体的形成。

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