第一章 绪 论
1.1 工程材料的分类 ：金属材料（黑色金属材料和有色金属材料） 陶瓷材料 高分子材料 复合材料 新材料发展趋势： 新型金属材料—高性能、复合化—结构材料、低维材料—扩大应用、非晶(亚稳态)材料—日益受到重视、功能材料—迅速发展、特殊材料—特殊条件下应用的材料、计算机化—材料的设计及选用。
1.2 工程材料的失效分析
零件失效：机械零部件失去其应有功能即称为零件失效，包括完全丧失功能、部分丧失功能和失去可靠性三种情况。 失效分析：采用实验检测技术与方法，确定具体系统或零件失效的原因。
失效分析学：分析零件失效原因，提出预防措施，使零件正常安全运行的学科。
失效原因：1.设计a工作条件估计错误b计算错误c结构外形不合理
2.材料a选材不当b材质低劣
3.加工a铸锻造缺陷b冷加工缺陷c热处理缺陷d焊接缺陷
4.安装使用a安装不良b操作失误c过载使用d维修不良
失效类型：
（1）变形：非突发性失效，一般不会造成灾难性事故。包括弹性变形、塑性变形、蠕变变形。
（2）断裂：
(3)腐蚀:金属与周围介质之间发生化学或电化学作用而造成的失效, 如应力腐蚀、氢脆、点蚀等。
（4）磨损：相互接触并作相对运动的物体由于机械作用造成材料位移或分离的破坏形式，主要失效形式：粘着磨损、磨粒磨损、接触疲劳磨损、微动磨损、气蚀等。
提高失效抗力的方法
1.3 工程材料的选用原则
1、使用性能原则：
使用性能：零件能安全可靠使用的必备性能。
力学行为：金属在外力作用下表现的行为，如变形、断裂。
力学性能指标：各种力学行为发生转变时临界状态的度量
工艺性能：指材料在不同的制造工艺条件下所表现出的承受加工的能力，包括铸造性能、锻造性能、焊接性能、热处理工艺性能及切削加工性能。热处理、机加工、模铸锻等
性能要求不高的一般零件：毛坯正火或退火切削加工零件
性能要求较高的零件：毛坯预先热处理粗加工最终热处理精加工零件
性能要求高的精密零件：毛坯预先热处理粗加工最终热处理半精加工 稳定化处理或氮化精加工稳定化处理零件
3、经济性选材原则
材料价格；降低成本：生产成本和使用成本；资源和能耗；环保
1.4 材料化学成分、组织结构与性能的关系
化学成分和组织结构是性能的内在依据，是基础，性能是一定化学成分和组织结构的外部表现。金属材料的组成元素与含量从内部、热处理工艺从外部实现对组织结构的改变，从而使材料具有不同的使用性能。
第二章 钢的合金化基础
合金化：为改善和提高钢的力学性能或使之获得某些特殊物理、化学性能而向钢中加入特定元素的过程。 合金钢：为特定目的加入了合金元素的铁基合金称为合金钢。
低合金钢 ∑Me
中合金钢 ∑Me 5%～10% CrW5
高合金钢 ∑Me >10% W18Cr4V
合金化基础:合金元素加入后能改变钢的内部组织结构从而影响或改善钢的性能
2.1 钢中合金元素及其与铁和碳的相互作用
2.1.1.钢中合金元素的分类
(1).按与铁相互作用特点分
奥氏体形成元素：Fe+C N Cu Mn Ni Co
铁素体形成元素：Fe+Cr V Si Al Ti Nb Mo W Ta B Zr Be
(2).按与碳相互作用特点分
非碳化物形成元素：N Cu Co Ni Al Si P
碳化物形成元素：Mn Cr V Ti W Nb Mo Zr Ta
(3).按对奥氏体层错能的影响分（次要，了解即可）
提高γ层错能元素:Ni Cu C
降低γ层错能元素:Mn Cr Ti
2.1.2.钢中合金元素的分布
1、形成非金属夹杂:冶炼后期脱氧过程脱氧产物排除不彻底残留下来的。分为氧化物（氧化物性脆易断,轧、锻后,沿加工方向呈链状分布）、硫化物（可塑性较高,热加工时沿加工方向伸长）、硅酸盐（有易变形的,有不变形的,有点状的、AlN（稳定性较高,用作非均匀形核核心,以弥散强化改善钢的性能）
2、溶入固溶体：可溶入马氏体、奥氏体、铁素体中
3、形成强化相：形成合金渗碳体、氧化物或金属间化合物等
4、自由存在: 以游离状态存在于基体中，如银Ag、铅Pb
2.1.3.合金元素与铁的相互作用
(1)扩大相区的元素: Ni、Mn、Co、C、N、Cu等。
特点：使A4点上升,A3点下降,奥氏体稳定存在区域扩大。
其中：Ni, Mn, Co与γ-Fe无限互溶可得室温奥氏体组织;C, N, Cu部分溶于γ-Fe。
Co：＜45wt%时A3上升,＞45wt%时A3下降。
(2)缩小相区的元素:Cr、V、Mo、W、Ti、Si、Be、B、Nb、Ta、Zr等。
特点：使A4点下降，A3点上升，缩小相区。
其中： Cr、V、Mo、W、Ti、Si、Be等达一定含量后封闭相区，得单相铁素体； B、Nb、Ta、Zr等仅使相区缩小。
(3)原因:
点阵结构体心—缩小相区，面心—扩大相区；
原子尺寸接近—可互溶，差太大—不互溶；
电子结构和电负性次d层电子
2.1.4.合金元素与碳的相互作用
分类:
非碳化物形成元素Ni, Cu, Si, P, Al, Co等;
碳化物形成元素Ti, Nb, Zr, V, Mo, W, Cr, Mn等。
存在: 非碳化物形成元素—多存在于固溶体中； 碳化物形成元素—量很少时溶入固溶体或溶入渗碳体形成合金渗碳体；量多时形成特殊碳化物。
碳化物特点:高熔点、高硬度，极脆。同时具有金属键和共价键的特点。
(1).形成碳化物的规律性
碳化物形成元素的位置:在周期表中都是过渡族元素，位于铁的左边；
碳化物形成元素的原子结构特点:均含有未填满的d电子层；
形成碳化物的能力:
a、与元素次d原子层的状态有关，越不满越易形成,且形成的碳化物越稳定；
b、与碳化物的热效应有关，生成热越大越稳定；
按碳化物的稳定性由强到弱排序： Ti、Zr、Nb、V、Mo、W、Cr、Mn、Fe
(2).碳化物结构类型
简单点阵结构碳化物:MC型 WC、VC、TiC、NbC等； M2C型 W2C、Mo2C等;
合金渗碳体：(FeCr)3C、(FeMn)3C
复杂点阵结构碳化物:M6C型 Fe2Mo4C、Fe4Mo2C；M23C6型 Cr23C6、Fe21W2C、Fe21Mo2C
(3).决定碳化物结构类型的因素
rC/rMe –— 碳和合金元素原子直径之比；
rC/rMe＜0.59时,碳原子位于间隙中,不改变金属原有点阵结构因而形成简单点阵碳化物;
rC/rMe＞0.59时,碳原子将引起金属点阵的变形，形成复杂点阵结构碳化物。
碳化物特性
(1) 硬度 :高硬度，且形成倾向越大，硬度越高
(2) 稳定性:熔点高，可达3000℃以上，形成碳化物的能力越强，碳化物的熔点越高；分解温度高，多在1200℃
以上，难以溶入固溶体中，不易聚集长大—强化效果好；碳化物与基体(固溶体)之间不易发生合金元素
扩散交换—保持基体强化。
(3) 溶解:渗碳体具有一定的金属特性，可以作为基底固溶各种合金元素，形成成分可变的合金渗碳体或复合
碳化物—如(Fe,Cr)3C；简单点阵结构碳化物可形成缺位固溶体，成分偏离分子式，这是由于碳原子未填
满间隙位置所致
2.1.5.合金元素对奥氏体层错能的影响 （个人感觉非重点，了解即可）
层错能：指晶体中扩展位错之间形成堆垛层错(滑移面上、下原子错排)而造成的能量增加。
对性能影响：层错能越低，越有利于位错扩展和形成层错，造成滑移困难，使加工硬化趋势增加。
对马氏体形态的影响：层错能低，易于形成具有位错亚结构的板条马氏体，反之，易于形成孪晶马氏体。 镍、铜和碳提高奥氏体层错能，锰、铬、钌(Ru)和铱(Ir)降低奥氏体层错能。
2.2钢的强化机制
基本思路：
钢的强化：提高钢的屈服强度；屈服强度：塑性变形开始时滑移系上的临界切应力；
临界切应力：使位错开动、增殖并扩展所需要的应力； ★只要能阻碍位错运动，就能达到强化目的。
常用方法：固溶强化、晶界强化、第二相强化、位错强化。
两条途径：
①尽可能减少晶体中的可动位错，抑制位错源的开动，使金属材料接近金属晶体的理论强度—晶须；
②大大增加晶体缺陷的密度，造成尽可能多的位错运动障碍—合金化、形变、热处理等。
一、固溶强化
固溶强化：溶质原子溶入基体金属形成固溶体而产生的强化。
分类：
间隙固溶强化(碳、氮等间隙原子引起,强化机制为晶格畸变、气团钉扎，有效提高强度，却大大损害塑性、韧性及焊接性能)
置换固溶强化（溶质原子与基体原子尺寸不同造成晶格畸变产生强化作用，其效果比间隙原子强化低约两个数量级，同样对塑性和韧性的损害也较小）。
对性能的影响：提高强度，但降低塑性和韧性。 间隙原子在面心立方晶格中的强化作用比在体心立方中小得多:
A、铁素体是体心立方，C原子占据四面体间隙，尺寸差异大(r=0.07nm-0.036nm)，晶格畸变较大；
B、奥氏体为面心立方，C原子占据八面体间隙，尺寸差异相对较小(r=0.07nm-0.051nm)，且呈球面对称，晶格畸变较小。
增强效果—提高固溶量，利用相变造成过饱和。如马氏体相变强化,即淬火处理。
间隙固溶强化效果以Ｃ、Ｎ、Ｐ等最强。 置换溶质原子与层错作用在层错附近形成铃木气—钉扎位错，阻碍位错运动，达到强化效果。
错配度和固溶度是固溶强化作用的主要影响因素。
二、晶界强化
Hall-Pitch公式： s = 0 + ks d -1/2
晶界强化机制：晶粒越细小, 材料的屈服强度越高。细化晶粒还能提高塑性、韧性，降低脆性转变温度，因此是唯一能同时提高强度、塑性、韧性的强韧化机制。
合金元素对细化晶粒的贡献：
1)合金元素偏聚于晶界，提高阻碍位错运动的能力
2)形成难熔的第二相粒子，阻碍奥氏体晶界移动，细化铁素体晶粒
3)弥散分布的第二相粒子可作为非均匀形核核心，增加晶粒数量，减小晶粒尺寸，起到强化效果。
三、第二相强化
两种机制：
1）.位错切过第二相粒子:可变形的第二相粒子时效时自基体沉淀析出。与基体共格，共格应变大；键结合力强；是有序相—沉淀强化。
2）.位错绕过第二相粒子:人为加入不变形的弥散粒子，与基体不共格—弥散强化。强化效果与第二相的大小、数量、分布和性能有关：粒子数量多，颗粒细小、间距小时效果好。
四、位错强化
原理:利用增加位错密度提高金属强度。
位错数量的影响：位错运动时相互交割形成割阶，引起位错缠结，阻碍位错继续运动，提高钢的塑变抗力；位错密度越高，强化效果越好，强度提高，塑性下降。
位错组态的影响：
1）.铁素体型钢 层错能高，位错易交叉滑移形成胞状亚结构。位错胞尺寸影响符合霍尔-配奇公式，但较晶粒大小影响小得多。
2).奥氏体型钢 层错能较低，位错易扩展成层错，阻碍位错运动，提高强度，故冷变形加工硬化趋势大。加入降低层错能的铬、锰效果更好。
3).位错强化效果fcc>bcc
利用位错强化的途径
1).细化晶粒—加入细化晶粒合金元素，增加晶界数量；
2).形成第二相粒子—加入碳化物形成元素，位错绕过粒子留下位错圈，迅速增殖；
3).促进淬火效应—加入提高淬透性的合金元素，获得位错亚结构，相变诱发大量位错。
实际工程中材料的屈服强度是多种强化机制综合作用的结果
五、有序化强化
原理：a、反相畴界阻碍位错运动；b、位错与反相畴界交割形成新的畴界，增加能量。
有序固溶体：与原固溶体晶格相同并保持固溶体特性，但其原子按一定次序排列。
反相畴界：原子错排区即为反相畴，其边界即为反相畴界。
2.3 改善钢塑性和韧性的基本途径
一、改善钢塑性的主要途径
1.提高钢的均匀塑性变形能力—增加位错密度。
2.改善钢的极限塑性(伸长率)—推迟微孔坑形成。
影响钢塑性的因素
1.溶质原子的影响
大多降低塑性，强化效果越好，塑性下降越多。间隙原子造成的下降比置换原子大得多。加入少量钛、钒时可与钢中Ｃ、Ｎ结合形成碳化物和氮化物，改善钢的塑性。 总之，促进位错运动，塑性提高；阻碍位错运动，塑性下降。
2.晶粒大小的影响
对均匀变形影响不大,可协调不同晶粒间的塑性变形,减少位错塞积,推迟微孔坑形成,提高钢的极限塑性。
3.第二相的影响
第二相粒子提高加工硬化率,有利于均匀塑变但影响不太大,对极限塑性有害—易于产生微孔。
一般:第二相粒子越大,极限塑性越低；危害：针状或片状>球状,均匀分布
减轻第二相粒子有害影响的方法：控制碳化物的数量、尺寸、形状及分布；减少钢中夹杂物，控制夹杂物形态，减少O、S 含量，加入稀土元素改善。
4.位错强化与钢的塑性：增加位错密度塑性下降。
二、改善钢韧性的途径
韧性：表征材料抵抗断裂的能力；
断裂类型—根据断裂微观机制分类：
延性断裂(微孔坑形成、聚集、长大过程，宏观断口纤维状，微观断口韧窝型）；解理断裂（刃型位错塞积产生应力集中使解理断裂或刃型位错相遇反应形成解理裂纹—冷脆现象）；晶间断裂（溶质原子在晶界偏聚降低界面能量或第二相沿晶界分布使裂纹易于形成并扩展）。
改善钢断裂抗力的途径：
a改善延性断裂抗力
1.尽量减少微裂纹、微孔坑的形成场所—减少第二相粒子、夹杂物等；
2.提高基体组织的塑性；
3.提高组织均匀性。
b改善解理断裂抗力
1.细化晶粒；
2.加入合金元素Ni，Ni促进螺位错交叉滑移，解理裂纹不易形成。
c改善晶间断裂抗力
1.防止合金元素在晶界偏聚与沿晶析出；
2.减少S含量。
2.4 合金元素对钢相变的影响
一、合金元素对平衡状态下相变的影响
1.对奥氏体相区的影响
扩大γ相区元素(Ni、Mn、Co等)—S点左移，A3线下降，ES线、E点向左下方移动；镍、锰含量足够高时—奥氏体钢。
缩小γ相区元素(Cr、W、Mo、V、Ti、Si等)—S点左移，A3线上升，ES线、E点向左上方移动；铬、硅等—铁素体钢。
2.对共析点和共析温度的影响
所有合金元素使S点左移;
扩大γ相区元素：A3、A1下降—共析温度下降；
缩小γ相区元素：A3、A1上升—共析温度上升。
二、合金元素对非平衡状态下相变的影响
(一) 对加热转变的影响
1. 对奥氏体形成速度的影响
与碳的扩散有关, 因此Co、 Ni提高Vγ形成; Si、Al、Mn对Vc扩散(γ)影响不大，对Vγ形成几无影响; Cr、Mo、W、Ti、V等, 与碳亲和, 降低Vc扩散(γ)，减慢Vγ形成。
2. 残余奥氏体溶解
碳化物形成元素降低Vc扩散(γ), 合金碳化物稳定性高, 难溶解, 提高加热温度—高速钢热处理，淬火温度1250～1280℃，高于临界点(A1=820℃)数百度。
3. 奥氏体均匀化
1.溶质原子的影响
大多降低塑性，强化效果越好，塑性下降越多。间隙原子造成的下降比置换原子大得多。加入少量钛、钒时可与钢中Ｃ、Ｎ结合形成碳化物和氮化物，改善钢的塑性。 总之，促进位错运动，塑性提高；阻碍位错运动，塑性下降。
2.晶粒大小的影响
对均匀变形影响不大,可协调不同晶粒间的塑性变形,减少位错塞积,推迟微孔坑形成,提高钢的极限塑性。
3.第二相的影响
第二相粒子提高加工硬化率,有利于均匀塑变但影响不太大,对极限塑性有害—易于产生微孔。
一般:第二相粒子越大,极限塑性越低；危害：针状或片状>球状,均匀分布
减轻第二相粒子有害影响的方法：控制碳化物的数量、尺寸、形状及分布；减少钢中夹杂物，控制夹杂物形态，减少O、S 含量，加入稀土元素改善。
4.位错强化与钢的塑性：增加位错密度塑性下降。
二、改善钢韧性的途径
韧性：表征材料抵抗断裂的能力；
断裂类型—根据断裂微观机制分类：
延性断裂(微孔坑形成、聚集、长大过程，宏观断口纤维状，微观断口韧窝型）；解理断裂（刃型位错塞积产生应力集中使解理断裂或刃型位错相遇反应形成解理裂纹—冷脆现象）；晶间断裂（溶质原子在晶界偏聚降低界面能量或第二相沿晶界分布使裂纹易于形成并扩展）。
改善钢断裂抗力的途径：
a改善延性断裂抗力
1.尽量减少微裂纹、微孔坑的形成场所—减少第二相粒子、夹杂物等；
2.提高基体组织的塑性；
3.提高组织均匀性。
b改善解理断裂抗力
1.细化晶粒；
2.加入合金元素Ni，Ni促进螺位错交叉滑移，解理裂纹不易形成。
c改善晶间断裂抗力
1.防止合金元素在晶界偏聚与沿晶析出；
2.减少S含量。
2.4 合金元素对钢相变的影响
一、合金元素对平衡状态下相变的影响
1.对奥氏体相区的影响
扩大γ相区元素(Ni、Mn、Co等)—S点左移，A3线下降，ES线、E点向左下方移动；镍、锰含量足够高时—奥氏体钢。
缩小γ相区元素(Cr、W、Mo、V、Ti、Si等)—S点左移，A3线上升，ES线、E点向左上方移动；铬、硅等—铁素体钢。
2.对共析点和共析温度的影响
所有合金元素使S点左移;
扩大γ相区元素：A3、A1下降—共析温度下降；
缩小γ相区元素：A3、A1上升—共析温度上升。
二、合金元素对非平衡状态下相变的影响
(一) 对加热转变的影响
1. 对奥氏体形成速度的影响
与碳的扩散有关, 因此Co、 Ni提高Vγ形成; Si、Al、Mn对Vc扩散(γ)影响不大，对Vγ形成几无影响; Cr、Mo、W、Ti、V等, 与碳亲和, 降低Vc扩散(γ)，减慢Vγ形成。
2. 残余奥氏体溶解
碳化物形成元素降低Vc扩散(γ), 合金碳化物稳定性高, 难溶解, 提高加热温度—高速钢热处理，淬火温度1250～1280℃，高于临界点(A1=820℃)数百度。
3. 奥氏体均匀化
碳化物形成元素溶解困难，扩散慢。
4. 奥氏体晶粒长大
强碳化物形成元素Ti、V、Zr、Nb等强烈阻止奥氏体晶粒长大;碳化物形成元素W、Mo、Cr等作用中等;非碳化物形成元素Ni、Si、Cu、Co作用较弱;Mn、P、C等促使奥氏体晶粒长大;
多元微合金有复合作用。
(二) 对过冷奥氏体分解转变的影响
1. 过冷奥氏体稳定性
除钴外，所有合金元素都使TTT曲线右移, 提高奥氏体的稳定性, 提高钢的淬透性—合金化的主要目的;合金元素需溶入奥氏体才起作用;若有未溶碳化物则可成为形核中心, 降低奥氏体稳定性。
1)非碳化物形成元素和弱碳化物形成元素使TTT曲线整体右移；2)右移并分为P区与B区两个独立曲线—碳化物形成元素；3)钴使TTT曲线整体左移。
★ 合金元素量大时，显著稳定过冷奥氏体。
2.对珠光体转变的影响
1)除Co、Al外，所有Me推迟P转变，降低钢的临界冷却速度，增加钢的淬透性。减缓程度：(强)Mo、Ni、Cr、Mn(弱)；
2)Ti、V、Nb、Zr等强碳化物形成元素形成难熔碳化物，成为P转变核心，加速相变；
3)多元素复合作用—迭乘；
4)微量B在晶界内吸附，阻碍P形核，推迟P转变；
5)扩大γ元素，P区下移，缩小γ元素，P区上移。
3.对贝氏体转变的影响
1)Cr、Mn、Ni：减小相变动力且Cr、Mn阻碍碳扩散—强烈推迟B转变；
2)Mo、W、V等增加奥氏体与铁素体两相自由能差, 加大相变动力, 同时又阻碍碳扩散, 两者相抵的结果可推迟B转变但效果不强烈。另外提高了铁素体相变温度，使C曲线分为两部分；
3)Si阻碍C析出，强烈推迟B 转变；
4)Co、Al增大两相自由能差，促进B转变。
合金元素推迟B相变程度：锰、铬、镍、硅、钼、钨、钒、钴、铝。
4. 对马氏体相变的影响
a、对马氏体点的影响：
大多数Me降低 Ms点，增加残余奥氏体量。
b、对马氏体形态的影响：
C的影响：低碳马氏体—板条，位错亚结构；高碳马氏体—片状，孪晶亚结构；
Me的影响：Cr、Mo、Mn、Co等增加片状倾向。
(三) 对淬火钢回火转变的影响
1. 合金元素对马氏体分解的影响
低温时影响不大；中高温时, 碳化物形成元素强烈推迟马氏体分解,非碳化物形成元素影响不大, 硅特殊, 延缓分解；合金钢回火稳定性高。
2.对残余奥氏体分解的影响
大多合金元素使残余奥氏体量增加(Co、Al除外)，并使残余奥氏体的分解温度升高。其影响类似于对过冷奥氏体分解的影响，残余奥氏体更不稳定。Cr、Mn、Si作用显著，Ni、Mo、W、V作用弱。
二次淬火：高合金钢回火硬度高于淬火硬度的现象。原因在于：回火时残余奥氏体中析出碳化物—硬化相，同时，残余奥氏体中碳和合金元素含量降低，马氏体点升高，冷却时转变为马氏体，硬度升高。
3. 对碳化物形成及聚集长大的影响
低温回火析出ε碳化物，合金元素对其形成无影响，260℃转变为渗碳体，Si、Al强烈推迟转变，使转变温度升至350℃ 。
回火温度升高，合金元素再分配，置换渗碳体中铁原子形成合金渗碳体并开始聚集长大，Si、V、W、Mo、Cr等阻碍该过程。
回火温度继续升高，高合金钢在500-600℃间产生二次硬化现象—Ti、V、Mo、W等的碳化物自马氏体中析出，弥散强化，钢的强度、硬度升高。
4. 回复与再结晶
合金元素一般延缓这一过程，将再结晶温度推向更高温度范围；合金碳化物的析出有影响；合金钢的回火稳定性高。
合金元素对马氏体回火过程的影响主要是通过与碳的作用体现的。
2.5 合金元素对钢热处理工艺性能的影响
一、合金元素对马氏体淬透性的影响
除Co、Al外所有合金元素都能提高过冷奥氏体的稳定性, 推迟珠光体转变, 故都能提高淬透性—合金化主要目的之一；几种元素的复合作用较单一元素大许多倍；作用顺序：Mn、Mo、Cr最强，Si、Ni次之。
二、合金元素与钢的淬裂倾向性
淬火应力将造成变形与开裂，因合金元素提高淬透性，合金钢可用油甚至空气介质淬火，因而淬裂倾向较小。 碳和合金元素将使Ms点降低，若降低太多，将产生较大组织应力，亦可淬裂，因此应在保证淬透性的前提下尽可能减少碳及合金元素含量。
三、合金钢的回火脆性
1.第一类回火脆性—发生在250-350℃之间，不可逆
产生原因：（了解即可）原奥氏体晶界和马氏体界面处析出Fe3C—薄壳理论；板条马氏体间残余奥氏体的分解；杂质元素在晶界富集—Sb(锑)、Sn、P、As等。
Me影响:Nb、V、Ti—细化晶粒，降低脆性；Mo、W减少杂质在晶界吸附，降低脆性；Si推迟Fe3C析出，推迟回火脆温度。
2.第二类回火脆性—在375-600℃之间产生, 可通过快冷消除。
产生原因：
H、N、O、Si、P、S、As、Sn、Sb、Bi—在晶界偏聚降低晶间结合力，产生脆性；
Mn, Ni—与杂质元素共同偏聚，促进回火脆产生;
Cr—促进其它元素偏聚, 亦促进回火脆；
Mo—与杂质结合消除偏聚，抑制回火脆。
2.6 钢的冶金质量
一、低倍缺陷
1. 疏松：组织不致密，严重时影响力学性能。
2. 缩孔残余：破坏金属连续性，不允许存在。
3.偏析：化学成分不均匀现象，高温扩散退火可减轻。降低塑性和韧性；树枝状偏析影响较大，点状偏析和方形偏析不严重时允许存在。
4. 气泡—皮下气泡：如机械加工可消除,允许存在；内部气泡：不允许存在。
5. 发纹：沿加工方向、类似头发粗细的裂纹。发纹严重降低疲劳强度，应严格检验、限制。
6.白点—钢中内裂，易出现于珠光体钢、马氏体钢和贝氏体钢锻件中，大大降低力学性能，在后续热处理淬火时易扩展，不允许存在。
其他缺陷：夹砂、翻皮、折叠、锻造内裂等等。
二、钢的高倍缺陷
1. 带状组织
热轧热锻时沿压延方向两种组织交替分层的现象。亚共析钢中—铁素体带, 高合金钢中—碳化物带。
造成钢材各向异性的主要原因，横向塑、韧性降低，影响切削加工性能。
可通过正火或高温退火改善，但不能完全消除带状碳化物。
2. 液析：钢液中析出共晶碳化物或一次碳化物现象，共晶骨骼状，加工后链状或条状，沿流线分布。
3.非金属夹杂物：氧化物、硫化物、硅酸盐
三、断口分析
纤维状断口：无金属光泽、无结晶颗粒、暗灰色、明显塑性变形，属正常断口(调质钢)。
结晶状断口：强烈金属光泽，明显结晶颗粒，断口齐平，亮灰色，脆性断口，解理或准解理断口(调质钢：缺陷断口)。
瓷状断口：亮灰色、致密、有绸缎光泽，高碳钢或合金结构钢的正常断口。
层状断口：纵向断口，凸凹不平、无金属光泽，塑性、韧性明显下降，可分为撕裂状、木纹状、台状、分层状。 萘状断口：脆性穿晶断口，有粗大颗粒(类似萘晶)，系粗晶缺陷，性能极低，不允许存在，可通过多次重结晶消除。 石状断口：粗晶沿晶断裂断口，颜色灰暗、无金属光泽，性能极差，无法热处理消除，不允许存在。
第三章工程构件用钢
第一节工程构件用钢概述
服役条件：无相对运动、长期受静载，有时有温度要求，有腐蚀环境
失效形式：弹性变形、低温脆断、环境腐蚀、压力容器的爆裂等
性能要求：1力学性能：弹性模量大、强度高(保证无塑性变形、无断裂)、伸长率和断面收缩率高、无缺口敏感性和冷脆倾向；2化学性能：耐大气及海水腐蚀；3工艺性能：冷变形与可焊性
选择标准：以工艺性能要求为主，力学性能要求为辅；低碳钢，热轧空冷供货(有时正火回火使用)，大量F和少量P组织
第二节工程构件用钢的力学性能
力学性能体现在以下五个方面
一、屈服的现象、成因、危害与消除
屈服时，拉伸曲线上有屈服点与屈服平台，塑性变形宏观不均匀；原因是间隙原子与位错作用形成柯氏气团, 钉扎位错, 但位错在外力作用下挣脱气团后更易滑移；滑移线破坏构件外观，产生皱折；预先少量冷轧的平整加工可消除屈服，降低C、N或者加入强碳化物形成元素可以抑制气团
二、冷脆的现象和影响因素
冷脆是温度降低时，低碳构件钢在远低于屈服强度时由宏观塑性断裂过渡为脆性断裂的现象；塑脆转变温度Tk是衡量冷脆倾向的依据。①缺口和时效提高Tk ②杂质多，Tk高③晶粒细，Tk低，针状F、魏氏组织、上贝Tk高④锰、铝等降低Tk，碳、硅等提高Tk
三、应变时效的危害、成因和消除，应变时效敏感性
加工过程中变形往往不均匀，局部的冷变形在时效后造成局部断裂抗力下降，成为裂纹起源；后续冷加工困难；预轧钢板放置后的屈服重现。时效是由于C、N原子在位错周围聚集形成柯氏气团引起的；加入碳化物或氮化物形成元素可抑制或消除应变时效。用时效前后冲击韧度值差与原状态冲击韧度值之比来衡量敏感性
四、淬火时效的成因和危害
淬火得到C、N过饱和的a-F固溶体；固溶体放置时C、N原子向位错和缺陷处富集；弥散析出与母相共格的亚稳碳化物和氮化物，提高塑变抗力，降低断裂抗力
焊接构件淬火时效，热影响区韧性、断裂抗力降低，易成为裂纹起源
(4) 蓝脆的现象和成因
低碳钢在300-400℃之间出现的ζb增高、δk和ψk降低的现象，此温度下光亮钢呈蓝色，故称为蓝脆。原因是塑变位错运动速度与固溶C、N原子移动速度几乎相等
第三节工程构件用钢的大气腐蚀和防止
一、大气腐蚀的过程
一种微电池现象，基体做阳极，第二相质点做阴极，相当于导线连接的两极板。表面水膜做电解质溶液，发生吸氧腐蚀：阳极: Fe→Fe2+ + 2e阴极: 2H2O +O2 + 4e → 4OH¯水膜中: Fe2+ + 2OH¯→ Fe(OH)2↓后续的氧化反应：4Fe(OH)2 + 2H2O +O2→ 4Fe(OH)3↓脱水形成氧化膜: 2Fe(OH)3 → Fe2O3 + 3H2O
二、大气腐蚀的防止
1减少微电池数量：限制C,S量，减少第二相；
2提高基体电极电位：加入Cr,Ni,Ti；
3利用钝化效应，表面形成氧化膜：加入铬；加入铜：促进表面致密氧化膜，但＞0.5%时热脆；磷：与铜共存时更好，含量0.1%以下。
第四节工程构件用钢的加工工艺性能
一、冷变形性能的三个方面，影响因素
1变形抗力：一般ζs较低。
2塑变时的开裂和缺陷：δk和ψk反映开裂的危险性。也可能出现塑性失稳的开裂，ζs/ζb越接近1越易开裂，需较大变形的材料比值应小于0.7。深冲性能参量R是宽度和厚度方向真应变的比值，表征塑变各向异性，一般R＞1。
3冷变形后性能的变化：强度增高，塑性降低。
影响因素：C￪变形抗力升高，塑性变差，S￪，P￪，变形开裂倾向大；表面缺陷易成为开裂起源。
二、焊接构件的不均匀性，焊接性能的三个方面，各种焊接脆性
焊缝区、半熔化区和焊接热影响区发生复杂的冶金、熔化和热处理过程，各处组织不同、残余应力不同，造成未焊透、气泡夹渣、裂缝等缺陷，表现为焊接构件的不均匀性
1焊接接头性能；2焊后内应力场；3形成裂缝的倾向
焊接脆性是由于钢材成分的组织的变化而导致焊接构件脆断趋势增加的现象，各种焊接脆性如下表。
一、碳素构件用钢的特性、分类，专业用钢
碳素构件用钢又称碳素结构钢或普碳钢Wc
乙类钢：按化学成分供货；特类钢：同时保证力学性能和化学成分。
可根据专业用途对其成分和工艺进行微小调整，生产各种专业用钢，保证某些特殊性能
二、冷冲压薄板钢
用于制造厚度＜4mm的冷冲压构件，车身，仪表外壳等。强度要求不高, 冷冲压性能要好, 时效敏感性小。一般选用优质低碳钢，用量最大为08钢。组织方面，要求具有细小而均匀的铁素体晶粒。晶粒过粗冲压时易发生开裂和表面粗糙，但晶粒过细又会导致塑变抗力增加，容易磨损冲模。控制渗碳体的数量，防止出现渗碳体在晶界上的析出和链状分布。
第六节低合金构件钢
低合金构件钢又称低合金结构钢、普低钢、低合金高强度钢、HSLA钢，是为了适应大型工程结构，提高可靠性和节约钢材而发展起来的。
4)低合金构件钢的性能要求
力学性能
①热轧状态下的ζs高，热轧状态下的ζb高，ζs/ζb处于0.65~0.75，作为塑性储备；
②塑性与韧性要求，δk＞18%~20%，ψk>50%；室温下，纵向αK＞80J/cm2，横向αK＞60J/cm2；-40℃或时效处理后αK值不低于室温的50%；
③时效敏感性小
工艺性能，好的冷变形性能和焊接性能，CE
二、低合金构件钢的牌号和化学成分
前两位数字表示平均碳含量的万分之几(范围)；合金元素种类用符号表示，符号后面用数字表示其百分含量，含量＜1.5%时一般不标。如09Mu2。
总原则，低碳，合金化时以锰为基础，适当加入铝钒钛铌铜磷和稀土元素，发展方向是多组元微量合金化。具体如下：
1)低碳低合金，不加Cr、Ni，经济性好；
2)主加合金元素：Mn，固溶强化效果好。使S点左移，增加珠光体量，提高强度。wMn
3)辅加元素Al、V、Ti、Nb等，沉淀强化和细化晶粒，提高强度，降低TK；
4)加入Cu和P，提高耐大气腐蚀性；
5)微量稀土元素脱硫去气，净化组织。 三、低合金构件钢的使用特点
1)大多热轧状态使用，广泛用于各种重要钢构件；
2)有时钢种采用高温回火、正火或调质处理，使组织均匀，性能稳定； 3)要求屈服强度高的采用轧后控冷； 4)有些钢种可发展专业用钢。 第七节提高普低钢性能的途径
提高普低钢性能的途径包括：1发展微合金化低碳高强度钢2发展新型普低钢（低碳贝氏体型普低钢、低碳索氏体型普低钢、针状铁素体型普低钢）
3、微合金化低碳高强度钢的成分，强化方法和机制
低C(wC0.12%～0.14%或更低)、高Mn；微量多种合金元素。低碳是对塑性韧性和焊接性能的考虑，微量多种合金元素是对强度的考虑。
细晶强化和沉淀强化作用，如加入多种碳化物、氮化物形成元素；
相变强化，如在在wC＜0.06%时，加入钼和铌获得高密度位错的条状铁素体； 控制轧制、控制冷却改善组织，提高强度；
改变夹杂物的形成、大小、数量和分布，如加入钙和稀土元素。 二、低碳贝氏体型普低钢、低碳索氏体型普低钢和针状铁素体型普低钢
三、油气管材用钢、海洋用钢、压力容器用钢的性能要求
油气管材用钢要求高强度、高韧性、高断裂抗力及好的低温韧性。
海洋用钢包括：抗海水腐蚀钢、海洋采油平台用钢、跨海桥梁用钢，要求高强度、高的低温韧性和断裂韧性，高抗疲劳性，好的焊接性、成型性和耐蚀性。
压力容器用钢要求高强度、高屈强比，好的韧性、塑性，好的焊接性能和成型性，用Mn-Mo-V系低碳贝氏体钢。
第四章机器零件用钢
零件用钢的表示方法：1、前两位数字表示平均碳含量的万分之几(范围)；
2、合金元素种类用符号表示，符号后面用数字表示其百分含量，含量＜1.5%时一般不
标。
4.1机器零件用钢的强韧化 一、对性能的基本要求
a．失效形式：过量变形、表面损伤、脆性断裂等。
b．涉及的力学性能：塑变抗力、塑性、冲击韧度、断裂韧度、疲劳抗力、多冲抗力、接触疲劳抗力及耐磨性等。 c．力学性能要求：尽可能高的强度、足够的韧性。
d．工艺性能基本要求：好的淬透性。
※将钢淬火成为马氏体后再回火是零件用钢最基本热处理方式 二、合金元素在机器零件用钢中的作用 (一)淬透性
※淬火回火钢力学性能相似性：不同成分机器零件用钢完全淬透再回火至相同硬度时，钢的各种常规力学性能大致相同；
淬透性高疲劳强度高
淬透性高较高冲击热度与较低韧脆转变温度
合金元素作用：合金元素—提高淬透性—增加马氏体量—提高强度和综合力学性能 (二)合金元素提高淬透性的作用
1、提高淬透性(由弱到强)：镍、硅、铬、钼、锰、硼
2、完全溶入奥氏体中才起作用；
3、强碳化物形成元素钛、钒、锆、铌形成碳化物，降低淬透性； 4、几种元素复合作用远大于单一元素。 ※原则：多元少量
(三)其他作用
1、提高回火稳定性(Si、Cr、Mo、W、V、Ti)：延缓回火转变，允许跟高回火温度从而除去缺陷。 2、细化晶粒(强碳化物形成元素)；
3、固溶强化(固溶体中合金元素)； 4、防止第二类回火脆性(Mo、W)；
5、改善钢的被切削性能(S、P、Ca)：形成金属件化合物等润滑、破坏钢的连续性。 三、含碳量与热处理工艺选择
含碳量决定马氏体硬度，影响马氏体形态及回火后组织性能； 回火温度确定钢的最终组织状态与力学性能。
不同机器零件服役条件和失效形式不同，性能要求也不同，应有针对性地选择含碳量和热处理工艺：不重要零件——正火；冲击负荷耐磨性好——渗碳淬火低温回火；高力学性能——调制。 4.2渗碳钢
渗碳钢：经渗碳处理后使用的钢种。 一、组织性能要求
以齿轮为例：
受力情况：齿根部—交变弯曲应力；啮合齿面—接触疲劳和磨损；齿牙—较大冲击 失效形式：齿面磨损和剥落，齿牙断裂，接触疲劳。 二、化学成分
(一)低碳
wc：0.10%-0.25% —心部碳含量，过低：心部强度低，碳浓度梯度陡，渗碳层剥落；过高：心部塑性韧性下降，降低弯曲强度。
(二)合金元素作用
1、Cr、Ni、Mn、Mo、W、B提高淬透性：淬透性足够，心部全部低碳M，强韧性高；淬透性不足，出现非M组织降低承载能力；少量多元优于多量单一元素；微量B明显提高淬透性。
2、改进渗碳性能：Cr、Mo、W等增大钢表面吸收，降低扩散系数，表面碳浓度高，梯度陡；Ni、Si降低吸收，
促进扩散，表面浓度低，梯度平缓。硅阻碍渗碳，一般不用。
3、细化晶粒。加入少量强碳化物形成元素V、Ti等，阻止奥氏体晶粒长大。
4、对表层碳化物形态的影响。V、W、Mo及Si：长条或网状碳化物，增加脆性；Cr：粒状碳化物，韧性不下降，改善耐磨性和接触疲劳抗力。 三、常用渗碳钢及热处理 (一) 常用渗碳钢
低淬透性渗碳钢：15、20、20Mn2、20MnV、15Cr、20Cr、20CrV，用于要求不高的小型渗碳件；中淬透性渗碳钢：20CrMnTi、20MnVB、20Mn2B、20CrMn等，用于中等负荷耐磨件；高淬透性渗碳钢：20CrMnMo、12Cr2Ni4、20Cr2Ni4、18Cr2Ni4WA等，用于重载、大截面、高耐磨性、高强韧性要求的重要耐磨件。 (二) 热处理
预先热处理：正火组织：铁素体和细片状珠光体；
渗碳
渗后热处理 1. 降温预冷直接淬火。预冷：①减少变形；②析出碳化物，减少残余奥氏体量，提高表面硬度和疲劳强度。预冷温度高于Ar3，防止心部出现铁素体。2. 一次淬火，缓冷到室温再重新加热至略高于心部Ac3温度淬火。细化心部晶粒，消除表层网状组织。 3. 二次淬火，缓冷到室温后两次重新加热淬火，第一次加热至略高于心部Ac3温度完全淬火；第二次加热至表层Ac1以上进行不完全淬火;第一次淬火：细化心部晶粒，消除表层网状碳化物；第二次：表层得到高硬度、高耐磨性组织。 (三)典型钢种
1. 20Cr强度和淬透性比20钢高;渗碳时有晶粒长大倾向;一次淬火;
2．20MnVB 淬透性较高(油淬临界直径27～35mm);工艺性好(切削加工、渗碳及热处理)，长时间渗碳晶粒不长大，碳浓度梯度平缓;可直接淬火, 淬火变形较大，易脱碳。
（还有两种，看上去很复杂，去掉了。有心情可以翻到79也看看） 4.3 调质钢
调质钢：经调质处理后使用的中碳钢或中碳合金钢。 一、组织性能要求
受力：载荷变动，摩擦。
失效形式：疲劳断裂、过量变形、局部磨损。
性能要求：高强度高耐磨性及较好的韧性，即好的综合力学性能。 调质组织：回火索氏体1) 弥散强化（铁素体基体上分布粒状碳化物）、固溶强化（碳与合金溶入基体）—钢具有较高抗拉强度疲劳强度；2) 组织均匀，裂纹不易产生—提高塑性和韧性；3) 铁素体晶粒细小—塑脆转变温度低。 二、化学成分
1.中碳 0.3～0.5%C 过低，弥散、固溶强化不足，强度下降；过高，损害塑性和韧性； ※满足强度要求前提下尽量取低限。
2.合金元素
主加: Mn,Cr; 其他: Mo,Ni,Si,B等；从单一元素向多元复合发展
3. 合金元素作用：提高淬透性—Mn, Cr, Ni, Mo, Si, B；固溶强化—基体强化, Si, Mn, Ni最有效；细化晶粒—加入W, Mo, V,Ti；防止第二类回火脆性。
典型钢种介绍：
1．低淬透性调质钢：45、40Cr；
45钢强韧性较其他碳素钢好，应用广泛；淬透性不高，水淬有开裂倾向; 主要用于中小型零。 40Cr淬透性高于45钢；调质后强度韧性良好；450~680℃间回火产生第二类回火脆性。 （后面还有中淬透性高淬透性钢举例P83…有心情的可以看看）
(二) 调质钢的热处理
预先热处理 Ac3以上完全退火目的: 细化组织，改善切削加工性能；
正火+Ac1以下高温回火目的: 降低硬度便于加工。
最终热处理 a淬火淬火介质油(合金钢)或水(碳钢)；
b回火高温回火，回火索氏体组织;较高强度、韧性和塑性; 注意防止第二类回火脆(迅速入油)。低温回火，回火马氏体组织;高强度，韧性、塑性降低;适合要求高强度时。
调质后渗氮可提高耐磨性和疲劳强度
4.4弹簧钢
一、组织性能要求
弹簧：吸收冲击能量，减轻振动和冲击作用。储存能量，驱动零件完成预定工作。 受力：周期交变应力。
失效形式：疲劳断裂及过量塑性变形。 性能要求：
1.高的s、P、-1以及s/b；2. 一定的塑性和韧性；3. 良好的工艺性能—淬透性高，过热敏感性低;4. 高温、易蚀条件下要求良好的耐热性和耐蚀性。
最终组织：回火托氏体—M已分解，析出的碳化物颗粒弥散分布在相基体上, 未再结晶，保持强化作用，应力已消除；
性能：高弹性极限、屈服强度及疲劳强度
二、化学成分 1.碳
2.合金元素主加元素：Mn、Si;辅加元素：Cr、Mo、V、B、W等;
1)提高淬透性, 强化F, 提高s/b –Mn、Si、Cr、B；2)提高回火稳定性—Cr、W、Mo、V；3)细化晶粒，提高-1—V、Nb。
三、常用弹簧钢及热处理 (一)常用弹簧钢
1. 碳素弹簧钢：65钢淬透性较差；冷加工成形。
2. 合金弹簧钢65Mn强度、硬度、淬透性高于65钢； (二)弹簧钢热处理
弹簧热成形扁钢剪短，机械加工，加热压弯，淬火中温回火，喷丸 弹簧冷成型绕簧，去应力退火，磨端面，喷丸，去应力退火，发蓝 4.5 滚动轴承钢 一、性能要求
受力：周期接触应力(高压负荷)、冲击、磨损； 失效：疲劳剥落、磨损、断裂、锈蚀等；
性能要求：
1)高抗压强度、高-1，2)高弹性极限—不产生塑性变形；3)高而均匀的硬度和耐磨性；4)尺寸稳定性好；5)淬透性性好,磨削性能好。 二、化学成分与冶金质量
(一)化学成分
1.高碳保证淬硬性,提高硬度和耐磨性。高抗拉强度高耐磨性要求C高，而疲劳强度不允许C太高。 2.合金元素主要Me: Cr、Mn、Si。
Cr细化晶粒,提高淬透性,提高耐磨性及接触疲劳强度。Cr>1.65%, A’增加，硬度下降。 Si、Mn提高淬透性，Si提高回火稳定性。 (二)冶金质量
1.高纯净度 2.提高组织均匀性—尤其防止K的不均匀分布。 三、常用滚动轴承钢及热处理 (一)铬轴承钢
GCr15
C, Cr, S、P
轴承的工艺流程: 锻造—球化退火—机加工—淬/回火—磨削—装配 热处理：1.球化退火: 获均匀分布粒状P, 降低硬度便于机加工 2.淬/回火
淬火温度：840±10℃；低温回火。最终组织：极细回火马氏体，均布细粒状碳化物，少量残余奥氏体。
工具钢分类：按其工作性质分为：刃具、模具和量具。刃具钢按化学成分氛围：碳素工具钢、低合金工具钢、高速工具钢；模具钢一般按工作条件或加工材料的性质分为冷作模具钢、热作模具钢和料模具钢。量具无专用钢种，一
般可根据量具的种类和精度要求在有关钢种中选择使用。
5.1刃具钢
1. 受力情况：弯曲、扭转、剪切应力及冲击，同时受工件与切屑的强烈摩擦，使刃具温度上升。
2. 失效形式：1)刃部磨损变钝，硬度明显下降(机械摩擦，普遍)；2)崩刃或折断(冲击震动)；3)塑性变形(少见)。 3. 性能要求：高硬度、高耐磨性、高红硬性，足够的塑性和韧性。成分特点：碳含量较高。 4. 正常组织：极细隐晶马氏体加弥散分布在基体上细小碳化物颗粒 一、碳素工具钢碳含量在0.65-1.35%
1. 热处理：
（1）预先热处理—球化退火（a普通球化 b等温球化）组织：粒状P+球状K, 硬度：170-200HB （2）最终热处理—淬火、回火
淬火温度过高晶粒易长大，强韧性下降；淬火方式：（a. 单液淬火b. 双液淬火）
回火: 180-200℃，1-2h，淬火后立即回火；最终组织：隐晶M回+细粒K+少量A’；硬度: 58-62HRC。
2. 缺点：a．淬透性低，水淬开裂倾向大b．组织稳定性低，无红硬性(受热200℃硬度下降)c．耐磨性不够。 二、低合金工具钢碳工钢加一种或多种合金元素(Cr、Mn、Si、W、Mo、V)构成，碳含量：0.75-1.5%范围，合金元素总量＜5%。主要钢种：
1. Cr06、Cr2、9Cr2—含铬低合金工具钢（铬：提高淬透性、增加耐磨性和回火稳定性；）
2. 9SiCr—铬工具钢＋1.0%Si（硅进一步提高淬透性并强化基体，提高回火稳定性，从而提高红硬性及冲击韧性。） 热处理: 多采用马氏体等温淬火,变形较小
3. CrWMn—铬工具钢＋钨、锰碳量较高，与Cr、W、Mn形成合金碳化物，同时增加奥氏体含碳量，保证高硬度、
高耐磨性。钨：细化晶粒；锰：降低Ms点，提高A’量，抵消马氏体体积膨胀，淬火变形小。但是红硬性不高
三、高速工具钢高碳高合金碳含量：0.7-1.15%;主要合金元素有：钨、钼、铬、钒、钴等;
1. 主要特点：高红硬性（刀尖工作温度高于600℃时，硬度可达55HRC以上）；高温下保持高速切削能力和耐磨
性；高强度；适宜的塑性和韧性；高淬透性。 2. 铸态组织：
（1）W18Cr4V钢的平衡室温组织+M6C+Fe3C；实际组织：一般黑色共析体加白色M和A’加鱼骨状莱氏体。 （2）碳化物的不均匀性：使材料的屈服强度、抗拉强度和硬度下降，而且红硬性、耐磨性、抗弯强度、扭转强度及冲击韧性均大大降低, 必须经过锻造，即进行热加工（目的：破碎、细化粗大共晶碳化物,提高aK值） 3. 热处理
（1）加热、冷却时的组织变化
退火组织中的碳化物：M6C、M23C6、MC
加热时：M23C6：>900℃开始溶解，1100℃几乎全溶；M6C：>1037℃开始溶解；MC：>1100℃开始溶解;M6C、MC不会全溶，形成未溶碳化物；冷却时:冷却时的组织转变取决于溶入奥氏体的合金含量和冷却速度。A中合金含量越高，过冷奥氏体越稳定，转变越慢。多数钢Ms点在200℃左右，淬火后有大量残余奥氏体。 （2）退火工艺高速钢锻造后必须退火。
目的：a降低硬度，利于切削加工；b得碳化物均匀分布的粒状组织，为淬火做组织准备
退火组织: 索氏体与颗粒状碳化物, 硬度207-255HB。 （3）淬火工艺（淬火前预热）
1)加热温度: 很高，以保证高的红硬性。①硬度和红硬性要求为主, 韧性要求不高时，取较高淬火温度；②形状复杂、厚薄不均，易变形开裂时，取较低淬火温度。 2)加热时间: 既保证足够K溶入奥氏体，又不使晶粒长大;
3）淬火方式：a油淬空冷b分级淬火（淬火组织：60～65%M, 25～30%A'和约10%未溶碳化物）c等温淬火（组织：30%B）不采用空冷的原因：导致碳化物析出，降低硬度和红硬性；增加表面氧化脱碳
4）淬火缺陷：过热——碳化物变形或沿A晶粒成网状分布，可退火消除。过烧——晶界熔化，出现黑色莱氏体组织，不可挽救
（4）回火工艺：550—560℃/1-1.5h 三次（原因：一次: M淬火M回, 15%A'M1,约10%A'保留；二次: M１M１回，5-6%A'M2；三次回火后可使A'降低到1-2%水平。
回火过程中发生的转变：150～250℃M-碳化物，硬度降低，强度、塑性提高；250～400℃-碳化物渗碳体并聚集，硬度有所下降，塑性增加；400～500℃析出M23C6碳化物硬度、强度回升；500℃以上强度硬度明显升高，
560℃达到峰值二次硬化;600℃以上碳化物聚集长大，类型转变，硬度强度迅速下降
回火正常组织: 回火马氏体+颗粒状碳化物及少量残余奥氏体
4、碳及合金元素作用
C: 1)高碳马氏体固溶强化；2)形成特殊碳化物,提高硬度:合金碳化物作用远大于固溶强化4)C过高，碳化物不均匀，塑性、韧性下降，A'增加，结晶温度下降。
W和Mo: 1)提高红硬性的主要元素：W、Mo的K淬火时部分溶入A，高温回火时析出弥散分布的M2C，提高硬度。2)阻止淬火时A晶粒粗大—未溶M6C；3)提高耐磨性;4)W含量过高，K不均匀增加，性能下降。
V：1)提高红硬性和二次硬化峰—VC弥散析出;2)提高耐磨性;3)细化晶粒, 提高淬火温度。
Cr: 1)提高淬透性2)提高淬硬性3)提高切削性能
Co: 1)提高淬火温度—增加奥氏体合金度；2)提高红硬性,提高二次硬化峰。
Al: 提高淬火温度, 提高W和Mo在A中的固溶度, 细化晶粒。
5高速钢工件表面强化：
（1）化学热处理1)蒸汽处理—刃具在540—560℃时与蒸汽作用, 表面形成均匀、牢固、多孔的氧化铁薄膜，可贮油、润滑、防锈。2)硫氮共渗－蒸汽复合处理。3)气体碳氮共渗。
（2）表面复层强化：利用气相沉积等方法在工件表面形成强化层。
（3）激光表面处理：包括激光相变硬化、激光表面熔化－凝固处理及激光表面合金化。
6、发展动向：（1）钨－钼系代替钨系（2）新型高速钢研究1)超硬高速钢 2)时效硬化高速钢：过金属间化合物析出强化获得高硬度和红硬性;3)低合金高速钢采用较低合高含碳量，借助二次硬化。
5.2 冷作模具用钢
1. 定义：常温下使金属材料变形的模具用钢。
2. 受力分析：工作部分受强烈的挤压、摩擦和冲击作用，使用温度＜200－300℃。
3. 失效形式：正常失效：磨损；早期失效：变形、崩刃、开裂。
4. 性能要求：高强度、高硬度、高耐磨性，足够的韧性，红硬性要求一般。
5. 分类：碳素工具钢、低合金工具钢、高铬和中铬模具钢，高速钢类冷作模具钢。
一、碳工钢和低合金工具钢
碳工钢: T8A、T10A、T12A
优点：加工性能好，成本低；缺点：淬透性低，耐磨性低，淬火易变形，使用寿命低；
低合金工具钢: 9Mn2V、CrWMn、9SiCr、GCr15
优点：较高淬透性、较好耐磨性和较小淬火变形；
成分特点及热处理在5.1节已介绍
二、高铬和中铬模具钢常用钢种见表5-13(P.118)。
优点：耐磨性高,淬透性高,淬火变形微小；
(一)高铬模具钢 Cr12、Cr12MoV—Cr12型钢
1.成分特点：高碳、高铬——作用：形成(Cr、Fe)7C3，提高耐磨性，溶入奥氏体提高淬透性，高温回火析出，产生二次硬化，A’量多，淬火变形小；
Cr12MoV中加入少量Mo和V，二次硬化明显，硬度、耐磨性更高；Mo：细化晶粒，防止回火脆，V：细化晶粒，沉淀强化。
2.热处理：铸态组织：莱氏体钢，有网状共晶碳化物，碳化物不均匀，冲击韧性低。锻造：三方向反复拉伸墩粗，碳化物排列垂直于工作面。
球化退火。退火组织：索氏体加粒状碳化物。
淬火回火：工艺参数对性能的影响（图5-19；5-20；5-21）
淬火回火可有两种工艺：
1)一次硬化处理—最终组织： M+K’+A'；性能：硬度61-63HRC, 强度高, 冲击韧性高, 耐磨性高
2)二次硬化处理—只对Cr12MoV淬火加热， 500－520℃回火2-3次;
淬火组织: 45%M+50%A'+5%K，硬度较低;最终组织: 85-90%M+5%A’+
使用时性能:硬度60-62HRC，ak下降，红硬性提高，用于工作温度较高(400－500℃)或准备进行氮化处理的模具
（二)中铬模具钢 Cr4W2MoV钢
C、Cr含量低于Cr12型钢另加少量W、Mo、V，属过共析钢，碳化物均匀性提高，热加工性能好。
热处理：1)要求综合力学性能时，960－980℃淬火， 260－300℃回火两次，每次1-2h；
2)要求红硬性以及还需渗氮处理时，采用1020－1040℃淬火，500－540℃回火三次，每次1-2h。
三、高速钢类冷模具钢
高速钢可用作冷挤压凸模，红硬性要求不高，但强度、韧性高于刃具要求。通用高速钢做冷作模具时应在工艺上或成分上进行适当调整。
1.工艺: 高速钢低温淬火
淬火温度低，基体中C和Me含量低，二次硬化效果弱，冲击韧性高，但屈服强度和耐磨性下降。
2成分: 低碳高速钢6W6Mo5Cr4V，简称6W6基体钢在6-5-4-2钢基础上降碳降钒，仍属莱氏体钢，但碳化物均匀性提高，保持二次硬化时大大提高冲击韧性(>50%)。可代替高速钢或Cr12型钢制作冷挤压冲头和冷墩冲头。
3.基体钢.
定义：在高速钢基体成分上添加或调整合金元素，并适当增减碳含量所得的钢种，目的是改善钢的性能，适应某些用途的钢种。
2.典型钢种：
1)65Nb—6Cr4W3Mo2VNb，在6-5-4-2高速钢基体成分上加Nb，以细化A晶粒。
2)CG-2—6CrMo3Ni2WV，在6-5-4-2高速钢基体成分上添加2%Ni，以改善其韧性。
3)012Al—5Cr4Mo3SiMnVAl ,采用K形成元素与非K形成元素相结合的设计思路。
3.性能特点：b和aK优于Cr12型钢，而耐磨性较差，适于制做受冲击力很大的大型冷作模具。
5.3 热作模具用钢
一、定义：使热态金属或液态金属成形的模具。
1、工作条件：高温——与高热金属接触，工作面温度可达300- 400℃(锤锻模)、500-800℃(热挤压模)甚至近千度(黑色金属压铸模)；受力：机械应力，强烈摩擦，交变热应力。失效形式—变形、磨损、开裂、热疲劳；要求基本性能：1)高的高温强度和热稳定性；2)良好的韧性；3)高的热疲劳和热磨损抗力；4)良好的抗氧化性能和耐蚀性。 主要强化手段第二相强化，即碳化物强化
2.成分特点：C: 0.3-0.6%，既有一定K进行强化，又保证钢的韧性和热疲劳抗力。合金元素：1)提高高温强度、高温硬度和回火稳定性；2)提高Ac1点, 避免相变组织应力, 提高热疲劳抗力和韧性； 3)提高淬透性，强韧化基体。
二、锤锻模与大型压力机锻模用钢
1.特点：除机械应力，强烈摩擦，交变热应力外，冲击负荷大，工作温度不太高 (300-400℃)，截面大，碳化物不均匀性大，心部性能低(尤其aK)—选用高韧性热作模具钢。典型钢种：5CrNiMo、5CrMnMo
2.成分特点及合金元素作用
C与Cr、Mo、Mn形成K，提高热强性和耐磨性；Ni提高淬透性、强韧性和耐磨性；Mn代替Ni；Cr提高淬透性与热烧蚀性；Mo细化晶粒，防止第二类回火脆
3性能：高淬透性、良好综合力学性能，较高热强性，5CrNiMo优于5CrMnMo。
4.热处理
1)锻后退火——大型锻模钢坯多由钢厂以锻后退火供货。退火组织：F+P 硬度：180-230HB
2）淬、回火——为防止氧化脱碳，可选用可控气氛炉或盐炉加热，若用普通电炉则需保护模面和燕尾部分，90%生铁屑+10%木炭或模坯预热至300-400℃时把硼砂均匀筛于模面。燕尾自回火淬火法
组织：S回、T回。
三、热挤压模与中小型压力机锻模用钢
1.特点：工作面温升高，受力复杂(压、弯、拉、冲击及交变应力)，急冷急——热应力。
2.性能：更高的高温强度和热稳定性，更好的热疲劳、热磨损抗力及好的韧性——选用高热强性热作模具钢。
3.典型钢种及热处理：
1)钨系 3Cr2W8V优点：热稳定性高，耐磨性高;
成分：C保证既有较高的强度、硬度，又有足够的韧性；W提高热稳定性和耐磨性；Cr保证淬透性和热烧蚀性; V细化A晶粒，改善aK，亦可提高热稳定性和耐磨性。合金元素总量较高, S点左移, 属过共析钢。
热处理：锻造性能好，需均匀加热(W高)，锻后应缓冷；
球化退火——退火组织：铁素体基体上分布粒状碳化物；
淬火/回火——淬火组织：M+K+A'回火温度：560-630℃之间定，2-4h, 2-3次。最终组织:M回+未溶K+析出K 缺点：650℃以上使用强度硬度迅速下降，塑性、冲击韧度和热疲劳抗力较低。
2)铬系4Cr5MoSiV、4Cr5MoSiV1成分特点：约0.5%C，高铬无钨，加入钼、硅、钒。
性能特点：高淬透性、高强韧性，韧性和热疲劳抗力优于3Cr2W8V，钼和钒二次硬化，提高热稳定性和耐磨性，
铬、硅提高抗氧化性能。热处理参数及力学性能见表5-22。
3)铬—钼系针对钨系热稳定性高、韧性和热疲劳抗力不足以及铬系热稳定性不足而发展。部分钢种的化学成分和热处理工艺见表5-23和5-24。
四、钢压铸：
压铸：熔融金属在一定压力下注入型腔内成形的工艺。
工作条件：压应力,反复加热冷却的交变热应力,高温下强烈的摩擦和腐蚀。失效形式：热疲劳龟裂、开裂、变形、熔损。性能要求：1)高温力学性能；2)热疲劳抗力；3)导热性；4)耐蚀性。
1.低熔点金属压铸模用钢
Zn、Mg、Al熔点低，可用一般热作模具钢；铬-钼系热作模具钢效果更好。
热处理：淬火+高温回火+表面强化处理。处理后，基体高韧性、高热疲劳抗力，表面高硬度、高耐磨性。
2.高熔点金属压铸模用钢
铜及黑色金属压铸温度高达950℃以上，常用热作模具钢寿命极短。
铜合金可用铬—钼系热作模具钢。
黑色金属：一般钢制模具不能适应要求，可用难熔金属为基的合金如：钼基合金、钨基合金及铜基合金。
5.4 塑料模具用钢
工作条件：热压成形温度不高；压力不大；力学性能不高。但塑料制品形状复杂精密，表面光洁，并有腐蚀性。 性能要求：1)抛光性能好—材质纯净，组织致密；2)切削加工性(冷挤压成形)好，变形小; 3)表面硬度高，耐磨耐性；
4)足够的强度和韧性。
分类：切削成形塑料模具钢冷挤压成形塑料模具钢
一、切削成形塑料模具钢
(一)调质钢特点：C 0.3-0.5% Me: Cr、Mn、Ni、V等适量。
预硬态供货(钢厂充分锻打制块并热处理预硬)—无需热处理，避免变形。缺点：预硬状态不易切削加工。
(二)易切削预硬钢
加入易切削元素，提高切削加工性能。
1.硫系—8Cr2MnWMoVS(8Cr2S) C较高，Mn较高，并有0.08-0.15%S作为易切削元素加入。S、Mn以MnS存在，可减低切削力，切削时易于断屑。40-46HRC时的切削性能相当于普通调质钢30HRC时。抛光性能好，淬透性高(Cr)。可用做塑料模、胶木模，使用寿命较高
2.硫—钙复合系 5CrNiMnMoVSCa(5NiSCa)
单加硫，MnS易成长条带状，各向异性，同时加入S和Ca，可改善硫化物的形状、分布(Ca可使长条MnS碎裂)，减轻以至消除各向异性。切削加工性能好，抛光性能好－镜面，可进行表面图案蚀刻。淬透性高，可用作注塑模、橡胶模、胶木模等。
（三)时效硬化钢
此类钢预处理后硬度25-32HRC，机加工后经480-540℃时效，利用超细金属间化合物析出硬化，达到使用要求。可用作精密或超精密塑料模具用钢。典型钢种：马氏体时效钢，低镍时效钢特点：性能优越，但价格昂贵，国内使用较少。
二、冷挤压成形塑料模具钢
特点：冷挤压成形，可批量生产，效率高，模具精度高，表面质量好。
模具用钢要求：高塑性低变形抗力以利于挤压成形，表面硬度高(表面强化)，心部足够强韧性。
5.5 量具用钢
1. 基本性能要求：1)高硬度和耐磨性； 2)组织稳定； 3)表面光洁度高； 4)耐蚀性。
2.
3. 量具用钢的选择：量具用钢无专门钢种，可根据需要选择低合金工具钢或碳工钢、渗碳钢、及不锈钢等制作。 量具用钢的热处理
正常淬火、回火可得所需力学性能如：高硬度和耐磨性；
为保证量具尺寸精度和组织稳定应注意：1)淬火加热时进行预热以减少变形；2)保证高硬度条件下尽量降低淬火温度以减少A'含量；3)较长时间低温回火，提高组织稳定性；4)精度要求高时淬火后需冷处理—尽量消除A'稳定尺寸；
5)精度要求特别高时低温回火后进行时效处理。
第六章 不锈钢
不锈钢：在自然环境或一定介质中具有耐腐蚀性的钢。
一、腐蚀：金属与合金由于外部介质的化学作用或电化学作用而引起的破坏。
1、化学腐蚀：金属与化学介质直接产生化学反应而造成的腐蚀—气体腐蚀和非电解质腐蚀。
特点：无电流流动，腐蚀产物直接在金属表面产生，所产生的致密生成物，如Cr2O3、Al2O3、SiO2等可阻止
进一步的腐蚀。
2、电化学腐蚀：由于不同金属或金属的不同相间电极电位不同而在电解质作用下产生的腐蚀。是有电流产生的腐
蚀过程。
1）铁的电位低为阳极，铜的电位高为阴极，两者由导线相连且同处于H2SO4电解质中：
阳极(铁板)： Fe—Fe 2++2e 不断失电子被腐蚀
阴极(铜板)： 2H++2e—H2 析出氢气
2）同一金属置于电解质溶液中时亦可因不同相间存在不同电极电位而形成原电池。
形成原电池的条件：
1） 金属各部分或不同金属间存在着电极电位差。
2） 电极电位不同的金属必须有接触，即相互接触或中间联接。
3） 各部分金属需在同一电解质溶液中，且电解质溶液互相连通。
分类;
宏观腐蚀电池：不同金属直接接触组成；
微观腐蚀电池：同一金属表面的不均匀性引起。
3、金属腐蚀的类型：
1）均匀腐蚀——连续腐蚀
特点：腐蚀发生在与介质接触的整个金属表面，容易察觉，危险性不大。
2）晶间腐蚀——沿金属晶界进行的腐蚀
特点：腐蚀金属外形无变化，不易察觉，危险性很大。
3) 点腐蚀——孔蚀，发生在金属表面局部区域的深腐蚀
特点：钝化膜被破坏或表面缺陷等引起，尤其在含Cl-的环境中，一旦形成，迅速深入金属内部，危害性很大。
4）应力腐蚀——在拉应力和腐蚀介质共同作用下的腐蚀
特点：裂缝与拉应力方向垂直，消除应力时腐蚀很小，腐蚀介质有选择性，断口为脆性破坏。
5）磨损腐蚀——腐蚀与磨损同时存在、相互促进
特点：磨损腐蚀包括机械磨损、腐蚀介质对金属表面的冲刷及气泡磨损。
6）腐蚀疲劳——在腐蚀介质中承受交变应力作用而造成的腐蚀破坏。
二、不锈钢的性能要求及影响耐蚀性的因素
1、不锈钢的性能要求
1）尽可能高的耐蚀性—对具体环境而言；
2）好的力学性能—根据使用要求而定；
3）工艺性能—冷、热加工成形性能，切削加工性及可焊性等。
2、介质对不锈钢耐蚀性的影响
1）氧化性介质的影响：在氧化性介质(硝酸)中不锈钢表面易于形成氧化膜，可在短时间内钝化不锈钢—
含铬不
锈钢。但由于酸中含有H，为去极化剂，含量越高去极化效果越强，钝化钢所需铬含量越高。在氧化性
酸中不锈钢的含量必须高于16%才会有钝化能力。
2）非氧化性介质的影响：稀硫酸等，含氧量低，不易产生完整钝化膜，一般铬或铬镍不锈钢不耐蚀，可加入钼、
-铜等；强有机酸中含氧量亦低，铬锰不锈钢耐蚀性好于铬镍不锈钢，加入适量钼、铜效果更好；含Cl介
质中易发生点蚀，含钼不锈钢耐点蚀性较好。
3、提高不锈钢耐蚀性的途径——合金化：使金属容易钝化；提高金属电极电位；使金属获得纯净、均匀的单相
组织。
1）不锈钢的钝化
形成钝化膜—金属与周围介质生成的一层极薄致密氧化膜，隔离金属与介质，阻滞阳极反应，降低金属溶解
速度，提高金属化学稳定性和耐蚀性。
氧的吸附层—钝化膜的表面及下面，吸附的氧能饱和表面原子的未饱和位，产生钝性。
Me的影响—Cr、Al、Si等可在金属表面形成致密钝化膜，耐蚀效果很好，尤以Cr效果最佳。Mo、Cu可进
一步加强钝化作用，提高耐蚀性。
2) Me对铁的电极电位的影响
Cr溶入Fe中形成固溶体时，可显著提高铁的电极电位；随着含铬量的提高，铁基固溶体的电极电位有着跳跃式的提高，铬含量达1/8、2/8、3/8、… 铬/铁摩尔比，铁的电极电位跳跃式增高，腐蚀亦跳跃式显著减弱，此即n/8规律；不锈钢最低含铬量为12.5%摩尔比，换成质量比为11.7%，实际应用的不锈钢含铬量不低于13%。
3）合金元素对不锈钢基体组织的影响
金属中各相具有不同的电极电位，构成微电池造成腐蚀。如果金属基体为单相(奥氏体或铁素体)则可减少微电池数目，提高耐蚀性。
合金元素的影响:
奥氏体形成元素：C、N、Ni、Mn，扩大奥氏体区；
铁素体形成元素：Cr、Si、Ti、Nb、Mo，缩小奥氏体区。
铬的影响：≥12.7%Cr时封闭奥氏体区，形成单一铁素体，因此是铁素体型不锈钢中的重要元素。镍与铬复
合加入可大大降低需加入镍的含量。
碳的影响：可扩大奥氏体相区，形成单一奥氏体组织，但同时能与铬结合形成复杂碳化物，降低耐蚀性，因
此不锈钢中一般含量较低。
三、分类
按照高温加热并在空气中冷却后的基体组织类型可将不锈钢分类：马氏体不锈钢、铁素体不锈钢、奥氏体不锈钢、奥氏体—铁素体不锈钢、沉淀硬化不锈钢。
四、铁素体、马氏体不锈钢
WCr﹤12%，加热获得单一γ相区，有γ→α转变，淬火得马氏体钢；
WCr﹥13%，加热和冷却时不发生γ⇌α转变，淬火无马氏体生成，得铁素体钢；
12%﹤WCr﹤13%,部分γ⇌ α，得铁素体-马氏体钢；
1、铁素体不锈钢—基体组织为铁素体
1）成分：Fe-Cr-C，低碳，高铬，碳降低耐蚀性，铬提高耐蚀性。
2）组织：F+Cr23C6 从室温加热至熔点或从高温冷却到室温均不发生相变，保持单一铁素体组织—不能用热处
理方法强化。
3）缺点—脆性大，缺口敏感性差
●晶粒粗大-无法用热处理改善
●sigma相得析出—FeCr金属间化合物，硬而脆，550-580℃长时间停留析出，常存在于晶界并伴有体积效应，
造成脆性—可在850℃以上长时间保温消除；
●475℃脆性—WCr>15%，在400-525℃间保温或缓冷造成室温脆性。原因：此温度范围Cr原子易有序化，形成富Cr的小区域，并与母相共格，畸变应增加，冲击韧性下降—可快冷消除；
●高温脆性—加热到900-1000℃以上后冷却到室温会严重脆化。
4）常用钢种
Cr13型，耐热钢；Cr17型，应用在弱腐蚀介质中；Cr25-28型，应用在强腐蚀介质中
5）压力加工及热处理
低始锻温度1040-1120℃，低终锻温度700- 800℃，退火、淬火温度不超过900℃，时间不宜过长，降至600℃+
时快冷。
2、马氏体不锈钢
1) 成分：碳含量范围大，从1Cr13到9Cr18，铬取低限，大多12-14%，少数17-19%。
2）性能：耐蚀性、塑性和焊接性不如奥氏体和铁素体不锈钢，但是在耐蚀性的基础上有良好的力学性能；且价格低廉，是不锈钢中最便宜的一种。
3）主要钢种：
（1）Cr13型：1Cr13、2Cr13、3Cr13、4Cr13 低中碳钢基体组织为Cr23C6 热处理①软化处理—降低硬度，便于机加工(锻后空冷得M)； 高温回火：700-800℃, 空冷, 回火索氏体, 170-230HBS 完全退火：840-900℃, 炉冷至600℃以下空冷, F+Cr7C3 ,
②淬火加热温度：1000-1050℃, 1Cr13、2Cr13取下限，3Cr13、4Cr13取上限。
③回火低温回火：200-250℃—回火马氏体组织，用于要求高硬度和耐磨性能的零件，耐蚀性亦很好； 高温回火：600-750℃—回火索氏体，用于要求综合机械性能的零件，仍有较好的耐蚀性。 应用1Cr13、2Cr13主要制作要求塑、韧性及耐冲击的结构件，如汽轮机叶片等；
3Cr13、4Cr13用于要求高硬度和耐蚀性的零件，如医疗器械、滚珠轴承部件、工模具、弹簧等。 （2）1Cr17Ni钢：低碳、中铬加2%Ni，组织为F+M+少量A既有很好的耐蚀性，又有较强的强韧性。 五、奥氏体不锈钢
1、铬-镍奥氏体不锈钢
1）18-8型高铬18%，高镍9%，超低碳，钛，铌，钼等； 平衡组织：F+A+ Cr23C6；热处理组织：A+F+(Cr,Fe)23C6
性能：耐蚀性最好，优于F和M不锈钢；塑性好、韧性高，无冷脆转变温度；无磁性；热强性高；可焊性好；切削加工性能低；晶间腐蚀敏感性较高。
冷热加工：1220-1240℃均匀加热后开坯锻造—热塑性好，奥氏体不锈钢高温强度好，但应防止出现铁素体，降低热塑性；冷加工变形能力好，可提高强度，但塑性下降。
固溶处理：钢加热到单一奥氏体区保温，碳化物及杂质相充分溶解，获得成分均匀的奥氏体组织，然后快冷，将过饱和奥氏体组织保持到室温—软化处理(固溶强化作用弱且硬质点已溶解)。 目的：消除应力和晶间腐蚀倾向，提高耐蚀性。
工艺：加热温度1050-1150℃，太高易出相，太低碳化物溶解不充分，组织不均匀,快冷，防止Cr23C6再次析出。 敏化处理：固溶处理后钢再加热至400-480℃时Cr23C6析出强烈，晶间腐蚀敏感性强—可用固溶强化消除。消除应力处理：消除冷加工内应力，保持冷作硬化，去除应力，提高耐蚀性； 工艺：250-450℃/1-2h。消除焊接应力及应力腐蚀敏感
工艺：850-950℃/1-2h，快冷，迅速通过Cr23C6析出温度区间。
稳定化处理：优先形成稳定的TiC、NbC，不形成或少形成Cr23C6，防止晶间腐蚀；应用于加钛或铌的18-8钢； 工艺：加热至高于Cr23C6溶解温度，低于TiC、 NbC溶解温度，保温数小时冷却；850-900℃/2-4h，(1Cr18Ni9Ti: 860-880 ℃/6h)，空冷，多在固溶处理后进行。 2、无镍或节镍奥氏体不锈钢
1）Cr-Mn不锈钢：以锰代镍，12%Cr，20Mn时得到单一奥氏体，但铬低于13%耐蚀性降低。A+F两相组织。 2）Cr-Mn-N不锈钢：锰氮共同代替镍稳定奥氏体，氮的加入可扩大铬的极限含量，提高耐蚀性，提高强度且不
降低室温韧性。氮含量0.3- 0.5%以下，过多易出气泡，并形成TiN夹杂物，为进一步提高耐蚀性可加入钼、铜。 A+F+少量铁素体，少量铁素体可降低晶间腐蚀。
3）Cr-Mn-Ni-N不锈钢：Cr-Mn和Cr-Mn-N不锈钢难以得到单一奥氏体组织，加入少量镍可在Cr＞15%时仍得到
单一奥氏体。
3、奥氏体不锈钢的晶间腐蚀、应力腐蚀及点腐蚀
1）晶间腐蚀—危害极大：在敏化温度(450-800℃)加热或时效过程中沿晶界析出Cr23C6，造成晶界附近贫铬，当铬含量低于13%时失去钝化效果。
防止：固溶处理—成分均匀；C↓—减少Cr23C6的析出；定碳及稳定化处理—加入铌、钛形成稳定碳化物NbC、
TiC，减少Cr23C6的形成； 改变Cr23C6析出数量及分布—调整成分使组织中存在少量δ铁素体，Cr23C6
优先在δ/γ界面析出，减少其晶界析出数量，降低晶间腐蚀。
2）应力腐蚀—拉应力与电化学腐蚀共同作用
防止：降低拉应力；提高奥氏体不锈钢的屈服强度；改善使用介质和环境；改变化学成分提高应力腐蚀抗力。
- 3）点腐蚀—含Cl介质中易产生
防止：合金化—加入铬、钼、氮显著提高抗点蚀能力，镍、硅、稀土也有效。
六：其它类型的不锈钢
1、F-A双相不锈钢：属镍铬不锈钢，较高的铬含量(18-26%)、一定的镍含量(4-7%)和低碳可获得铁素体加奥氏
体双相组织，并可使两相都具有独立的钝化能力，保证双相组织的耐蚀性不降低。
性能：A降低钢的脆性，提高可焊性和韧性；F提高屈服强度，降低应力腐蚀敏感性，双相的存在降低
晶间腐蚀倾向。
工艺：1000-1100℃淬火韧化，得到组织: 60%F+40%A
2、沉淀硬化不锈钢：在马氏体基础上经过时效处理产生沉淀强化而得到超高强度的钢，主要有A-M沉淀硬化
不锈钢和M沉淀硬化不锈钢两类。
沉淀硬化不锈钢主要通过调整钢的成分，使Ms点降低，固溶处理后得到不稳定残余奥氏体或M+A'
组织，随后经时效析出金属间化合物强化。
3、新发展
超纯铁素体不锈钢
新型奥氏体不锈钢—抗应力腐蚀断裂、抗点蚀、抗海水腐蚀及易切削不锈钢等。
第七章耐热钢和耐热合金
一、名词解释
耐热钢：能在高温下工作，有一定强度，抗氧化、耐腐蚀的铁基合金；
耐热合金：在更高温度下工作的镍基、钴基、钼基、铌基、钽基等合金。
抗氧化性：高温下迅速氧化，形成连续、致密、并牢固附着在金属材料表面的氧化薄膜，保护材料不被继续氧化。 热强性:耐热钢在高温和载荷作用下抵抗塑性变形和破坏的能力 二、耐热金属材料的工作条件和性能要求
工作条件：高温、高应力及高温氧化性或腐蚀性介质； 失效形式：蠕变、热疲劳、热腐蚀等；
性能要求：高温化学稳定性、高温力学性能、高温物理性能及加工工艺性。
三、耐热钢的抗氧化性
（一）普通钢的高温氧化：570℃以下，氧化层由Fe3O4和Fe2O3组成，较致密，氧化较慢。570℃以上，氧化物有三层：(外)Fe2O3、 Fe3O4和 FeO(内)，FeO是缺位固溶体且易破碎，Fe原子易于扩散，加速氧化进行。 （二）提高抗氧化性的途径
合金化，加入铬、铝、硅等形成致密、稳定并与基体牢固结合的氧化膜(铬、铝、硅与氧的亲和力比铁大)，抑制或避免FeO的形成，减少进一步的氧化。加入微量稀土元素可提高抗氧化性。表面处理(渗铝、渗铬、渗硅)亦可提高抗氧化性。
碳、氮形成化合物时降低抗氧化性；钒、钼的氧化物易挥发，使抗氧化性变坏。 四、耐热金属材料的热强性(高温强度)
(一)金属高温力学性能
失效特点：工件在应力远低于σb时产生破裂，应力远低于σs情况下连续和缓慢塑性变形；温度和时间对高温力学性能的影响 t℃↑—σb↓，δ↑ ∵t℃↑，原子活动↑，位错易于活动T↑—σb↓，δ↓
高温下断裂类型的变化:随温度的升高，σ晶界和σ晶内都降低，且前者降低快于后者，因此t℃高于等强温度(晶界强度与晶内强度相等的温度)时，断裂形式由穿晶断裂转变为晶间断裂，即由韧性断裂转变为脆性断裂。 高温力学性能表征—热强性,包括材料在高温下的瞬时性能和长时性能
1)瞬时性能—如高温拉伸、高温强度和高温冲击等; 是在高温条件下常规力学性能试验测得的性能指标, 特点：高温瞬时加载。2)长时性能—如蠕变极限、持久强度、应力松驰、高温疲劳强度及冷、热疲劳等；是材料在高温及载荷共同长时间作用下所测得的性能指标。
(二)提高耐热钢热强性途径
影响因素1)软化因素—随温度↑，原子间结合力↓，扩散系数增加，组织趋向平衡，硬度下降；2)形变断裂方式—低温：滑移为主，高温：滑移+原子扩散+晶界滑动与迁移；3)断裂方式—低温：多为穿晶断裂高温：更多晶间断裂。 提高热强性途径
1)基体强化—提高合金基体原子间结合力
(1) 熔点高，原子间结合力高，热强性高； (2) 面心立方原子间结合力＞体心立方原子间结合力，故奥氏体钢热强性＞铁素体、马氏体钢热强性； (3) 固溶强化可提高基体原子间结合力
2)第二相沉淀强化要求第二相稳定、细小均匀、弥散分布，多采用难熔合金碳化物或金属间化合物。
3)晶界强化—减轻高温下晶界强度降低的影响 (1) 适当粗化晶粒，减少晶界数量； (2) 净化晶界：S、P等易在晶界偏聚，形成低熔点共晶，钢中加入硼、稀土等与S、P形成高熔点稳定化合物，即可净化晶界； (3) 填充晶界空位：加入硼可填充晶界空位，降低晶界原子扩散提高热强性，Ti、Zr亦可； (4) 晶界沉淀强化。
五、耐热钢及耐热合金的分类
1．-Fe为基的耐热钢：P耐热钢、M耐热钢、F抗氧化钢；2．-Fe基耐热钢：A耐热钢、A抗氧化钢；3．镍基耐热合金：以Cr20Ni80合金为基础发展起来，还有钴基；4．难熔金属基耐热合金：钼、钽、铌及金属陶瓷。 六、抗氧化钢（有铁素体型和奥氏体型两类）
（一）铁素体型抗氧化用钢在铁素体不锈钢基础上发展起来的，主要添加Si、Al等抗氧化Me元素，且随Cr含量增加，抗氧化性提高。有三类：1.Cr13型如Cr13Si3 可工作在800-850℃下，C含量0.1%左右； 2.Cr18型如：Cr18Si2 可在1000℃左右使用； 3.Cr25型如： Cr25Si2等可在1100℃左右使用。特点：抗氧化性好，无相变，故晶粒粗大，韧性低，不能承受重载。
（二）奥氏体型抗氧化钢在A不锈钢基础上添加Si、Al等元素，热强性和加工性能比铁素体型好，高温下可承受一定载荷。
典型钢种及特点：1. Cr18Ni25Si2
2. Cr-Mn-N系 Cr20Mn9Ni2Si2N
使用寿命均低于Cr-Mn-N系。 七、珠光体及马氏体耐热钢
（一）珠光体耐热钢正火状态组织为珠光体加铁素体。特点：合金元素低，工艺性能好，价格低，可在600℃左右工作，按其碳含量及用途可分为两类：低碳珠光体耐热钢(锅炉管线用钢)和中碳珠光体耐热钢
1、低碳珠光体耐热钢(锅炉管线用钢)1）工作条件：内有高压蒸汽，外与火焰、烟气接触；2）、性能要求：（1)较高的高温强度和持久塑性；（2)较好抗氧化及耐蚀性；（3)组织稳定性高—不球化和石墨化；（4)工艺性能好—制管、冷弯、可焊性等。
3）、化学成分低碳：0.1-0.15%C，C高，K（碳化物）多，易球化、石墨化，工艺性下降，抗氧化性下降。C过低，蠕变极限下降。 Me：Cr、Mo—固溶强化作用好，降低石墨化倾向，提高强度，提高抗氧化性。W、N、Ti、Nb—稳定组织，弥散强化，提高强度。
4）、组织稳定性(1)P球化及K聚集长大长期高温下工作，层片状珠光体会发生球化，片状碳化物会聚集长大，造成抗蠕变能力和持久强度的降低。 C、Mn(>1%)促进球化，Cr、Mo、V等碳化物形成元素阻止球化。因此成分设计时尽量降碳、锰，适量加入铬、钼、钒。
（2）石墨化石墨化指渗碳体在一定温度条件下长期使用发生分解的过程： Fe3C—3Fe+C(石墨) 石墨化造成各性能指标全面下降，是最危险的组织转变。 Mo、Al、Si、Ni促进石墨化，Cr等强碳化物形成元素阻止石墨化。 （3）合金元素的扩散和再分配16Mo、15CrMo等钢在一定温度长期工作，Mo将从固溶体扩散至碳化物中，降低钢的热强性。防止措施： ①固溶体复合合金化，提高基体原子结合力； ②加入Ti、V、Nb形成稳定碳化物，减少渗碳体，且特殊碳化物不溶入Mo、W等。
5）热处理—正火加高温回火据合金元素种类、含量、构件尺寸等不同，可得贝氏体、低碳马氏体及铁素体加珠光体组织。
2、中碳珠光体耐热钢用途：耐热紧固件、汽轮机转子等。性能：更高热强性、热疲劳强度、高温塑性、韧性等。成分：C含量高于前者，0.2-0.4%，合金化以铬、钼为主，其他有Ti、Nb、V、B等。热处理：淬火加高温回火，组织回火索氏体。 （二）马氏体耐热钢
1、叶片用钢—汽轮机叶片性能：耐蚀性、热强性、耐磨性、抗氧化性；钢种：1Cr13、2Cr13，460-480℃处理：调质处理。2、排气阀用钢性能：更高高温强度、硬度、韧性、抗氧化、抗腐蚀能力，更好组织稳定性，良好加工性；成分：较高碳、加硅提高抗氧化性能；钢种：4Cr9Si2 处理：油冷/700℃回火。
八、奥氏体耐热钢及合金
奥氏体型耐热钢特点(与-Fe基,如P、M型比)（1）-Fe原子间结合力大，扩散系数小；（2）、 T再高，>800℃(-Fe T再450-600℃)；由1、2可知其组织稳定性好（3）、较好的抗氧化性、高的塑性和韧性、良好的可焊性，但室温强度低、导热性差、加工困难。
分三类：（一）、固溶强化型18-8+ Mo、W等—1Cr18Ni9Mo。在18-8钢基础上添加固溶强化效果较好的Mo、W、Nb等元素形成，固溶处理状态下使用—温度较高、载荷不大零部件。热处理：1050-1100℃固溶/空冷或水冷。 （二）、碳化物沉淀强化型以碳化物为沉淀强化相的奥氏体铁基高温合金。成分特点：1)较高的铬、镍—形成奥氏体； 2)钨、钼、铌、钒等形成碳化物沉淀相。
(1)铸态下使用的钢 4Cr25Ni20等。骨架状共晶碳化物(M7C3、MC)强化晶界，M23C6晶内沉淀析出强化基体。 (2)固溶加时效处理后使用 4Cr14Ni14W2Mo等。此类钢锻、轧成形后，需经固溶处理和预先时效方可使用.时效过程中，钢中析出大量M23C6、MC，沉淀强化，稳定组织，工作温度600-650℃。用于发动机轮盘，内燃机排气阀等 （三）、金属间化合物沉淀强化型强化机理：Ni与Al、Ti形成γ'相[Ni3(Al,Ti)]—沉淀强化； W、Mo溶入奥氏体—固溶强化； V、B—强化晶界，B可使晶界网状沉淀相破碎成断续沉淀相。锻、轧成形后，经固溶处理和预时效处理后使用。
九、镍基耐热合金(高温合金)
成分：在Ni80Cr20基础上发展起来：加Mo、W、Co—固溶强化；加Al、Ti、Nb、Ta等—获得金属间化合物，沉淀强化；加B、Zr、Ce(铈)—实现晶界强化；
性能：耐热温度高或热强性高
热处理：固溶(1100-1200℃/2h空冷)+时效(750-850℃/6h空冷) 第八章
铸铁：以铁、碳、硅为主要成分、有具有共晶转变的多元铁基合金。
成分：wC=2.5%-4.0%，wSi=1.0%-3.0%， wP=0.4%-1.5%，wS=0.02%-0.2%。
性能：铸造性能优良，工艺简单，成本低廉。优良的减震性、耐磨性和可切削加工性能。 本章主要内容:铸铁石墨化的基本知识；常用铸铁材料的组织和性能；
8.2 铸铁的结晶
一、铁－碳合金双重状态图（图8-1 p180） 按Fe-Fe3C状态图结晶—白口铸铁； 按Fe-C状态图—灰铸铁
二、铸铁结晶的热力学和动力学条件 1、热力学条件
t>1154℃时，FL最低，液相最稳定;
1148℃
根据热力学条件，白口铸铁在900℃以上保温时，莱氏体的Fe3C可自发分解形成A+G 2、 动力学条件
虽然t
以灰铸铁结晶为例，即按Fe-C状态图进行 共晶灰铸(wC=4.26%)
1.一次结晶过程—液体中结晶的过程共晶转变
石墨结构: 六方点阵。
石墨易于沿层面生长，沿垂直层面方向生长速度较慢，故铁液中析出的石墨多为片状。共晶成分铸铁转变时领先相通常为石墨，石墨生长过程中使周围铁液中碳浓度降低，生成包围着石墨的奥氏体，形成共晶团。端部与液体接触，易于生长。 2.二次结晶过程
铁故中
奥氏体中碳的脱溶和一次渗碳体分解。C从奥氏体溶脱后附着于石墨片，金相观察难以区别。条件不满足时，可在奥氏体晶界析出二次渗碳体。
共析转变。缓慢冷却时，奥氏体易于转变为铁素体加石墨，共析石墨沉积于原有石墨上。冷速较快或石墨化倾向较小时，奥氏体将转变为珠光体。
3.石墨化三阶段：
第一阶段：液相析出的一次石墨、共晶石墨及一次渗碳体和共晶渗碳体分解的石墨；
中间阶段：奥氏体析出二次石墨及二次渗碳体分解的石墨；
第二阶段：共析石墨及共析渗碳体分解的石墨。
石墨化进行程度不同，铸铁组织亦不同
四、影响铸铁结晶的因素
1.合金元素的影响
1)C、Si强烈促进各阶段石墨化；碳和硅对两个阶段的石墨化均有促进作用。硅原子与铁原子结合力很强，削弱了铁液和固溶体中碳与铁的结合，使碳原子游离扩散，增进石墨化。
2)P的影响 P的作用远小于C和Si，相当于碳的1/3, 它可使共晶点左移，降低共晶点碳浓度。
3)碳当量将硅、磷折合成相应的碳含量并加上原有碳含量即为碳当量： CE=wC+1/3w(Si+P)
共晶度：实际碳含量与其共晶碳含量之比：SC= wC/4.26%-1/3w(Si+P)
SC=1共晶组织，SC＜1亚共晶， SC＞1过共晶
CE、SC增加，石墨化能力增加，石墨增多，强度、硬度降低；锰、硫阻碍石墨化。
2.冷却速度的影响冷却速度越慢，越有利于按Fe-C状态图结晶；冷速快，则按Fe-Fe3C状态图结晶；铸件壁厚、浇注温度和铸型材料对石墨化的影响可归结为冷却速度的影响，壁厚大、浇注温度高及砂型都有利于石墨化。
8.3 灰铸铁命名：HT表示：灰铁HuiTie，数字表示：抗拉强度。
一、灰铸铁的组织：金属基体加条形片状石墨;金属基体有铁素体、铁素体加珠光体和珠光体
二、灰铸铁的性能：
1.力学性能
1)抗拉强度石墨的缩减作用（减少负载有效面积）和切割作用（石墨片尖端应力集中）
CE、S C增加，b下降；壁厚增加，b下降。
改善措施：降碳、硅含量，采用孕育处理防止白口化
2)硬度和抗压强度铸铁的特性：抗压强度:抗拉强度＝2.5-4.0:1(硬度范围130-270HBS)。
石墨片粗大、量多，硬度、抗压强度下降。
3)伸长率和冲击韧性伸长率极小；冲击韧性；
4)耐磨性灰铸铁耐磨性很好，脱落石墨—润滑剂，石墨脱落后的微孔—储存润滑油，存放磨损微粒。
5)减振性石墨割裂基体，阻止振动传播，减振效果好。
2.工艺性能：1)铸造性能好，熔点低、流动性好，凝固收缩小填充能力好；2)切削加工性能好；3)可焊性差。
三、孕育铸铁经孕育处理的灰铸铁为孕育铸铁。
机理：加入孕育剂，形成外来晶核，激发自生晶核产生—细化组织处理。
特点：1)成分：碳、硅低于普通灰铸铁，锰高于普通灰铸铁(中和硫，生成珠光体，提高强度)；2)组织：珠光体基体，细小石墨片均匀分布在P上，石墨的缩减和切割作用减小；3)性能：壁厚敏感性小，强度、耐磨性明显提高，塑性、韧性提高不大(与灰铁比)
四、灰铸铁的合金化与热处理
1.合金化Cr、Mo、V—较大幅度提高强度(基体)，但促进白口化，就同时加Cu或Ni；Ti—细化晶粒；Cr—明显提高耐热性，Cr和Mo同时作用效果更好。
2.热处理
（1）消除应力退火—避免铸件变形550-600℃/2-8h，含铬、钼等取高限。
（2）石墨化退火—消除白口组织，降低硬度和脆性；900-950℃/2-5h，共晶渗碳体分解为奥氏体和石墨；600-650℃/数小时，共析渗碳体分解为A和石墨
8.4 球墨铸铁：HT经球化和孕育处理，石墨成球形。数字：前—抗拉强度，后—伸长率。QT—Qiu Tie， 球铁的强度、塑性和韧性较HT高得多，并有良好的耐磨性和减振性。
一、石墨的球化
1、球化处理：灰口成分的铁液中加入球化剂，促使石墨结晶为球状的处理称为球化处理。
2、球化处理同时应进行孕育处理，否则有白口倾向。原因：球化剂多为阻碍石墨化元素，难以产生石墨核心，孕育剂为强烈促进石墨化的元素(硅铁)。
3、球化机理：1)螺旋位错理论2)气泡理论
二、球墨铸铁的组织和性能
1.组织：基体组织加球状石墨
根据基体组织不同可分为：铁素体球墨铸铁—铁素体占80%以上；珠光体球墨铸铁—珠光体占80%以上；贝氏体球墨铸铁—等温淬火，基体主要为贝氏体
牛眼状铁素体：球状石墨形成时周围奥氏体中C极低而Si较高，易于沿石墨边沿形成铁素体。
2.性能：
F球铁：抗拉强度、塑性、冲击韧性均高于灰铁，伸长率达10%以上。P球铁：抗拉强度高于F球铁，屈强比高0.7-0.8；B球铁：高强度、高硬度、高疲劳极限和良好冲击韧性
3.球墨铸铁的热处理
1.退火（1）去应力退火—消除铸造应力：550-650℃；（2）高温石墨化退火—消除渗碳体：900-950℃，随炉缓冷得F球铁，出炉空冷得P球铁；（3）低温石墨化退火—提高塑性韧性：730-780℃
2.正火：（1）高温正火(完全A化正火)： 880-950℃—增加珠光体数量，细化P组织，提高强度和耐磨性。（2）低温正火(不完全A化正火)：840-860℃—细珠光体加碎块铁素体，提高塑性和韧性.
3.淬火：淬火温度：880-920℃，低温回火耐磨性好，高温回火综合性能好；等温淬火—900-930℃加热,等温温度250-350℃，得下贝氏体基体组织。
4.表面强化处理——处理基体，与钢表面强化相似。
8.5 蠕墨铸铁
通过变质处理使石墨成蠕虫状即为蠕墨铸铁，蠕虫状石墨也是多晶体，介于片状与球状之间。
组织——基体：珠光体、珠光体+铁素体、铁素体；石墨：蠕虫状，形貌卷曲、端部圆钝，有部分球状石墨。 性能：强度、塑性高于同基体灰铁，但不如球铁。
牌号：RuT*** ***：抗拉强度。
8.5 可锻铸铁
是白口铸铁石墨化退火后得到的高强度铸铁。分类：黑心可锻铸铁、珠光体可锻铸铁、白心可锻铸铁。
牌号：K: keduan, T: Tie, H: Heixin（黑心可锻铸铁）, Z: Zhuguangti（珠光体可锻铸铁）, B: Baxin（白心可锻铸铁）数字：前—抗拉强度，后—伸长率（如KTH300—06，KTZ450—06，KTB350—12）。
一、可锻铸铁的组织
1. 成分：前提：首先要有合格的纯白口组织铸铁，若组织中有片状石墨则得不到团絮状石墨，因此应降低促进石墨化元素的含量。一般：2.4-2.7%C, 1.4-1.8%Si, 0.5-0.7%Mn,
2. 石墨化退火—白口铸铁加热至高温长时间退火，渗碳体分解，形成团絮状石墨。
二．可锻铸铁的性能：
（1）力学性能高于灰铸铁，接近球墨铸铁；（2）工艺简单，成本低；（3）水及盐水中耐蚀性优于碳素钢；（4）耐热性优于灰铸铁和碳钢；（5）黑心可锻铸铁有较高塑性和韧性，可承受冲击和振动；（6）珠光体可锻铸铁具有较高强度和好的耐磨性，用于要求高强度、耐磨铸件（7）切削加工性能好。
8.7 合金铸铁
一、 耐热铸铁
铸铁生长: 铸铁在高温下反复加热冷却时将发生体积长大。
原因: 氧化性气体进入铸铁内部,与碳和铁反应生成气泡、氧化皮，体积长大。加入铝、铬等在表面形成致密的、稳定性很高的氧化膜，阻止氧化性气氛进入铸铁内部可抑制长大。
二、耐磨铸铁分抗磨铸铁(用于干式磨损)和减磨铸铁(用于润滑磨损)两类。
加入Ni、Mn、B提高淬透性—M基抗磨铸铁；加入Si、Mn、Mo、B，获得无碳化物B基体抗磨铸铁；加入Cr、W、V强化基体，改善白口铁耐磨性。加入P、V、Ti、B、Cr、Mo、RE等，获得各种减磨铸铁。
三、耐蚀铸铁加入Al、Si、Cr等形成氧化膜，加入Cr、Ni、Cu、Mo等提高基体电极电位，提高耐蚀性。石墨数量少，球形都可提高耐蚀性。
第一章 绪 论
1.1 工程材料的分类 ：金属材料（黑色金属材料和有色金属材料） 陶瓷材料 高分子材料 复合材料 新材料发展趋势： 新型金属材料—高性能、复合化—结构材料、低维材料—扩大应用、非晶(亚稳态)材料—日益受到重视、功能材料—迅速发展、特殊材料—特殊条件下应用的材料、计算机化—材料的设计及选用。
1.2 工程材料的失效分析
零件失效：机械零部件失去其应有功能即称为零件失效，包括完全丧失功能、部分丧失功能和失去可靠性三种情况。 失效分析：采用实验检测技术与方法，确定具体系统或零件失效的原因。
失效分析学：分析零件失效原因，提出预防措施，使零件正常安全运行的学科。
失效原因：1.设计a工作条件估计错误b计算错误c结构外形不合理
2.材料a选材不当b材质低劣
3.加工a铸锻造缺陷b冷加工缺陷c热处理缺陷d焊接缺陷
4.安装使用a安装不良b操作失误c过载使用d维修不良
失效类型：
（1）变形：非突发性失效，一般不会造成灾难性事故。包括弹性变形、塑性变形、蠕变变形。
（2）断裂：
(3)腐蚀:金属与周围介质之间发生化学或电化学作用而造成的失效, 如应力腐蚀、氢脆、点蚀等。
（4）磨损：相互接触并作相对运动的物体由于机械作用造成材料位移或分离的破坏形式，主要失效形式：粘着磨损、磨粒磨损、接触疲劳磨损、微动磨损、气蚀等。
提高失效抗力的方法
1.3 工程材料的选用原则
1、使用性能原则：
使用性能：零件能安全可靠使用的必备性能。
力学行为：金属在外力作用下表现的行为，如变形、断裂。
力学性能指标：各种力学行为发生转变时临界状态的度量
工艺性能：指材料在不同的制造工艺条件下所表现出的承受加工的能力，包括铸造性能、锻造性能、焊接性能、热处理工艺性能及切削加工性能。热处理、机加工、模铸锻等
性能要求不高的一般零件：毛坯正火或退火切削加工零件
性能要求较高的零件：毛坯预先热处理粗加工最终热处理精加工零件
性能要求高的精密零件：毛坯预先热处理粗加工最终热处理半精加工 稳定化处理或氮化精加工稳定化处理零件
3、经济性选材原则
材料价格；降低成本：生产成本和使用成本；资源和能耗；环保
1.4 材料化学成分、组织结构与性能的关系
化学成分和组织结构是性能的内在依据，是基础，性能是一定化学成分和组织结构的外部表现。金属材料的组成元素与含量从内部、热处理工艺从外部实现对组织结构的改变，从而使材料具有不同的使用性能。
第二章 钢的合金化基础
合金化：为改善和提高钢的力学性能或使之获得某些特殊物理、化学性能而向钢中加入特定元素的过程。 合金钢：为特定目的加入了合金元素的铁基合金称为合金钢。
低合金钢 ∑Me
中合金钢 ∑Me 5%～10% CrW5
高合金钢 ∑Me >10% W18Cr4V
合金化基础:合金元素加入后能改变钢的内部组织结构从而影响或改善钢的性能
2.1 钢中合金元素及其与铁和碳的相互作用
2.1.1.钢中合金元素的分类
(1).按与铁相互作用特点分
奥氏体形成元素：Fe+C N Cu Mn Ni Co
铁素体形成元素：Fe+Cr V Si Al Ti Nb Mo W Ta B Zr Be
(2).按与碳相互作用特点分
非碳化物形成元素：N Cu Co Ni Al Si P
碳化物形成元素：Mn Cr V Ti W Nb Mo Zr Ta
(3).按对奥氏体层错能的影响分（次要，了解即可）
提高γ层错能元素:Ni Cu C
降低γ层错能元素:Mn Cr Ti
2.1.2.钢中合金元素的分布
1、形成非金属夹杂:冶炼后期脱氧过程脱氧产物排除不彻底残留下来的。分为氧化物（氧化物性脆易断,轧、锻后,沿加工方向呈链状分布）、硫化物（可塑性较高,热加工时沿加工方向伸长）、硅酸盐（有易变形的,有不变形的,有点状的、AlN（稳定性较高,用作非均匀形核核心,以弥散强化改善钢的性能）
2、溶入固溶体：可溶入马氏体、奥氏体、铁素体中
3、形成强化相：形成合金渗碳体、氧化物或金属间化合物等
4、自由存在: 以游离状态存在于基体中，如银Ag、铅Pb
2.1.3.合金元素与铁的相互作用
(1)扩大相区的元素: Ni、Mn、Co、C、N、Cu等。
特点：使A4点上升,A3点下降,奥氏体稳定存在区域扩大。
其中：Ni, Mn, Co与γ-Fe无限互溶可得室温奥氏体组织;C, N, Cu部分溶于γ-Fe。
Co：＜45wt%时A3上升,＞45wt%时A3下降。
(2)缩小相区的元素:Cr、V、Mo、W、Ti、Si、Be、B、Nb、Ta、Zr等。
特点：使A4点下降，A3点上升，缩小相区。
其中： Cr、V、Mo、W、Ti、Si、Be等达一定含量后封闭相区，得单相铁素体； B、Nb、Ta、Zr等仅使相区缩小。
(3)原因:
点阵结构体心—缩小相区，面心—扩大相区；
原子尺寸接近—可互溶，差太大—不互溶；
电子结构和电负性次d层电子
2.1.4.合金元素与碳的相互作用
分类:
非碳化物形成元素Ni, Cu, Si, P, Al, Co等;
碳化物形成元素Ti, Nb, Zr, V, Mo, W, Cr, Mn等。
存在: 非碳化物形成元素—多存在于固溶体中； 碳化物形成元素—量很少时溶入固溶体或溶入渗碳体形成合金渗碳体；量多时形成特殊碳化物。
碳化物特点:高熔点、高硬度，极脆。同时具有金属键和共价键的特点。
(1).形成碳化物的规律性
碳化物形成元素的位置:在周期表中都是过渡族元素，位于铁的左边；
碳化物形成元素的原子结构特点:均含有未填满的d电子层；
形成碳化物的能力:
a、与元素次d原子层的状态有关，越不满越易形成,且形成的碳化物越稳定；
b、与碳化物的热效应有关，生成热越大越稳定；
按碳化物的稳定性由强到弱排序： Ti、Zr、Nb、V、Mo、W、Cr、Mn、Fe
(2).碳化物结构类型
简单点阵结构碳化物:MC型 WC、VC、TiC、NbC等； M2C型 W2C、Mo2C等;
合金渗碳体：(FeCr)3C、(FeMn)3C
复杂点阵结构碳化物:M6C型 Fe2Mo4C、Fe4Mo2C；M23C6型 Cr23C6、Fe21W2C、Fe21Mo2C
(3).决定碳化物结构类型的因素
rC/rMe –— 碳和合金元素原子直径之比；
rC/rMe＜0.59时,碳原子位于间隙中,不改变金属原有点阵结构因而形成简单点阵碳化物;
rC/rMe＞0.59时,碳原子将引起金属点阵的变形，形成复杂点阵结构碳化物。
碳化物特性
(1) 硬度 :高硬度，且形成倾向越大，硬度越高
(2) 稳定性:熔点高，可达3000℃以上，形成碳化物的能力越强，碳化物的熔点越高；分解温度高，多在1200℃
以上，难以溶入固溶体中，不易聚集长大—强化效果好；碳化物与基体(固溶体)之间不易发生合金元素
扩散交换—保持基体强化。
(3) 溶解:渗碳体具有一定的金属特性，可以作为基底固溶各种合金元素，形成成分可变的合金渗碳体或复合
碳化物—如(Fe,Cr)3C；简单点阵结构碳化物可形成缺位固溶体，成分偏离分子式，这是由于碳原子未填
满间隙位置所致
2.1.5.合金元素对奥氏体层错能的影响 （个人感觉非重点，了解即可）
层错能：指晶体中扩展位错之间形成堆垛层错(滑移面上、下原子错排)而造成的能量增加。
对性能影响：层错能越低，越有利于位错扩展和形成层错，造成滑移困难，使加工硬化趋势增加。
对马氏体形态的影响：层错能低，易于形成具有位错亚结构的板条马氏体，反之，易于形成孪晶马氏体。 镍、铜和碳提高奥氏体层错能，锰、铬、钌(Ru)和铱(Ir)降低奥氏体层错能。
2.2钢的强化机制
基本思路：
钢的强化：提高钢的屈服强度；屈服强度：塑性变形开始时滑移系上的临界切应力；
临界切应力：使位错开动、增殖并扩展所需要的应力； ★只要能阻碍位错运动，就能达到强化目的。
常用方法：固溶强化、晶界强化、第二相强化、位错强化。
两条途径：
①尽可能减少晶体中的可动位错，抑制位错源的开动，使金属材料接近金属晶体的理论强度—晶须；
②大大增加晶体缺陷的密度，造成尽可能多的位错运动障碍—合金化、形变、热处理等。
一、固溶强化
固溶强化：溶质原子溶入基体金属形成固溶体而产生的强化。
分类：
间隙固溶强化(碳、氮等间隙原子引起,强化机制为晶格畸变、气团钉扎，有效提高强度，却大大损害塑性、韧性及焊接性能)
置换固溶强化（溶质原子与基体原子尺寸不同造成晶格畸变产生强化作用，其效果比间隙原子强化低约两个数量级，同样对塑性和韧性的损害也较小）。
对性能的影响：提高强度，但降低塑性和韧性。 间隙原子在面心立方晶格中的强化作用比在体心立方中小得多:
A、铁素体是体心立方，C原子占据四面体间隙，尺寸差异大(r=0.07nm-0.036nm)，晶格畸变较大；
B、奥氏体为面心立方，C原子占据八面体间隙，尺寸差异相对较小(r=0.07nm-0.051nm)，且呈球面对称，晶格畸变较小。
增强效果—提高固溶量，利用相变造成过饱和。如马氏体相变强化,即淬火处理。
间隙固溶强化效果以Ｃ、Ｎ、Ｐ等最强。 置换溶质原子与层错作用在层错附近形成铃木气—钉扎位错，阻碍位错运动，达到强化效果。
错配度和固溶度是固溶强化作用的主要影响因素。
二、晶界强化
Hall-Pitch公式： s = 0 + ks d -1/2
晶界强化机制：晶粒越细小, 材料的屈服强度越高。细化晶粒还能提高塑性、韧性，降低脆性转变温度，因此是唯一能同时提高强度、塑性、韧性的强韧化机制。
合金元素对细化晶粒的贡献：
1)合金元素偏聚于晶界，提高阻碍位错运动的能力
2)形成难熔的第二相粒子，阻碍奥氏体晶界移动，细化铁素体晶粒
3)弥散分布的第二相粒子可作为非均匀形核核心，增加晶粒数量，减小晶粒尺寸，起到强化效果。
三、第二相强化
两种机制：
1）.位错切过第二相粒子:可变形的第二相粒子时效时自基体沉淀析出。与基体共格，共格应变大；键结合力强；是有序相—沉淀强化。
2）.位错绕过第二相粒子:人为加入不变形的弥散粒子，与基体不共格—弥散强化。强化效果与第二相的大小、数量、分布和性能有关：粒子数量多，颗粒细小、间距小时效果好。
四、位错强化
原理:利用增加位错密度提高金属强度。
位错数量的影响：位错运动时相互交割形成割阶，引起位错缠结，阻碍位错继续运动，提高钢的塑变抗力；位错密度越高，强化效果越好，强度提高，塑性下降。
位错组态的影响：
1）.铁素体型钢 层错能高，位错易交叉滑移形成胞状亚结构。位错胞尺寸影响符合霍尔-配奇公式，但较晶粒大小影响小得多。
2).奥氏体型钢 层错能较低，位错易扩展成层错，阻碍位错运动，提高强度，故冷变形加工硬化趋势大。加入降低层错能的铬、锰效果更好。
3).位错强化效果fcc>bcc
利用位错强化的途径
1).细化晶粒—加入细化晶粒合金元素，增加晶界数量；
2).形成第二相粒子—加入碳化物形成元素，位错绕过粒子留下位错圈，迅速增殖；
3).促进淬火效应—加入提高淬透性的合金元素，获得位错亚结构，相变诱发大量位错。
实际工程中材料的屈服强度是多种强化机制综合作用的结果
五、有序化强化
原理：a、反相畴界阻碍位错运动；b、位错与反相畴界交割形成新的畴界，增加能量。
有序固溶体：与原固溶体晶格相同并保持固溶体特性，但其原子按一定次序排列。
反相畴界：原子错排区即为反相畴，其边界即为反相畴界。
2.3 改善钢塑性和韧性的基本途径
一、改善钢塑性的主要途径
1.提高钢的均匀塑性变形能力—增加位错密度。
2.改善钢的极限塑性(伸长率)—推迟微孔坑形成。
影响钢塑性的因素
1.溶质原子的影响
大多降低塑性，强化效果越好，塑性下降越多。间隙原子造成的下降比置换原子大得多。加入少量钛、钒时可与钢中Ｃ、Ｎ结合形成碳化物和氮化物，改善钢的塑性。 总之，促进位错运动，塑性提高；阻碍位错运动，塑性下降。
2.晶粒大小的影响
对均匀变形影响不大,可协调不同晶粒间的塑性变形,减少位错塞积,推迟微孔坑形成,提高钢的极限塑性。
3.第二相的影响
第二相粒子提高加工硬化率,有利于均匀塑变但影响不太大,对极限塑性有害—易于产生微孔。
一般:第二相粒子越大,极限塑性越低；危害：针状或片状>球状,均匀分布
减轻第二相粒子有害影响的方法：控制碳化物的数量、尺寸、形状及分布；减少钢中夹杂物，控制夹杂物形态，减少O、S 含量，加入稀土元素改善。
4.位错强化与钢的塑性：增加位错密度塑性下降。
二、改善钢韧性的途径
韧性：表征材料抵抗断裂的能力；
断裂类型—根据断裂微观机制分类：
延性断裂(微孔坑形成、聚集、长大过程，宏观断口纤维状，微观断口韧窝型）；解理断裂（刃型位错塞积产生应力集中使解理断裂或刃型位错相遇反应形成解理裂纹—冷脆现象）；晶间断裂（溶质原子在晶界偏聚降低界面能量或第二相沿晶界分布使裂纹易于形成并扩展）。
改善钢断裂抗力的途径：
a改善延性断裂抗力
1.尽量减少微裂纹、微孔坑的形成场所—减少第二相粒子、夹杂物等；
2.提高基体组织的塑性；
3.提高组织均匀性。
b改善解理断裂抗力
1.细化晶粒；
2.加入合金元素Ni，Ni促进螺位错交叉滑移，解理裂纹不易形成。
c改善晶间断裂抗力
1.防止合金元素在晶界偏聚与沿晶析出；
2.减少S含量。
2.4 合金元素对钢相变的影响
一、合金元素对平衡状态下相变的影响
1.对奥氏体相区的影响
扩大γ相区元素(Ni、Mn、Co等)—S点左移，A3线下降，ES线、E点向左下方移动；镍、锰含量足够高时—奥氏体钢。
缩小γ相区元素(Cr、W、Mo、V、Ti、Si等)—S点左移，A3线上升，ES线、E点向左上方移动；铬、硅等—铁素体钢。
2.对共析点和共析温度的影响
所有合金元素使S点左移;
扩大γ相区元素：A3、A1下降—共析温度下降；
缩小γ相区元素：A3、A1上升—共析温度上升。
二、合金元素对非平衡状态下相变的影响
(一) 对加热转变的影响
1. 对奥氏体形成速度的影响
与碳的扩散有关, 因此Co、 Ni提高Vγ形成; Si、Al、Mn对Vc扩散(γ)影响不大，对Vγ形成几无影响; Cr、Mo、W、Ti、V等, 与碳亲和, 降低Vc扩散(γ)，减慢Vγ形成。
2. 残余奥氏体溶解
碳化物形成元素降低Vc扩散(γ), 合金碳化物稳定性高, 难溶解, 提高加热温度—高速钢热处理，淬火温度1250～1280℃，高于临界点(A1=820℃)数百度。
3. 奥氏体均匀化
1.溶质原子的影响
大多降低塑性，强化效果越好，塑性下降越多。间隙原子造成的下降比置换原子大得多。加入少量钛、钒时可与钢中Ｃ、Ｎ结合形成碳化物和氮化物，改善钢的塑性。 总之，促进位错运动，塑性提高；阻碍位错运动，塑性下降。
2.晶粒大小的影响
对均匀变形影响不大,可协调不同晶粒间的塑性变形,减少位错塞积,推迟微孔坑形成,提高钢的极限塑性。
3.第二相的影响
第二相粒子提高加工硬化率,有利于均匀塑变但影响不太大,对极限塑性有害—易于产生微孔。
一般:第二相粒子越大,极限塑性越低；危害：针状或片状>球状,均匀分布
减轻第二相粒子有害影响的方法：控制碳化物的数量、尺寸、形状及分布；减少钢中夹杂物，控制夹杂物形态，减少O、S 含量，加入稀土元素改善。
4.位错强化与钢的塑性：增加位错密度塑性下降。
二、改善钢韧性的途径
韧性：表征材料抵抗断裂的能力；
断裂类型—根据断裂微观机制分类：
延性断裂(微孔坑形成、聚集、长大过程，宏观断口纤维状，微观断口韧窝型）；解理断裂（刃型位错塞积产生应力集中使解理断裂或刃型位错相遇反应形成解理裂纹—冷脆现象）；晶间断裂（溶质原子在晶界偏聚降低界面能量或第二相沿晶界分布使裂纹易于形成并扩展）。
改善钢断裂抗力的途径：
a改善延性断裂抗力
1.尽量减少微裂纹、微孔坑的形成场所—减少第二相粒子、夹杂物等；
2.提高基体组织的塑性；
3.提高组织均匀性。
b改善解理断裂抗力
1.细化晶粒；
2.加入合金元素Ni，Ni促进螺位错交叉滑移，解理裂纹不易形成。
c改善晶间断裂抗力
1.防止合金元素在晶界偏聚与沿晶析出；
2.减少S含量。
2.4 合金元素对钢相变的影响
一、合金元素对平衡状态下相变的影响
1.对奥氏体相区的影响
扩大γ相区元素(Ni、Mn、Co等)—S点左移，A3线下降，ES线、E点向左下方移动；镍、锰含量足够高时—奥氏体钢。
缩小γ相区元素(Cr、W、Mo、V、Ti、Si等)—S点左移，A3线上升，ES线、E点向左上方移动；铬、硅等—铁素体钢。
2.对共析点和共析温度的影响
所有合金元素使S点左移;
扩大γ相区元素：A3、A1下降—共析温度下降；
缩小γ相区元素：A3、A1上升—共析温度上升。
二、合金元素对非平衡状态下相变的影响
(一) 对加热转变的影响
1. 对奥氏体形成速度的影响
与碳的扩散有关, 因此Co、 Ni提高Vγ形成; Si、Al、Mn对Vc扩散(γ)影响不大，对Vγ形成几无影响; Cr、Mo、W、Ti、V等, 与碳亲和, 降低Vc扩散(γ)，减慢Vγ形成。
2. 残余奥氏体溶解
碳化物形成元素降低Vc扩散(γ), 合金碳化物稳定性高, 难溶解, 提高加热温度—高速钢热处理，淬火温度1250～1280℃，高于临界点(A1=820℃)数百度。
3. 奥氏体均匀化
碳化物形成元素溶解困难，扩散慢。
4. 奥氏体晶粒长大
强碳化物形成元素Ti、V、Zr、Nb等强烈阻止奥氏体晶粒长大;碳化物形成元素W、Mo、Cr等作用中等;非碳化物形成元素Ni、Si、Cu、Co作用较弱;Mn、P、C等促使奥氏体晶粒长大;
多元微合金有复合作用。
(二) 对过冷奥氏体分解转变的影响
1. 过冷奥氏体稳定性
除钴外，所有合金元素都使TTT曲线右移, 提高奥氏体的稳定性, 提高钢的淬透性—合金化的主要目的;合金元素需溶入奥氏体才起作用;若有未溶碳化物则可成为形核中心, 降低奥氏体稳定性。
1)非碳化物形成元素和弱碳化物形成元素使TTT曲线整体右移；2)右移并分为P区与B区两个独立曲线—碳化物形成元素；3)钴使TTT曲线整体左移。
★ 合金元素量大时，显著稳定过冷奥氏体。
2.对珠光体转变的影响
1)除Co、Al外，所有Me推迟P转变，降低钢的临界冷却速度，增加钢的淬透性。减缓程度：(强)Mo、Ni、Cr、Mn(弱)；
2)Ti、V、Nb、Zr等强碳化物形成元素形成难熔碳化物，成为P转变核心，加速相变；
3)多元素复合作用—迭乘；
4)微量B在晶界内吸附，阻碍P形核，推迟P转变；
5)扩大γ元素，P区下移，缩小γ元素，P区上移。
3.对贝氏体转变的影响
1)Cr、Mn、Ni：减小相变动力且Cr、Mn阻碍碳扩散—强烈推迟B转变；
2)Mo、W、V等增加奥氏体与铁素体两相自由能差, 加大相变动力, 同时又阻碍碳扩散, 两者相抵的结果可推迟B转变但效果不强烈。另外提高了铁素体相变温度，使C曲线分为两部分；
3)Si阻碍C析出，强烈推迟B 转变；
4)Co、Al增大两相自由能差，促进B转变。
合金元素推迟B相变程度：锰、铬、镍、硅、钼、钨、钒、钴、铝。
4. 对马氏体相变的影响
a、对马氏体点的影响：
大多数Me降低 Ms点，增加残余奥氏体量。
b、对马氏体形态的影响：
C的影响：低碳马氏体—板条，位错亚结构；高碳马氏体—片状，孪晶亚结构；
Me的影响：Cr、Mo、Mn、Co等增加片状倾向。
(三) 对淬火钢回火转变的影响
1. 合金元素对马氏体分解的影响
低温时影响不大；中高温时, 碳化物形成元素强烈推迟马氏体分解,非碳化物形成元素影响不大, 硅特殊, 延缓分解；合金钢回火稳定性高。
2.对残余奥氏体分解的影响
大多合金元素使残余奥氏体量增加(Co、Al除外)，并使残余奥氏体的分解温度升高。其影响类似于对过冷奥氏体分解的影响，残余奥氏体更不稳定。Cr、Mn、Si作用显著，Ni、Mo、W、V作用弱。
二次淬火：高合金钢回火硬度高于淬火硬度的现象。原因在于：回火时残余奥氏体中析出碳化物—硬化相，同时，残余奥氏体中碳和合金元素含量降低，马氏体点升高，冷却时转变为马氏体，硬度升高。
3. 对碳化物形成及聚集长大的影响
低温回火析出ε碳化物，合金元素对其形成无影响，260℃转变为渗碳体，Si、Al强烈推迟转变，使转变温度升至350℃ 。
回火温度升高，合金元素再分配，置换渗碳体中铁原子形成合金渗碳体并开始聚集长大，Si、V、W、Mo、Cr等阻碍该过程。
回火温度继续升高，高合金钢在500-600℃间产生二次硬化现象—Ti、V、Mo、W等的碳化物自马氏体中析出，弥散强化，钢的强度、硬度升高。
4. 回复与再结晶
合金元素一般延缓这一过程，将再结晶温度推向更高温度范围；合金碳化物的析出有影响；合金钢的回火稳定性高。
合金元素对马氏体回火过程的影响主要是通过与碳的作用体现的。
2.5 合金元素对钢热处理工艺性能的影响
一、合金元素对马氏体淬透性的影响
除Co、Al外所有合金元素都能提高过冷奥氏体的稳定性, 推迟珠光体转变, 故都能提高淬透性—合金化主要目的之一；几种元素的复合作用较单一元素大许多倍；作用顺序：Mn、Mo、Cr最强，Si、Ni次之。
二、合金元素与钢的淬裂倾向性
淬火应力将造成变形与开裂，因合金元素提高淬透性，合金钢可用油甚至空气介质淬火，因而淬裂倾向较小。 碳和合金元素将使Ms点降低，若降低太多，将产生较大组织应力，亦可淬裂，因此应在保证淬透性的前提下尽可能减少碳及合金元素含量。
三、合金钢的回火脆性
1.第一类回火脆性—发生在250-350℃之间，不可逆
产生原因：（了解即可）原奥氏体晶界和马氏体界面处析出Fe3C—薄壳理论；板条马氏体间残余奥氏体的分解；杂质元素在晶界富集—Sb(锑)、Sn、P、As等。
Me影响:Nb、V、Ti—细化晶粒，降低脆性；Mo、W减少杂质在晶界吸附，降低脆性；Si推迟Fe3C析出，推迟回火脆温度。
2.第二类回火脆性—在375-600℃之间产生, 可通过快冷消除。
产生原因：
H、N、O、Si、P、S、As、Sn、Sb、Bi—在晶界偏聚降低晶间结合力，产生脆性；
Mn, Ni—与杂质元素共同偏聚，促进回火脆产生;
Cr—促进其它元素偏聚, 亦促进回火脆；
Mo—与杂质结合消除偏聚，抑制回火脆。
2.6 钢的冶金质量
一、低倍缺陷
1. 疏松：组织不致密，严重时影响力学性能。
2. 缩孔残余：破坏金属连续性，不允许存在。
3.偏析：化学成分不均匀现象，高温扩散退火可减轻。降低塑性和韧性；树枝状偏析影响较大，点状偏析和方形偏析不严重时允许存在。
4. 气泡—皮下气泡：如机械加工可消除,允许存在；内部气泡：不允许存在。
5. 发纹：沿加工方向、类似头发粗细的裂纹。发纹严重降低疲劳强度，应严格检验、限制。
6.白点—钢中内裂，易出现于珠光体钢、马氏体钢和贝氏体钢锻件中，大大降低力学性能，在后续热处理淬火时易扩展，不允许存在。
其他缺陷：夹砂、翻皮、折叠、锻造内裂等等。
二、钢的高倍缺陷
1. 带状组织
热轧热锻时沿压延方向两种组织交替分层的现象。亚共析钢中—铁素体带, 高合金钢中—碳化物带。
造成钢材各向异性的主要原因，横向塑、韧性降低，影响切削加工性能。
可通过正火或高温退火改善，但不能完全消除带状碳化物。
2. 液析：钢液中析出共晶碳化物或一次碳化物现象，共晶骨骼状，加工后链状或条状，沿流线分布。
3.非金属夹杂物：氧化物、硫化物、硅酸盐
三、断口分析
纤维状断口：无金属光泽、无结晶颗粒、暗灰色、明显塑性变形，属正常断口(调质钢)。
结晶状断口：强烈金属光泽，明显结晶颗粒，断口齐平，亮灰色，脆性断口，解理或准解理断口(调质钢：缺陷断口)。
瓷状断口：亮灰色、致密、有绸缎光泽，高碳钢或合金结构钢的正常断口。
层状断口：纵向断口，凸凹不平、无金属光泽，塑性、韧性明显下降，可分为撕裂状、木纹状、台状、分层状。 萘状断口：脆性穿晶断口，有粗大颗粒(类似萘晶)，系粗晶缺陷，性能极低，不允许存在，可通过多次重结晶消除。 石状断口：粗晶沿晶断裂断口，颜色灰暗、无金属光泽，性能极差，无法热处理消除，不允许存在。
第三章工程构件用钢
第一节工程构件用钢概述
服役条件：无相对运动、长期受静载，有时有温度要求，有腐蚀环境
失效形式：弹性变形、低温脆断、环境腐蚀、压力容器的爆裂等
性能要求：1力学性能：弹性模量大、强度高(保证无塑性变形、无断裂)、伸长率和断面收缩率高、无缺口敏感性和冷脆倾向；2化学性能：耐大气及海水腐蚀；3工艺性能：冷变形与可焊性
选择标准：以工艺性能要求为主，力学性能要求为辅；低碳钢，热轧空冷供货(有时正火回火使用)，大量F和少量P组织
第二节工程构件用钢的力学性能
力学性能体现在以下五个方面
一、屈服的现象、成因、危害与消除
屈服时，拉伸曲线上有屈服点与屈服平台，塑性变形宏观不均匀；原因是间隙原子与位错作用形成柯氏气团, 钉扎位错, 但位错在外力作用下挣脱气团后更易滑移；滑移线破坏构件外观，产生皱折；预先少量冷轧的平整加工可消除屈服，降低C、N或者加入强碳化物形成元素可以抑制气团
二、冷脆的现象和影响因素
冷脆是温度降低时，低碳构件钢在远低于屈服强度时由宏观塑性断裂过渡为脆性断裂的现象；塑脆转变温度Tk是衡量冷脆倾向的依据。①缺口和时效提高Tk ②杂质多，Tk高③晶粒细，Tk低，针状F、魏氏组织、上贝Tk高④锰、铝等降低Tk，碳、硅等提高Tk
三、应变时效的危害、成因和消除，应变时效敏感性
加工过程中变形往往不均匀，局部的冷变形在时效后造成局部断裂抗力下降，成为裂纹起源；后续冷加工困难；预轧钢板放置后的屈服重现。时效是由于C、N原子在位错周围聚集形成柯氏气团引起的；加入碳化物或氮化物形成元素可抑制或消除应变时效。用时效前后冲击韧度值差与原状态冲击韧度值之比来衡量敏感性
四、淬火时效的成因和危害
淬火得到C、N过饱和的a-F固溶体；固溶体放置时C、N原子向位错和缺陷处富集；弥散析出与母相共格的亚稳碳化物和氮化物，提高塑变抗力，降低断裂抗力
焊接构件淬火时效，热影响区韧性、断裂抗力降低，易成为裂纹起源
(4) 蓝脆的现象和成因
低碳钢在300-400℃之间出现的ζb增高、δk和ψk降低的现象，此温度下光亮钢呈蓝色，故称为蓝脆。原因是塑变位错运动速度与固溶C、N原子移动速度几乎相等
第三节工程构件用钢的大气腐蚀和防止
一、大气腐蚀的过程
一种微电池现象，基体做阳极，第二相质点做阴极，相当于导线连接的两极板。表面水膜做电解质溶液，发生吸氧腐蚀：阳极: Fe→Fe2+ + 2e阴极: 2H2O +O2 + 4e → 4OH¯水膜中: Fe2+ + 2OH¯→ Fe(OH)2↓后续的氧化反应：4Fe(OH)2 + 2H2O +O2→ 4Fe(OH)3↓脱水形成氧化膜: 2Fe(OH)3 → Fe2O3 + 3H2O
二、大气腐蚀的防止
1减少微电池数量：限制C,S量，减少第二相；
2提高基体电极电位：加入Cr,Ni,Ti；
3利用钝化效应，表面形成氧化膜：加入铬；加入铜：促进表面致密氧化膜，但＞0.5%时热脆；磷：与铜共存时更好，含量0.1%以下。
第四节工程构件用钢的加工工艺性能
一、冷变形性能的三个方面，影响因素
1变形抗力：一般ζs较低。
2塑变时的开裂和缺陷：δk和ψk反映开裂的危险性。也可能出现塑性失稳的开裂，ζs/ζb越接近1越易开裂，需较大变形的材料比值应小于0.7。深冲性能参量R是宽度和厚度方向真应变的比值，表征塑变各向异性，一般R＞1。
3冷变形后性能的变化：强度增高，塑性降低。
影响因素：C￪变形抗力升高，塑性变差，S￪，P￪，变形开裂倾向大；表面缺陷易成为开裂起源。
二、焊接构件的不均匀性，焊接性能的三个方面，各种焊接脆性
焊缝区、半熔化区和焊接热影响区发生复杂的冶金、熔化和热处理过程，各处组织不同、残余应力不同，造成未焊透、气泡夹渣、裂缝等缺陷，表现为焊接构件的不均匀性
1焊接接头性能；2焊后内应力场；3形成裂缝的倾向
焊接脆性是由于钢材成分的组织的变化而导致焊接构件脆断趋势增加的现象，各种焊接脆性如下表。
一、碳素构件用钢的特性、分类，专业用钢
碳素构件用钢又称碳素结构钢或普碳钢Wc
乙类钢：按化学成分供货；特类钢：同时保证力学性能和化学成分。
可根据专业用途对其成分和工艺进行微小调整，生产各种专业用钢，保证某些特殊性能
二、冷冲压薄板钢
用于制造厚度＜4mm的冷冲压构件，车身，仪表外壳等。强度要求不高, 冷冲压性能要好, 时效敏感性小。一般选用优质低碳钢，用量最大为08钢。组织方面，要求具有细小而均匀的铁素体晶粒。晶粒过粗冲压时易发生开裂和表面粗糙，但晶粒过细又会导致塑变抗力增加，容易磨损冲模。控制渗碳体的数量，防止出现渗碳体在晶界上的析出和链状分布。
第六节低合金构件钢
低合金构件钢又称低合金结构钢、普低钢、低合金高强度钢、HSLA钢，是为了适应大型工程结构，提高可靠性和节约钢材而发展起来的。
4)低合金构件钢的性能要求
力学性能
①热轧状态下的ζs高，热轧状态下的ζb高，ζs/ζb处于0.65~0.75，作为塑性储备；
②塑性与韧性要求，δk＞18%~20%，ψk>50%；室温下，纵向αK＞80J/cm2，横向αK＞60J/cm2；-40℃或时效处理后αK值不低于室温的50%；
③时效敏感性小
工艺性能，好的冷变形性能和焊接性能，CE
二、低合金构件钢的牌号和化学成分
前两位数字表示平均碳含量的万分之几(范围)；合金元素种类用符号表示，符号后面用数字表示其百分含量，含量＜1.5%时一般不标。如09Mu2。
总原则，低碳，合金化时以锰为基础，适当加入铝钒钛铌铜磷和稀土元素，发展方向是多组元微量合金化。具体如下：
1)低碳低合金，不加Cr、Ni，经济性好；
2)主加合金元素：Mn，固溶强化效果好。使S点左移，增加珠光体量，提高强度。wMn
3)辅加元素Al、V、Ti、Nb等，沉淀强化和细化晶粒，提高强度，降低TK；
4)加入Cu和P，提高耐大气腐蚀性；
5)微量稀土元素脱硫去气，净化组织。 三、低合金构件钢的使用特点
1)大多热轧状态使用，广泛用于各种重要钢构件；
2)有时钢种采用高温回火、正火或调质处理，使组织均匀，性能稳定； 3)要求屈服强度高的采用轧后控冷； 4)有些钢种可发展专业用钢。 第七节提高普低钢性能的途径
提高普低钢性能的途径包括：1发展微合金化低碳高强度钢2发展新型普低钢（低碳贝氏体型普低钢、低碳索氏体型普低钢、针状铁素体型普低钢）
3、微合金化低碳高强度钢的成分，强化方法和机制
低C(wC0.12%～0.14%或更低)、高Mn；微量多种合金元素。低碳是对塑性韧性和焊接性能的考虑，微量多种合金元素是对强度的考虑。
细晶强化和沉淀强化作用，如加入多种碳化物、氮化物形成元素；
相变强化，如在在wC＜0.06%时，加入钼和铌获得高密度位错的条状铁素体； 控制轧制、控制冷却改善组织，提高强度；
改变夹杂物的形成、大小、数量和分布，如加入钙和稀土元素。 二、低碳贝氏体型普低钢、低碳索氏体型普低钢和针状铁素体型普低钢
三、油气管材用钢、海洋用钢、压力容器用钢的性能要求
油气管材用钢要求高强度、高韧性、高断裂抗力及好的低温韧性。
海洋用钢包括：抗海水腐蚀钢、海洋采油平台用钢、跨海桥梁用钢，要求高强度、高的低温韧性和断裂韧性，高抗疲劳性，好的焊接性、成型性和耐蚀性。
压力容器用钢要求高强度、高屈强比，好的韧性、塑性，好的焊接性能和成型性，用Mn-Mo-V系低碳贝氏体钢。
第四章机器零件用钢
零件用钢的表示方法：1、前两位数字表示平均碳含量的万分之几(范围)；
2、合金元素种类用符号表示，符号后面用数字表示其百分含量，含量＜1.5%时一般不
标。
4.1机器零件用钢的强韧化 一、对性能的基本要求
a．失效形式：过量变形、表面损伤、脆性断裂等。
b．涉及的力学性能：塑变抗力、塑性、冲击韧度、断裂韧度、疲劳抗力、多冲抗力、接触疲劳抗力及耐磨性等。 c．力学性能要求：尽可能高的强度、足够的韧性。
d．工艺性能基本要求：好的淬透性。
※将钢淬火成为马氏体后再回火是零件用钢最基本热处理方式 二、合金元素在机器零件用钢中的作用 (一)淬透性
※淬火回火钢力学性能相似性：不同成分机器零件用钢完全淬透再回火至相同硬度时，钢的各种常规力学性能大致相同；
淬透性高疲劳强度高
淬透性高较高冲击热度与较低韧脆转变温度
合金元素作用：合金元素—提高淬透性—增加马氏体量—提高强度和综合力学性能 (二)合金元素提高淬透性的作用
1、提高淬透性(由弱到强)：镍、硅、铬、钼、锰、硼
2、完全溶入奥氏体中才起作用；
3、强碳化物形成元素钛、钒、锆、铌形成碳化物，降低淬透性； 4、几种元素复合作用远大于单一元素。 ※原则：多元少量
(三)其他作用
1、提高回火稳定性(Si、Cr、Mo、W、V、Ti)：延缓回火转变，允许跟高回火温度从而除去缺陷。 2、细化晶粒(强碳化物形成元素)；
3、固溶强化(固溶体中合金元素)； 4、防止第二类回火脆性(Mo、W)；
5、改善钢的被切削性能(S、P、Ca)：形成金属件化合物等润滑、破坏钢的连续性。 三、含碳量与热处理工艺选择
含碳量决定马氏体硬度，影响马氏体形态及回火后组织性能； 回火温度确定钢的最终组织状态与力学性能。
不同机器零件服役条件和失效形式不同，性能要求也不同，应有针对性地选择含碳量和热处理工艺：不重要零件——正火；冲击负荷耐磨性好——渗碳淬火低温回火；高力学性能——调制。 4.2渗碳钢
渗碳钢：经渗碳处理后使用的钢种。 一、组织性能要求
以齿轮为例：
受力情况：齿根部—交变弯曲应力；啮合齿面—接触疲劳和磨损；齿牙—较大冲击 失效形式：齿面磨损和剥落，齿牙断裂，接触疲劳。 二、化学成分
(一)低碳
wc：0.10%-0.25% —心部碳含量，过低：心部强度低，碳浓度梯度陡，渗碳层剥落；过高：心部塑性韧性下降，降低弯曲强度。
(二)合金元素作用
1、Cr、Ni、Mn、Mo、W、B提高淬透性：淬透性足够，心部全部低碳M，强韧性高；淬透性不足，出现非M组织降低承载能力；少量多元优于多量单一元素；微量B明显提高淬透性。
2、改进渗碳性能：Cr、Mo、W等增大钢表面吸收，降低扩散系数，表面碳浓度高，梯度陡；Ni、Si降低吸收，
促进扩散，表面浓度低，梯度平缓。硅阻碍渗碳，一般不用。
3、细化晶粒。加入少量强碳化物形成元素V、Ti等，阻止奥氏体晶粒长大。
4、对表层碳化物形态的影响。V、W、Mo及Si：长条或网状碳化物，增加脆性；Cr：粒状碳化物，韧性不下降，改善耐磨性和接触疲劳抗力。 三、常用渗碳钢及热处理 (一) 常用渗碳钢
低淬透性渗碳钢：15、20、20Mn2、20MnV、15Cr、20Cr、20CrV，用于要求不高的小型渗碳件；中淬透性渗碳钢：20CrMnTi、20MnVB、20Mn2B、20CrMn等，用于中等负荷耐磨件；高淬透性渗碳钢：20CrMnMo、12Cr2Ni4、20Cr2Ni4、18Cr2Ni4WA等，用于重载、大截面、高耐磨性、高强韧性要求的重要耐磨件。 (二) 热处理
预先热处理：正火组织：铁素体和细片状珠光体；
渗碳
渗后热处理 1. 降温预冷直接淬火。预冷：①减少变形；②析出碳化物，减少残余奥氏体量，提高表面硬度和疲劳强度。预冷温度高于Ar3，防止心部出现铁素体。2. 一次淬火，缓冷到室温再重新加热至略高于心部Ac3温度淬火。细化心部晶粒，消除表层网状组织。 3. 二次淬火，缓冷到室温后两次重新加热淬火，第一次加热至略高于心部Ac3温度完全淬火；第二次加热至表层Ac1以上进行不完全淬火;第一次淬火：细化心部晶粒，消除表层网状碳化物；第二次：表层得到高硬度、高耐磨性组织。 (三)典型钢种
1. 20Cr强度和淬透性比20钢高;渗碳时有晶粒长大倾向;一次淬火;
2．20MnVB 淬透性较高(油淬临界直径27～35mm);工艺性好(切削加工、渗碳及热处理)，长时间渗碳晶粒不长大，碳浓度梯度平缓;可直接淬火, 淬火变形较大，易脱碳。
（还有两种，看上去很复杂，去掉了。有心情可以翻到79也看看） 4.3 调质钢
调质钢：经调质处理后使用的中碳钢或中碳合金钢。 一、组织性能要求
受力：载荷变动，摩擦。
失效形式：疲劳断裂、过量变形、局部磨损。
性能要求：高强度高耐磨性及较好的韧性，即好的综合力学性能。 调质组织：回火索氏体1) 弥散强化（铁素体基体上分布粒状碳化物）、固溶强化（碳与合金溶入基体）—钢具有较高抗拉强度疲劳强度；2) 组织均匀，裂纹不易产生—提高塑性和韧性；3) 铁素体晶粒细小—塑脆转变温度低。 二、化学成分
1.中碳 0.3～0.5%C 过低，弥散、固溶强化不足，强度下降；过高，损害塑性和韧性； ※满足强度要求前提下尽量取低限。
2.合金元素
主加: Mn,Cr; 其他: Mo,Ni,Si,B等；从单一元素向多元复合发展
3. 合金元素作用：提高淬透性—Mn, Cr, Ni, Mo, Si, B；固溶强化—基体强化, Si, Mn, Ni最有效；细化晶粒—加入W, Mo, V,Ti；防止第二类回火脆性。
典型钢种介绍：
1．低淬透性调质钢：45、40Cr；
45钢强韧性较其他碳素钢好，应用广泛；淬透性不高，水淬有开裂倾向; 主要用于中小型零。 40Cr淬透性高于45钢；调质后强度韧性良好；450~680℃间回火产生第二类回火脆性。 （后面还有中淬透性高淬透性钢举例P83…有心情的可以看看）
(二) 调质钢的热处理
预先热处理 Ac3以上完全退火目的: 细化组织，改善切削加工性能；
正火+Ac1以下高温回火目的: 降低硬度便于加工。
最终热处理 a淬火淬火介质油(合金钢)或水(碳钢)；
b回火高温回火，回火索氏体组织;较高强度、韧性和塑性; 注意防止第二类回火脆(迅速入油)。低温回火，回火马氏体组织;高强度，韧性、塑性降低;适合要求高强度时。
调质后渗氮可提高耐磨性和疲劳强度
4.4弹簧钢
一、组织性能要求
弹簧：吸收冲击能量，减轻振动和冲击作用。储存能量，驱动零件完成预定工作。 受力：周期交变应力。
失效形式：疲劳断裂及过量塑性变形。 性能要求：
1.高的s、P、-1以及s/b；2. 一定的塑性和韧性；3. 良好的工艺性能—淬透性高，过热敏感性低;4. 高温、易蚀条件下要求良好的耐热性和耐蚀性。
最终组织：回火托氏体—M已分解，析出的碳化物颗粒弥散分布在相基体上, 未再结晶，保持强化作用，应力已消除；
性能：高弹性极限、屈服强度及疲劳强度
二、化学成分 1.碳
2.合金元素主加元素：Mn、Si;辅加元素：Cr、Mo、V、B、W等;
1)提高淬透性, 强化F, 提高s/b –Mn、Si、Cr、B；2)提高回火稳定性—Cr、W、Mo、V；3)细化晶粒，提高-1—V、Nb。
三、常用弹簧钢及热处理 (一)常用弹簧钢
1. 碳素弹簧钢：65钢淬透性较差；冷加工成形。
2. 合金弹簧钢65Mn强度、硬度、淬透性高于65钢； (二)弹簧钢热处理
弹簧热成形扁钢剪短，机械加工，加热压弯，淬火中温回火，喷丸 弹簧冷成型绕簧，去应力退火，磨端面，喷丸，去应力退火，发蓝 4.5 滚动轴承钢 一、性能要求
受力：周期接触应力(高压负荷)、冲击、磨损； 失效：疲劳剥落、磨损、断裂、锈蚀等；
性能要求：
1)高抗压强度、高-1，2)高弹性极限—不产生塑性变形；3)高而均匀的硬度和耐磨性；4)尺寸稳定性好；5)淬透性性好,磨削性能好。 二、化学成分与冶金质量
(一)化学成分
1.高碳保证淬硬性,提高硬度和耐磨性。高抗拉强度高耐磨性要求C高，而疲劳强度不允许C太高。 2.合金元素主要Me: Cr、Mn、Si。
Cr细化晶粒,提高淬透性,提高耐磨性及接触疲劳强度。Cr>1.65%, A’增加，硬度下降。 Si、Mn提高淬透性，Si提高回火稳定性。 (二)冶金质量
1.高纯净度 2.提高组织均匀性—尤其防止K的不均匀分布。 三、常用滚动轴承钢及热处理 (一)铬轴承钢
GCr15
C, Cr, S、P
轴承的工艺流程: 锻造—球化退火—机加工—淬/回火—磨削—装配 热处理：1.球化退火: 获均匀分布粒状P, 降低硬度便于机加工 2.淬/回火
淬火温度：840±10℃；低温回火。最终组织：极细回火马氏体，均布细粒状碳化物，少量残余奥氏体。
工具钢分类：按其工作性质分为：刃具、模具和量具。刃具钢按化学成分氛围：碳素工具钢、低合金工具钢、高速工具钢；模具钢一般按工作条件或加工材料的性质分为冷作模具钢、热作模具钢和料模具钢。量具无专用钢种，一
般可根据量具的种类和精度要求在有关钢种中选择使用。
5.1刃具钢
1. 受力情况：弯曲、扭转、剪切应力及冲击，同时受工件与切屑的强烈摩擦，使刃具温度上升。
2. 失效形式：1)刃部磨损变钝，硬度明显下降(机械摩擦，普遍)；2)崩刃或折断(冲击震动)；3)塑性变形(少见)。 3. 性能要求：高硬度、高耐磨性、高红硬性，足够的塑性和韧性。成分特点：碳含量较高。 4. 正常组织：极细隐晶马氏体加弥散分布在基体上细小碳化物颗粒 一、碳素工具钢碳含量在0.65-1.35%
1. 热处理：
（1）预先热处理—球化退火（a普通球化 b等温球化）组织：粒状P+球状K, 硬度：170-200HB （2）最终热处理—淬火、回火
淬火温度过高晶粒易长大，强韧性下降；淬火方式：（a. 单液淬火b. 双液淬火）
回火: 180-200℃，1-2h，淬火后立即回火；最终组织：隐晶M回+细粒K+少量A’；硬度: 58-62HRC。
2. 缺点：a．淬透性低，水淬开裂倾向大b．组织稳定性低，无红硬性(受热200℃硬度下降)c．耐磨性不够。 二、低合金工具钢碳工钢加一种或多种合金元素(Cr、Mn、Si、W、Mo、V)构成，碳含量：0.75-1.5%范围，合金元素总量＜5%。主要钢种：
1. Cr06、Cr2、9Cr2—含铬低合金工具钢（铬：提高淬透性、增加耐磨性和回火稳定性；）
2. 9SiCr—铬工具钢＋1.0%Si（硅进一步提高淬透性并强化基体，提高回火稳定性，从而提高红硬性及冲击韧性。） 热处理: 多采用马氏体等温淬火,变形较小
3. CrWMn—铬工具钢＋钨、锰碳量较高，与Cr、W、Mn形成合金碳化物，同时增加奥氏体含碳量，保证高硬度、
高耐磨性。钨：细化晶粒；锰：降低Ms点，提高A’量，抵消马氏体体积膨胀，淬火变形小。但是红硬性不高
三、高速工具钢高碳高合金碳含量：0.7-1.15%;主要合金元素有：钨、钼、铬、钒、钴等;
1. 主要特点：高红硬性（刀尖工作温度高于600℃时，硬度可达55HRC以上）；高温下保持高速切削能力和耐磨
性；高强度；适宜的塑性和韧性；高淬透性。 2. 铸态组织：
（1）W18Cr4V钢的平衡室温组织+M6C+Fe3C；实际组织：一般黑色共析体加白色M和A’加鱼骨状莱氏体。 （2）碳化物的不均匀性：使材料的屈服强度、抗拉强度和硬度下降，而且红硬性、耐磨性、抗弯强度、扭转强度及冲击韧性均大大降低, 必须经过锻造，即进行热加工（目的：破碎、细化粗大共晶碳化物,提高aK值） 3. 热处理
（1）加热、冷却时的组织变化
退火组织中的碳化物：M6C、M23C6、MC
加热时：M23C6：>900℃开始溶解，1100℃几乎全溶；M6C：>1037℃开始溶解；MC：>1100℃开始溶解;M6C、MC不会全溶，形成未溶碳化物；冷却时:冷却时的组织转变取决于溶入奥氏体的合金含量和冷却速度。A中合金含量越高，过冷奥氏体越稳定，转变越慢。多数钢Ms点在200℃左右，淬火后有大量残余奥氏体。 （2）退火工艺高速钢锻造后必须退火。
目的：a降低硬度，利于切削加工；b得碳化物均匀分布的粒状组织，为淬火做组织准备
退火组织: 索氏体与颗粒状碳化物, 硬度207-255HB。 （3）淬火工艺（淬火前预热）
1)加热温度: 很高，以保证高的红硬性。①硬度和红硬性要求为主, 韧性要求不高时，取较高淬火温度；②形状复杂、厚薄不均，易变形开裂时，取较低淬火温度。 2)加热时间: 既保证足够K溶入奥氏体，又不使晶粒长大;
3）淬火方式：a油淬空冷b分级淬火（淬火组织：60～65%M, 25～30%A'和约10%未溶碳化物）c等温淬火（组织：30%B）不采用空冷的原因：导致碳化物析出，降低硬度和红硬性；增加表面氧化脱碳
4）淬火缺陷：过热——碳化物变形或沿A晶粒成网状分布，可退火消除。过烧——晶界熔化，出现黑色莱氏体组织，不可挽救
（4）回火工艺：550—560℃/1-1.5h 三次（原因：一次: M淬火M回, 15%A'M1,约10%A'保留；二次: M１M１回，5-6%A'M2；三次回火后可使A'降低到1-2%水平。
回火过程中发生的转变：150～250℃M-碳化物，硬度降低，强度、塑性提高；250～400℃-碳化物渗碳体并聚集，硬度有所下降，塑性增加；400～500℃析出M23C6碳化物硬度、强度回升；500℃以上强度硬度明显升高，
560℃达到峰值二次硬化;600℃以上碳化物聚集长大，类型转变，硬度强度迅速下降
回火正常组织: 回火马氏体+颗粒状碳化物及少量残余奥氏体
4、碳及合金元素作用
C: 1)高碳马氏体固溶强化；2)形成特殊碳化物,提高硬度:合金碳化物作用远大于固溶强化4)C过高，碳化物不均匀，塑性、韧性下降，A'增加，结晶温度下降。
W和Mo: 1)提高红硬性的主要元素：W、Mo的K淬火时部分溶入A，高温回火时析出弥散分布的M2C，提高硬度。2)阻止淬火时A晶粒粗大—未溶M6C；3)提高耐磨性;4)W含量过高，K不均匀增加，性能下降。
V：1)提高红硬性和二次硬化峰—VC弥散析出;2)提高耐磨性;3)细化晶粒, 提高淬火温度。
Cr: 1)提高淬透性2)提高淬硬性3)提高切削性能
Co: 1)提高淬火温度—增加奥氏体合金度；2)提高红硬性,提高二次硬化峰。
Al: 提高淬火温度, 提高W和Mo在A中的固溶度, 细化晶粒。
5高速钢工件表面强化：
（1）化学热处理1)蒸汽处理—刃具在540—560℃时与蒸汽作用, 表面形成均匀、牢固、多孔的氧化铁薄膜，可贮油、润滑、防锈。2)硫氮共渗－蒸汽复合处理。3)气体碳氮共渗。
（2）表面复层强化：利用气相沉积等方法在工件表面形成强化层。
（3）激光表面处理：包括激光相变硬化、激光表面熔化－凝固处理及激光表面合金化。
6、发展动向：（1）钨－钼系代替钨系（2）新型高速钢研究1)超硬高速钢 2)时效硬化高速钢：过金属间化合物析出强化获得高硬度和红硬性;3)低合金高速钢采用较低合高含碳量，借助二次硬化。
5.2 冷作模具用钢
1. 定义：常温下使金属材料变形的模具用钢。
2. 受力分析：工作部分受强烈的挤压、摩擦和冲击作用，使用温度＜200－300℃。
3. 失效形式：正常失效：磨损；早期失效：变形、崩刃、开裂。
4. 性能要求：高强度、高硬度、高耐磨性，足够的韧性，红硬性要求一般。
5. 分类：碳素工具钢、低合金工具钢、高铬和中铬模具钢，高速钢类冷作模具钢。
一、碳工钢和低合金工具钢
碳工钢: T8A、T10A、T12A
优点：加工性能好，成本低；缺点：淬透性低，耐磨性低，淬火易变形，使用寿命低；
低合金工具钢: 9Mn2V、CrWMn、9SiCr、GCr15
优点：较高淬透性、较好耐磨性和较小淬火变形；
成分特点及热处理在5.1节已介绍
二、高铬和中铬模具钢常用钢种见表5-13(P.118)。
优点：耐磨性高,淬透性高,淬火变形微小；
(一)高铬模具钢 Cr12、Cr12MoV—Cr12型钢
1.成分特点：高碳、高铬——作用：形成(Cr、Fe)7C3，提高耐磨性，溶入奥氏体提高淬透性，高温回火析出，产生二次硬化，A’量多，淬火变形小；
Cr12MoV中加入少量Mo和V，二次硬化明显，硬度、耐磨性更高；Mo：细化晶粒，防止回火脆，V：细化晶粒，沉淀强化。
2.热处理：铸态组织：莱氏体钢，有网状共晶碳化物，碳化物不均匀，冲击韧性低。锻造：三方向反复拉伸墩粗，碳化物排列垂直于工作面。
球化退火。退火组织：索氏体加粒状碳化物。
淬火回火：工艺参数对性能的影响（图5-19；5-20；5-21）
淬火回火可有两种工艺：
1)一次硬化处理—最终组织： M+K’+A'；性能：硬度61-63HRC, 强度高, 冲击韧性高, 耐磨性高
2)二次硬化处理—只对Cr12MoV淬火加热， 500－520℃回火2-3次;
淬火组织: 45%M+50%A'+5%K，硬度较低;最终组织: 85-90%M+5%A’+
使用时性能:硬度60-62HRC，ak下降，红硬性提高，用于工作温度较高(400－500℃)或准备进行氮化处理的模具
（二)中铬模具钢 Cr4W2MoV钢
C、Cr含量低于Cr12型钢另加少量W、Mo、V，属过共析钢，碳化物均匀性提高，热加工性能好。
热处理：1)要求综合力学性能时，960－980℃淬火， 260－300℃回火两次，每次1-2h；
2)要求红硬性以及还需渗氮处理时，采用1020－1040℃淬火，500－540℃回火三次，每次1-2h。
三、高速钢类冷模具钢
高速钢可用作冷挤压凸模，红硬性要求不高，但强度、韧性高于刃具要求。通用高速钢做冷作模具时应在工艺上或成分上进行适当调整。
1.工艺: 高速钢低温淬火
淬火温度低，基体中C和Me含量低，二次硬化效果弱，冲击韧性高，但屈服强度和耐磨性下降。
2成分: 低碳高速钢6W6Mo5Cr4V，简称6W6基体钢在6-5-4-2钢基础上降碳降钒，仍属莱氏体钢，但碳化物均匀性提高，保持二次硬化时大大提高冲击韧性(>50%)。可代替高速钢或Cr12型钢制作冷挤压冲头和冷墩冲头。
3.基体钢.
定义：在高速钢基体成分上添加或调整合金元素，并适当增减碳含量所得的钢种，目的是改善钢的性能，适应某些用途的钢种。
2.典型钢种：
1)65Nb—6Cr4W3Mo2VNb，在6-5-4-2高速钢基体成分上加Nb，以细化A晶粒。
2)CG-2—6CrMo3Ni2WV，在6-5-4-2高速钢基体成分上添加2%Ni，以改善其韧性。
3)012Al—5Cr4Mo3SiMnVAl ,采用K形成元素与非K形成元素相结合的设计思路。
3.性能特点：b和aK优于Cr12型钢，而耐磨性较差，适于制做受冲击力很大的大型冷作模具。
5.3 热作模具用钢
一、定义：使热态金属或液态金属成形的模具。
1、工作条件：高温——与高热金属接触，工作面温度可达300- 400℃(锤锻模)、500-800℃(热挤压模)甚至近千度(黑色金属压铸模)；受力：机械应力，强烈摩擦，交变热应力。失效形式—变形、磨损、开裂、热疲劳；要求基本性能：1)高的高温强度和热稳定性；2)良好的韧性；3)高的热疲劳和热磨损抗力；4)良好的抗氧化性能和耐蚀性。 主要强化手段第二相强化，即碳化物强化
2.成分特点：C: 0.3-0.6%，既有一定K进行强化，又保证钢的韧性和热疲劳抗力。合金元素：1)提高高温强度、高温硬度和回火稳定性；2)提高Ac1点, 避免相变组织应力, 提高热疲劳抗力和韧性； 3)提高淬透性，强韧化基体。
二、锤锻模与大型压力机锻模用钢
1.特点：除机械应力，强烈摩擦，交变热应力外，冲击负荷大，工作温度不太高 (300-400℃)，截面大，碳化物不均匀性大，心部性能低(尤其aK)—选用高韧性热作模具钢。典型钢种：5CrNiMo、5CrMnMo
2.成分特点及合金元素作用
C与Cr、Mo、Mn形成K，提高热强性和耐磨性；Ni提高淬透性、强韧性和耐磨性；Mn代替Ni；Cr提高淬透性与热烧蚀性；Mo细化晶粒，防止第二类回火脆
3性能：高淬透性、良好综合力学性能，较高热强性，5CrNiMo优于5CrMnMo。
4.热处理
1)锻后退火——大型锻模钢坯多由钢厂以锻后退火供货。退火组织：F+P 硬度：180-230HB
2）淬、回火——为防止氧化脱碳，可选用可控气氛炉或盐炉加热，若用普通电炉则需保护模面和燕尾部分，90%生铁屑+10%木炭或模坯预热至300-400℃时把硼砂均匀筛于模面。燕尾自回火淬火法
组织：S回、T回。
三、热挤压模与中小型压力机锻模用钢
1.特点：工作面温升高，受力复杂(压、弯、拉、冲击及交变应力)，急冷急——热应力。
2.性能：更高的高温强度和热稳定性，更好的热疲劳、热磨损抗力及好的韧性——选用高热强性热作模具钢。
3.典型钢种及热处理：
1)钨系 3Cr2W8V优点：热稳定性高，耐磨性高;
成分：C保证既有较高的强度、硬度，又有足够的韧性；W提高热稳定性和耐磨性；Cr保证淬透性和热烧蚀性; V细化A晶粒，改善aK，亦可提高热稳定性和耐磨性。合金元素总量较高, S点左移, 属过共析钢。
热处理：锻造性能好，需均匀加热(W高)，锻后应缓冷；
球化退火——退火组织：铁素体基体上分布粒状碳化物；
淬火/回火——淬火组织：M+K+A'回火温度：560-630℃之间定，2-4h, 2-3次。最终组织:M回+未溶K+析出K 缺点：650℃以上使用强度硬度迅速下降，塑性、冲击韧度和热疲劳抗力较低。
2)铬系4Cr5MoSiV、4Cr5MoSiV1成分特点：约0.5%C，高铬无钨，加入钼、硅、钒。
性能特点：高淬透性、高强韧性，韧性和热疲劳抗力优于3Cr2W8V，钼和钒二次硬化，提高热稳定性和耐磨性，
铬、硅提高抗氧化性能。热处理参数及力学性能见表5-22。
3)铬—钼系针对钨系热稳定性高、韧性和热疲劳抗力不足以及铬系热稳定性不足而发展。部分钢种的化学成分和热处理工艺见表5-23和5-24。
四、钢压铸：
压铸：熔融金属在一定压力下注入型腔内成形的工艺。
工作条件：压应力,反复加热冷却的交变热应力,高温下强烈的摩擦和腐蚀。失效形式：热疲劳龟裂、开裂、变形、熔损。性能要求：1)高温力学性能；2)热疲劳抗力；3)导热性；4)耐蚀性。
1.低熔点金属压铸模用钢
Zn、Mg、Al熔点低，可用一般热作模具钢；铬-钼系热作模具钢效果更好。
热处理：淬火+高温回火+表面强化处理。处理后，基体高韧性、高热疲劳抗力，表面高硬度、高耐磨性。
2.高熔点金属压铸模用钢
铜及黑色金属压铸温度高达950℃以上，常用热作模具钢寿命极短。
铜合金可用铬—钼系热作模具钢。
黑色金属：一般钢制模具不能适应要求，可用难熔金属为基的合金如：钼基合金、钨基合金及铜基合金。
5.4 塑料模具用钢
工作条件：热压成形温度不高；压力不大；力学性能不高。但塑料制品形状复杂精密，表面光洁，并有腐蚀性。 性能要求：1)抛光性能好—材质纯净，组织致密；2)切削加工性(冷挤压成形)好，变形小; 3)表面硬度高，耐磨耐性；
4)足够的强度和韧性。
分类：切削成形塑料模具钢冷挤压成形塑料模具钢
一、切削成形塑料模具钢
(一)调质钢特点：C 0.3-0.5% Me: Cr、Mn、Ni、V等适量。
预硬态供货(钢厂充分锻打制块并热处理预硬)—无需热处理，避免变形。缺点：预硬状态不易切削加工。
(二)易切削预硬钢
加入易切削元素，提高切削加工性能。
1.硫系—8Cr2MnWMoVS(8Cr2S) C较高，Mn较高，并有0.08-0.15%S作为易切削元素加入。S、Mn以MnS存在，可减低切削力，切削时易于断屑。40-46HRC时的切削性能相当于普通调质钢30HRC时。抛光性能好，淬透性高(Cr)。可用做塑料模、胶木模，使用寿命较高
2.硫—钙复合系 5CrNiMnMoVSCa(5NiSCa)
单加硫，MnS易成长条带状，各向异性，同时加入S和Ca，可改善硫化物的形状、分布(Ca可使长条MnS碎裂)，减轻以至消除各向异性。切削加工性能好，抛光性能好－镜面，可进行表面图案蚀刻。淬透性高，可用作注塑模、橡胶模、胶木模等。
（三)时效硬化钢
此类钢预处理后硬度25-32HRC，机加工后经480-540℃时效，利用超细金属间化合物析出硬化，达到使用要求。可用作精密或超精密塑料模具用钢。典型钢种：马氏体时效钢，低镍时效钢特点：性能优越，但价格昂贵，国内使用较少。
二、冷挤压成形塑料模具钢
特点：冷挤压成形，可批量生产，效率高，模具精度高，表面质量好。
模具用钢要求：高塑性低变形抗力以利于挤压成形，表面硬度高(表面强化)，心部足够强韧性。
5.5 量具用钢
1. 基本性能要求：1)高硬度和耐磨性； 2)组织稳定； 3)表面光洁度高； 4)耐蚀性。
2.
3. 量具用钢的选择：量具用钢无专门钢种，可根据需要选择低合金工具钢或碳工钢、渗碳钢、及不锈钢等制作。 量具用钢的热处理
正常淬火、回火可得所需力学性能如：高硬度和耐磨性；
为保证量具尺寸精度和组织稳定应注意：1)淬火加热时进行预热以减少变形；2)保证高硬度条件下尽量降低淬火温度以减少A'含量；3)较长时间低温回火，提高组织稳定性；4)精度要求高时淬火后需冷处理—尽量消除A'稳定尺寸；
5)精度要求特别高时低温回火后进行时效处理。
第六章 不锈钢
不锈钢：在自然环境或一定介质中具有耐腐蚀性的钢。
一、腐蚀：金属与合金由于外部介质的化学作用或电化学作用而引起的破坏。
1、化学腐蚀：金属与化学介质直接产生化学反应而造成的腐蚀—气体腐蚀和非电解质腐蚀。
特点：无电流流动，腐蚀产物直接在金属表面产生，所产生的致密生成物，如Cr2O3、Al2O3、SiO2等可阻止
进一步的腐蚀。
2、电化学腐蚀：由于不同金属或金属的不同相间电极电位不同而在电解质作用下产生的腐蚀。是有电流产生的腐
蚀过程。
1）铁的电位低为阳极，铜的电位高为阴极，两者由导线相连且同处于H2SO4电解质中：
阳极(铁板)： Fe—Fe 2++2e 不断失电子被腐蚀
阴极(铜板)： 2H++2e—H2 析出氢气
2）同一金属置于电解质溶液中时亦可因不同相间存在不同电极电位而形成原电池。
形成原电池的条件：
1） 金属各部分或不同金属间存在着电极电位差。
2） 电极电位不同的金属必须有接触，即相互接触或中间联接。
3） 各部分金属需在同一电解质溶液中，且电解质溶液互相连通。
分类;
宏观腐蚀电池：不同金属直接接触组成；
微观腐蚀电池：同一金属表面的不均匀性引起。
3、金属腐蚀的类型：
1）均匀腐蚀——连续腐蚀
特点：腐蚀发生在与介质接触的整个金属表面，容易察觉，危险性不大。
2）晶间腐蚀——沿金属晶界进行的腐蚀
特点：腐蚀金属外形无变化，不易察觉，危险性很大。
3) 点腐蚀——孔蚀，发生在金属表面局部区域的深腐蚀
特点：钝化膜被破坏或表面缺陷等引起，尤其在含Cl-的环境中，一旦形成，迅速深入金属内部，危害性很大。
4）应力腐蚀——在拉应力和腐蚀介质共同作用下的腐蚀
特点：裂缝与拉应力方向垂直，消除应力时腐蚀很小，腐蚀介质有选择性，断口为脆性破坏。
5）磨损腐蚀——腐蚀与磨损同时存在、相互促进
特点：磨损腐蚀包括机械磨损、腐蚀介质对金属表面的冲刷及气泡磨损。
6）腐蚀疲劳——在腐蚀介质中承受交变应力作用而造成的腐蚀破坏。
二、不锈钢的性能要求及影响耐蚀性的因素
1、不锈钢的性能要求
1）尽可能高的耐蚀性—对具体环境而言；
2）好的力学性能—根据使用要求而定；
3）工艺性能—冷、热加工成形性能，切削加工性及可焊性等。
2、介质对不锈钢耐蚀性的影响
1）氧化性介质的影响：在氧化性介质(硝酸)中不锈钢表面易于形成氧化膜，可在短时间内钝化不锈钢—
含铬不
锈钢。但由于酸中含有H，为去极化剂，含量越高去极化效果越强，钝化钢所需铬含量越高。在氧化性
酸中不锈钢的含量必须高于16%才会有钝化能力。
2）非氧化性介质的影响：稀硫酸等，含氧量低，不易产生完整钝化膜，一般铬或铬镍不锈钢不耐蚀，可加入钼、
-铜等；强有机酸中含氧量亦低，铬锰不锈钢耐蚀性好于铬镍不锈钢，加入适量钼、铜效果更好；含Cl介
质中易发生点蚀，含钼不锈钢耐点蚀性较好。
3、提高不锈钢耐蚀性的途径——合金化：使金属容易钝化；提高金属电极电位；使金属获得纯净、均匀的单相
组织。
1）不锈钢的钝化
形成钝化膜—金属与周围介质生成的一层极薄致密氧化膜，隔离金属与介质，阻滞阳极反应，降低金属溶解
速度，提高金属化学稳定性和耐蚀性。
氧的吸附层—钝化膜的表面及下面，吸附的氧能饱和表面原子的未饱和位，产生钝性。
Me的影响—Cr、Al、Si等可在金属表面形成致密钝化膜，耐蚀效果很好，尤以Cr效果最佳。Mo、Cu可进
一步加强钝化作用，提高耐蚀性。
2) Me对铁的电极电位的影响
Cr溶入Fe中形成固溶体时，可显著提高铁的电极电位；随着含铬量的提高，铁基固溶体的电极电位有着跳跃式的提高，铬含量达1/8、2/8、3/8、… 铬/铁摩尔比，铁的电极电位跳跃式增高，腐蚀亦跳跃式显著减弱，此即n/8规律；不锈钢最低含铬量为12.5%摩尔比，换成质量比为11.7%，实际应用的不锈钢含铬量不低于13%。
3）合金元素对不锈钢基体组织的影响
金属中各相具有不同的电极电位，构成微电池造成腐蚀。如果金属基体为单相(奥氏体或铁素体)则可减少微电池数目，提高耐蚀性。
合金元素的影响:
奥氏体形成元素：C、N、Ni、Mn，扩大奥氏体区；
铁素体形成元素：Cr、Si、Ti、Nb、Mo，缩小奥氏体区。
铬的影响：≥12.7%Cr时封闭奥氏体区，形成单一铁素体，因此是铁素体型不锈钢中的重要元素。镍与铬复
合加入可大大降低需加入镍的含量。
碳的影响：可扩大奥氏体相区，形成单一奥氏体组织，但同时能与铬结合形成复杂碳化物，降低耐蚀性，因
此不锈钢中一般含量较低。
三、分类
按照高温加热并在空气中冷却后的基体组织类型可将不锈钢分类：马氏体不锈钢、铁素体不锈钢、奥氏体不锈钢、奥氏体—铁素体不锈钢、沉淀硬化不锈钢。
四、铁素体、马氏体不锈钢
WCr﹤12%，加热获得单一γ相区，有γ→α转变，淬火得马氏体钢；
WCr﹥13%，加热和冷却时不发生γ⇌α转变，淬火无马氏体生成，得铁素体钢；
12%﹤WCr﹤13%,部分γ⇌ α，得铁素体-马氏体钢；
1、铁素体不锈钢—基体组织为铁素体
1）成分：Fe-Cr-C，低碳，高铬，碳降低耐蚀性，铬提高耐蚀性。
2）组织：F+Cr23C6 从室温加热至熔点或从高温冷却到室温均不发生相变，保持单一铁素体组织—不能用热处
理方法强化。
3）缺点—脆性大，缺口敏感性差
●晶粒粗大-无法用热处理改善
●sigma相得析出—FeCr金属间化合物，硬而脆，550-580℃长时间停留析出，常存在于晶界并伴有体积效应，
造成脆性—可在850℃以上长时间保温消除；
●475℃脆性—WCr>15%，在400-525℃间保温或缓冷造成室温脆性。原因：此温度范围Cr原子易有序化，形成富Cr的小区域，并与母相共格，畸变应增加，冲击韧性下降—可快冷消除；
●高温脆性—加热到900-1000℃以上后冷却到室温会严重脆化。
4）常用钢种
Cr13型，耐热钢；Cr17型，应用在弱腐蚀介质中；Cr25-28型，应用在强腐蚀介质中
5）压力加工及热处理
低始锻温度1040-1120℃，低终锻温度700- 800℃，退火、淬火温度不超过900℃，时间不宜过长，降至600℃+
时快冷。
2、马氏体不锈钢
1) 成分：碳含量范围大，从1Cr13到9Cr18，铬取低限，大多12-14%，少数17-19%。
2）性能：耐蚀性、塑性和焊接性不如奥氏体和铁素体不锈钢，但是在耐蚀性的基础上有良好的力学性能；且价格低廉，是不锈钢中最便宜的一种。
3）主要钢种：
（1）Cr13型：1Cr13、2Cr13、3Cr13、4Cr13 低中碳钢基体组织为Cr23C6 热处理①软化处理—降低硬度，便于机加工(锻后空冷得M)； 高温回火：700-800℃, 空冷, 回火索氏体, 170-230HBS 完全退火：840-900℃, 炉冷至600℃以下空冷, F+Cr7C3 ,
②淬火加热温度：1000-1050℃, 1Cr13、2Cr13取下限，3Cr13、4Cr13取上限。
③回火低温回火：200-250℃—回火马氏体组织，用于要求高硬度和耐磨性能的零件，耐蚀性亦很好； 高温回火：600-750℃—回火索氏体，用于要求综合机械性能的零件，仍有较好的耐蚀性。 应用1Cr13、2Cr13主要制作要求塑、韧性及耐冲击的结构件，如汽轮机叶片等；
3Cr13、4Cr13用于要求高硬度和耐蚀性的零件，如医疗器械、滚珠轴承部件、工模具、弹簧等。 （2）1Cr17Ni钢：低碳、中铬加2%Ni，组织为F+M+少量A既有很好的耐蚀性，又有较强的强韧性。 五、奥氏体不锈钢
1、铬-镍奥氏体不锈钢
1）18-8型高铬18%，高镍9%，超低碳，钛，铌，钼等； 平衡组织：F+A+ Cr23C6；热处理组织：A+F+(Cr,Fe)23C6
性能：耐蚀性最好，优于F和M不锈钢；塑性好、韧性高，无冷脆转变温度；无磁性；热强性高；可焊性好；切削加工性能低；晶间腐蚀敏感性较高。
冷热加工：1220-1240℃均匀加热后开坯锻造—热塑性好，奥氏体不锈钢高温强度好，但应防止出现铁素体，降低热塑性；冷加工变形能力好，可提高强度，但塑性下降。
固溶处理：钢加热到单一奥氏体区保温，碳化物及杂质相充分溶解，获得成分均匀的奥氏体组织，然后快冷，将过饱和奥氏体组织保持到室温—软化处理(固溶强化作用弱且硬质点已溶解)。 目的：消除应力和晶间腐蚀倾向，提高耐蚀性。
工艺：加热温度1050-1150℃，太高易出相，太低碳化物溶解不充分，组织不均匀,快冷，防止Cr23C6再次析出。 敏化处理：固溶处理后钢再加热至400-480℃时Cr23C6析出强烈，晶间腐蚀敏感性强—可用固溶强化消除。消除应力处理：消除冷加工内应力，保持冷作硬化，去除应力，提高耐蚀性； 工艺：250-450℃/1-2h。消除焊接应力及应力腐蚀敏感
工艺：850-950℃/1-2h，快冷，迅速通过Cr23C6析出温度区间。
稳定化处理：优先形成稳定的TiC、NbC，不形成或少形成Cr23C6，防止晶间腐蚀；应用于加钛或铌的18-8钢； 工艺：加热至高于Cr23C6溶解温度，低于TiC、 NbC溶解温度，保温数小时冷却；850-900℃/2-4h，(1Cr18Ni9Ti: 860-880 ℃/6h)，空冷，多在固溶处理后进行。 2、无镍或节镍奥氏体不锈钢
1）Cr-Mn不锈钢：以锰代镍，12%Cr，20Mn时得到单一奥氏体，但铬低于13%耐蚀性降低。A+F两相组织。 2）Cr-Mn-N不锈钢：锰氮共同代替镍稳定奥氏体，氮的加入可扩大铬的极限含量，提高耐蚀性，提高强度且不
降低室温韧性。氮含量0.3- 0.5%以下，过多易出气泡，并形成TiN夹杂物，为进一步提高耐蚀性可加入钼、铜。 A+F+少量铁素体，少量铁素体可降低晶间腐蚀。
3）Cr-Mn-Ni-N不锈钢：Cr-Mn和Cr-Mn-N不锈钢难以得到单一奥氏体组织，加入少量镍可在Cr＞15%时仍得到
单一奥氏体。
3、奥氏体不锈钢的晶间腐蚀、应力腐蚀及点腐蚀
1）晶间腐蚀—危害极大：在敏化温度(450-800℃)加热或时效过程中沿晶界析出Cr23C6，造成晶界附近贫铬，当铬含量低于13%时失去钝化效果。
防止：固溶处理—成分均匀；C↓—减少Cr23C6的析出；定碳及稳定化处理—加入铌、钛形成稳定碳化物NbC、
TiC，减少Cr23C6的形成； 改变Cr23C6析出数量及分布—调整成分使组织中存在少量δ铁素体，Cr23C6
优先在δ/γ界面析出，减少其晶界析出数量，降低晶间腐蚀。
2）应力腐蚀—拉应力与电化学腐蚀共同作用
防止：降低拉应力；提高奥氏体不锈钢的屈服强度；改善使用介质和环境；改变化学成分提高应力腐蚀抗力。
- 3）点腐蚀—含Cl介质中易产生
防止：合金化—加入铬、钼、氮显著提高抗点蚀能力，镍、硅、稀土也有效。
六：其它类型的不锈钢
1、F-A双相不锈钢：属镍铬不锈钢，较高的铬含量(18-26%)、一定的镍含量(4-7%)和低碳可获得铁素体加奥氏
体双相组织，并可使两相都具有独立的钝化能力，保证双相组织的耐蚀性不降低。
性能：A降低钢的脆性，提高可焊性和韧性；F提高屈服强度，降低应力腐蚀敏感性，双相的存在降低
晶间腐蚀倾向。
工艺：1000-1100℃淬火韧化，得到组织: 60%F+40%A
2、沉淀硬化不锈钢：在马氏体基础上经过时效处理产生沉淀强化而得到超高强度的钢，主要有A-M沉淀硬化
不锈钢和M沉淀硬化不锈钢两类。
沉淀硬化不锈钢主要通过调整钢的成分，使Ms点降低，固溶处理后得到不稳定残余奥氏体或M+A'
组织，随后经时效析出金属间化合物强化。
3、新发展
超纯铁素体不锈钢
新型奥氏体不锈钢—抗应力腐蚀断裂、抗点蚀、抗海水腐蚀及易切削不锈钢等。
第七章耐热钢和耐热合金
一、名词解释
耐热钢：能在高温下工作，有一定强度，抗氧化、耐腐蚀的铁基合金；
耐热合金：在更高温度下工作的镍基、钴基、钼基、铌基、钽基等合金。
抗氧化性：高温下迅速氧化，形成连续、致密、并牢固附着在金属材料表面的氧化薄膜，保护材料不被继续氧化。 热强性:耐热钢在高温和载荷作用下抵抗塑性变形和破坏的能力 二、耐热金属材料的工作条件和性能要求
工作条件：高温、高应力及高温氧化性或腐蚀性介质； 失效形式：蠕变、热疲劳、热腐蚀等；
性能要求：高温化学稳定性、高温力学性能、高温物理性能及加工工艺性。
三、耐热钢的抗氧化性
（一）普通钢的高温氧化：570℃以下，氧化层由Fe3O4和Fe2O3组成，较致密，氧化较慢。570℃以上，氧化物有三层：(外)Fe2O3、 Fe3O4和 FeO(内)，FeO是缺位固溶体且易破碎，Fe原子易于扩散，加速氧化进行。 （二）提高抗氧化性的途径
合金化，加入铬、铝、硅等形成致密、稳定并与基体牢固结合的氧化膜(铬、铝、硅与氧的亲和力比铁大)，抑制或避免FeO的形成，减少进一步的氧化。加入微量稀土元素可提高抗氧化性。表面处理(渗铝、渗铬、渗硅)亦可提高抗氧化性。
碳、氮形成化合物时降低抗氧化性；钒、钼的氧化物易挥发，使抗氧化性变坏。 四、耐热金属材料的热强性(高温强度)
(一)金属高温力学性能
失效特点：工件在应力远低于σb时产生破裂，应力远低于σs情况下连续和缓慢塑性变形；温度和时间对高温力学性能的影响 t℃↑—σb↓，δ↑ ∵t℃↑，原子活动↑，位错易于活动T↑—σb↓，δ↓
高温下断裂类型的变化:随温度的升高，σ晶界和σ晶内都降低，且前者降低快于后者，因此t℃高于等强温度(晶界强度与晶内强度相等的温度)时，断裂形式由穿晶断裂转变为晶间断裂，即由韧性断裂转变为脆性断裂。 高温力学性能表征—热强性,包括材料在高温下的瞬时性能和长时性能
1)瞬时性能—如高温拉伸、高温强度和高温冲击等; 是在高温条件下常规力学性能试验测得的性能指标, 特点：高温瞬时加载。2)长时性能—如蠕变极限、持久强度、应力松驰、高温疲劳强度及冷、热疲劳等；是材料在高温及载荷共同长时间作用下所测得的性能指标。
(二)提高耐热钢热强性途径
影响因素1)软化因素—随温度↑，原子间结合力↓，扩散系数增加，组织趋向平衡，硬度下降；2)形变断裂方式—低温：滑移为主，高温：滑移+原子扩散+晶界滑动与迁移；3)断裂方式—低温：多为穿晶断裂高温：更多晶间断裂。 提高热强性途径
1)基体强化—提高合金基体原子间结合力
(1) 熔点高，原子间结合力高，热强性高； (2) 面心立方原子间结合力＞体心立方原子间结合力，故奥氏体钢热强性＞铁素体、马氏体钢热强性； (3) 固溶强化可提高基体原子间结合力
2)第二相沉淀强化要求第二相稳定、细小均匀、弥散分布，多采用难熔合金碳化物或金属间化合物。
3)晶界强化—减轻高温下晶界强度降低的影响 (1) 适当粗化晶粒，减少晶界数量； (2) 净化晶界：S、P等易在晶界偏聚，形成低熔点共晶，钢中加入硼、稀土等与S、P形成高熔点稳定化合物，即可净化晶界； (3) 填充晶界空位：加入硼可填充晶界空位，降低晶界原子扩散提高热强性，Ti、Zr亦可； (4) 晶界沉淀强化。
五、耐热钢及耐热合金的分类
1．-Fe为基的耐热钢：P耐热钢、M耐热钢、F抗氧化钢；2．-Fe基耐热钢：A耐热钢、A抗氧化钢；3．镍基耐热合金：以Cr20Ni80合金为基础发展起来，还有钴基；4．难熔金属基耐热合金：钼、钽、铌及金属陶瓷。 六、抗氧化钢（有铁素体型和奥氏体型两类）
（一）铁素体型抗氧化用钢在铁素体不锈钢基础上发展起来的，主要添加Si、Al等抗氧化Me元素，且随Cr含量增加，抗氧化性提高。有三类：1.Cr13型如Cr13Si3 可工作在800-850℃下，C含量0.1%左右； 2.Cr18型如：Cr18Si2 可在1000℃左右使用； 3.Cr25型如： Cr25Si2等可在1100℃左右使用。特点：抗氧化性好，无相变，故晶粒粗大，韧性低，不能承受重载。
（二）奥氏体型抗氧化钢在A不锈钢基础上添加Si、Al等元素，热强性和加工性能比铁素体型好，高温下可承受一定载荷。
典型钢种及特点：1. Cr18Ni25Si2
2. Cr-Mn-N系 Cr20Mn9Ni2Si2N
使用寿命均低于Cr-Mn-N系。 七、珠光体及马氏体耐热钢
（一）珠光体耐热钢正火状态组织为珠光体加铁素体。特点：合金元素低，工艺性能好，价格低，可在600℃左右工作，按其碳含量及用途可分为两类：低碳珠光体耐热钢(锅炉管线用钢)和中碳珠光体耐热钢
1、低碳珠光体耐热钢(锅炉管线用钢)1）工作条件：内有高压蒸汽，外与火焰、烟气接触；2）、性能要求：（1)较高的高温强度和持久塑性；（2)较好抗氧化及耐蚀性；（3)组织稳定性高—不球化和石墨化；（4)工艺性能好—制管、冷弯、可焊性等。
3）、化学成分低碳：0.1-0.15%C，C高，K（碳化物）多，易球化、石墨化，工艺性下降，抗氧化性下降。C过低，蠕变极限下降。 Me：Cr、Mo—固溶强化作用好，降低石墨化倾向，提高强度，提高抗氧化性。W、N、Ti、Nb—稳定组织，弥散强化，提高强度。
4）、组织稳定性(1)P球化及K聚集长大长期高温下工作，层片状珠光体会发生球化，片状碳化物会聚集长大，造成抗蠕变能力和持久强度的降低。 C、Mn(>1%)促进球化，Cr、Mo、V等碳化物形成元素阻止球化。因此成分设计时尽量降碳、锰，适量加入铬、钼、钒。
（2）石墨化石墨化指渗碳体在一定温度条件下长期使用发生分解的过程： Fe3C—3Fe+C(石墨) 石墨化造成各性能指标全面下降，是最危险的组织转变。 Mo、Al、Si、Ni促进石墨化，Cr等强碳化物形成元素阻止石墨化。 （3）合金元素的扩散和再分配16Mo、15CrMo等钢在一定温度长期工作，Mo将从固溶体扩散至碳化物中，降低钢的热强性。防止措施： ①固溶体复合合金化，提高基体原子结合力； ②加入Ti、V、Nb形成稳定碳化物，减少渗碳体，且特殊碳化物不溶入Mo、W等。
5）热处理—正火加高温回火据合金元素种类、含量、构件尺寸等不同，可得贝氏体、低碳马氏体及铁素体加珠光体组织。
2、中碳珠光体耐热钢用途：耐热紧固件、汽轮机转子等。性能：更高热强性、热疲劳强度、高温塑性、韧性等。成分：C含量高于前者，0.2-0.4%，合金化以铬、钼为主，其他有Ti、Nb、V、B等。热处理：淬火加高温回火，组织回火索氏体。 （二）马氏体耐热钢
1、叶片用钢—汽轮机叶片性能：耐蚀性、热强性、耐磨性、抗氧化性；钢种：1Cr13、2Cr13，460-480℃处理：调质处理。2、排气阀用钢性能：更高高温强度、硬度、韧性、抗氧化、抗腐蚀能力，更好组织稳定性，良好加工性；成分：较高碳、加硅提高抗氧化性能；钢种：4Cr9Si2 处理：油冷/700℃回火。
八、奥氏体耐热钢及合金
奥氏体型耐热钢特点(与-Fe基,如P、M型比)（1）-Fe原子间结合力大，扩散系数小；（2）、 T再高，>800℃(-Fe T再450-600℃)；由1、2可知其组织稳定性好（3）、较好的抗氧化性、高的塑性和韧性、良好的可焊性，但室温强度低、导热性差、加工困难。
分三类：（一）、固溶强化型18-8+ Mo、W等—1Cr18Ni9Mo。在18-8钢基础上添加固溶强化效果较好的Mo、W、Nb等元素形成，固溶处理状态下使用—温度较高、载荷不大零部件。热处理：1050-1100℃固溶/空冷或水冷。 （二）、碳化物沉淀强化型以碳化物为沉淀强化相的奥氏体铁基高温合金。成分特点：1)较高的铬、镍—形成奥氏体； 2)钨、钼、铌、钒等形成碳化物沉淀相。
(1)铸态下使用的钢 4Cr25Ni20等。骨架状共晶碳化物(M7C3、MC)强化晶界，M23C6晶内沉淀析出强化基体。 (2)固溶加时效处理后使用 4Cr14Ni14W2Mo等。此类钢锻、轧成形后，需经固溶处理和预先时效方可使用.时效过程中，钢中析出大量M23C6、MC，沉淀强化，稳定组织，工作温度600-650℃。用于发动机轮盘，内燃机排气阀等 （三）、金属间化合物沉淀强化型强化机理：Ni与Al、Ti形成γ'相[Ni3(Al,Ti)]—沉淀强化； W、Mo溶入奥氏体—固溶强化； V、B—强化晶界，B可使晶界网状沉淀相破碎成断续沉淀相。锻、轧成形后，经固溶处理和预时效处理后使用。
九、镍基耐热合金(高温合金)
成分：在Ni80Cr20基础上发展起来：加Mo、W、Co—固溶强化；加Al、Ti、Nb、Ta等—获得金属间化合物，沉淀强化；加B、Zr、Ce(铈)—实现晶界强化；
性能：耐热温度高或热强性高
热处理：固溶(1100-1200℃/2h空冷)+时效(750-850℃/6h空冷) 第八章
铸铁：以铁、碳、硅为主要成分、有具有共晶转变的多元铁基合金。
成分：wC=2.5%-4.0%，wSi=1.0%-3.0%， wP=0.4%-1.5%，wS=0.02%-0.2%。
性能：铸造性能优良，工艺简单，成本低廉。优良的减震性、耐磨性和可切削加工性能。 本章主要内容:铸铁石墨化的基本知识；常用铸铁材料的组织和性能；
8.2 铸铁的结晶
一、铁－碳合金双重状态图（图8-1 p180） 按Fe-Fe3C状态图结晶—白口铸铁； 按Fe-C状态图—灰铸铁
二、铸铁结晶的热力学和动力学条件 1、热力学条件
t>1154℃时，FL最低，液相最稳定;
1148℃
根据热力学条件，白口铸铁在900℃以上保温时，莱氏体的Fe3C可自发分解形成A+G 2、 动力学条件
虽然t
以灰铸铁结晶为例，即按Fe-C状态图进行 共晶灰铸(wC=4.26%)
1.一次结晶过程—液体中结晶的过程共晶转变
石墨结构: 六方点阵。
石墨易于沿层面生长，沿垂直层面方向生长速度较慢，故铁液中析出的石墨多为片状。共晶成分铸铁转变时领先相通常为石墨，石墨生长过程中使周围铁液中碳浓度降低，生成包围着石墨的奥氏体，形成共晶团。端部与液体接触，易于生长。 2.二次结晶过程
铁故中
奥氏体中碳的脱溶和一次渗碳体分解。C从奥氏体溶脱后附着于石墨片，金相观察难以区别。条件不满足时，可在奥氏体晶界析出二次渗碳体。
共析转变。缓慢冷却时，奥氏体易于转变为铁素体加石墨，共析石墨沉积于原有石墨上。冷速较快或石墨化倾向较小时，奥氏体将转变为珠光体。
3.石墨化三阶段：
第一阶段：液相析出的一次石墨、共晶石墨及一次渗碳体和共晶渗碳体分解的石墨；
中间阶段：奥氏体析出二次石墨及二次渗碳体分解的石墨；
第二阶段：共析石墨及共析渗碳体分解的石墨。
石墨化进行程度不同，铸铁组织亦不同
四、影响铸铁结晶的因素
1.合金元素的影响
1)C、Si强烈促进各阶段石墨化；碳和硅对两个阶段的石墨化均有促进作用。硅原子与铁原子结合力很强，削弱了铁液和固溶体中碳与铁的结合，使碳原子游离扩散，增进石墨化。
2)P的影响 P的作用远小于C和Si，相当于碳的1/3, 它可使共晶点左移，降低共晶点碳浓度。
3)碳当量将硅、磷折合成相应的碳含量并加上原有碳含量即为碳当量： CE=wC+1/3w(Si+P)
共晶度：实际碳含量与其共晶碳含量之比：SC= wC/4.26%-1/3w(Si+P)
SC=1共晶组织，SC＜1亚共晶， SC＞1过共晶
CE、SC增加，石墨化能力增加，石墨增多，强度、硬度降低；锰、硫阻碍石墨化。
2.冷却速度的影响冷却速度越慢，越有利于按Fe-C状态图结晶；冷速快，则按Fe-Fe3C状态图结晶；铸件壁厚、浇注温度和铸型材料对石墨化的影响可归结为冷却速度的影响，壁厚大、浇注温度高及砂型都有利于石墨化。
8.3 灰铸铁命名：HT表示：灰铁HuiTie，数字表示：抗拉强度。
一、灰铸铁的组织：金属基体加条形片状石墨;金属基体有铁素体、铁素体加珠光体和珠光体
二、灰铸铁的性能：
1.力学性能
1)抗拉强度石墨的缩减作用（减少负载有效面积）和切割作用（石墨片尖端应力集中）
CE、S C增加，b下降；壁厚增加，b下降。
改善措施：降碳、硅含量，采用孕育处理防止白口化
2)硬度和抗压强度铸铁的特性：抗压强度:抗拉强度＝2.5-4.0:1(硬度范围130-270HBS)。
石墨片粗大、量多，硬度、抗压强度下降。
3)伸长率和冲击韧性伸长率极小；冲击韧性；
4)耐磨性灰铸铁耐磨性很好，脱落石墨—润滑剂，石墨脱落后的微孔—储存润滑油，存放磨损微粒。
5)减振性石墨割裂基体，阻止振动传播，减振效果好。
2.工艺性能：1)铸造性能好，熔点低、流动性好，凝固收缩小填充能力好；2)切削加工性能好；3)可焊性差。
三、孕育铸铁经孕育处理的灰铸铁为孕育铸铁。
机理：加入孕育剂，形成外来晶核，激发自生晶核产生—细化组织处理。
特点：1)成分：碳、硅低于普通灰铸铁，锰高于普通灰铸铁(中和硫，生成珠光体，提高强度)；2)组织：珠光体基体，细小石墨片均匀分布在P上，石墨的缩减和切割作用减小；3)性能：壁厚敏感性小，强度、耐磨性明显提高，塑性、韧性提高不大(与灰铁比)
四、灰铸铁的合金化与热处理
1.合金化Cr、Mo、V—较大幅度提高强度(基体)，但促进白口化，就同时加Cu或Ni；Ti—细化晶粒；Cr—明显提高耐热性，Cr和Mo同时作用效果更好。
2.热处理
（1）消除应力退火—避免铸件变形550-600℃/2-8h，含铬、钼等取高限。
（2）石墨化退火—消除白口组织，降低硬度和脆性；900-950℃/2-5h，共晶渗碳体分解为奥氏体和石墨；600-650℃/数小时，共析渗碳体分解为A和石墨
8.4 球墨铸铁：HT经球化和孕育处理，石墨成球形。数字：前—抗拉强度，后—伸长率。QT—Qiu Tie， 球铁的强度、塑性和韧性较HT高得多，并有良好的耐磨性和减振性。
一、石墨的球化
1、球化处理：灰口成分的铁液中加入球化剂，促使石墨结晶为球状的处理称为球化处理。
2、球化处理同时应进行孕育处理，否则有白口倾向。原因：球化剂多为阻碍石墨化元素，难以产生石墨核心，孕育剂为强烈促进石墨化的元素(硅铁)。
3、球化机理：1)螺旋位错理论2)气泡理论
二、球墨铸铁的组织和性能
1.组织：基体组织加球状石墨
根据基体组织不同可分为：铁素体球墨铸铁—铁素体占80%以上；珠光体球墨铸铁—珠光体占80%以上；贝氏体球墨铸铁—等温淬火，基体主要为贝氏体
牛眼状铁素体：球状石墨形成时周围奥氏体中C极低而Si较高，易于沿石墨边沿形成铁素体。
2.性能：
F球铁：抗拉强度、塑性、冲击韧性均高于灰铁，伸长率达10%以上。P球铁：抗拉强度高于F球铁，屈强比高0.7-0.8；B球铁：高强度、高硬度、高疲劳极限和良好冲击韧性
3.球墨铸铁的热处理
1.退火（1）去应力退火—消除铸造应力：550-650℃；（2）高温石墨化退火—消除渗碳体：900-950℃，随炉缓冷得F球铁，出炉空冷得P球铁；（3）低温石墨化退火—提高塑性韧性：730-780℃
2.正火：（1）高温正火(完全A化正火)： 880-950℃—增加珠光体数量，细化P组织，提高强度和耐磨性。（2）低温正火(不完全A化正火)：840-860℃—细珠光体加碎块铁素体，提高塑性和韧性.
3.淬火：淬火温度：880-920℃，低温回火耐磨性好，高温回火综合性能好；等温淬火—900-930℃加热,等温温度250-350℃，得下贝氏体基体组织。
4.表面强化处理——处理基体，与钢表面强化相似。
8.5 蠕墨铸铁
通过变质处理使石墨成蠕虫状即为蠕墨铸铁，蠕虫状石墨也是多晶体，介于片状与球状之间。
组织——基体：珠光体、珠光体+铁素体、铁素体；石墨：蠕虫状，形貌卷曲、端部圆钝，有部分球状石墨。 性能：强度、塑性高于同基体灰铁，但不如球铁。
牌号：RuT*** ***：抗拉强度。
8.5 可锻铸铁
是白口铸铁石墨化退火后得到的高强度铸铁。分类：黑心可锻铸铁、珠光体可锻铸铁、白心可锻铸铁。
牌号：K: keduan, T: Tie, H: Heixin（黑心可锻铸铁）, Z: Zhuguangti（珠光体可锻铸铁）, B: Baxin（白心可锻铸铁）数字：前—抗拉强度，后—伸长率（如KTH300—06，KTZ450—06，KTB350—12）。
一、可锻铸铁的组织
1. 成分：前提：首先要有合格的纯白口组织铸铁，若组织中有片状石墨则得不到团絮状石墨，因此应降低促进石墨化元素的含量。一般：2.4-2.7%C, 1.4-1.8%Si, 0.5-0.7%Mn,
2. 石墨化退火—白口铸铁加热至高温长时间退火，渗碳体分解，形成团絮状石墨。
二．可锻铸铁的性能：
（1）力学性能高于灰铸铁，接近球墨铸铁；（2）工艺简单，成本低；（3）水及盐水中耐蚀性优于碳素钢；（4）耐热性优于灰铸铁和碳钢；（5）黑心可锻铸铁有较高塑性和韧性，可承受冲击和振动；（6）珠光体可锻铸铁具有较高强度和好的耐磨性，用于要求高强度、耐磨铸件（7）切削加工性能好。
8.7 合金铸铁
一、 耐热铸铁
铸铁生长: 铸铁在高温下反复加热冷却时将发生体积长大。
原因: 氧化性气体进入铸铁内部,与碳和铁反应生成气泡、氧化皮，体积长大。加入铝、铬等在表面形成致密的、稳定性很高的氧化膜，阻止氧化性气氛进入铸铁内部可抑制长大。
二、耐磨铸铁分抗磨铸铁(用于干式磨损)和减磨铸铁(用于润滑磨损)两类。
加入Ni、Mn、B提高淬透性—M基抗磨铸铁；加入Si、Mn、Mo、B，获得无碳化物B基体抗磨铸铁；加入Cr、W、V强化基体，改善白口铁耐磨性。加入P、V、Ti、B、Cr、Mo、RE等，获得各种减磨铸铁。
三、耐蚀铸铁加入Al、Si、Cr等形成氧化膜，加入Cr、Ni、Cu、Mo等提高基体电极电位，提高耐蚀性。石墨数量少，球形都可提高耐蚀性。