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成分过冷在固液界面前沿一定范围内的液相，其实际温度低于平衡结晶温度，出现一个过冷区域，过冷度为平衡结晶温度与实际温度之差，这个过冷度是界面前沿液相中的成分差别引起的，称为成分过冷。成分过冷能否产生及程度取决于液固界面前沿液体中的溶质浓度分布和实际温度分布这两个因素。动态过冷度当界面温度TiTm，熔化速率凝固速率时，晶核才能长大，这时的过冷度称为动态过冷度。即只有液固界面取得动态过冷度，才能使晶核长大。结构起伏液态金属中大量不停游动的原子团簇不断分化组合，由于能量起伏，一部分金属原子从某个团簇中分化出去，同时又有另一些原子组合到该团簇中，不断发生着这样的涨落过程，似乎原子团簇本身在游动一样，团簇的尺寸及其内部原子数量都随时间和空间发生改变的现象。能量起伏液态金属绝对纯净，无任何杂质，也不和型壁接触，只是依靠液态金属的能量变化，由晶胚直接生核的过程。均匀形核液相中各个区域出现新相晶核的几率都是相同的，是液态金属绝对纯净、无任何杂质，喝不喝型壁接触，只是依靠液态金属的能量变化，由晶胚直接生核的理想过程。非均匀形核液态金属中总是存在一些微小的固相杂质点，并且液态金属在凝固时还要和型壁相接触，于是晶核就可以优先依附于这些现成的固体表面上形成，需要的过冷度较小。临界半径非均匀形核的临界球冠半径与均匀形核的临界半径是相等的。晶核长大的微观结构：光滑界面和粗糙界面。晶粒大小的控制控制过冷度；变质处理；振动、搅动。表面细晶区的形成：液态金属浇入温度较低的铸型中时，型壁附近熔体因受到强烈的激冷作用产生很大的过冷度而大量非均质生核。这些晶核在过冷熔体中也以枝晶方式生长，由于结晶潜热既可从型壁导出也可向过冷熔体中散失，从而形成无方向性的表面细等轴晶组织。柱状晶区的形成：结晶过程中由于模壁温度升高，在结晶前沿形成适当过冷度，使表面细晶粒区继续长大，又由于固-液界面处单向的散热条件，处在凝固界面前沿的晶粒在垂直于型壁的单向热流作用下，以表面细等轴晶凝固层某些晶粒为基底，呈枝晶状单向延伸生长，那些主干取向与热流方向平行的枝晶优先向内伸展并抑制相邻枝晶的生长，在淘汰取向不利的晶体过程中发展成柱状晶组织。中心等轴晶的形成：是熔体内部晶核自由生长的结果。随着柱状晶发展，熔体温度降到足够低，再加之金属中杂质等因素的作用，满足了形核时的过冷度要求，于是在整个液体中同时形核。由于散热失去了方向性，晶体在各个方向上长大速度相等，因此长成了等轴晶。固溶体与金属化合物的区别固溶体晶体结构与组成它的溶剂相同，而金属化合物的晶体结构与组成它的组元都不同，通常较复杂。固溶体相对塑韧性好，硬度低，金属化合物硬而脆。影响置换固溶体溶解度的因素原子尺寸；电负性；电子浓度；晶体结构。相律F=C-P+2压力为常数时F=C-P+1。F为平衡系统自由度，C为平衡系统组元数，P为平衡系统相数。含义是：在只受外界温度和压力影响的平衡系统中，它的自由度数等于系统的组元数和相数之差加上2。成分起伏液相中总会有某些微笑体积可能偏离液相的平均成分，这些微小体积的成分、大小和位置都在不断地变化，此即成分起伏。枝晶偏析固溶体合金不平衡结晶的结果，使先后从液相中结晶出的固相成分不同，再加上冷速较快，不能使成分扩散均匀，导致每个晶粒内部的化学成分很不均匀。先结晶的部分含高熔点组元较多，后结晶的部分含低熔点组元较多，在晶粒内部存在着浓度差别，这种在一个晶粒内部化学成分不均匀的现象，称为晶内偏析，又称枝晶偏析。宏观偏析在材料宏观范围内出现的成分不均匀偏析。铁素体与奥氏体铁素体是溶于α-Fe中的间隙固溶体，体心立方结构，常用符号F或α表示。奥氏体是碳溶于γ-Fe中的间隙固溶体，面心立方结构，常用符号A或γ表示。碳溶于体心立方晶格δ-Fe中的间隙固溶体叫δ铁素体，以δ表示。奥氏体塑性很好，有顺磁性。1.工业纯铁含碳量0.0218%，显微组织为铁素体，塑性和韧性很好，但强度很低。渗碳体，含碳量ωC=6.69%，用Cm表示，有很高的硬度，但塑性差，低温下具有一定磁性。2.钢：含碳量0.0218%～2.11%，特点是高温组织为单相奥氏体，具有良好的塑性，因而适于锻造。根据室温组织的不同，钢又可分为：共析钢从液态冷却到室温要发生三次组织转变：匀晶转变L→γ（奥氏体），共析转变γ→(α+Fe3C),α中析出Fe3CIII。室温下共析钢组织组成全为P（可忽略Fe3CIII），共析钢只有一种组织（忽略Fe3CIII），即珠光体P，P由α和Fe3C两个相组成。亚共析钢含碳0.45%的亚共析钢是应用十分广泛的钢，通常称为45号钢。45钢在液态到室温的冷却过程中将发生以下转变：匀晶转变L0.45→L0.53+δ，包晶转变L0.53+δ→γ0.45，同素异晶转变γ0.45→α+γ0.77，共析转变γ0.77→(α+Fe3C)。室温下45钢的组织为铁素体α+珠光体P。所有亚共析钢的室温组织都由α和p组成，区别仅在于相对量的差别：含碳量越高（越接近0.77%C），p量越多、α量越少。组织组成物ωα=49.5%，ωP=50.5%，相组成物ωα=94.3%，ωFe3C=5.7%。过共析钢在液态到室温的冷却过程中先进行匀晶转变形成单相固溶体γ；当温度到ES线以下时过饱和固溶体γ中析出Fe3CII，奥氏体γ的成分变到共析点S(0.77%C)；共析转变γ0.77→(α+Fe3C)，形成P。故过共析钢室温组织为P+Fe3CII。对于过共析钢，随着含碳量增高，钢中Fe3CII的量增大。由于大量的Fe3CII会形成网状结构，造成钢的脆性急剧增高，所以实际生产中使用的钢含碳量一般都低于1.5%；另外，含有网状Fe3CII的钢不能直接使用，需要经过锻造或相应热处理后才能使用。3.白口铁：含碳量2.11%～6.69%，特点是液态结晶时都有共晶转变，因而具有良好的铸造性能。但是即使在高温也是脆性材料，不能锻造。根据室温组织不同，白口铁又分为：共晶白口铁在从液态缓冷至室温过程中，首先在1148℃进行共晶转变，液相全凝固成为高温莱氏体Ld，在1148℃到727℃之间，Ld中的奥氏体γ将按照ES线的变化趋势析出Fe3CII，而γ在727℃时含碳量降到0.77%；此时奥氏体进行共析转变，将全转变成P。经过共析转变的莱氏体称为低温莱氏体，用符号Ld'表示。珠光体中的渗碳体叫共析渗碳体，共晶组织中的渗碳体叫做共晶渗碳体。亚共晶白口铁冷却过程中组织转变与共晶白口铁类似，只是在共晶转变之前，液相中先结晶出奥氏体。到达1148℃时，剩余的液相成份为4.3%C，再往下面，液相的转变就与共晶白口铁一样了。先结晶出来的奥氏体和共晶奥氏体一样，在以后的冷却过程中依次析出二次渗碳体和进行共析转变。室温下亚共晶白口铁的平衡组织为：P+Fe3CII+Ld'。过共晶白口铁在从液态到室温的冷却过程中，先从液相中结晶出来的是一次渗碳体Fe3CI，剩余的液相在1148℃进行共晶转变。因此，过共晶白口铁的室温组织为：Fe3CI+Ld’。碳对钢性能影响碳钢组成相只有α和Fe3C，组织组成物有先共析铁素体、P和Fe3CII。因铁素体硬度低塑性好，渗碳体硬度非常高、塑性为0；故由铁素体和渗碳体均匀混合的P有良好的综合性能。对于亚共析钢，随含碳量增加，P的相对量提高，钢的强度硬度增高，塑性韧性下降。对于过共析钢，随着含碳量增加，Fe3CII数量增加并形成网状结构，不仅造成钢的塑性韧性下降，也使强度下降；仅硬度增高。单晶体金属塑性变形单晶体塑性变形有滑移和孪生等方式，多数情况为滑移。正应力只能引起晶格的弹性伸长或拉断晶体，切应力可使晶格在发生弹性歪扭后进一步造成滑移。通过大量的晶面滑移，最终使试样拉长变细。滑移：晶体的一部分相对于另一部分沿一定晶面发生相对的滑动。滑移系：滑移面数与滑移方向数乘积。滑移系越大金属滑移可能性越大，即金属塑性越好。孪生：晶体在切应力作用下发生孪生变形时，其一部分沿一定晶面和晶向相对于另一部分作均匀切变，在切变区域内，与孪生面平行的每层原子的切变量与它距孪生面的距离成正比。这种切变不改变晶体的点阵类型，但可使变形部分的位向发生变化，并与未变形部分的晶体以孪晶界为分界面行程镜面对称。对称的两部分晶体叫孪晶，形成孪晶的过程叫孪生。滑移与孪生的异同：孪生是原子的相对切变距离小于孪生方向上一个原子间距。孪生也是通过位错运动来实现的。但产生孪生的位错的柏氏矢量小于一个原子间距。孪生对塑性变形的贡献比滑移小得多。大多数bcc金属的孪生临界切应力大于滑移临界切应力，所以滑移先于孪生进行；fcc金属的孪生临界切应力远大于滑移临界切应力，所以一般不发生孪生变形。冷加工纤维组织是纯金属和单相合金在冷塑性变形时和变形度很大的条件下，各晶粒伸长成纤维状形成的组织。热加工纤维组织：在热加工过程中，铸锭中的粗大枝晶和各种夹杂物都要沿变形方向伸长，这样就使枝晶间富集的杂质和非金属夹杂物的走向逐渐与变形方向一致，一些脆性杂质破碎成链状，塑性的夹杂物变成条带状、线状或片层状，在宏观试样上沿着变形方向变成一条条细线，这就是热加工钢中的流线。由一条条流线勾划出来的组织，叫做热加工纤维组织。形变织构多晶体在塑性变形时伴随着晶体的转动过程，故形变量很大时，多晶体中原为任意取向的各个晶粒会调整取向趋于一致，该现象叫晶粒的择尤取向，这种由于金属塑性变形使晶粒有择尤取向的组织叫形变织构。加工方式不同，可能出现不同类型织构：丝织构在拉拔时形成，各晶粒的某一晶向平行或近似平行于拉拔方向，板织构在轧制时形成，各晶粒某一晶面平行于轧制方向，而某一晶向平行于轧制方向。回复：冷塑性变形的金属在加热时，在光学显微组织改变前产生的某些亚结构和性能的变化过程。应用：消除大部分或全部第一类内应力和部分第二类内应力。多边形化：冷变形金属加热时，原来处于滑移面上的位错，通过滑移和攀移形成与滑移面垂直的亚晶界的过程。多边形化驱动力来自弹性应变能的降低。多边形化降低了系统应变能。再结晶：冷变形后的金属加热到一定温度或保温足够时间后，在原来的变形组织中产生了无畸变的新晶粒，位错密度显著降低，性能也发生显著变化，这个过程称为再结晶。目的是释放储存能，使新的无畸变的等轴晶粒形成并长大，使之在热力学上变得更为稳定。再结晶温度的影响因素：1.金属变形度越大，储存能越大，驱动力越大，再结晶温度越低。2.金属纯度越高，再结晶温度越低。3.形变金属的晶粒越细小，再结晶温度越低。4.一定的加热速度和保温时间，可降低再结晶温度。再结晶与同素异构转变区别：1.相同点：都经历形核与长大。不同点：再结晶前后各晶粒的晶格类型不变，成分不变；同素异构改变发生晶格的改变。动态回复与再结晶：在再结晶温度以上进行热加工时，在塑性变形过程中发生的，而不是在变形停止后发生的回复与再结晶。动态再结晶特点：1.在稳态，晶粒成等轴状，包括被位错纠缠所分割的亚晶粒。2.晶界迁移速度慢。回复和再结晶的驱动力：金属处于热力学不稳定状态，有发生变化以降低能量的趋势，预先冷变形所产生的储存能的降低是回复和再结晶的驱动力。晶粒长大：再结晶结束后，随着加热温度的升高或保温时间延长，晶粒之间就会互相吞并而长大的现象。包括正常长大和反常长大。反常长大：少素晶粒具有特别大的长大能力，逐步吞噬掉周围的大量小晶粒，其尺寸超过原始晶粒的几十倍或上百倍，比临界变形后形成的再结晶晶粒还要粗大得多的过程。晶粒长大驱动力：晶粒长大前后总界面能差。影响因素：1.温度越低长大速度越快2.杂质及合金元素3.第二相质点4.相邻晶粒的位向差。再结晶织构：金属在再结晶退火形成的织构。避免措施：1.适当变形度，较低退火温度，较短保温时间。2.两次变形，两次退火。高温回复：1.较高温回复时，不仅原子活动能力很大，位错也开始运动起来：同一滑移面上异号位错可相互吸引而抵消。2.温度更高时，位错不但可以滑移，还可攀移，发生多边化。影响奥氏体晶粒大小的因素：1.加热温度越高，保温时间越长，晶粒大小越大。2.加热速度越大，过热度越大，形核度增加大于长大速度，晶粒越小。3.一定含碳量时，碳含量越高，晶粒长大倾向越大，超过一定含碳量，相反。4.原始组织越