1、英语语法要览,1. 科技英语的五个特点2. 语言规则2.1成分充当物（词及相当结构）语序基本成分 + 修饰成分 50. 40 2.2常见结构,句型：虚拟、陈述、疑问、感叹、祈使,疑问：一般、特殊、选择、反意。感叹： What 30, How 20祈使：20种类：简单、并列、主从,表达方式：分隔、强调、倒装、省略、形式主宾,.材料、特征、功能,1.1 铁合金,人们所采用的金属材料按重量计90%以上为铁合金。这表明 数量繁多的工程材料具有各种各样的组织和与其相关的性能。在 大多数要求承受结构载荷和传递动力的工程设计中，也包括铁合 金。作为实用材料，这些合金按其成分中的含碳量分为两大类。钢的含碳量通
2、常为0.052.0%。铸铁的含碳量通常为2.04.5%。在钢类中，我们将按碳成分之外是否还含有其它合金元素的量来予以区分。附加的5%的非碳合金成分将作为低合金钢和高合金钢的界定标准。这些附加的合金要仔细地加以选择，因为这会急剧地增加材料的成本。所以，只有在为了提高材料的性能，例如，获得更高强度或增强其耐蚀性能，才有必要调整它们。,第1单元 材料与热处理,1.1.1 铁和钢,地球上含有大量的对人们有用的金属。在这些金属中，最重要的是铁。现代工业技术需要大量的这种金属；要么是铁的形式，要么是钢的形式。某些有色金属（包括铝和锌）也是很重要的，甚至迄今大部分的工程制品都是由铁和钢制成的。而且，铁具有磁
3、性，这就使电力的发展成为可能。我们在地球上发现的铁矿是非纯态的。它含有必须通过熔化予以去除的某些杂质，这种熔化过程包括在炉中用焦炭加热矿石和用石灰石将它还原成金属。鼓入的热空气从炉底进入炉中，并提供了还原铁矿石所需的氧。该铁矿石呈融态，此时其中的氧与焦炭中的碳化合。铁矿石的非金属组分与石灰石相结合形成液态渣。它浮在铁液的上部，并通过铁口流出炉外。存留下来的金属就是生铁。,通过另一种称之为冲天炉的炉子可以对生铁进行重熔，它采 用更多焦炭和石灰石，将铁液引入浇包，或直接注入铸型。这就 是铸铁。铸铁不具有钢那样的强度。在受力时，脆而易断裂。但 它具备机器制造业中非常有用的某些性能。在熔融状态下，其流
4、 动性能很好，因此它易于铸成复杂的形状。它也易于机加工。因 此它易于铸成复杂的形状。它也易于机加工。铸铁含有少量的其 它物质，铸铁的这些非金属组分，包括碳、硅和硫，而这些物质 的存在影响了金属的性能。例如，含有极少量碳的精炼铁（熟铁 ）与含有较多碳的铁具有不同的性能。铸铁中的碳，一部分是以自由石墨而存在的；一部分是以称 之为渗碳体的铁和碳的化合物存在的。这是非常硬的物质，它也 使铁变硬。然而，铁仅含有大约1.5%的渗碳体。超过该比例的碳， 以片状石墨存在着。钢没有自由石墨，其碳含量几乎不超过1.5%。 我们可用含碳量很低的软钢制造浅材和管材，用高碳钢制做钻具 和刀具。,1.1.2 碳钢和低合金
5、钢,大多数铁合金属于这个范畴。其原因是很简单的。其价格适中是由于合金元素含量较少，并具有足够的延展性，易于成形。其成品经久耐用。这些优良的实用材料在从球轴承前制造汽车本身的金属板方面得到了应用。例如10，11，12，15等（AISI标准，其中前两位数字给出了这种附加合金的设计牌号的代码，而后两位或三位数字给出了碳的重量百分数）。例如含碳0.40%的普通碳素钢为1040钢，而含铬1.45%和含碳1.50%的钢为52150钢。人们应持这样的理念：在人们可能接受的工业质量控制范围内，对于上述各种具体的合金牌号，其他学成分是很接近的，很少受到产品因素的影响。,一种有意义的合金大家所熟知的高强度低合金钢
6、（HSLA） 已投入到对车辆减重有所要求的方面。许多商业H5LA钢的化学成分是专有的和规格化的，其机械性能比化学成分更为重要。而一个典型实例，可含碳0.2%；含诸如锰、硫、硅、铬、镍和钼不超过1.0%。HSLA钢的高强度是优化合金选择和仔细控制工艺过程的结果。例如，热轧（在温度提高到足以使应力消除的变形）。,1.1.3 高合金钢,如上所述，附加的合金元素必须仔细和认真地选择，因为它们 价格昂贵。现在我们来看看工程设计要求调整高合金成分（例如， 非碳的合金加入量大于5%）的三个例子。不锈钢要求附加的合金元素能防止大气腐蚀的侵害。为了获得机加工所需要的足够硬度，工具钢要求附加合金元素。在称之为优质
7、合金中，它要求加入的合金元素，是为了提供高温下应用的稳定性，例如涡轮机叶片。对于生锈和污染来说，不锈钢比碳钢、低合金钢有更大的抗 力，这主要由于铬的存在。铬量至少为4%，通过超过10%。有时，所使用的铬量高达30%。奥氏体不锈钢具有高温下可保持的奥氏体组织。奥氏体具有面心立方品格，在910以上是稳定的。当有一种合适的附加合金元素，例如镍使其稳定化时，这种组织能存在于室温下。无高的含镍量，体心立方晶格是稳定的。如铁素体不锈钢。,对于许多应用来说，并不需要高抗腐蚀的奥氏体不锈钢，这些 较贱的含有较少量合金铁素体不锈钢很适用。后面将涉及到的快速 淬火热处理允许形成更为复杂的体心四方晶体结构（称之为马
8、氏体 ）。这种晶体结构产生了高强度、低延性。结果，这些马氏体不锈 钢在应用于刀具和弹簧方面十分优越。沉淀硬化是另外一种热处理。基本上，它包括由一种单相组织产生的多相组织。这种结果提高了位移抗力，因此增加了强度和硬度。沉淀硬化不锈钢在诸如抗腐蚀的结构部件中得到应用。工具钢用于切屑、成形即对另一种材料的特定成形。普通碳素 钢也能成为工具钢。因为成形操作不是太僵化的，这样的材料种类 是丰富的。实际上普通碳素钢可变成工具钢的历史起源于19世纪中 叶。现今，附加合金元素很普通。它们的优点是用简单的热处理得 到必要的硬度，并且在较高的工作温度下仍保持其硬度。用在这些 材料上的主要合金元素是钨、钼和铬。,优
9、质合金的含义是指在足够高的温度（甚至高于1000）时， 具有特别高的强度的那一大类金属。除了铁基优质合金外，大多数 优质合金含有铬，以抗氧化和抗腐蚀。在某些情况下，这些材料是 昂贵的，也是优秀的。但是现代工业技术不断增加的迫切要求与这 样的价格是相适应的。从1950至1980期间，在飞机涡轮发动机上 优质合金的使用，按重量计从10%增加到50%。在这一点上，我们 对于钢的讨论已和有色金属紧密地联系起来。在进入到讨论所有有 色金属的普遍领域之前，我们必须讨论传统的和重要的铁合金体系，即铸铁。,1.1.4 铸铁,如前所述，我们把铸铁定义为含碳量大于2%的铁合金。为了 控制碳化物形成的动力学条件，通
10、常铸铁含硅量可达3%，相对来说，铸铁有较低的熔点和液相粘度。在浇注时不会形成不希望有的表面薄膜，在凝固、冷却期间可承受适当的收缩。与精制合金相比较，铸铁关于复杂形状的优良成型性弥补了（平衡）其较差的机械性能。铸铁是通过将液态金属浇入铸型，以形成最终的形体。凝固后的金属保留了铸型的形状。较差的机械性能起因于不均匀的组织，包括某些孔洞。先铸出精制合金，而后轧制或锻制成最终相对简单的形状（实际上，“精制”简单意为“再加工”）。一般铸铁有4种类型。白口铁具有银白色的晶体脆性断面特性。大量的渗碳体是在铸造中形成的，并产生了硬而脆的材料。,灰口铁具有精细截面组织的灰色脆性断面。足够的硅含量（2%3%）促进
11、石墨沉积的倾向要优于渗碳体的形成。显然，该石墨片对灰铸铁脆性起很大作用。添加少量（0.05%）的镁到灰铸铁溶液中，使得石墨球化沉积要比形成片状石墨容易。这种所产生的球铁名字来源于其机械性能的改善。延展性增加19倍，强度增加1倍。具有相当大的延展性的更为传统的铸铁形式是可锻铸铁。该铸铁是先铸成白口铁，然后经热处理获团絮状的石墨沉积物。,1.2 钢的热处理,我们可以用各种不同的方法改变钢的特性，含有很少碳量的 钢，要比含碳量高的钢来得软，（高到大约1.5%的极限范围）。 其次，我们可以将钢加热到一定的临界温度以上，然后以不同的速 率使其冷却。在该临界温度下，金属的分子结构开始发生变化。在人们所知的
12、退火过程中，我们将钢加热到临界温度以上，并允许它非常缓慢的冷却。这就使得金属比处理前更软，加工起来更容易。退火具有第二个优点，它有助于消除存在于金属内的任何内应力。这些应力易于通过锤击或金属的加工而产生的，或者通过快速冷却而产生的。我们使得金属快速冷却的所产生的收缩，外部比内部来的更快。这就产生了非等量收缩，这就可能增加变形与裂纹。缓慢冷却的金属要比快速冷却金属不易于产生这些内应力。,另一方面，我们可通过快速冷却使钢变得更硬。我们将钢加热 至临界温度以上，然后淬入水或其它液体之中。快速的温度降确定 了钢的结构变化，这种淬硬钢比起普通钢来说更易断理解，因此我 们将钢重新加热至临界温度以下，并使之
13、缓慢冷却。这种处理称之为回火。它有助于消除内应力，并使这种钢比处理之前具有较小的脆性。回火钢的性能使我们在需要用相当硬的钢来制造工具时来使用它。高碳钢比回火钢更硬，而且加工起来要困难得多。这些热处理发生在各种不同的成形操作中。我们可用轧制的 方法，在轧机上，让金属通过巨大的轧辊来获得各种钢棒和钢板。 冷轧的轧制压力一定要比热轧大得多，但冷轧能够使操作者们生产 出高精度、高均匀的和具有更为光洁表面的轧制件。其它成形操作 包括拉制成线材，在铸型中铸造以及锻造。,1.3 钢的热处理原理,钢的热处理理论研究是从DKchernov 1868年发现钢件的临界 点开始的。Chernov关于钢的性能取决于结构
14、以及结构取决于加热温度和冷却速率的设想已为人们普遍认可。在随后的数十年间，研究者们致力于建立结构和其形成条件之间的关系（主要是加热温度和冷却速率）。然而，在热处理理论上的主要成就是在20世纪20年代和30年代取得的。冶金学家们开始逐渐地总结出结构的型式（它的结构、性能等等）是由形成温度所决定的。已经很清楚了，发生在热处理中的过程可以由研究在各种温度下转变的动力学条件以及影响这些动力学条件的因素来解释。这些概念形成了SSsteinberg及其合作者在19301940年所进行的大量实验工作的基础。他们收集了关于构成钢的转变现代概念以及钢的热处理理论基础的大量实验材料。,在其它一些国家的很多研究者们
15、同时或稍后也开始了相同方面的研究。在该领域的开创者中，RFMehl、ECBain（美）、FWever.H.Esser和H.Hanneman（德）的名字应首先提及。他们对各种钢的转变的动力学条件做出了众多而详尽的研究。淬硬钢的特性只能由通过用X线和其它的金属物理分析方法（电子显微镜、内耗等）予以检测。GVKurdymov和其同伴们，以及许多外国冶金学家揭示了钢的晶粒结构的重要特性。为了分析结构形成（转变）过程以及合金结构状态（非平衡）特性，则要掌握钢的热处理理论。这里，钢的热处理理论，即建立于过冷系统中相变的一般理论将要进行讨论。,1.3.1 奥氏体的形成,珠光体到奥氏体的转变仅能发生于按FeC
16、状态图缓慢加热时。在普通加热条件下，发生的转变是出现在过热态下，其温度比FeC状态图所示的温度略高。当临界点以上过热，珠光体转变成奥氏体，其转变速率取决于过热程度。各种温度的转变时间（取决于过热的程度）表明温度越高，这种转变发生得越快（在短时间内），以及在快速加热过程中，发生这种转变的温度就越高。,例如，在780下快速加热和保温，珠光体到奥氏体的转变用2分钟即可完成，而在740下保温，则需8分钟。不论加热速率，在通过平衡临界点以后，这种转变即可发生。加热的温度间隔并不取决于转变的实际始点和终点，而是在此温度间隔内，大量的珠光体转变成奥氏体。转变终点是由奥氏体的形成和珠光体的消失来表征的（F+C
17、）。然而，该奥氏体是非均匀的，甚至在单晶粒内也同样。早期存在片状（或粒状）珠光体的渗碳体处，其含碳量要比其片状铁素体处高得多。这就是奥氏体的形成为什么不均匀的道理。为了获得均匀奥氏体，加热时不仅要通过PA的终点，而且要在该点之上对钢进行过热，并让其保温一段时间，以完成A晶粒内的扩散过程，而这些是必要的。奥氏体均匀化速率基本上取决于钢的原始结构，尤其是渗碳体的分散度和形态。因此，当渗碳体颗粒精细，而有大的总表面积时，所描述的转变就很快地出现了。,1.3.2 奥氏体晶粒的粗化,PA转变时，在F和C的边界处（P的两个结构组分）形成了奥氏体的初始晶粒。因为这些边界很发达，故转变从已形成的大量的细晶粒开
18、始。因此，转变结束时，奥氏体将由大量的细晶粒组成，其尺寸由称之为原始A晶粒尺寸所表征。转变中进一步加热（或保温）将会引起A晶粒的粗化。由于晶粒的总表面积减小（表面能降低），晶粒粗化过程就很自然的了，而高温只能加快该过程的速率。就此而论，把这两种钢区分为：本质细晶粒和本质粗晶粒，前者相对于后者来说，具有较小的晶粒粗化趋向。通过热处理使钢获得晶粒尺寸称之为实际晶粒尺寸。这样，区别有几点：1）原始晶粒，即PA转变后的瞬间A晶粒尺寸；2）本质（自然）晶粒，即A晶粒粗化的倾向；3）实际晶粒，即在所给定的特定条件下A晶粒的尺寸。,在A转变为P的相同温度下的P晶粒尺寸，依赖于已经形成的A晶粒的尺寸。A晶粒的
19、生长仅仅发生在加热阶段（而不会在随后的冷却阶段细化），因此，把钢加热到A态的最高温度以及这种钢的本质晶粒尺寸决定了最终晶粒尺寸。钢的性能仅受实际晶粒尺寸的影响，而不受本质晶粒尺寸的影响。假如有两种相同晶粒度的钢（一种为本质粗晶粒，而另一种为本质细晶粒），在不同温度下进行热处理而具有相同实际晶粒尺寸，则其性能也是相同的。否则这两种钢的许多性能也就不同了。钢的A晶粒的粗化几乎不影响到力学性能的静态特性（硬度、断裂抗力、屈服极限、延伸率），而明显地降低冲击韧性，尤其在高硬度态下（低温回火）。这是由于这样一个事实：晶粒的粗化提高了脆性转变温度的延展性。而实际晶粒尺寸影响到钢的性能，本质晶粒尺寸决定了热
20、加工的工艺过程。,本质细晶粒钢对于过热不敏感，即比起粗晶粒钢来说，大量的晶粒粗化开始于高得多的温度。由于这个原因，前者比后者的硬化处理的温度间隔要宽得多。本质细晶粒钢能够在更高的温度下进行轧制（或锻造），该过程（轧制或锻造）能在更高的温度下进行，且又不会发生形成粗晶粒结构的危险。结果，各种镇静钢都由本质细晶粒钢组成，而沸腾钢是由本质粗晶粒钢组成。,1.3.3 A的分解：,AP的转变实际上是A分解成几乎是纯的F和C。在平衡温度下，这种转变是不可能的，因为原始A的自由能等于最后产物P的自由能。只能当铁导体与碳化物（P）的自由能比A的自由能低时，这种转变才能在一定的过冷状态下开始。该转变温度越低，则
21、过冷度和自由能差越大。该转变进行得就越快。在P转变中，新相成分与初始相成分有明显差别。它们是铁导体（几乎都是自由碳）和渗碳体（含有6.67%的碳）。由于这个缘故，AP的转变伴随着碳的扩散和再分配。因此，随着温度的降低，扩散速率明显减小，该转变在较大的过冷情况下会放慢下来。,那么，我们得出一个重要结论：过冷（低于转变温度）可以有两个影响转变速率的对立因素。一方面，较低的温度（较大的过冷）使A和P的自由能差更大，这就加速了转变。另一方面，它降低了碳的扩散速度，故该转变变慢下来。其综合作用效果是随过冷度增至某最大值时，转变速率最初是增加的，然后随进一步“过冷”又减小。在727（A1）和低于200时，
22、转变速率为零。因为在727自由能差是零，而在低于200时，碳的扩散速率是零（更严格地讲，温度太低，转变无法进行）。正如I.L.Mirkin 1939年首先提出以及R.F.Mehl 1941年进一步研究，得出P的形成是P形核和P晶体长大的过程。因此，在不同的过冷度下，P的不同转变速率是由于过冷不同程度地影响了成核N和晶体生长G的速率。在温度A，和低于200，结晶N和G这两个参数为零，在150200的过冷度下，具有最大值。,只要条件是合适的，这种变化即可发生，即A1使奥氏体过冷，碳的扩散不为零，出现结晶核心并继而出现晶体。这种与时间共存的过程可用被称之为转变的动力曲线的形式予以表征。它显示出在从转
23、变开始起所耗的时间内所形成的P的量。最初阶段是由很低的转变速率来表征的，这就是所谓的孕育期。转变的速率随转变的进程而增大。当大约50%的A已转变成P时，对应于这个时刻转变速率几乎达到最大值。然后，转变速率就减小，最终停止下来。转变速率取决于过冷，。过冷度过小和过大，该转变都是缓慢，因为N和G小。在前一种情况下是由于自由能差小，而在后一种情况是由于原子扩散能力低的缘故。当转变速率达最大值时，动力学曲线具有明显的峰值，并在很短的时间间隔内完成转变。,在高温下（稍稍过冷），转变进程是缓慢的，孕育期的时间和转变的时间一般是长的。在较低的转变温度下，即更大的过冷，转变的速率较大，孕育期和转变的时间较短。
24、因为AP转变的开始时间（孕育期）和在各种过冷度下转变的结束时间已确定，故我们就可建立一个相图，其左边曲线代表转变的开始时间，即在此期间A仍处于过冷状态，而从纵座标轴到曲线这一段区间为其稳定性的度量。在500600时，这个区间最小，即在该温度下，在最短的时间内转变就开始了。曲线的右边显示出在某一给定的过冷度下完成转变所需要的时间。在相同的温度下（500600），这个时间是最短的。要注意，该相图的横座标是对数标定的。这样做是为了更方便，因为P的形成速率差别明显（在临界点A1附近为几千秒，而在曲线弯曲处仅为12秒）。,相图曲线下的水平线表示非扩散型马氏体转变温度。这种马氏体转变是由不同的机理转变的，
25、这将在后面加以讨论。我们所讨论的这种相图通常称为TTT图（Ct转变），即C曲线，它具有特殊的曲线形状。A分解产物的结构和性能取决于已经发生的转变温度。在高温下，即较小的过冷度，粗晶下和C的混合物形成了。在显微镜下很容易区分。这种结构称之为P。因此，在较低温度下，过冷度越大，更为分散和更硬的产物形成了。这种最终形式的P结构称之为索氏体。在更低的温度下（在C曲线末端附近），转变产物甚至更加弥散，所以，F、C混合物的片状结构，只能在电子显微镜下才能区分，这种结构称之为屈氏体。,这样，P、索氏体和屈氏体是具有同样特性（F+C）的组织，只是F和C的分散度不同。P的结构可以有两种型式：粒状（其中，C以粒状
26、存在或片状（C呈片状）。均质A总是转变成片状P。因此为了形成更为均匀的结构，要加热到某一高温，建立起适应的条件，这样就促进了片状结构的出现。非均质A在所有的过冷度下都会产生粒状P，因此加热到某一较低温度（对于过共析钢来说，在Acm以下），在冷却时就会产生粒状P。A中未溶粒子的存在会促使粒状C的形成，未溶粒子是作为附加的结晶核心。初次加热到900产生层片状P，在较低的温度下才能获得更为弥散的结构。,在相同转变温度下，而又在较低的加热温度（780）下，同一种钢的结构是粒状P。在低温转变条件下所形成的渗碳体颗粒在结构上是较细的。结果，C颗粒的尺寸取决于A转变的温度，而它们的形态取决于加热温度（A化温
27、度）。在C曲线弯曲处上、下的温度的转变，它们在动力学上和分解产物的形状上是不同的。在C曲线弯曲处的上面，即过冷度小，转变从几个点开始，且P自由地生长受到限制。在C曲线弯曲处的下方，形成了针状组织，因为针片状不能自由生长，故该转变主要是通过新晶体的形成来完成。如上所述，A等温转变的速率是由形核和晶体生长（N和G）的速率来决定。,对于钢结构中的各种变化，晶体生长的速率是很敏感的，并受到钢的冶金特性、脱氧程度、未溶粒子的存在、A的均匀度、A晶粒的尺寸的强烈影响。这些未溶粒子的存在增加了G值，因为这些粒子作为附加晶核。随着A晶粒尺寸的增加，G值会减小。结晶的晶核主要出现在晶界上，因此，这种形核条件在粗
28、晶钢中是较差的，因此时（处）晶界总量变得较小。然而，上述已提及的因素不影响形核速率N。N值仅取决于钢的成分，对于一给定的成分的钢来说N值是仅取决于过冷度的自然特性。 在亚共析钢中，A转变是随着F的形成和随着残留溶液中碳的饱和面开始的；而在过共析钢中，是随着渗碳体的析出和A碳的减少而开始的。在平衡条件下，AF和C的分解（P转变）开始于由于残存的过饱和下或C的析出造成A的碳含量达到0.8%左右的时候。,由过冷A形成且在共析值差异甚大的共析体称之为伪共析体。在过共析钢中的伪共析体含有0.8%以上的碳。而在亚共析钢中，含碳量小于0.8%。在较低的转变温度下，该数值的偏差将更大。因此，在P转变开始之前的
29、转变温度越低，过饱和的F（或C）的析出越少。在C曲线弯曲处附近的温度和在较低温度下，没有饱和相的析出，A的分解就开始了。如果我们以过共析钢取代亚共析钢，随着C的析出，在小的过冷度下，将进行A的分解。如果冷却速率较高，在较高温度范围上的转变没有时间进行。A将过冷到低的温度，且将转变为马氏体，这样一种冷却将导致硬化。因此，对于淬硬钢，应以高速率冷却，以便A在较高温度范围上无时间分解。将过冷A达到M转变的最低的冷却速率称之为淬硬的临界速率。如果要将某种钢淬硬，就应以一种不低于临界速率来进行冷却。,对于钢来说，这种临界速率是较低的，它们开始转变的曲线进一步右移。换句话说，由于AP转变速度较低，欲将A过
30、冷到M转变温度是比较容易的，且临界速率将会是较低的。如在稍低于临界的速率下进行冷却，在较高温度范围之上A将只会发生部分转变，此结构将由较高温度范围之上的屈氏体和马氏体的转变产物所组成。用A等温分解图可以确定淬硬的临界速率。这种分析表明了冷却曲线在A分解等温图上的简单叠加，它只能对在连续冷却时的转变量作出大致的估计。用称之为热力动力学或用A转变非等温图（它表示出不同冷却速率下的转变）的方法，对在连续改变温度下的转变，可作出更为精确的估计。尽管等温转变图能给我们关于转变特性方面的许多知识，而实际意义上的等温条件很难实现这些转变。由于转变很快，实现了分解过程。这就是为什么当保温小于10秒钟时等温转变
31、图就很不准确的缘故。,当对大断面进行热处理时，要满足建立相图的另一个基本面重要的条件是不可能的，也就是说（不可能）快速冷却到所给定的温度。等温A转变图具有重大的理论意义，但它并不能被在实践中用于对热处理条件作出选择的非等温图所替代。冷却条件已研究得十分透彻。在实验室中有可能进行大件冷却条件的模仿和用各种不同的淬火剂于小的试样上。在试样冷却期间，转变的始终端取决于膨胀（是指试样尺寸的改变）或磁性（A是非磁性的，其产物是磁性的）的方法。通过实验建立的冷却曲线以及转变点标记在温度时间图上，组成了像转变的范围那样的区间。直至此处，我们仅仅考虑了A转变的示意图。然而，对于一种特定钢的转变的详尽信息要使用
32、两种图和某些附加的资料，即钢的晶粒度和成分、加热温度、A晶粒尺寸、分解产物的性能（至少是硬度）以及组分的比例。,1.3.4 M转变,假如A被过冷到其r点阵呈不稳定的温度，尽管未溶碳的存在和碳的扩散速率低到可忽略的程度（由于低的温度），但铁的点阵在无碳变化的情况下要重新排列。这种转变在其机制上和转变产物的特性上与前面已讨论的A共析分解是不同的。当我们再次关注时，AP的转变明显地依赖于扩散，可以看作是扩散型转变。在AM转变当中，只有晶格点阵经历（重新）排列，而这种反应相的浓度依旧是相同的，因此，这样的转变是非扩散型的。在钢中的M是与原始A具有相同浓度的铁的过饱和碳的固溶体。因为碳在相中的溶解度数为
33、0.01%，因此，M是过饱和的固溶体。,因为这种转变是非扩散型的，碳不能从溶液中析出，而仅是铁原子由面心立方到体心立方点阵进行重新排列。M的晶体结构由正方度来表征，即点阵中的c/a的比率比单位1大（c/a1）。这种马氏体的正方度是由于在溶液中碳的存在，而且M点阵的正方度与碳含量成正比。M具有特别的微观组织。其晶体是相互间平行或以一定的角度（60或120）倾斜的定向层片。正如已知的，M层片的取向是基于这样的事实，即M只能在沿着A的一定的方向和在一定的晶面上形成。这种取向的转变可看作是一种剪切或者是一种金属在特定面上的位移。这些转变与r铁L铁的转变同时发生。虽然原子既不改变位置，也不明显地改变它们
34、之间的距离，但是这种转变仍然同金属原子在空间的明显位移有关。转变当中，原子的定向位移在微观区域产生了某种衬托的表面。,因此在以下典型的特性方面M转变不同于其它相变：1、它是非扩散型的，即它仅与点阵的排列有关，最终相（M）的成分与原始相（A）在成分上是相同的；2、它是定向的，即新相（M）相对于旧相（A）是规则的取向；转变的剪切效应产生了衬托的表面。由这两点所表示的转变就是指这类M转变。在许多金属和合金中都已发现M转变。在钢中M转变具有上述两个典型特性，其它衬托在其它合金中尚未发现。在钢中这种转变是不可逆的，也就是说，它只能在从r铁铁的方向上进行，而不能按相同的非扩散机理反方向进行。进一步来说，在
35、不考虑温度因素时，M晶体可在特别短的时间间隔(0.1微秒，即特别短的瞬间)内形成。 实验已经证实，这种转变实际上是由在极短瞬间形成部分马氏体层片所组成的，而不是单一层片（每一层片在大约0.1微秒的时间间隔内形成，该部分层片的整体是在1毫秒的时间内由成百上千个晶体所组成）的，上述转变之后，就停止了。随着进一步的冷却，又开始了新的部分层片的转变，按此办法进行下去。,在冷却过程中M的转变开始于Ms点。这一点确立了某一种钢AM转变开始的温度。随着温度的降低，M量增加。转变的结束由Mf点确定。在此温度下，有一定量的残存A保留在结构中。进一步冷却至Mf点以下，不会引起转变，也不会改变残余A量。碳明显地降低
36、M转变点。含碳量超过0.5%时，M转变的温度范围就会延伸到零度以下，即这样的钢在连续冷却至室温，不能获得完全M氏。某些合金元素也能降低M体化点，以至含有足够高比例的碳和合金元素的合金钢具有0以下的Ms点；普通的淬硬只能产生纯A结构。那末由此得出M转变温度主要取决于钢的成分（A的成分）。现在我们来讨论可能影响M转变的一些其它因素。首先，应检验M转变温度是如何受到冷却速率影响的。,以不同速率（对于碳钢，大约为150/秒）使A进行连续冷却的实验，直到大约10000/秒，M转变的开始温度才会跌落到更低的温度。因此可总结如下：M转变温度并不取决于冷却速率。尽管冷却速率不影响M转变点的位置，但它对M转变过
37、程有一定的影响。当温度稍低于Ms时，较慢的冷却就会产生较大程度的转变。这是上于在温度稍低于Ms时，A到等温转变成M的能力所致。 假如中断了冷却，且等温保持在M（区域内，则量虽然少，还是有一定量的M在保温期间形成，这就使得有可能区别在连续冷却时形成的变温马氏体和在恒温条件下形成的等温M。后者与前者的区别在于外观（微观结构）和性能（最后的情况尚未完全研究出来，这两个方面。在普通钢中，等温M的形成会很快结束，即只有少量的等温M形成，所以实用钢中的M大多数都是变温型的。在M区域内（也就是在Ms以上100200），保温时间会产生实质上在此期间由AM转变所组成的奥氏体稳定化作用，尽管这种转变特征不,立即更
38、新而仅在某种确定的过冷情况下出现，但在最终冷却时， 最终的结构含有更多的A，即只形成少量的M。稳定化的作用可用实现M转变所需的应力释放予以解释，这就是外部施加应力导致M转变的原因。但如果将外部施加的应力取消，（例如把一种钢分解为细的多相晶粒），M转变将不会发生。淬硬钢的马氏体结构是典型的针状。在室温下，结构中与M共存的A称之为残余A。通过淬硬，在钢中能够固定的残余A量取决于M点的位置，这个点的位置越低，残余A量就越多。这就是降低马氏体点的碳能增加残余A量的缘故。,1.3.5 贝氏体转变,过冷奥氏体的贝氏体转变发生在P和M之间的温度区间内，由于这个原因通常称之为中间态转变。它具有P和M转变的特征
39、（因此它不应仅同哪一种转变有关）。贝氏体转变的这种特定的性质是：在转变温度间隔内实际上不存在铁的扩散（自扩散），但碳的扩散很剧烈。比起P和M转变来说，贝氏体转变是以更加复杂的机理进行。如果A过冷到一合适的温度，它的碳就会由于扩散而进行再分配，所以某些局部的A富集了碳，而其它的碳就耗尽了。因为局部贫碳区的马氏体点处于等温保温的温度之上，因此，这种浓度的非均匀性造成的应力和塑性变形将导致M反应过程中r铁铁的转变。这种马氏体型的r铁的变化是贝氏体转变的一种特定的性质，这基于这样一个事实，即贝氏体转变在抛光的微观断面产生了一种衬托的表面。,然而，尽管贝氏体转变按非扩散机制使r铁实现了彻底的变化，但是这
40、一切是为发生在A上的扩散过程而准备的，这种扩散决定了贝氏体转变的速率。富集碳的部分A没有经历变化，其余的A从等温保温的温度冷却到室温（或它们可能部分会经历这种马氏体转变）。在钢的r相发生变化以后，在其贝氏体转变的结构中发现碳化物粒子析出。这个事实表明碳在个别的局部A域的再分配，并不能导致碳的完全耗尽。而所描述的机理在贝氏体转变的整个温度区间是有效的。在这个区间内的温度变化造成了明显的量值差异。在高温下，浓度再分配的作用是比低温下更加明显。这就是在微观结构和性能上贝氏体和下贝氏体存在差异的原因。,1.3.6 回火转变,在淬硬钢加热期间所产生的转变已经由微观结构、晶格点阵、回火钢的物理、力学性能以
41、及在回火过程中这些性能的改变的研究而牢固地建立起来。回火前淬硬钢的原始结构是由四方M和A组成，因为M是一种最高比率值的结构，而A则不然。在回火时转变与体积变化有关，即金属的体积在M转变时增加（试样膨胀），在A转变时减少（试样收缩）。用膨胀曲线可确定回火中的转变。假如一个退火试样在膨胀器中加热且令金属中不存在转变，则该仪器将划出一条水平线。而淬硬钢偏离水平线，这表示发生了某种转变。X线分析已探测到M点阵的C的参数，在回火温度间隔内逐渐下降，而参数c/a趋于单位1。,在低温回火下形成的，其c/a比率不等于但很接近于单位1的M被称之为回火M。因此最初的回火转变是四方M到几乎是立方回火马氏体的转变。综
42、上所述，四方M的唯一过程就是碳的分解。这样四方度的减少可由从溶液中碳的析出来加以解释。从溶液中析出的高碳相是特别细的，与固溶体互相粘结在一起的碳化物层片。用已建立的射线照相术和磁热分析的方法，可知在低温回火时所形成的亚稳定碳化物不同于渗碳体。在回火时，最初的转变产生了回火M，这种M是非匀质、非孤立的碳化物粒子的过饱和溶液的异质混合物。加热到200以上将引起钢的膨胀的不同的转变。这就是所谓的回火的二次转变，其回火温度限制在200300。在此间隔内，残余A变成了过饱和的溶液和碳化物的非匀质混合物。换句话说，残余A转变成了回火M。这是扩散型转变，其性质与初始A的B转变相似。,在第二次转变结束时，即在
43、300，固熔体仍含大约0.150.20%的碳，在进一步加热过程中所发生的收缩是指从溶液中碳的完全析出和包括体积变化的先期转变而出现的内应力释放。同时，碳化物从固熔体中分离出来，形成了渗碳体。所有这些变化表征了所谓的回火第三次转变。换句话说，回火的第三次转变包括诸如应力释放和碳化物转变的特定变化。由F和C组成的这种钢的组织在400完成回火的第三次转变。进一步提高温度，能够引起F和C颗粒的凝结，在高倍放大之下，能容易地看到显微组织。,1.4 有色合金,尽管在现代工程设计中大多数的金属制品都使用铁合金，但是有色金属在我们的工业技术上起着大而必不可少的作用。当然，相当于铁合金来说，有色合金系列表是长而
44、复杂的。我们要列出有色合金的主要种类及其关键特性。我们所熟知的铝合金具有低的密度和抗腐蚀性、导电性，容易加工、外观引人的特点。正因为如此，全球的铝产量在近十年中大约翻了一番。铝的蕴藏量丰富（占地壳的8%）且能容易再生。镁合金的密度比铝低。因此镁合金出现于众多的结构件应用中，例如航空设计。A（呈面心立方晶格材料，因此它肯众多的滑移系（12），导致了良好的延性。相反，mg是密排六方晶格材料，仅有3个滑移系，呈脆性特征。,从第二次世界大战以来，Ti合金已得到广泛应用。在这之前，从氧化物和氮化物中分离出Ti金属的实际方法不是有效的。一旦形成（Ti合金），其反应就体现了其优点。在其表面形成了一个薄而牢固
45、的氧化层，呈现出良好的耐腐蚀性能。这种“钝化”作用将在以后作详细讨论。Ti合金，像Al 和Mg那样，其密度比较低。尽管Ti的密度比Al和Mg大，但其在适当的作温度下的残留了强度具有明显的长处，这就导致了它在航空设计中的众多应用。Ti具有像Mg那样的密排六方晶格结构，从而呈现出低的延展性。然而，如果附加诸如V之类的合金元素，会使高温体心立方晶格结构在室温下得以稳定化。,铜合金具有很高优越性能。其优越的导电性能使得铜合金作为电线的最主要的材料。其优越的导热性能导致在辐射器和热交换器上的应用。这种优越的耐腐蚀性体现在海水和其它腐蚀环境中。面心立方晶格结构通常可提供高的延展性和成型性。其色泽频繁地用于
46、建筑装饰上。从广泛使用铜合金的历史以来，已导致在选择用何种术语来描述上的某些混乱。在材料的可变性上，这些合金的力学性能可同钢紕美。高纯的铜是一种特别软的材料。附加2%的铍，随之进行热处理而产生的CuBe的析出足以将抗拉强度提高到1000MPa以上。镍合金在一般情况下多与铜合金一起使用。我们已使用的CuNi系就是完全固溶化了的例子。蒙耐合金是以大约按重量计由2:1的比例形成的NiCu商业合金而命名。这些都是溶液淬硬的好例子。Ni比Cu硬，而蒙耐合金比镍硬。镍显示出优越的耐蚀性和高温强度。锌合金由于其熔点低且在钢质坩埚和模贝中很少有腐蚀反应，因此十分适合压铸。汽车零件和金属制品是典型的结构件。在铁
47、合金上镀锌是重要的防腐手段。这种方法称之为镀锌。,铅合金是耐久而通用的材料。大约在2000年以前，在英国的罗马人在公共浴室里的浴缸中安装的铅管一直沿用至今。铅因其高密度和易变形性，再加上低熔点，增加了它的通用性。铅合金用于电池框架（是和钙或锑的合金）、焊件（墨和锡的合金）、射线屏蔽、声音控制构件方面。铅的毒性限制了设计应用和合金的配制。耐热金属包括钼、铌、钽和钨。它们尤其在高温下其抗力甚至超过优质合金。然而，一般它们与氧的反应性要求在高温态下需控制大气或涂上保护层。贵重的金属包括金、铱、锇、钯、铂、铑、钌和银。优良的耐蚀性能加之各种独特的性能，可发挥这些金属和合金的许多有价值的应用。在电子工业
48、上的金制元件、各种补齿合金和接触反应的转换器的铂层是一个人们很熟悉的例子。,1.5 复合材料,一类结构工程材料是复合材料。这些材料包含由“基本”材料组成的两种或两种以上的组方的结合。选择复合材料的关键原理是看被选择的组分的最吸引人的性能所合成的“精彩纷呈”。一类例子是玻璃纤维。直径小的玻璃纤维的强度与聚合物的延展性相结合。这两种组分的结合提供了比其任何单个组元都为优越的产物。 很多复合材料，包括各种材料穿越其边缘的结合。例如玻璃纤维。其它的，包括来自于单一材料型式中的不同的组分，如混凝土。一般来说，我们使用的复合材料，其范围很狭窄。我们仅仅考虑那些在微观（而不是宏观）上由哪些不同组分组成的材料
49、。我们不应把多相合金和陶瓷包括进来，因为它们是常规工艺的结果。与此相似，在后面讨论的微电路也不包含在其中，因为每种组分在材料系统中仍然保留了它的特性。尽管有这些限制，但我们发现这类材料包含了变化多端的、从普通到最高档的材料的选择。,我们将考虑三类复合材料。简言之，被表示的我们最通常使用的这三类材料是玻璃纤维、木头和混凝土。玻璃纤维（或增强了的玻璃纤维聚合物）是人们制造增强了的纤维复合材料的好例子。玻璃聚合物系就是很多重要的例子之一。纤维增强元素通常可见于下列三个主要方面之一：单方向分布；散乱地层叠或编织层状纤维于一体。木头是一类玻璃纤维的相似结构，即，它是一种天然的纤维增强复合材料 。木头的纤
50、维是拉长了的植物细胞。木头的母体对应着木质素和半木质素的沉积物。混凝土是聚集态复合材料的最好例子。在混凝土中是颗粒而不是纤维来增强母体。普通混凝土是在铝硅酸钙中加入石头和砂形成的母体。而几个世纪以来，混凝土已经成为一种建筑材料，近几十年来，利用相似的特别增强的概念发展了众多的复合材料。,平均（综合）性能的概念是理解复合材料的可利用性的核心。一个重要的例子是合成材料的弹性模数。该模数是增强组分的几何形体的敏感特性。同样重要的是在增强组分和母体之间界面的强度。我们着重看复合材料的力学性能，以使它们作为结构材料得以广泛使用。所谓“高级” 复合材料已经提供了某些非同寻常的特性，例如高的比强度。我们在引用这些性能的时候，应当注意，因为这些材料的特性有很明显的方向性。,
