第1章 钢合金化概论.ppt

第1章 钢的合金化原理1.1 Me和Fe基二元相图 一、钢中的Me 1、杂质元素（impurity- element）常存杂质冶炼残余，由脱氧剂带入Mn、Si、Al；S、P难清除隐存杂质偶存杂质生产过程中形成，微量元素O、H、N等与炼钢时的矿石、废钢有关，如Cu、Sn、Pb、Cr等热脆性 —— S —— FeS(低熔点989℃)；？ 冷脆性 —— P —— Fe3P（硬脆）； ？氢 脆 —— H —— 白点2、合金元素（alloying-element）为合金化目的加入，其加入量有一定范围的元素称为合金元素 钢中常用合金元素：Si、Mn、Cr、Ni、W、Mo、V、Ti等二、Me和Fe的作用 纯Fe → Fe-C相图的变化特点 Me和Fe的作用：1、γ稳定化元素使A3↓，A4↑，γ区扩大a) 与γ区无限固溶 —— Ni、Mn、Co开启γ区—— 量大时， 室温为γ相；b) 与γ区有限固溶 —— C、N、Cu —— 扩大γ区2、α稳定化元素使A3↑，A4↓，γ区缩小a) 完全封闭γ区 — Cr、V、 W、Mo、TiCr、V与α-Fe完全互溶，量大时→α相 ?W、Mo、Ti 等部分溶解b) 缩小γ区 —— B、Nb、Zr等。

稳定γ相—— A形成元素，稳定α相 —— F形成元素a) Ni，Mn，Co (b) C，N，Cu (c) Cr，V (d) Nb,B等 图1 合金元素和Fe的作用状态 1.2 Me对Fe-C相图的影响 一、对S、E点的影响A形成元素均使S、E点向左下方移动；F形成元素使S、E点向左上方移动；S点左移—意味着共析C量减小 ；E点左移—意味着出现莱氏体的C量降低 合金元素对共析温度的影响 合金元素对共析碳量的影响 二、对临界点的影响 A形成元素Ni、Mn等使A1（A3）线向下移动；F形成元素Cr、Si等使A1（A3）线向上移动三、对γ-Fe区的影响 A形成元素Ni、Mn等使γ-Fe区扩大→钢在室 温下也为A体 — 奥氏体钢；F形成元素Cr、Si等使γ-Fe区缩小→钢在高 温下仍为F体 — 铁素体钢铬对钢γ区的影响 锰对钢γ区的影响 1.3 铁基固溶体一、置换固溶体合金元素在铁点阵中的固溶情况 MeTiVCrMnCoNiCuCN溶 解 度α-Fe~7 (1340℃)无 限无 限~376100.20.020.1γ-Fe0.68~1.412.8 *无 限无 限无 限8.52.062.8注：有些元素的固溶度与C量有关 不同元素的固溶情况是不同的。

为什么?（三个条件？） 简单地说：这与合金元素在元素周期表中的位置有关常用合金元素点阵结构、电子结构和原子半径第四 周期TiVCrMnFeCoNiCu点阵 结构bccbccbccbcc或fccfcc/ hcpfccfcc电子 结构235567810原子半径 /nm0.1450.1360.1280.1310.1270.1260.1240.128ΔR，%14.27.10.83.1—0.82.40.8注：1、电子结构是3d层电子数；2、原子半径是配位数12的数值 （1）Ni、Mn、Co与γ-Fe的点阵结构、原子半径和电子结构相似——无限固溶；（2）Cr、V与α-Fe的点阵结构、原子半径和电子结构相似——无限固溶；（3）Cu和γ-Fe点阵结构、原子半径相近，但电子结构差别大——有限固溶；（4）原子半径对溶解度影响：ΔR≤±8%，可以形成无限固溶；≤±15%，形成有限固溶； >±15%，溶解度极小结 论合金元素的固溶规律，即Hume-Rothery规律决定组元在置换固溶体中的溶解度因素是点阵结构、原子半径和电子因素，无限固溶必须使这些因素相同或相似.① 有限固溶 C、N、B、O等② 溶解度溶剂金属点阵结构：同一溶剂金属不同点阵结构，溶解度是不同的—— 如γ-Fe与α-Fe 。

溶质原子大小：r↓，溶解度↑N溶解度比C大 : RN=0.071nm，RC=0.077nm③间隙位置 优先占据有利间隙位置—— 畸变为最小间隙位置总是没有被填满 —— 最小自由能原理 二、间隙固溶体1.4 碳（氮）化物 一、钢中常见的碳化物 K类型、大小、形状和分布对钢的性能有很重要的作用 非K形成元素：Ni、Si、Al、Cu等 K形成元素：Ti、Nb、V；W、Mo、Cr；Mn、Fe（由强到弱排列）钢中常见的K类型有： M3C：渗碳体，正交点阵； M7C3：例Cr7C3，复杂六方 ；M23C6：例Cr23C6，复杂立方 ； M2C：例Mo2C、W2C密排六方 ；MC：例VC、TiC，简单面心立方点阵 ；M6C：不是一种金属K复杂六方点阵 K也有空位存在 ；可形成复合K , 如 (Cr,Fe,Mo，…)7C3 复杂点阵结构：M23C6 、M7C3 、M3C特点：硬度、熔点较低，稳定性较差；简单点阵结构：M2C、MC又称间隙相特点：硬度高，熔点高，稳定性好M6C型不属于金属型的碳化物, 复杂结构，性能特点接近简单点阵结构1、K类型 K类型与Me的原子半径有关各元素的rc/rMe的值如下：Me Fe Mn Cr V Mo W Ti Nbrc/rMe 0.61 0.60 0.61 0.57 0.56 0.55 0.53 0.53二、K形成的一般规律rc/rMe > 0.59 —复杂点阵结构，如Cr、Mn、Fe ， 形成Cr7C3、Cr23C6、Fe3C、Mn3C等形式的K；crème 400℃，Me开始 重新分布。

非K形成元素仍在基体中，K形成元素逐步进 入析出的K中，其程度决定于回火温度和时间二、Me的偏聚（segregation ） 偏聚 现象Me偏聚 → 缺陷处C’> 基体平均C这种现象也称为吸附现象偏聚现象对钢的组织和性能产生了较大影响， 如晶界扩散、晶界断裂、晶界腐蚀、相变形核等 都与此有关.Me+⊥：溶质原子在刃型位错处吸附，形成柯氏气团；Me+≡ ：溶质原子在层错处吸附形成铃木气团；Me+◎ ：溶质原子在螺位错吸附形成Snoek气团.偏聚 机理溶质原子在缺陷处偏聚，使系统自由能↓， 符合自然界最小自由能原理结构学：缺陷处原子排列疏松，不规则，溶质原子容易存在；能量学：原子在缺陷处偏聚，使系统自由能↓，符合自然界最小自由能原理在没有强制外力作用下，事物总是朝着↓能量的方向发生即使暂时不发生，也存在潜在的趋势热力学：该过程是自发进行的，其驱动力是溶质原子在缺陷和晶内处的畸变能之差影响 因素缺陷处 溶质浓度温度T ：T↓，内吸附强烈；时间t：偏聚需要原子扩散→需要一定时间； 缺陷本身：缺陷越混乱，E↑，吸附也越强烈;其它元素：①间接作用 : 优先吸附问题 , B与C②直接作用: 影响吸附元素D , Mn↑DP，使P扩散加快，促进了钢的回火脆性；Mo则相反，是消除或减轻回火脆性的有效元素。

点阵类型：bcc点阵内吸附较fcc强烈1.6 合金钢的加热A化 一、K在A中的溶解规律 基 本 规 律1）K稳定性越好，溶解度就越小；2）温度↓，溶解度↓，→ 沉淀析出；3）K稳定差的先溶解 ;4）A中有弱K形成元素，则会↓C 活度ac ，→↑K的溶解；非K形成元素（如Ni）则相反,↑ac，↓K的溶解如：较多Mn的存在使VC的溶解温度从1100℃降至900℃碳（氮）化物在奥氏体中的溶解度与加热温度的关系 二、A体均匀化 A体刚形成时，C和Me的分布是不均匀的. 合金钢加热均匀化与碳钢相比有什么区别 ?三、A体晶粒长大 1）Ti、Nb、V↓↓，W、Mo↓晶粒长大； 2）C、N、B↑晶粒长大； 3）Ni、Co、Cu作用不大 1.7 过冷A体的分解 一、过冷A体的稳定性过冷A体稳定性实际上有两个意义：孕育期和 相变速度孕育期的物理本质是新相形核的难易 程度，转变速度主要涉及新相晶粒的长大1）Ni、Si和Mn，大致保持 C钢的“C”线形状，使“C”线向右作不同程度的移动；2） Co不改变“C”线，但使“C”线左移；3）K形成元素，使“C”线右移，且改变形状Me不同作用，使“C”曲线出现不同形状，大致有五种。

C”曲线五种形状常用合金元素对奥氏体等 温转变曲线的影响 (上左) 强K形成元素 (上右) 中、弱K形成元素 ( 下左) 非K形成元素 二、过冷A体的P、B转变 P转变 ：需要C和Me都扩散 ；综合影响顺序(作用递减)：Mo、W、Mn、 Cr、Ni、Si 贝氏体转变 ：C原子作短程扩散，Me几乎没有 扩散影响顺序(作用递减)：Mn、Cr、Ni、Si ，而 W、Mo等影响很小 三、Me对Ms的影响 各种Me对Ms位置的影响程度是不同的 思考题： W、Mo等元素对贝氏体转变 影响不大，而对珠光体转变的推 迟作用大，如何理解?对一般结构钢的成分设计时 ，要考虑其MS点不能太低，为什 么?1.8 合金钢的回火转变一、M分解 低温回火：C和Me扩散较困难，Me影响不大中温以上：Me活动能力增强，对M分解产生不 同程度影响:1）Ni、Mn的影响很小；2）K形成元素阻止M分解，其程度与它们 与C的亲和力大小有关这些Me↓ac，阻止了 渗碳体的析出长大；3）Si比较特殊： Fe和C的结合力 ,↑ac↓ε-FeXC的形核、长大Si能溶于ε，不溶于Fe3C，Si要从ε中出去↓ε→ Fe3C效果: 含2% Si能使M分解温度从260℃提高到350℃以上4）合金钢回火时M中含C量变化规律基 本 规 律① 渗碳体形成开始温度与合金化无关；② 含非碳化物形成元素（Si除外）的合金钢（线2）和C钢（线1）规律相同；③ 在相同回火温度Tt下，合金钢马氏体中含C量要比C钢的高，如图中的C3 >C1，2 ；④ 不同合金中，马氏体中析出特殊碳化物的温度TK是不同的，线3的下降幅度也是不同的。

回火时马氏体中C量的变化线1 -C钢; 线2-含非碳化物形成元素（Si除外）的合 金钢; 线3 -含碳化物形成元素的合金钢 二、回火时K的形成 各元素明显开始扩散的温度为： Me Si Mn Cr Mo W \ VT, ℃ >300 >350 >400~500 >500 >500~5501）K长大 聚集温度：M3C型，350 ~ 400℃；其它K ， 450 ~ 600℃；2）K成分变化和类型转变 K转变 ε-FeXC → Fe3C → M3C →亚稳特殊K→特殊KT, ℃ 500能否形成特殊K，取决于:① Me性质、NM/NC比值；② T和t 钒钢（0.3C,2.1V）在1250℃淬火不同温度回火 2h，碳化物成分、结构和硬度的变化 3）特殊K的形成原位析出：αM → α0 + M3C MXCY ( M7C3 , M23C6 ) 异位析出 ：αM → αP + M3C α0 + MXCY ( MC ,M2C ) 特殊K析出 →二次硬化，直接析出 →贡献最大 三、回火脆性 1、第1类回火脆性 脆性 特征① 不可逆；② 与回火后冷速无关；③ 晶界脆断。

产生 原因Me 作用① Fe3C薄膜在晶界形成；② 杂质元素P、S、Bi等偏聚晶界，↓晶界强度Mn、Cr↑脆性；V、Al改善脆性；Si ↑脆性温度区.2、第2类回火脆性 脆性 特征① 可逆；② 回火后慢冷产生，快冷抑制；③ 晶界脆断 .产生 原因① 杂质Sb、S、As或N、P等偏聚晶界；② 形成网状或片状化合物,↓晶界强度高于回脆温度，杂质扩散离开晶界或化 合物分解；快冷抑制杂质元素扩散Me 作用N、O、P、S、A。