钢的合金化基础.ppt

第二章钢的合金化基础 Chapter2钢的合金化基础 第一节钢中合金元素及与Fe C相互作用 第二节钢强化机制 第三节改善钢塑性 韧性的基本途径 第四节合金元素对钢相变的影响 主要内容 第五节合金元素对钢热处理工艺性能的影响 第六节微量元素在钢中的作用 本章主要内容 重点及基本要求 第二章是本课程基础和重点 要求全面掌握了解钢中的常见合金元素对钢的组织 热处理及性能的影响规律 掌握合金元素的加入对钢的基本强化机制的影响 难点 合金元素对钢中基本合金相结构的影响 Chapter2钢的合金化基础 概述 合金钢 在化学成分上有目的的加入合金元素 用以保证一定的生产和加工工艺以及力学性能要求的铁基合金 合金元素 是指特别添加到钢中为了保证获得所要求的组织结构 物理 化学和机械性能的化学元素 主动加入 杂质 由冶炼时原材料以及冶炼方法 工艺操作而带入的化学元素 我国的资源情况及合金系统 W Mo的资源丰富 用途广泛 储量丰富 可大量开采 Si V Ti Nb B 稀土等 Mn的资源丰富 但由于用量大 应节约 Ni Cr Co资源很少 第一节钢中的合金元素及与Fe C的相互作用 一 钢中的合金元素及分类 表中字体颜色为绿色或深蓝色的元素为钢中常见合金元素 字体颜色为深蓝色的元素为钢中常见碳化物形成元素 S P As Sb Pb Sn Bi通常为有害元素 但S P Pb在易切削钢中用来改进切削加工性能 钢中常加入的合金元素 一 按与Fe相互作用分类 一般情况下 奥氏体形成元素易优先分布于奥氏体中 铁素体形成元素易优先分布于铁素体中 1 奥氏体形成元素C N Cu Mn Ni Co 2 铁素体形成元素Hf Zr Ti Ta Nb V W Mo Cr Si Al 二 按与C相互作用 亲和力大小 分类 2 碳化物形成元素Hf Zr Ti Ta Nb V W Mo Cr Mn Fe 1 非碳化物形成元素Ni Cu Si Al P等 最强中强弱 三 按对奥氏体层错能的影响分类 1 层错能的概念 晶体中形成层错时增加的能量 2 奥氏体层错能对钢的组织和性能的影响 一般认为层错能越低 越有利于位错扩展和形成位错 使滑移困难 导致钢的加工硬化趋势增大 层错能对钢的力学性能 相变影响很大 1 提高奥氏体层错能元素Ni Cu C等 2 降低奥氏体层错能元素Mn Cr Ru 钌 Ir 铱 等 四 按合金元素的物理 化学和其他有关特性分类 稀土金属La 镧 Ce 铈 Nd 钕 等 Fe族元素Co Ni Mn 难熔金属 高于Fe的熔点的1539 W Mo Nb V Cr等 轻金属Ti Al Mg等 二 钢中合金元素的分布及在晶界的偏聚 复杂氧化物MgO Al2O3 MnO Al2O3 钢中氧化物夹杂 特点 性脆 易断裂 一般无塑性 因此 氧化物在钢材锻扎后 沿加工方向呈链状分布 一 合金元素在钢中的分布 存在形式 1 形成非金属相 非金属夹杂 1 氧化物 简单氧化物FeO MnO TiO2 SiO2 Al2O3 Cr2O3等 钢中的MnS夹杂 2 硫化物 常见 MnS FeS 特点 有较高的塑性 热加工时沿加工方向呈带状 纤维状或线状分布 不易变形的Al2O3 SiO2 与氧化物相似 3 硅酸盐 常见的非金属夹杂 易变形的MnO SiO2 与硫化物相似 钢中常见的非金属相 密排六方 具有高稳定性 弥散分布 析出 时可做强化相 4 AlN 总结 非金属夹杂物对钢的质量有重要的影响 这种影响与夹杂物的成分 形态 大小 数量和分布有关 它可能引起塑性 韧性 疲劳强度的降低 还会降低钢的耐磨性 耐蚀性和淬透性 一般都是有害的 钢中的AlN夹杂 金属元素易溶入F A M中 以固溶体形式存在 常见合金元素在A F中的溶解度如表2 1 2 溶入固溶体 Ti Nb Ta只能形成具有较窄溶解度的有限固溶体 Zr Hf Pb在Fe具有很小的溶解度 1 形成铁基置换固溶体 Hume Rothery定律 Ni Co Mn Cr V等元素可与Fe形成无限固溶体 其中Ni Co和Mn形成以 Fe为基的无限固溶体 Cr和V形成以 Fe为基的无限固溶体 Mo和W只能形成较宽溶解度的有限固溶体 如 Fe Mo 和 Fe W 等 2 形成间隙固溶体 H gg定则 对 Fe 间隙原子优先占据的位置是八面体间隙 对 Fe 间隙原子优先占据的位置是八面体或四面体间隙 间隙原子的溶解度随间隙原子尺寸的减小而增加 即按B C N O H的顺序而增加 3 形成强化相 化合物相 形成碳化物 氮化物 金属间化合物 M3C MC M2C M6C M7C3 M23C6 AlN Ni3Al Ni3Ti Fe2W等 4 游离态存在或自由存在 Pb Ag Be Cu含量超过其溶解度 将以自由态存在于钢中 小结 合金元素在钢中分布不同主要决定以下因素 合金元素种类和含量冶金加工方法和热处理制度 二 合金元素在晶界的偏聚 1 晶界内吸附产生的原因和特点 1 产生原因晶界原子排列疏松 置换式和间隙式溶质原子处于晶界处产生的畸变能比在晶内产生的要小的多 这种畸变能的差异导致晶界内吸附 使晶内溶质向晶界迁移 使体系能量降低 从而形成亚稳状态 钢的溶质原子在晶界的浓度大大超过在基体中的平均浓度的现象 称为晶界偏聚或晶界内吸附 3 晶界内吸附的形成和消散是一个扩散过程 需要一定时间保证才能达到该温度的平衡状态 动力学因素 1 溶质原子的最大溶解度越小 晶界内吸附倾向越大 如B在铁中的溶解度很小 其晶界内吸附的倾向很大2 晶界处吸附溶质的浓度和温度有关 Cg C1exp E RT 2 晶界内吸附的特点 其中 Cg 晶界溶质溶解度C1 晶内溶质溶解度E 溶质与晶界结合力T 温度 Zr Ni Mn Re P B Sb As Bi C N其中 B最强烈3 晶界内吸附在金属材料中的应用 利用晶界内吸附理论解释金属材料中的一些现象 晶界内吸附对金属材料组织 性能有很大影响 如高温晶界强化 晶界脆性断裂 晶间腐蚀以及B钢淬透性等 另外 第一 二类回火脆性都与晶界内吸附有关 2 能在钢中产生内吸附的元素 HP炉管铸态微观组织奥氏体 M7C3碳化物 右上角为M7C3对应的衍射斑点 三 合金元素与Fe C的相互作用 一 合金元素与Fe的相互作用铁在加热和冷却过程中产生如下的同素异晶转变912 1394 Fe Fe FeA3线A4线合金元素对 Fe Fe和 Fe的相对稳定性以及同素异晶转变温度A3和A4均有极大的影响 1 扩大奥氏体 区元素Ni Mn Co C N Cu Zn Au这些合金元素使A3温度下降 A4温度上升 即扩大了 相区 它包括以下两种情况 Fe Ni相图 1 开启 相区的元素Mn Ni Co属于此类合金元素 在 Fe中形成无限固溶体 2 扩展 相区的元素C N Cu Zn Au属于此类合金元素 它们在 Fe中形成有限固溶体 这些合金元素是铁素体形成元素 又称 Fe稳定化元素 Cr V Mo W Ti Al Si Be B Nb Ta Zr它们使A3温度上升 A4温度下降 它包括以下两种情况 2 缩小奥氏体 区元素 Fe Cr相图 Cr V Ti W Mo Al Si Be属于此类合金元素 其中Cr V与 Fe形成无限固溶体 1 封闭 相区的元素 B Nb Ta Zr属于此类合金元素 2 缩小 相区元素 为什么有的元素能扩大奥氏体相区 有的能缩小 一般认为以下几个因素共同作用的结果 1 合金元素的点阵类型 与 Fe相同还是 Fe相同 2 原子尺寸因素 与Fe原子半径之比 r r铁15 很小的固溶度 Zr Hf 3 合金元素扩大 缩小 相区的影响因素 TiVCrMnFeCoNiCu3d层电子数235567810ZrNbMo4d层电子数245HfTaW Re 5d层电子数2345次电子层 电子数 5 缩小 区 次电子层 电子数 5 Mn除外 扩大 区 3 电子层结构因素 所以Ni Mn Co能在 Fe中形成无限固溶体 Cr V在 Fe中形成无限固溶体 C N扩展 区 通过控制钢中扩大奥氏体相区和缩小奥氏体相区的元素含量 就可以控制和调整钢的组织 为了得到室温奥氏体组织 可加Ni Mn N等为了得到室温铁素体组织 可加Cr Si Al Ti等如 1Cr18Ni9奥氏体不锈钢1Cr17铁素体不锈钢 4 合金元素与Fe相互作用理论在工程实际中的意义 1 合金元素与C的相互作用特点碳化物形成元素Hf Zr Ti Ta Nb V W Mo Cr Mn Fe非碳化物形成元素Ni Cu Si Al Co P等一般认为 非碳化物形成元素易于溶于F和A中 而碳化物形成元素易于形成碳化物或溶于碳化物中 二 合金元素与C的相互作用 1 碳化物形成规律 都是过渡族元素 在周期表中位于Fe的左侧 2 碳化物 碳化物形成元素与碳的亲和力的大小 取决于合金元素d层电子数 金属元素的次电子层电子数越少 它与碳的亲和力就越大 2 碳化物形成元素与碳的结合强度 TiVCrMnFeCoNiCu3d层电子数235567810ZrNbMo4d层电子数245HfTaW Re 5d层电子数2345 在钢中碳化物相对稳定性的顺序如下 HfZrTiTaNbVWMoCrMnFe 3 碳化物类型 1 简单点阵类型MC型 TiC ZrC NbC VC TaC WC等M2C型 W2C Mo2C Ta2C 特点 这些碳化物是强碳化物形成元素及中强碳化物形成元素 Cr除外 形成的碳化物 rc rMe 0 59碳原子半径小于金属元素间隙半径 只占据金属的间隙位置 所形成的碳化物可保持金属的点阵 有明显的金属特性 虽然可能含有50 60 的碳原子 2 复杂碳化物 M6C型 Fe2Mo4C Fe4Mo2C等M7C3型 Cr7C3等M23C6型 Cr23C6 Fe21Mo2C6 Fe21W2C6等特点 这些碳化物是中强碳化物形成元素形成的碳化物 rc rMe 0 59引起点阵畸变 形成复杂点阵类型 M3C型 Fe3C FeMn 3C FeCr 3C等特点 当合金元素含量很少时 合金元素将不能形成自己特有的碳化物 只能置换渗碳体中的Fe原子 称为合金渗碳体 3 渗碳体 4 碳化物特点 1 硬度高硬度 其形成碳化物的倾向越强 则碳化物硬度越高 2 稳定性形成碳化物能力越强的元素 其熔点越高 稳定性越高 稳定性排序 M3C M7C3 M23C6 M6C M2C MC 弱 强 碳化物稳定性越高 熔点高 溶入A中的温度越高 自马氏体中析出的温度越高 聚集长大的倾向越小 碳化物稳定性实际意义 碳化物的稳定性越高 可使得钢在高温时效或服役时不会发生明显的基体中固溶的合金元素向碳化物中扩散和再分配 这一点对热强钢尤为重要 如珠光体热强钢Cr Mo钢 基体强度要靠Cr Mo的固溶来保证 但在长期运行过程中 会发生Cr Mo向Fe3C中溶解 使得基体强度下降 如钢中添加Ti Nb等元素 形成TiC NbC 就不会发生Cr Mo向碳化物中扩散 使钢的热强性得到保证 Fe3C能溶入大量的合金元素 如 淬火钢在回火的初始阶段所形成的Fe3C 其成分大体与钢的成分相同 但在提高回火温度和回火时间后 会溶入大量的合金元素 如 Cr在Fe3C中可溶入25 Mn则无限互溶 FeCr 3C FeMn 3C Mn3C强碳化物形成元素Ti Nb V等几乎不溶于Fe3C 3 碳化物对其他元素的溶解能力 3合金元素与钢中碳相互作用的实际意义 1 直接影响钢的性能强度 硬度 耐磨性 塑性 韧性 红硬性 热处理过程中奥氏体稳定性和奥氏体晶粒大小等 2 合金元素与碳的亲和力不同 对钢的相变过程和碳扩散有重大影响 碳化物形成元素阻碍碳的扩散 降低碳原子扩散速度 弱碳化物形成元素Mn以及大多非碳化物形成元素无此作用 反而促进碳的扩散 Co特别显著 Si尽管是非碳化物形成元素 能提高C的活度 但Si降低了Fe原子的活动性 即增加了Fe原子在固溶体中的结合能 也能对C扩散有一定的阻碍作用 四 合金元素对奥氏体层错能的影响 一 合金元素对奥氏体层错能的影响1 提高奥氏体层错元素Ni Cu C2 降低奥氏体层错能元素Mn Cr Ru 钌 Ir 依 层错能越低 越有利于位错扩展和形成位错 使横滑移困难 导致钢的加工硬化趋势增大 所以奥氏体层错能的高低直接影响奥氏体钢的力学性能 例如 高Ni钢室温都能形成冷变形 易 高Mn钢单相奥氏体加工 难 二 奥氏体层错能对钢力学性能的影响 钢在冷却转变时 A是钢中相变的母相 改变奥氏体层错能就会改变钢的相变行为 见表2 5 三 奥氏体层错能对钢相变行为的影响 屈服强度是金属材料的重要性能指标 钢的强化机制就是提高其屈服强度 屈服强度是塑性变形开始时 滑移系上的临界切应力 也就是使位错开动 增殖并在金属中传播所需要的最小应力 阻碍位错运动提高强度强化常见的提高钢材强度的手段有 固溶强化 晶界强化 第二相强化 位错强化通过对这四种方式单独或综合加以运用 便可以有效地提高钢的强度 第二节钢的强化机制 一 合金元素的固溶强化 合金元素的固溶强化是指溶质原子溶入基体金属中形成固溶体所引起的强化强化机制 由于溶质原子与基体金属原子大小不同 因而使基体的晶格发生畸变 造成一个弹性应力场 此应力场与位错本身的弹性应力场交互作用 增大了位错运动的阻力 从而导致强化 此外 溶质原子还可以通过与位错的电化学交互作用而阻碍位错运动 间隙固溶强化固溶强化置换固溶强化 各合金元素的固溶强化效果可以叠加 固溶强化对塑性 韧性的影响较大 强化效果越大 损害越严重 一 铁素体的固溶强化 1 间隙式固溶强化 强化效果非常显著 钢中的间隙原子C N与刃位错形成柯氏气团 Cottrell 与螺位错形成Snok气团 当位错被气团钉扎时 位错运动阻力增大 为使位错挣脱气团钉扎 就必须施加更大的外力 因此 提高钢的塑变抗力 从而强化钢 间隙原子C N等对 s的影响可用下面数学式表示 其中 Ki 是由间隙原子性质 基体晶格类型 基体的强度 溶质和溶剂原子直径差及二者化学性能的差别等因素决定的数值 Ci 间隙原子的固溶量 摩尔分数 n 0 33 2 0之间的一个指数 为了提高强化效果 通常利用相变的方法 造成过饱和固溶体 如马氏体是C固溶在 Fe中的过饱和固溶体 使C的间隙强化效果得到充分发挥 间隙强化效果十分显著 但损害了塑性 韧性和焊接性能 置换式溶质原子在基体晶格中造成的畸变大多是球面对称的 因而强化效果不如间隙式的 一般称为弱强化 其强度增量与溶质原子含量之间的关系 其中 A 常数 错配度 切变模量 Cs 溶质摩尔分数 特点 基体强度平缓增加 若含量低时 基本上不降低基体的塑性 韧性 2 置换式固溶强化 二 奥氏体的固溶强化 A的固溶强化效果远不如F 但置换原子能影响奥氏体的层错能 层错能低 位错容易扩展 层错和溶质原子的交互作用使溶质原子偏聚在层错附近 形成铃木气团 钉扎位错 形成强化 间隙溶质原子的强化效应远比置换式溶质原子强烈 其强化作用相差10 100倍 因此 间隙原子如C N是钢中重要的强化元素 置换式溶质原子的固溶强化效果在工程用钢中不可忽视 能与铁形成置换式固溶体的合金元素很多 如Mn Si Cr Ni Mo W等 这些合金元素往往在钢中同时存在 强化作用可以叠加 使总的强化效果增大 尤其是Si Mn的强化作用更大 二 合金元素的晶界强化 1 晶界特性及晶粒大小对钢强度的影响Hall Petch公式 其中 d 晶粒直径 0 为在单晶体中位错运动的摩擦力 常数 Ks 晶界障碍强度系数 可见 影响 s的因素有2个 Ks和d Ks s d s这就是晶界强化的理论基础 一方面 由于晶界两侧晶粒变形的不协调性 在晶界附近诱发的位错称为几何上需要的位错另一方面 由于晶界存在 使滑移位错难以直接穿越晶界 从而破坏了滑移系统的连续性 阻碍了位错的运动 2 晶界强化的机制 晶界强化的机制图示 1 利用合金元素改变晶界特性 提高Ks值向钢中加入 Ni Si等 使其在 Fe晶界偏聚 2 利用合金元素细化晶粒1 向钢中加入Al Nb Ti和V形成难熔的第二相质点 阻碍A晶界移动 细化A晶粒 从而细化晶粒 2 通过热处理和控制轧制的方法细化晶粒 4 细化晶粒同时也可增加钢的韧性晶粒越细 造成裂纹所需的应力集中越难 裂纹扩展所消耗的能量越高 而且晶界越多 阻碍位错运动的作用越大 3 晶界强化的途径 三 合金元素的第二相强化 第二相粒子可以有效地阻碍位错运动 运动着的位错遇到滑移面上的第二相粒子时 有两种方式 切过和绕过沉淀强化 位错切过第二相粒子 第二相粒子的特点是可变形 并与母相具有共格关系 这种强化方式与淬火时效密切相关 故有沉淀强化之称 沉淀强化的基本途径是合金化加淬火时效 合金化的目的是为造成理想的沉淀相提供成分条件 例如在马氏体时效钢中加入Ti和Mo 形成NiTi Ni3Mo理想的强化相 以获得良好的沉淀强化效果 b Al Li合金中位错切割Al3Li相的电镜照片 a 位错切割第二相粒子的机制 可变形微粒的强化作用 位错切过机制 第二相粒子不参与变形 与基体有非共格关系 当位错遇到第二相粒子时 只能绕过并留下位错环 第二相粒子是人为加入的 不溶于基体 故有弥散强化之称 位错绕过第二相粒子这一过程要消耗额外的能量 故需要提高外加应力 所以造成强化 2 弥散强化 位错绕过第二相粒子 弥散强化相通常人工加入 现在发展到通过时效方式得到 不可变形微粒的强化作用 奥罗万机制 位错绕过机制 a 位错绕过第二相粒子的机制 b Ni基合金中位错绕过Ni3Ai相的电镜照片 1 2钢的合金化原理 第二相粒子的大小 数量 分布 性能都影响强化效果 1 第二相的间距越小强化效果越好 2 第二相弥散度越大强化效果越好 3 第二相粒子体积分数越大强化效果越好 3 第二相强化的影响因素 总之 第二相强化机制不仅要考虑第二相的大小 数量 形态 分布等方面的影响 而且还要考虑第二相的性质 这除了涉及到热处理参数的直接影响外 还涉及到合金元素的影响 沉淀强化 与基体有化学交互作用 效果大于弥散强化 1 位错强化概念金属中位错密度提高 则位错运动时易于发生相互交割 形成割阶 引起位错缠结 因此造成位错运动的障碍 给继续塑性变形造成困难 从而提高了钢的强度 这种用增加位错密度提高金属强度的方法称为位错强化 四 合金元素的位错强化 位错所造成的强化量与金属中位错密度的平方根成正比 可表示为 2 位错密度对强度的影响 3 位错组态对强度的影响 铁素体型钢 层错能高 位错易于交叉滑移和形成胞状亚结构 奥氏体型钢 层错能较低 位错易于扩展成层错 位错难于交叉滑移 变形过程中位错交互作用提高 所以 面心立方晶系金属的位错强化效果比体心立方大 1 细化晶粒 通过增加晶界数量 使晶界附近因变形不协调而诱发几何上需要的位错 为此 宜向钢中加入细化晶粒的合金元素 2 形成第二相粒子 当位错遇到第二相粒子时 希望位错绕过第二相粒子而留下位错环 使位错数量迅速增多 为此 宜向钢中加入强碳化物形成元素 4 利用位错强化的途径 3 促进淬火效应 淬火后希望获得板条马氏体 造成位错型亚结构 为此 宜向钢中加入提高淬透性的合金元素 4 降低层错能 通过降低层错能 使位错易于扩展和形成层错 增加位错交互作用 防止交叉滑移 为此 宜向钢中加入降低层错能的合金元素 钢淬火形成马氏体 马氏体中溶有过饱和的碳和合金元素 产生很强的固溶强化效应 马氏体形成时产生高密度位错 位错强化效应很大 板条马氏体位错密度为0 3 0 9 1012 cm2 1 2钢的合金化原理 附 钢淬火回火提高强度的机制 提高钢强度最常用的方法是淬火和随后的回火 奥氏体转变为马氏体时 形成许多极细小的 取向不同的马氏体束 产生细晶强化效应 淬火后回火 马氏体中析出细碳化物粒子 间隙固溶强化效应大大减小 但产生强烈的析出强化效应 由此可知 马氏体强化充分而合理地利用了全部四种强化机制 是钢的最经济和最有效的强化方法 1 2钢的合金化原理 第三节改善钢塑性 韧性的基本途径 塑性 一般以静拉伸的伸长率 和断面收缩率 代表韧性 韧性是表示材料在塑性变形和断裂过程中吸收能量的能力 一般以冲击韧性ak 平面应变断裂韧性KIC 临界应力场强度因子 韧脆转变温度TK表示塑性和韧性是钢的主要力学性能指标 塑性 韧性的好坏 不仅涉及钢的冷变形加工能力 而且还会直接影响使用安全 因此 有必要深入理解合金元素对钢的塑性和韧性影响的机制 以便提高合理选用合金元素的能力 一 改善钢塑性的基本途径 一 影响钢塑性的因素1 溶质原子的影响溶质原子溶解到基体中 一般都使塑性降低 强化效果越大的合金元素对塑性的影响越大 间隙原子与置换原子相比 对塑性的影响更大 溶质原子溶解度越大 钢的塑性越低 如C 间隙原子 和Ni 置换原子 2 晶粒大小的影响晶粒越细 塑性越好 3 第二相的影响 都是有害塑性的 但和第二相的大小 形态 分布 种类有关 1 尺寸 第二相粒子尺寸越大 塑性越低 2 形态 针状 片状对塑性危害最大 球状危害较小 3 分布 均匀分布危害较小 沿晶分布危害大 4 种类1 硫化物与基体结合强度弱 界面易开裂 影响塑性 2 氧化物 脆 本身易开裂 使微孔坑早期形成 降低塑性 3 碳化物与基体结合较牢 危害性相对较小4 位错强化的影响位错密度越高塑性降低越大 1 降低钢中有害杂质S O P N等的含量 2 降低C含量 3 加入Ni 4 细化晶粒 5 改变碳化物大小 形状和分布 6 控制杂质的形状为球状 二 改善钢塑性的方法 二 改善钢韧性的途径 韧性是表征材料断裂抗力的一种力学参量 对于金属材料而言 主要有三种断裂类型 延性 解理和晶界断裂 1 延性断裂特点 1 延性断裂断口形貌宏观断口大多呈纤维状 微观断口大多呈韧窝状 延性断裂的前提条件是塑性变形 2 延性断口的特征 钢种不同 断裂宏观塑性变形区有很大的差别 使断裂特征有宏观塑性 宏观脆性之分 3 钢种的影响中低强度钢 断口特征 宏观塑性 断裂前发生宏观大范围塑性变形 断裂宏观名义应力大于 s 高强度钢 断裂特征 宏观脆性 对缺口敏感性高 断裂宏观名义应力低于 s 属低应力脆断 从微观机制来看仍属延性断裂 断口以韧窝为主 塑性变形区仅集中在裂纹附近微小区域 4 延性断裂微观机制延性断裂是微孔坑形成 聚集 长大的过程 一 改善延性断裂的途径 韧窝 各类型韧窝形成示意图 1 尽量减少微孔坑形成的场所减少钢中第二相的数量 特别是夹杂物数量 改善第二相粒子的性质 尺寸 形状和分布 2 提高基体组织的塑性钢的强度越高 断裂韧性越低 裂纹扩展传播时所消耗的形变功明显下降 裂纹扩展阻力减小 KIC降低 提高基体塑性 裂纹扩展时塑性区宽度增大 消耗较多能量 KIC提高 3 提高组织的均匀性主要目的是防止塑性变形不均匀性 以减少应力集中 2 改善延性断裂的方法 解理断裂是正应力作用下金属的原子键遭到破坏而产生的一种穿晶断裂 其断裂的特点是 解理初裂纹起源于晶界 亚晶界或相界面并严格沿着金属的结晶学平面扩展 其断裂单元为一个晶粒尺寸 二 改善解理断裂途径 舌状花样 羽毛状花样 河流状花样 1 解理断裂的特征解理断裂具有冷脆性特征 多发生在bcc结构钢中2 解理断裂的机制解理断裂冷脆性有关 由于在低温下 螺型位错丧失活动性 刃型位错可形成以下两种情况 由于刃形位错塞积 产生应力集中 使解理面开裂 而形成解理裂纹 刃形位错相遇 发生反应而产生解理裂纹 二 改善解理断裂途径 3 提高解理断裂抗力的方法 1 细化晶粒 降低Tk 如通过正火 控制轧制 加入细化晶粒的合金元素 2 钢的解理断裂有一个很重要的特性 冷脆现象 即当试验温度低于某一温度时 材料有塑性转变为脆性 这种现象称为冷脆 向钢中加入Ni元素可以显著降低钢的Tk 3 改变基体组织采用没有冷脆现象的面心立方 Fe为基的奥氏体钢 1 产生晶间断裂的原因 三 改善晶间断裂的途径 晶界弱化引起的断裂称为沿晶断裂 如过热 过烧 回火脆性等都能造成晶间断裂 造成晶间断裂的原因主要有两个方面 溶质原子晶界偏聚 造成晶界结合力下降 裂纹易于在晶界形成和扩展 第二相沿晶分布 使裂纹易于在晶界形成和扩展 2 提高沿晶断裂抗力的主要途径 1 防止有害杂质元素沿晶界偏聚如加入合金元素Mo Ti或Zr 这几个元素与杂质元素 P As Sb Sn Bi等 有更强的交互作用 可以抑制杂质元素向晶界偏聚 从而减轻回火脆性倾向 2 防止MnS等有害相沿晶界析出如减少钢中S含量或加入稀土元素形成难熔的稀土硫化物 在高温加热时不会熔解 可防止MnS在晶界析出 第四节合金元素对钢相变的影响 Fe C相图是研究钢相变和碳钢热处理加热温度的选择依据 因此 研究合金元素对钢相变的影响 首先要了解合金元素对Fe C相图的影响 本节主要讲授内容 合金元素对Fe C相图及钢相变临界点的影响 合金元素对钢相变的影响加热 奥氏体化 冷却 奥氏体分解 淬火钢回火转变影响 A1线 PSK线A3线 GS线Acm线 ES线A4线 NJ线A1点 S点A3点 G点A4点 N点 一 合金元素对Fe C相图及临界点的影响 一 对A相区的影响1 扩大A相区元素 Ni Mn Co 使E S点左移 A1 A3线下降 2 缩小A相区的元素 Cr W Mo V Ti Si等 使E S点左移 A1 A3线上升 3 大多数合金元素均使ES线左移 使得钢中碳含量不到2 就出现莱氏体 如W18Cr4V 0 7 0 8 含碳量 铬对奥氏体相区的影响 1 扩大A相区元素降低临界点A1 A3 2 缩小A相区的元素升高临界点A1 A3 二 对临界点的影响 铬对奥氏体相区的影响 三 对共析点的影响 所有合金元素均使S点左移 意味着钢中的碳含量不到0 77 就发生共析转变 如4Cr13就已经是共析钢 二 合金元素对非平衡状态下相变的影响 一 合金元素对钢加热转变的影响 Co Ni提高C的扩散 增大A形成速度 Si Al Mn影响不大 碳化物形成元素Cr Mo W Ti V等阻碍碳的扩散 阻碍A形成 1 合金元素对A形成速度的影响 1 合金元素的加入 改变了钢A形成温度A1 A3和Acm及相变点的位置 从而影响了A形成速度 扩大 区元素降低了A1 A3 加速A形成 缩小 区元素提高A1 A3 减缓了A形成 2 A的形成速度取决于奥氏体的形核和长大 这都和C的扩散有关 合金元素的加入改变了碳的扩散速度 所以影响了A的形成速度 合金钢中 当F全部转变为A后 还有相当一部分碳化物被保留下来 为了增强A的合金化程度 充分发挥合金元素的作用 应使残余碳化物充分溶解到A中 由于合金元素的作用造成的扩散困难和合金碳化物的稳定性高 要使残余碳化物分解并溶于A中 需要提高加热温度 如 高速钢的淬火温度1250 1280 而共析温度只有820 就是希望碳化物充分溶解 M23C6要850 才能大量溶解 NbC TiC VC要1050 才能溶解 2 合金元素对残余碳化物溶解的影响 奥氏体化过程中 由于碳化物的不断溶解 奥氏体成分很不均匀 为使奥氏体成分均匀化 合金钢比碳钢要慢的多 因为合金元素本身扩散慢 同时当钢中有碳化物形成元素时 还降低C在奥氏体中的扩散速度 所以合金钢奥氏体化时间比碳钢时间长 这就是为什么实际生产中 合金钢加热保温时间比碳钢长的原因 3 合金元素对A均匀化的影响 1 C促进A晶粒长大 C在奥氏体晶界偏聚 降低了晶界铁原子的自扩散激活能 同时使晶界铁原子间的结合力降低 2 强碳化物形成元素强烈阻碍A晶粒长大 如形成碳化物 则起机械阻碍作用 如溶入固溶体则降低铁的自扩散系数 同时提高原子间的结合力 使界面的表面张力提高 阻止了晶粒的长大 3 中强碳化物形成元素可阻碍 但效果不如强碳化物 4 Ni Co Cu作用不明显 5 Al Si含量少时 以夹杂物形式存在 可阻止A晶粒长大 当大量以合金元素加入 促进A晶粒长大 6 当钢中C在低碳含量时 Mn可细化晶粒 含量中等以上时 Mn可促进A长大 此时Mn加强了C促进A晶粒长大的作用 4 合金元素对奥氏体晶粒长大的影响 过冷奥氏体等温转变曲线 TTT曲线 Time Temperature Transformation 二 合金元素对过冷A分解的影响 1 对过冷A稳定性的影响 1 非碳化物形成元素Ni Si Cu等加入钢中 仍保持碳钢C曲线形状 但使C曲线右移 2 碳化物形成元素Cr Mo W V不仅改变C曲线的位置 使之右移 而且改变其形状 出现两个鼻温 使珠光体和贝氏体转变区分开 3 Co Al使C曲线左移 1 对P转变速度的影响除Co Al以外 均使P转变曲线右移 即推迟P转变 2 对P转变温度区的影响1 凡是扩大 相区的元素 Ni Mn Cu等 降低A1 使P转变温区向较低温度 2 凡是缩小 相区的元素 提高A1使P转变温度升高 2 对珠光体转变的影响 1 碳钢的珠光体转变产物的碳化物为Fe3C 2 合金钢中珠光体转变产物的碳化物类型 非碳化物形成元素对钢的碳化物类型无影响 强碳化物形成元素 将形成MC 如TiC NbC VC等 中强碳化物形成元素高温区 且合金达到一定含量 形成M23C6或M3C 如Cr C 5 形成Cr23C6 而Cr C 4 形成Cr3C低温区 主要为Fe3C 因为温度低 元素扩散困难 3 对珠光体转变产物的碳化物类型的影响 特点 贝氏体转变温区较低 合金元素与Fe原子几乎不能进行扩散 只有C原子能进行短距离的扩散 脱溶析出碳化物 因此合金元素对B转变的影响 主要取决于合金元素对 转变速度的影响合金元素对C扩散速度的影响下面按照上述两个方面因素介绍合金元素影响 3 对贝氏体相变的影响 1 合金元素Cr Ni Mn能降低 F A与F的自由能差 减少相变驱动力 减慢A分解 降低了B的转变速度 推迟其转变 Cr Mn又是碳化物形成元素 阻碍C原子的扩散 2 Mo W对 F影响不大 但是F形成元素 提高A1 即提高了 转变温度 也就是提高了P的转变温度 又是碳化物形成元素 降低C的扩散 降低了B的转变温度 所以将P B转变温区分开 形成两个鼻温 3 Si 对B有推迟作用 原因是强烈提高Fe的结合力 阻碍C原子从Fe中脱溶 4 Co Al能提高 F 同时提高C的扩散速度 加速B形成 主要是对M转变温度的影响 即Ms和Mf点的影响除Co Al外 大多数合金元素固溶在A中 均使Ms点下降 增加残余A的含量 其中C的影响最强烈 顺序 C Mn Cr Ni Mo Si W 4 对马氏体相变的影响 合金元素对1 0 C碳钢Ms点的影响 合金元素对1 0 C碳钢1150 淬火后残余奥氏体含量的影响 Ms和Mf点的下降 使得室温下将保留更多的残留奥氏体量 三 合金元素对淬火钢回火转变的影响 这几个过程被C和合金元素扩散所控制 是相互交错进行的 很难截然分开 钢淬火后 内部组织很不稳定 随回火温度的不同 淬火组织会发生一系列的组织转变 包括 1 低温回火低温 150 200 回火时 由于温度低 不仅合金元素扩散困难 连C扩散也困难 只能发生偏聚和短距离扩散 沉淀析出与 相保持共格的 碳化物 合金元素均匀仍分布在 相和 碳化物中不作重新分配 所以合金元素对M分解影响不大 1 对马氏体的分解的影响 温度的升高 合金元素活动能力增加 对M分解有显著影响1 碳化物形成元素将强烈推迟M的分解 即推迟C从M中析出 如碳钢中C从M析出完全析出的温度范围是250 300 而含碳化物形成元素的钢中C从M中析出的温度提高到400 500 有时即使到550 或更高温度也难以使C完全从 相中析出 表现为回火稳定性高 2 中温和高温回火 2 非碳化物形成元素Ni Co Cu等影响较小 3 Si虽为非碳化物形成元素 但能有效推迟M的分解 原因是Si能抑制 碳化物长大 延迟 碳化物向Fe3C转变 中 高碳钢及合金钢淬火后 组织都有残余A 特别是合金元素量大时 更是如此 合金元素对残余A的影响分为 1 低合金钢中残余A在高于200 开始分解 于300 完成 合金元素一般使残A的分解温度升高 其中Cr Mn Si作用最大 2 对残余奥氏体分解的影响 高合金钢合金元素比较多 残余A稳定性更大 所以回火温度一般在500 600 尽管回火温度比较高 残余A也只能发生部分转变 有时高合金钢为了消除残A 往往需要二次或更多次的高温回火 回火过程中 从残A中析出碳化物 使得残A中C和合金元素含量下降 使得Ms点升高 并达到室温以上 因而在冷却过程中 残余A会转变成M 而使钢回火后的硬度高于淬火的硬度 这种现象称为二次淬火 如高速钢的回火 硬度升高原因 一方面残余A在冷却过程中转变成马氏体 另一方面在回火时将产生合金碳化物的沉淀硬化 所以有时将后者称为 二次硬化 2 高合金钢中 1 低温回火情况下合金元素对 碳化物形成没有影响 随温度的升高 260 碳化物转变为Fe3C 合金元素中唯有Al Si推迟这一转变 并将转变温度升高到350 3 对回火过程中碳化物形成 聚集和长大的影响 随回火温度的提高 合金元素能够进行明显的扩散 开始在 相和Fe3C中重新分配 碳化物形成元素向渗碳体中偏聚 置换Fe原子形成 Fe Cr 3C和 Fe Mn 3C等 与此同时 合金渗碳体将聚集长大 而Si V W Mo Cr等对渗碳体的长大有阻碍作用 Ni的影响不大 2 中高温条件下 碳化物将聚集长大 HRC降低 碳化物形成元素可以阻碍碳化物聚集长大 虽然Co不是碳化物形成元素 但其能提高 固溶体中Fe的结合力 阻碍析出相的扩散 从而使析出相不易聚集长大 3 更高温度 4 合金元素对 相的回复和再结晶的影响 淬火钢内应力很大 回火时发生M分解及碳化物析出 使过饱和 固溶体的含碳量降低 晶格在很大程度上得到回复 因而内应力减少 1 合金元素一般延缓M的分解 使晶格畸变的M保持到更高温度 即延缓 相的回复和再结晶 提高再结晶温度 使钢具有更高的回火稳定性 2 对再结晶温度提高强弱顺序是 Mo W Co Cr Mn Si Ni 3 钢中碳化物类型不同 相 F 中的高密度位错保持到的温度也不同 Fe3C350 400 Fe Cr 3C450 500 Mo2C VC500 550 NbC550 570 第五节合金元素对钢热处理工艺性能的影响 一 合金元素对钢淬透性的影响 一 对马氏体淬透性的影响 合金元素对钢淬透性的影响 1 提高M淬透性的五大合金元素Mn Mo Cr对增加淬透性的作用最强 Si与Ni次之2 为了提高结构钢的淬透性 不仅要提高过冷奥氏体在珠光体区的稳定性 而且也要提高钢在贝氏体区的稳定性 3 采用提高过冷奥氏体稳定性的强碳化物形成元素 如Cr Mo等 与强化铁素体的元素 如Ni Mn Si等 的配合 可以在很大程度上提高马氏体的淬透性 这几种元素同时加入钢中的效应 往往比单个元素的作用的总和要大好多倍 二 对贝氏体淬透性的影响 在某些场合 希望获得贝氏体组织 以适应金属构件和机械制造上某些工件综合机械性能的需要 1 Mo 为了使较大截面的钢在空气冷却条件下 获得单一的贝氏体 还必须加入能够强烈阻止多边形铁素体析出 而对贝氏体转变影响不大的元素 最有效的方法是加B元素 钢中含0 3 以上Mo就能显著地推迟珠光体转变 而对贝氏体转变的影响却很小 因此要得到贝氏体 Mo是不可缺少的元素 2 B 3 C 低碳从含碳量角度 合金钢中较低 低碳 过冷奥氏体最大转变速度在贝氏体区 容易得到贝氏体 例如0 15 C 0 5 Mo B 0 004 0 001 中碳低碳钢适当提高C含量 再加进适量的Mn或Cr 还可以得到中碳贝氏体钢 这对于发展贝氏体型大截面用钢 有着较大的实际意义 二 合金元素与淬裂性倾向的关系 淬火过程中 工件易产生很大的淬火应力 造成工件开裂 大多数合金元素使Ms点降低 造成淬火组织应力过大 易发生开裂事故 钢中C Mn Mo Cr Ni越多 开裂倾向越大 三 合金元素对合金钢回火脆性的影响 淬火钢在一定温度范围内回火时 表现出明显的脆化现象 这种现象就是回火脆性1 第一类