合金元素的基本定义.ppt

第一章钢铁中的合金元素 第一节合金元素对合金相图的影响第二节合金元素与晶体缺陷的相互作用第三节合金中的化合物第四节合金元素对钢在加热时转变的影响第五节合金元素对过冷奥氏体转变的影响第六节合金元素对淬火钢回火转变的影响 钢铁合金化的必要性 碳钢缺点 淬透性不高 耐回火性较差和不能满足更高的力学性能要求或某些特殊性能 如耐热 耐蚀 等 合金钢 有意加入合金元素 克服了碳钢使用性能的不足 从而可在重要或某些特殊场合下使用 碳钢 性能较好 容易加工 成本低廉 工程上应用最广 使用量最大 90 第一节合金元素对合金相图的影响 钢中的合金元素 钢中合金元素的存在方式 1 固溶 合金铁素体2 合金渗碳体 如 Fe Mn 3C Fe W 3C3 合金碳化物 VC TiC WC MoC Cr7C3 Cr23C6 常用合金元素 Mn Si Cr Mo W V Ti Nb Zr Ni RE 稀土 等 合金元素对相图固溶体区域的影响 扩大奥氏体区 C N Co Ni Mn Cu 右图 奥氏体形成元素Mn对相图的影响 低温 低碳 右图 铁素体形成元素Cr对铁碳合金相图的影响 高温 低碳 缩小奥氏体区 Cr Mo W V Ti Si Al 合金元素对共析含碳量的影响 第二节合金元素与晶体缺陷的相互作用 从系统的能量考虑 基于原子的尺寸因素和电子因素等因素 合金元素将与这些晶体缺陷产生相互作用 以下是两种主要的作用方式 晶界偏聚 溶质原子与界面结合 柯氏气团 溶质原子与位错作用 相互作用的方式 产生晶界偏聚和柯氏气团的主要原因是溶质原子与基体原子的弹性作用 概括起来有以下几点 溶质原子在完整晶体中内引起的畸变能很高 主要是与基体原子之间存在尺寸差异等 2 晶体缺陷处点阵畸变严重 具有较高能量 3 溶质原子向晶体缺陷处迁移 可松弛点阵畸变 以较小的点阵畸变形式存在 有利于系统能量的降低 相互作用机理 溶质原子的偏聚是一个自发过程 其一般规律是 较基体原子大的代位原子趋向于缺陷区受膨胀的点阵 较基体原子小的代位原子趋向于缺陷区受压缩的点阵 间隙原子趋向于缺陷区受膨胀的点阵间隙位置 溶质原子的以上行为都是为了使点阵得到松弛 从而降低系统的内能 不同溶质原子在位错周围的分布状态 晶界区溶质偏聚的函数表达式 晶界偏聚的影响因素 其中 Cg 偏聚在晶界区的溶质浓度 C0 基体中的溶质浓度 晶界区的溶质原子富集系数 表征溶质的晶偏聚倾向 E 溶质原子在晶内和晶界区引起畸变能之差 即晶界偏聚的驱动力 主要由原子尺寸因素引起 引起晶界偏聚的因素 1 溶质与基体原子尺寸差异大 即E 2 溶质在基体中的固溶度 即Co 3 温度低 即T 备注 固溶度是合金尺寸因素和电子因素的综合体现 溶质原子的偏聚温度 晶界偏聚的其它问题 表 一些溶质原子出现晶界偏聚和柯氏气团的温度范围 溶质原子的偏聚区宽度 溶质原子的偏聚区宽度受晶界区宽度窄的影响 一般在nm级范围 如P 6nm Sb 锑 7nm 各种溶质元素在晶界偏聚中的相互影响 1 偏聚位置的竞争 E越大的元素有限偏聚 如Ce 铈 P2 影响晶界偏聚的速度 如Ce能减慢Sb在Fe晶界的偏聚速度3 影响偏聚元素在晶内的溶解度 如La 镧 的存在 降低了P和Sn在晶内的溶解度4 出现共偏聚 第三节合金中的化合物 1 化合物对合金性能的影响方式有 晶体类型 成分 数量 尺寸大小 形状及分布状态等 2 合金中的化合物主要有两大类 一是C或N与合金元素反应形成的碳化物和氮化物 二是合金元素之间和合金元素与铁之间形成的 相 AB2相及AB3相 概述 碳化物和氮化物的稳定性取决于金属元素与C N亲和力的大小 主要取决于过渡族金属原子的d电子数 d层电子越少 碳化物和氮化物的稳定性越高或生成热 H越大 碳化物和氮化物越稳定 见图1 7所示 碳化物和氮化物 碳化物和氮化物的稳定性排序有 Hf Zr Ti Ta Nb V W Mo Cr Mn Fe 碳化物和氮化物的点阵结构氮化物均属简单密排结构 碳化物则有简单和复杂密排结构两种形式 点阵结构判据 rx rM 0 59简单密排结构rx rM 0 59复杂密排结构 碳化物和氮化物的类型 1 简单密排碳化物或氮化物 以MeC MeN和Me2C Me2N为主 合金元素含量少时 2 复杂密排碳化物 以Me3C Me7C3 Me23C6为主 合金元素含量多时 3 复式碳化物 金属原子部分替换 如Fe3W3C Fe21Mo2C64 碳氮化物 C和N原子部分替换 如Ti C N Cr Fe 23 C N 6等 相1 特点属于正方晶系 硬度大 能显著降低合金的塑性和韧性 应合理设计合金成分来避免 相出现 金属间化合物 2 形成规律1 第一常周期的 族和 族元素与 和 族元素结合 如Cr Mn Mo Fe W Co V Ni等2 第二常周期的 族元素与 和 族元素结合 3 形成条件1 原子尺寸差别不大 2 钢和合金的 平均族数 在5 7 7 6之间 4 合金设计中的电子缺位数计算为避免不锈钢 高合金耐热钢及耐热合金出现 相 可用元素的电子缺位数Nv来进行合金设计 Nv 0 66Ni 1 71Co 2 66Fe 3 66Mn 4 66 Cr Mo W 5 66 V Nb Ta 6 66 Ti Si 7 66Al不出现 相 Nv 2 52 AB2相 拉维斯相 1 特点钢和合金中的主要AB2相是具有复杂六方的MgZn2型 如MoFe2 TiFe2等 它是耐热钢和合金中的一种强化相 当出现元素部分替换时 可出现复式AB2相 如铁基合金中的 W Mo Nb Fe Ni Cr 2 2 形成规律在周期表中 符合原子尺寸dA dB 1 2 1的任意两族元素 都能形成AB2相 AB3相 有序相 AB3相不属于稳定的化合物 处于固溶体与化合物之间的过渡状态 Ni3Al相是典型的AB3相 fcc结构 在复杂成分的耐热钢或耐热合金中 Ni3Al的过渡相 相具有较好的强化效果 根据合金元素与Ni或Al在原子尺寸 电负性上的差异 可置换Al或Ni 形成AB3相 如Ni3Fe Ni3Cr Ni3V Ni3Mn Ni Cr 3Al Ni Mo Cr 3Al等 第四节合金元素对钢加热时转变的影响 合金钢加热转变时主要经历四个阶段 奥氏体的形成 残余碳化物的溶解 奥氏体的均匀化 奥氏体的晶粒长大 奥氏体形成的影响因素 1 碳化物的稳定性稳定性排序 最好 V Ti Nb等 中等 W Mo Cr等 一般 Mn Fe等 2 碳化物对碳扩散激活能的影响一般地 碳化物形成元素可提高C在奥氏体中的扩散激活能 对奥氏体形成有一定的阻碍作用 一般地 碳化物熔点高且稳定 当其弥散分布在晶界时 将钉扎奥氏体晶界阻碍其晶界移动 碳化物和氮化物对晶粒长大的抑制 工程上经常用AlN来细化奥氏体晶粒 是因为氮化物比碳化物有更低的溶解度和更高的稳定性 注 1100 时 AlN颗粒溶解 奥氏体晶粒剧烈长大 钢的热处理相变温度 钢在加热时 实际转变温度往往要偏离平衡的临界温度 冷却时也是如此 随着加热和冷却速度的增加 滞后 现象将越加严重 通常把加热时的临界温度标以字母 C 如AC1 AC3 ACm等 把冷却时的临界温度标以字母 r 如Ar1 Ar3 Arm等 碳钢的过冷 转变 第五节合金元素对过冷 转变的影响 加热时钢的组织转变 钢在加热时奥氏体的形成过程又称为奥氏体化 以共析钢的奥氏体形成过程为例 3 残留渗碳体的溶解 铁素体全部消失以后 仍有部分剩余渗碳体未溶解 随着时间的延长 这些剩余渗碳体不断地溶入到奥氏体中去 直至全部消失 1 奥氏体形核 奥氏体的晶核优先在铁素体与渗碳体的界面上形成 2 奥氏体晶核长大 奥氏体晶核形成以后 依靠铁 碳原子的扩散 使铁素体不断向奥氏体转变和渗碳体不断溶入到奥氏体中去而进行的 4 奥氏体均匀化 渗碳体全部溶解完毕时 奥氏体的成分是不均匀的 只有延长保温时间 通过碳原子的扩散才能获得均匀化的奥氏体 冷却时钢的组织转变 1 钢的冷却方式热处理时常用的冷却方式有两种 一是等温冷却 常用于理论研究 二是连续冷却 常用于生产 1 等温冷却试验 a 首先将若干薄圆片状试样放入锡熔炉中 在高于共析温度的条件下进行奥氏体化 b 将上述奥氏体化后的试样迅速放入另一锡熔炉保温 炉温低于共析温度 c 依据试样保温时间的差异 分别从炉中取出试样 置于水中快冷 d 磨制金相试样 并观察显微组织 在不同温度重复上述等温转变试验 可根据试验结果绘制出奥氏体钢的等温冷却曲线 曲线的左边一条线为过冷奥氏体转变开始线 右边一条线为过冷奥氏体转变终了线 该曲线下部还有两条水平线 分别表示奥氏体向马氏体转变的开始温度Ms线和转变结束温度Mf线 2 过冷奥氏体等温冷却曲线曲线分析 在C曲线中 在不同过冷奥氏体开始出现组织转变的时间不同 这段时间称为 孕育期 其中 以C曲线最突出处 凸点 所对应的温度孕育期最短 过冷奥氏体等温冷却曲线形似 C 字 故俗称C曲线 反应了 温度 时间 转变量 的关系 所以C曲线又称为TTT图 Temperature Time TransformationDiagram 3 非共析成分碳钢的等温转变 非共析钢的C曲线与共析钢的C曲线不同 区别在于 亚共析钢曲线左移 在其上方多了一条过冷奥氏体转变为铁素体的转变开始线 过共析钢曲线右移 在其上方多了一条过冷奥氏体析出二次渗碳体的开始线 亚共析钢的等温转变图 4 共析钢的连续冷却转变 C曲线 TTT图 反应了过冷奥氏体等温转变的全貌 但在实际生产中 钢的热处理大多是采用连续冷却 因此 测出奥氏体的连续冷却曲线 即CCT图 右图阴影部分 有很大的现实意义 ContinuousCoolingTransformationDiagram 临界冷却速度 是指使奥氏体在冷却过程中直接转变成马氏体而不发生其它转变的最小冷却速度 即临界淬火速度 合金元素对过冷奥氏体转变的影响集中表现在恒温转变曲线上 合金元素对过冷奥氏体转变的影响概述 强和中强碳化物形成元素的影响 1 Ti V Nb W Mo等元素显著推迟珠光体转变 推迟贝氏体转变较少 2 升高珠光体转变温度范围 降低贝氏体转变温度范围 明显出现珠光体和贝氏体两条C曲线 显著推迟珠光体和贝氏体转变 C曲线分离 中强和弱碳化物形成元素的影响 1 Al Si增加过冷奥氏体的稳定性 推迟贝氏体转变更强烈 2 Ni推迟珠光体转变 不改变C曲线形状 3 Co元素降低过冷奥氏体的稳定性 不改变C曲线形状 非碳化物形成元素的影响 1 强碳化物形成元素 直接析出特殊碳化物 2 中强碳化物形成元素 当M C的比值高时 析出特殊碳化物 当M C的比值低时 析出合金渗碳体 3 弱碳化物形成元素 直接析出合金渗碳体 对碳化物形核长大的影响 1 碳化物析出的差异 1 碳化物形成元素都推迟了碳化物的形核和长大这是因为碳化物形成元素扩散系数 10 16cm s 远远小于C元素在奥氏体中的扩散系数 10 10cm s 也就是说这些元素扩散慢严重制约了碳化物形核的速率 2 非碳化物形成元素对碳化物的形核和长大影响小 主要表现在影响 转变上 2 对碳化物形核长大的影响 转变是一个原子扩散的过程 其转变动力学曲线具有C曲线的特征 对 转变的影响 相的形核长大 1 强碳化物形成元素 影响不大 2 中强碳化物形成元素 通过增加固溶体原子间结合 降低Fe的自扩散激活能 从而减慢 转变 其效果 Cr W Mo 3 弱碳化物形成元素 扩大 相区 稳定奥氏体并强烈推迟 转变 4 非碳化物形成元素 Ni 开启 相区并稳定奥氏体 增加 相形核功 降低转变温度 强烈阻碍 相形核长大和先共析铁素体析出 Co 由于升高As点 提高 转变温度 促进 转变 Si 增加Fe原子间结合力 增大Fe的自扩散激活能 推迟 转变 B P Re 富集于奥氏体晶界 降低奥氏体晶界表面能 阻碍 相和碳化物在晶界形核 增长转变孕育期 5 多种合金元素的综合作用 多种合金元素的综合作用大大提高过冷 的稳定性 以Cr Ni Mo合金为例 教材P19 35Cr 35CrMo 40NiMo三者合金元素总量在1 35 2 0 之间 过冷奥氏体转变最短孕育期的增减仅在20 35s之间 若把三种钢中的Cr Ni Mo组合成40CrNiMo钢 其合金元素总量仅增加到3 25 而孕育期增加到约500s 若进一步增加Ni和Mo的含量成为18Cr2Ni4Mo钢 合金元素总量为6 34 则孕育期至少增加三个数量级 降低贝氏体转变的上限温度Bs 推迟贝氏体转变 如图1 16 1 17 1 18所示 碳化物形成元素 合金元素对贝氏体转变的影响 贝氏体转变过程包括孕育期 转变和碳化物的形成等 合金元素对马氏体转变的影响 马氏体是无扩散型转变 形核和长大速度极快 合金元素对马氏体转变动力学影响小 马氏体亚结构有两种基本形式 一种是具有位错结构的板状马氏体 另一种是具有孪晶结构的针状马氏体 对马氏体亚结构的影响 一般 钢中C或N的含量W 0 4 的钢都是位错马氏体 W C 0 6 的钢为孪晶马氏体 合金元素如Mn Cr Ni Mo或Co能增加形成孪晶马氏体的倾向 另外 当Ms点温度较高时 由于滑移的临界分切应力 在Ms以下形成位错马氏体 当Ms较低时 孪生分切应力低于滑移分切应力 形成孪晶马氏体 碳钢淬火后的回火转变 第六节合金元素对回火转变的影响 1 定义 回火是把淬火后的钢件 重新加热到A1以下某一温度 经保温后空冷至室温的热处理工艺 2 目的 淬火钢件经回火可以减少或消除淬火应力 稳定组织 提高钢的塑性和韧性 从而使钢的强度 硬度和塑性 韧性得到适当配合 以满足不同工件的性能要求 3 回火过程的组织变化 第一阶段 室温 250 马氏体中的过饱和碳原子析出 形成碳化物FexC 得到回火马氏体组织 第二阶段 230 280 马氏体继续分解 同时残余奥氏体转变为过饱和固溶体与碳化物 得到回火马氏体组织 第三阶段 260 360 马氏体继续分解 碳原子继续析出使过饱和 固溶体转变为铁素体 回火马氏体中的FexC转变为稳定的粒状渗碳体 得到铁素体和极细渗碳体的机械混合物 即回火屈氏体 第四阶段 400 以上 碳化物聚集长大 温度越高碳化物越大 得到粒状碳化物与铁素体的机械混合物 即回火索氏体 2 中温回火 350 500 回火的目的是获得回火屈氏体 具备高的弹性极限和韧性 并保持一定的硬度 主要用于各种弹簧 锻模 压铸模等模具 35 HRC 45 需要指出 有些钢在250 400 和450 650 的范围内回火时 其冲击韧性比在较低温度回火时还显著下降 这种脆化现象称为回火脆性 在250 400 回火时出现的脆性称为低温回火脆性 又叫 第一类回火脆性 而在450 650 温度范围内回火时出现的脆性称为高温回火脆性 也叫第二类回火脆性 为防止低温回火脆性 通常的办法是避免在脆化温度范围内回火 防止高温回火脆性的方法是加热后快冷 合金元素对马氏体分解的影响 马氏体分解过程为 C浓度降低的过程 非碳化物形成元素 Si 在低温下不易扩散 形成的 Fe2 4C中含硅量为钢中平均含量 而新形成的Fe3C中不能溶解Si 它必须扩散开去 Fe3C才能形核和长大 Al P 影响与Si相似 Ni 影响甚微 合金元素对回火时残余 转变的影响 含碳化物形成元素的高合金钢中同样存在残余奥氏体的中温区 500 600 高合金钢在这一温度区域回火后 在冷却时发生残余奥氏体向马氏体转变 俗称 二次淬火 淬火钢中残余奥氏体回火时转变的特点基本遵循过冷奥氏体恒温转变的规律 无论在珠光体或贝氏体转变区间 残余奥氏体转变孕育期较短 但都转变不充分 合金元素对碳化物析出的影响 合金元素Si Al P等元素可把上述转变推迟到300 以上 随着回火温度的提高 合金元素发生明显扩散 碳化物形成元素向渗碳体富集