合金化原理-2

1、 合金元素对相变基本因素的影响合金元素对相变基本因素的影响 合金元素对奥氏体形成的影响合金元素对奥氏体形成的影响 合金元素对过冷奥氏体分解的影合金元素对过冷奥氏体分解的影 响响 合金元素对相变基本因素的影响合金元素对相变基本因素的影响 合金元素对合金元素对、 相自由能的相自由能的 影响影响 合金钢中的扩散合金钢中的扩散 碳在铁中的活度碳在铁中的活度 扩散能力与温度有关扩散能力与温度有关。 置换原子扩散比间隙原置换原子扩散比间隙原 子慢几个数量级。子慢几个数量级。 在特定温度下，间隙原在特定温度下，间隙原 子和置换原子在铁素体子和置换原子在铁素体 中的扩散比在奥氏体中中的扩散比在奥氏体中 快。快

2、。 对每一种元素，在对每一种元素，在-Fe-Fe中的扩散激活能必低于同一中的扩散激活能必低于同一 元素在元素在-Fe-Fe中的扩散激活能。中的扩散激活能。 合金元素对奥氏体形成的影响 原始无序组织原始无序组织 原始有序组织原始有序组织-钢中的组织遗传性钢中的组织遗传性 钢的重结晶钢的重结晶 碳化物在奥氏碳化物在奥氏 体中的溶体中的溶 解规律解规律 奥氏体的奥氏体的 晶粒长大晶粒长大 原始无序组织原始无序组织 特定的合金钢特定的合金钢和在一定的和在一定的重复加热条件重复加热条件下，将出现这种现象。合金化下，将出现这种现象。合金化 和加热速度对出现组织遗传的影响如下所列（和加热速度对出现组织遗传的

3、影响如下所列（” ” +”+”表示出现组织遗表示出现组织遗 传；传；”表示不出现）：表示不出现）： 快速加热快速加热 中速加热中速加热 缓慢加热缓慢加热 高合金钢高合金钢 + + + + + 合金钢合金钢 + + + + 低合金钢和碳钢低合金钢和碳钢 碳化物在奥氏体中的溶解规律 最稳定的化合物的溶解度最低最稳定的化合物的溶解度最低 CrCr、MoMo、V V的碳化物具有最大的溶解的碳化物具有最大的溶解 度，是潜在的最有用的合金碳化物，度，是潜在的最有用的合金碳化物， 这是因为当这是因为当时，他们最终可时，他们最终可 以形成较大的体积份额以形成较大的体积份额 TiTi、NbNb、V V的碳化物在

4、奥氏体中的的碳化物在奥氏体中的 溶解度随温度的降低而下降。溶解度随温度的降低而下降。 如果有足够数量的合金元素存在的话，那么合金碳化物将在随如果有足够数量的合金元素存在的话，那么合金碳化物将在随 后的冷却过程发生沉淀。后的冷却过程发生沉淀。 奥氏体的晶粒长大 v 强烈形成稳定碳化物的元素显著地阻止奥氏体晶粒粗化。强烈形成稳定碳化物的元素显著地阻止奥氏体晶粒粗化。 v 形成间隙固溶体的元素，当其溶于奥氏体时，促使奥氏体晶粒长形成间隙固溶体的元素，当其溶于奥氏体时，促使奥氏体晶粒长 大粗化。大粗化。 Si Si、AlAl当其含量极少，仅以非金属夹杂物形式存在时，可以阻止奥氏体晶粒粗化。当其含量极少

5、，仅以非金属夹杂物形式存在时，可以阻止奥氏体晶粒粗化。 当含量足够高，作为合金元素溶入固溶体时，则促使奥氏体晶粒粗化。当含量足够高，作为合金元素溶入固溶体时，则促使奥氏体晶粒粗化。 vNiNi、CoCo、CuCu作用很不明显作用很不明显。 v 当钢当钢中碳量中碳量在中等以上时，在中等以上时，CrCr对奥氏体晶粒有对奥氏体晶粒有细化作用细化作用而而MnMn却较却较 明显的明显的促使晶粒长大促使晶粒长大。 v 但在但在低碳钢低碳钢中，中，MnMn对晶粒度有对晶粒度有细化细化作用，因此在研究普低钢时，作用，因此在研究普低钢时， 往往以锰来合金化。往往以锰来合金化。 v 我们知道，粗大的晶粒具有较低的

6、自由能，因此晶粒粗化过程我们知道，粗大的晶粒具有较低的自由能，因此晶粒粗化过程 是一个自发过程。那么为什么有的钢晶粒容易变粗而有的钢就不容易？是一个自发过程。那么为什么有的钢晶粒容易变粗而有的钢就不容易？ v 最先出现的说法为机械阻碍法：奥氏体晶粒之所以不容易长大，最先出现的说法为机械阻碍法：奥氏体晶粒之所以不容易长大， 是由于在晶界上有众多的高度弥散的化合物质点，这些质点机械的阻是由于在晶界上有众多的高度弥散的化合物质点，这些质点机械的阻 碍了奥氏体晶粒的长大。这种高度弥散的化合物，可以使一些稳定的碍了奥氏体晶粒的长大。这种高度弥散的化合物，可以使一些稳定的 碳化物、氮化物，甚至是其它非金属

7、夹杂物。碳化物、氮化物，甚至是其它非金属夹杂物。 v 另一种理论认为合金元素对奥氏体晶粒粗化的作用，是由于合另一种理论认为合金元素对奥氏体晶粒粗化的作用，是由于合 金元素溶入奥氏体之后，改变了晶界能，因而改变了奥氏体的长大倾金元素溶入奥氏体之后，改变了晶界能，因而改变了奥氏体的长大倾 向。还有一种理论则认为合金元素对奥氏体晶粒长大的影响，在很大向。还有一种理论则认为合金元素对奥氏体晶粒长大的影响，在很大 程度上取决于他们改变了原子间的结合强度，从而引起了激活能和铁程度上取决于他们改变了原子间的结合强度，从而引起了激活能和铁 的自扩散系数的变化。的自扩散系数的变化。 合金元素对过冷奥氏体分解的影

8、响合金元素对过冷奥氏体分解的影响 对过冷奥氏体稳定性的对过冷奥氏体稳定性的 影响影响 对珠光对珠光 体转变体转变 的影响的影响 对贝氏体对贝氏体 转变的影转变的影 响响 合金元素合金元素 对过冷奥氏体稳定性的影响对过冷奥氏体稳定性的影响 合金元素对C曲线的影响，一般分为两种类型： v第一类：非碳化物形成元素 钢中加入这些元素，C曲线仍 然保持与碳钢相同的形式，只是位置有所改变。 v第二类：碳化物性能元素 钢中加入这些元素以后，不但 使C 曲线位置移动，而且也是C曲线的形状改变，出现两个 鼻温，甚至使珠光体区域与贝氏区域完全分开，出现一个过 冷奥氏体极端稳定的温度区间。 根据合金钢的特点，可以把

9、过冷奥氏体的等温分解曲线 及其相应的连续冷却转变曲线分为六种基本类型。 对珠光体转变的影响 v 珠光体转变是典型的形核和长大过程。 v 研究表明，合金元素，除Co、Al以外，当其溶入奥氏体以后，均将延 迟过冷奥氏体向珠光体的转变。但是，为了完成合金奥氏体的共析分 解，除了C的扩散以外，是否需要合金元素的扩散再分配，长期以来 存在两种不同结论。 v 目前比较公认的是：在某些钢中，在渗碳体和铁素体与奥氏体之间的 界面上，合金元素却能产生再分配，但必须具有足够高的温度。 v Coates等人指出，珠光体转变可以分成两种长大方式，既有再分配 的局部平衡及无再分配的局部平衡，两者均与温度和成分有关。 v

10、 易于形成奥氏体的合金元素，将使共析温度下降，在渗碳体的溶解液 很小，促进再分配反应。强铁素体形成元素，使共析反应温度升高， 同时能固溶于渗碳体内，常常容易在较高的转变温度下出现再分配方 式的反应。 v 珠光体生长的无再分配情况，可能受奥氏体中C的体积扩散所控制， 当存在其他合金元素时，这种扩散能力降低。 v 根据合金元素的作用特点，可分为下列几种情况：根据合金元素的作用特点，可分为下列几种情况： v （1 1）CrCr、MnMn、NiNi等对贝氏体转变有较大的滞缓作用，因为这三个元素都能降低等对贝氏体转变有较大的滞缓作用，因为这三个元素都能降低- 的转变温度，有都能减小奥氏体与铁素体的自由能

11、差，从而减慢了的转变温度，有都能减小奥氏体与铁素体的自由能差，从而减慢了 的转变速度。 的转变速度。 v （2 2）SiSi虽是非碳化物形成元素，但对贝氏体转变有着颇为强烈的滞缓作用，其强烈虽是非碳化物形成元素，但对贝氏体转变有着颇为强烈的滞缓作用，其强烈 的程度甚至可与的程度甚至可与CrCr、MnMn等元素比拟。等元素比拟。 v （3 3）MoMo、V V、W W等元素的作用不同于等元素的作用不同于CrCr、MnMn，因为这些元素不是降低，因为这些元素不是降低-转变温度，转变温度， 而是使之升高；不是减小奥氏体与铁素体的自由能差，而是加大，所以对而是使之升高；不是减小奥氏体与铁素体的自由能差

12、，而是加大，所以对-转转 变只有加速而没有滞缓作用。但其对贝氏体转变的滞缓作用，由于其降低了变只有加速而没有滞缓作用。但其对贝氏体转变的滞缓作用，由于其降低了C C的扩散的扩散 速度，因而显得十分微弱。如图速度，因而显得十分微弱。如图3-103-10所示，当钢中的所示，当钢中的MoMo由由0.017%0.017%增大到增大到0.77%0.77%时，珠时，珠 光体的孕育期被强烈的推迟，而贝氏体转变的变化很小。光体的孕育期被强烈的推迟，而贝氏体转变的变化很小。 v 加入合金元素以后，贝氏体转变温度范围也将有所变化。凡使加入合金元素以后，贝氏体转变温度范围也将有所变化。凡使-转变温度降低转变温度降低

13、 的合金元素，也将降低贝氏体转变温度，反之亦然。的合金元素，也将降低贝氏体转变温度，反之亦然。 微量元素微量元素 在周期表在周期表 中的位置中的位置 微量痕迹微量痕迹 元素对钢元素对钢 性能的有性能的有 害影响害影响 微量元素微量元素 对钢的有对钢的有 益效应益效应 钢的微合钢的微合 金化金化 钢中常用微量元素在周期表中的位置如表所列。其中钢中常用微量元素在周期表中的位置如表所列。其中 v 为常用微合金化元素；为常用微合金化元素； v 为偶用微合金元素；为偶用微合金元素； v 为净化、变质和控制夹杂物形态的元素；为净化、变质和控制夹杂物形态的元素； v 为改善切削性的元素；为改善切削性的元素；

14、 v 为痕迹有害元素。为痕迹有害元素。 族族 周期周期 ABBBAAAA 2BN 3PS 4CScTiVAsSe 5YZrNbSnSbTe 6LaLu HfTaPBi 7AcLr v与痕迹元素相联系的有害效应包括热塑性的降低、与痕迹元素相联系的有害效应包括热塑性的降低、 不同形式的脆性以及在淬透性、可焊性和耐蚀性不同形式的脆性以及在淬透性、可焊性和耐蚀性 上有害效应。目前许多研究涉及高质量的不锈钢上有害效应。目前许多研究涉及高质量的不锈钢 或镍基合金，例如选择钢中的合金元素以得到不或镍基合金，例如选择钢中的合金元素以得到不 同性能，从而使痕迹元素的有害影响变为关键问同性能，从而使痕迹元素的有害

15、影响变为关键问 题。题。 v当前对痕迹元素有害影响的研究主要集中在晶界当前对痕迹元素有害影响的研究主要集中在晶界 的行为和成分上。其动态再结晶能力是至关重要的行为和成分上。其动态再结晶能力是至关重要 的。如果有害痕迹元素存在水平高于的。如果有害痕迹元素存在水平高于ppmppm范围，那范围，那 么即使在低变形下，晶界也会断裂。这些效应可么即使在低变形下，晶界也会断裂。这些效应可 以通过完全去除有害痕迹元素或者添加一定的有以通过完全去除有害痕迹元素或者添加一定的有 益痕迹元素来抵消。益痕迹元素来抵消。 v 微量元素在钢中的有益效应，可以归纳为四个方面：（微量元素在钢中的有益效应，可以归纳为四个方面

16、：（1 1） 净化作用；（净化作用；（2 2）变质作用；（）变质作用；（3 3）控制夹杂物形态；（）控制夹杂物形态；（4 4） 微合金化作用。微合金化作用。 净化作用净化作用 控制夹杂物形态控制夹杂物形态 钢的微合金化钢的微合金化 微量元素微量元素 在钢中的在钢中的 作用作用 变质作用变质作用 v B B、ERER元素通过在钢液中复杂的物理化学过程，元素通过在钢液中复杂的物理化学过程， 改变钢的凝固过程和铸态组织。他们与钢液反应，改变钢的凝固过程和铸态组织。他们与钢液反应， 形成微细质点，在凝固过程中促进非自发形核，形成微细质点，在凝固过程中促进非自发形核， 降低形核功，增大形核率。他们都是表

17、面活性元降低形核功，增大形核率。他们都是表面活性元 素，吸附在正在长大的固态晶核表面，形成薄膜，素，吸附在正在长大的固态晶核表面，形成薄膜， 阻碍了晶体生长所需的原子供应，从而降低了晶阻碍了晶体生长所需的原子供应，从而降低了晶 体长大率。由于这些原因，加体长大率。由于这些原因，加B B和和ERER元素可以抑制元素可以抑制 柱状晶的成长，细化铸态组织，进而减少枝晶偏柱状晶的成长，细化铸态组织，进而减少枝晶偏 析和区域偏析，改善钢的化学成分的均匀性。另析和区域偏析，改善钢的化学成分的均匀性。另 外，稀土元素增大钢的流动性，改进钢锭的致密外，稀土元素增大钢的流动性，改进钢锭的致密 度，减少热裂等，其

18、结果有效的改善铸锭冶金质度，减少热裂等，其结果有效的改善铸锭冶金质 量以及变形后的钢材质量。量以及变形后的钢材质量。 夹杂物形态的控制夹杂物形态的控制 v （二）夹杂物最理想的形态是呈球状，最坏的是共晶体杆状物。但在（二）夹杂物最理想的形态是呈球状，最坏的是共晶体杆状物。但在 轧钢时，由于塑性变形，他们都被拉长。夹杂物的塑性是温度和成分轧钢时，由于塑性变形，他们都被拉长。夹杂物的塑性是温度和成分 的函数。因为操作条件和其他冶金因素决定了轧制温度，故控制塑性的函数。因为操作条件和其他冶金因素决定了轧制温度，故控制塑性 的唯一方法就是改变夹杂物的成分、使他变硬，所有夹杂物形态控制的唯一方法就是改变

19、夹杂物的成分、使他变硬，所有夹杂物形态控制 元素都是这样起作用的。元素都是这样起作用的。 v MnSMnS有三种形态：有三种形态： v 型型MnSMnS，呈球状。当钢中含氧量大于，呈球状。当钢中含氧量大于0.02%0.02%（wt%wt%）时形成。即一般）时形成。即一般 沸腾钢中具有这种形态。沸腾钢中具有这种形态。 v 型型MnSMnS，呈枝晶间共晶形态，当钢中含氧量小于，呈枝晶间共晶形态，当钢中含氧量小于0.01%0.01%时形成。即一时形成。即一 般镇静钢中具有这种形态。般镇静钢中具有这种形态。 v 型型MnSMnS呈不规则的角状质点形态。在完全脱氧钢中形成这种形态。呈不规则的角状质点形态

20、。在完全脱氧钢中形成这种形态。 v 型、型、型型MnSMnS在轧钢时将变成椭圆形；在轧钢时将变成椭圆形；型型MnSMnS共晶团在轧制时共晶团在轧制时 将转动到轧制平面方向上，引起钢材横向的塑性和韧性急剧下降。这将转动到轧制平面方向上，引起钢材横向的塑性和韧性急剧下降。这 种类型的种类型的MnSMnS是十分有害的，因而需要控制含氧量，并加入强硫化物是十分有害的，因而需要控制含氧量，并加入强硫化物 形成元素来控制其形态。形成元素来控制其形态。 夹杂物形态的控制夹杂物形态的控制 v（三）硫化物形态控制方法三）硫化物形态控制方法 v（1 1）加）加MnMn 钢的热脆性主要与晶界出现硫化铁薄膜有关。钢的

21、热脆性主要与晶界出现硫化铁薄膜有关。MnMn与与S S形成高熔点相，这种形成高熔点相，这种 相的表面能使相的表面能使S S不会再沿铁的晶界分布。不会再沿铁的晶界分布。 v（2 2）控制脱氧）控制脱氧 实验观察到虽然第实验观察到虽然第1 1类硫化锰的塑性较低，但在热轧后，钢的性能并类硫化锰的塑性较低，但在热轧后，钢的性能并 不比不比型差。这样，硫化物的形状可以通过控制脱氧来控制，以保持含氧量在型差。这样，硫化物的形状可以通过控制脱氧来控制，以保持含氧量在0.02%0.02%以以 上。上。 v（3 3）完全脱氧）完全脱氧-加加ZrZr 用用AlAl脱氧的直接后果是硫化物形态变成脱氧的直接后果是硫化

22、物形态变成型，并使所有存型，并使所有存 在的氧都变成固态在的氧都变成固态Al2O3Al2O3。用铝脱氧的目的是控制晶粒大小，改善冲击韧性，但也带来。用铝脱氧的目的是控制晶粒大小，改善冲击韧性，但也带来 一个副作用，即产生高度可塑性的硫化物。只有通过进一步的硫化物形态控制技术，一个副作用，即产生高度可塑性的硫化物。只有通过进一步的硫化物形态控制技术， 才能改变这一作用。加才能改变这一作用。加ZrZr可以实现这一目的。可以实现这一目的。 vZrZr 除了是硫化物、氧化物形成元素以外，也是强氮化物、碳化物形成元素。除了是硫化物、氧化物形成元素以外，也是强氮化物、碳化物形成元素。ZrZr 的加的加 入量至少要达到下列数值：锆（最佳值）入量至少要达到下列数值：锆（最佳值）=6.5=6.5（N%N%）+1.6+1.6