钢的合金化原理

转变开始线 M+过冷A
Mf
M
1 10 102 1031 Nhomakorabea4时间(s)
具有铁素体-珠光体组织的低合金钢和微合金化钢的 屈服强度的极限约为460MPa。与相同碳含量的铁 素体-珠光体组织钢相比具有更高的强度和良好的韧 性。利用贝氏体相变强化，钢的屈服强度可达到 490MPa ~780MPa。
γ→α转变曲线在 600℃ 左右出现 “河湾”形状。 此 拖曳作用还显著降 低贝氏体相变驱动 力及贝氏体相变温 度，细化贝氏体尺 寸。
（2）形成铁基间隙固溶体 ①对 α-Fe，间隙原子优先占据的位置是八面体 间隙。 ②对 γ-Fe ，间隙原子优先占据的位置是八面体 或四面体间隙。 ③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。
I 、溶质原子造成球对 称的点阵畸变，其强 化约为G/10 II、溶质原子造成非 球对称的点阵畸变， 其强化约为G的几倍。 注：G为剪切模量。
规律性（按晶格类型分类） 当rc/rMe >0.59时，碳与合金元素形成一种复杂 点阵结构的碳化物。Cr、Mn、Fe属于这类元素， 它们形成下列形式的碳化物：Cr23C6、Cr7C3、 Fe3C。 当rc/rMe ≤0.59时，形成简单点阵的碳化物（间 隙相）。Mo、W、V、Ti、Nb、Ta、Zr均属于 此类元素，它们形成的碳化物是：MeX型（WC、 VC、TiC、NbC、TaC、ZrC）和Me2X型 （W2C、Mo2C、Ta2C）。
☆对高温转变（珠光体转变）的影响
非碳化物形成元素Co和Ni等提高碳在奥氏体 中的扩散速度，增大奥氏体的形成速度。Si、 Al、Mn等对碳在奥氏体中的扩散速度影响 较小，故对奥氏体的形成速度影响不大。 强碳化物形成元素Cr、Mo、W、V等与碳 的亲和力较大，显著妨碍碳在奥氏体中的扩 散，大大减慢了奥氏体的形成速度。
（3）对低温转变（马氏体转变）的影响
合金元素的作用表现在对马氏体点Ms~Mf温 度的影响，并影响钢中残留奥氏体含量及马 氏体的精细结构。
除Co、Al以外，绝大多数合金元素都使Ms 和Mf下降。
除了固溶强化、第二相、以及对热 处理的影响以外，还能干什么？
五、对晶界进行钉扎（细化晶粒）
• 通过加入钛和铌形成TiN或Nb(C,N)，它们 在高温下非常稳定，其弥散分布对控制高 温下的晶粒长大有强烈的抑制作用。 • 微量铌（w≤0.06%）形成的Nb(C,N) 阻止 奥氏体晶粒长大作用可达1150℃； • 微量钛（w≤0.02%）以TiN从高温固态钢中 析出，呈弥散分布，对阻止奥氏体晶粒长 大很有效。
碳化物的特性 硬度大、熔点高（可高达3000℃），分解 温度高（可达1200℃）； 间隙相碳化物虽然含有50%~ 60%的非金 属原子，但仍具有明显的金属特性； 可以溶入各类金属原子，呈缺位溶入固溶 体形式，在合金钢中常遇到这类碳化物。 如：Fe3W3C、Fe4W2C、Fe3Mo3C等。
• • • • •
固溶强化 第二相强化 相稳定性 影响扩散过程 影响晶粒的长大
强化效果除了和原子尺寸有关，还和畸变是否对称有关
固溶的合金原子：除了固溶强化外， 还能干什么？
二、合金元素与铁的相互作用
（1）γ相稳定化元素
① 扩展γ相区
虽然γ相区也随合金元素的加入而扩大，但由于合金元素与αFe和γ-Fe均形成有限固溶体，并且也使A3（GS线）降低，A4 （JN线）升高，但最终不能使γ相区完全开启。 这类合金元素主要有C、N、Cu、Zn、Au等。γ相区借助C及 N而扩展，当C含量在0~2.11%（重量）范围内，均可以获得 均匀化的固溶体（奥氏体），这构成了钢的整个热处理的基础。
※形成碳化物 规律性（按强弱分类）: 碳化物形成元素包括Fe、Mn、Cr、W、Mo、V、 Nb、Ti、Zr等。碳化物是钢中主要的强化相。 碳化物形成元素均位于Fe的左侧。 非碳化物形成元素包括Ni、Si、Co、Al、Cu、N、 P、S等，与碳不能形成碳化物，但可固溶于Fe形 成固溶体，或形成其它化合物，如氮化物等。非 碳化物形成元素均处于周期表Fe的右侧。
加入Me的主要目的：使钢具有更优异的
使用性能
力学性能 耐腐蚀性、耐热性
强 度
塑 性
韧 性
耐 腐 蚀 性
耐热性
热 强 性
抗 氧 化 性
工艺性能
铸 造 性 能 锻 压 性 能 焊 接 性 能 热 处 理 性 能 切 削 性 能
一、固溶强化
（1）形成铁基置换固溶体 ①Ni、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α-Fe为基的无限固溶体。 ②Mo和W只能形成较宽溶解度的有限固溶体。如αFe(Mo)和α-Fe(W)等。 ③Ti、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。
对中温转变（贝氏体转变）的影响 合金元素对贝氏体转变的作用是通过对γ→α 转变和碳原子的扩散的影响而起作用。 首先表现在对贝氏体转变上限温度BS点的影 响。碳、锰、镍、铬、钼、钒、钛等元素都 降低BS点，使得在贝氏体和珠光体转变温度 之间出现过冷奥氏体的中温稳定区，形成两 个转变的C曲线。
除了固溶强化和形成第二相以外， 还能干什么？
四、合金元素对热处理的影响
Me对C扩散激活能和扩散系数的影响
碳化物形成元素如Cr、Mo和W等降低C的活 度，扩散变得困难（使扩散激活能升高扩散 系数下降）。 非碳化物形成元素如Ni、Co等提高C的活度， 扩散变得容易（使扩散激活能下降，扩散系 数升高）。
孕育期
Incubation Period 转变开始线与纵坐标轴之 间的距离，表示在各不同 温度下过冷奥氏体等温分 解所需的准备时间。 鼻子----C 曲线上转变开始线的突出 部，孕育期最短的部位。 转变开始、终了线 从S曲线(a)到C曲线(b)
鼻子
孕育期
转变开始
转变终了
☆需要同时考虑到以下因素
②封闭γ相区(无限扩大α相区) 当合金元素达到某一含量时，A3与A4重合，其 结果使 δ 相与 α 相区连成一片。当合金元素超过 一定含量时，合金不再有 α-γ 相变，与 α-Fe 形成 无限固溶体（这类合金不能用正常的热处理制 度）。
T℃ ↑
δ
A G 912 ℃
E
1148℃ F A+ Fe3C
（a）位错绕过第二相粒子的机制
（b）Ni合金中位错绕过Ni3Ai相的电镜照片
第二相强化机制比较复杂，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。合金元素的作用主要是为形成所 需要的第二相粒子提供成分条件。
A3
A+F F Q
Acm S A1
727℃ K
P
F + Fe3C → C%
Fe
Fe3C
Cr，W，Mo，V，Ti，Si等缩小g相区的合金元素均使g相区 逐渐呈楔形，且当其含量达到某一临界值后使g相区消失。
例如8.2%Mo，12%W，4.5%V，1%Ti，20%Cr，8.5％Si 使g相区消失。
T℃ ↑
A G 912 ℃
E
1148℃ F A+ Fe3C
A3
A+F F Q
Acm S A1
727℃ K
P
F + Fe3C → C%
Fe
Fe3C
奥氏体体稳定元素
扩大g相区，与Fe形成有限 固溶体，如C，N，Cu 开启g相区，与Fe形成无限固 溶体，如Mn，Ni，Co
（2）α相稳定化元素 促使铁素体形成，即缩小 了γ相区。 ①缩小γ相区 合金元素使A3升高，A4下降，使γ相区缩小但 不能使其完全封闭。 这类合金元素有：B、Nb、Zr、Ta等。
δ
A G 912 ℃
E
1148℃ F A+ Fe3C
A3
A+F F Q
Acm S A1
727℃ K
P
F + Fe3C → C%
Fe
Fe3C
(i)
(ii)
三、形成第二相
可变形微粒的强化作用（位错切过机制）
（a）位错切割第二相粒子的机制
位错切割第二相的电镜照片
不可变形微粒的强化作用——奥罗万机制（位错绕过机制）
二、合金元素与铁的相互作用
②开启γ相区(无限扩大γ相区) 这类合金元素主
要有Mn、Ni、Co等。如果加入足够量的Ni或 Mn，可完全使体心立方的α相从相图上消失， γ相保持到室温（即A1点降低），故而由γ相 区淬火到室温较易获得亚稳的奥氏体组织， 它们是不锈钢中常用作获得奥氏体的元素。
T℃ ↑
δ
奥氏体和铁素体的稳定性
电负性
形成渗碳体的难易程度
扩散
间隙原子C扩散速度比置换形式的合金原子快的多！
温度 (℃) 800 700 600 500 400 300 200 100 0 -100 0
孕育期
过 冷 + 奥 产 氏 体 区 过冷A
Ms
稳定奥氏体区
过冷 A 过冷A 转变终了线 物 区
A1 A1～550℃;高温转变区 产 扩散型转变; P 转变区。 物 区 550～230℃;中温转变区 半扩散型转变; 贝氏体( B ) 转变区; 230～ - 50℃; 低温转变区 无扩散型转变; 马氏体 ( M ) 转变区。