钢中碳化物的相间析出

通常，对于工业用钢，碳化物的弥散硬化和二次硬化的利用，都是在调质状态下实现的。但是，在控制轧制条件下使用的非调质高强度钢中，人们却利用添加少量Nb、V等强碳化物形成元素，有效地提高了钢的强度。之所以如此，是由于钢在冷却过程中从奥氏体中析出了细小的特殊碳（氮）化物。透射电子显微镜观察表明，这种化合物的直径约为50?，而且比较规则的一个面接一个面的排列分布。后来研究又发现，这种碳（氮）化物是在奥氏体-铁素体相界面上形成的，因此将这种转变称为“相间析出”（interphas precipitation）。相间析出的结果也是由过冷奥氏体转变为铁素体与碳化物的机械混合物。由于这种转变发生在珠光体与贝氏体形成温度之间，因而研究这种转变，不仅对非调质钢的强化有实际价值，而且对搞清珠光体和贝氏体转变机理也有一定意义。

（一）相间析出产物的形态和性能

含有强碳（氮）化物形成元素的低碳合金钢的奥氏体，在冷却过程中有可能首先发生碳（氮）化物的析出，因为析出是在奥氏体与铁素体相界面上发生的，所以把这一过程称为相间析出。

1、组织形态

钢中的相间析出的转变产物，其显微组织在低倍的光学

2、性能

在Fe-C合金中，相间析出转变产物的硬度，介于铁素体或珠光体与贝氏体之间。但对于低碳合金钢，其硬度可以高于贝氏体。相间析出转变产物的强度由三种因素决定，1细晶强化；2固溶强化；3沉淀强化。在三种强化因素中，以沉淀强化的贡献最大，细晶强化次之，而固溶强化的贡献最小。低碳V钢相间析出转变产物的强度，主要是由碳化物弥散强化贡献的，晶粒细化也有较大的贡献，但固溶强化的贡献较小。同时，在同种类钢中，随着转变温度的降低，由于

碳化物细化和面间距离减小而使强度增高；在相同转变温度下，钢的碳含量和V 含量越高，碳化物析出量增大，强度也随之增高。

（二）相间析出机制

奥氏体化的低碳合金钢，迅速冷致A 1点以下，贝氏体

形成温度以上的区间恒温保持，首先在奥氏体晶界上形成铁素体。在奥氏体-铁素体界面上奥氏体这一侧，因为铁素体的析出，而使C 浓度增高，如图所示（图中左边的剖面线部分，代表已析出铁素体，右边部分代表奥氏体，其中的曲线表示奥氏体中的C 浓度变化）。由于相界处奥氏体C 浓度增高，铁素体继续长大受到了抑制。如果在C 浓度最高的奥氏体-铁素体界面上析出碳化物，将界面上奥氏体一侧的C 浓度降低，如图所示，图中间断线代表析出的碳化物颗粒。由于碳化物的析出，增大了奥氏体析出铁素的驱动力，而使铁素体转变继续进行，相界面奥氏体中推移。铁素体析出后，又提高了界面上奥氏体C 浓度，奥氏体中碳分布，又回复到转变初期的状态。因为转变温度较低，合金元素可能扩散的距离伴随碳化物相间析出的奥氏体向铁素体转变示意图

a)铁素体从奥氏体中析出后的奥氏体中C 浓度分布 b)碳化物析出后奥氏体中C 浓度分布 c)同

(a)

很小，加之钢含碳量又低，单位体积中可能提供的C 原子数量很少，所以从奥氏体中在相界上析出的特殊碳化物，只能呈细小粒状分布。这种铁素体与细粒状特殊碳化物交替反应，使过冷奥氏体分解连续进行。

相间析出的碳化物，与铁素体有一定的晶体位向关系，譬如对V 钢为：

{100}VC ‖{100}a ，<110>VC ‖<100>a

说明了相间析出的碳化物，是在奥氏体-铁素体界面上成核和按共格或半共格关系在铁素体长大的。

在相间析出过程中，铁素体和碳

化物的长大，可按下图所示台阶长大

模型来说明。碳化物颗粒在奥氏体-铁

素体界面上成核，并在铁素体中长大。

铁素体向横向和纵向两个方向按台阶

长大。有时可能纵向长大一个较宽的

区域后再在奥氏体-

铁素体相界面上相间析出形核长大示意图

亚共析钢中碳化物相间析出的立体模型

0.23%C,0.85%V 钢过冷奥氏体

等温转变动力学图形

形成碳化物晶核，而后又连续出现几个较窄的铁素体带。

由于相间析出的特殊碳化物，不规则分布在曾经是奥氏体-铁素体界面的平面上，因此相间析出转变产物的立体模型，可以表达如下图所示的状态。从图中A的方向观察，可以看到析出物的微粒，平行分布在原奥氏体-铁素体界面上；从B方向观察，看到的析出物微粒，则呈不规则分布。（三）相间析出条件

低碳钢经加热奥氏体后缓冷却，在一个相当大的冷却速度范围内，将转变为先共析铁素体加珠光体。对于含特殊碳化物形成元素Mo、V、Nb、Ti等的低合金钢，从奥氏体状态缓慢冷却时，除析出铁素体外，还析出特殊碳化物（如Mo2C、VC、NbC、TiC等），即发生相间析出，其析出温度范围约在800~500℃之间。由于这种碳化物细小弥散，将使钢的硬度、强度增高。

在等温条件下，低碳合金钢相间析出的转变动力学曲线，与珠光体转变相似，也具有“C”形的特征，如图所示。图中的实线为相间析出动力学曲线。可以看出，相间析出是在一定的温度范围内发生的，而且转变温度较高或者较低时，都使相间析出的速度减慢。因此，这种相变符合扩散型

相变的成核、长大规律。

在连续冷却条件下，低碳

合金钢的连续冷却转变图形，

0.2%C,0.5%V钢的连续冷却转变图

如下图所示。图中的虚线表示特殊碳化物析出线。可以看出，

如果冷却速度过慢，在较高温度下通过的时间过长，由于特

殊碳化物的聚集长大而粗化，会使钢的硬度、强度降低。如

果冷却速度过快，即在可发生相间析出的温度内通过的时间

过短，细小碳化物来不及形成，过冷奥氏体将转变为先共析

铁素体和珠光体以及贝氏体，也会使钢的硬度、强度降低。

因此，对于低碳合金钢，必须根据钢的成分、奥氏体温度（或轧制温度），控制钢材的冷却条Array件，使其在合适的温度和时间范围内

发生相间析出，才能获得良好的强化

效果。目前这种方法已用于工业生产。

相间析出能否发生，主要γ→α

决定于转变进行时的温度。下图为碳

钢或铁碳合金相间析出的温度范围，

碳钢相间析出温度范围

不同含碳量的钢的相间析出温度不同，含碳低时范围较宽，

为700~450℃，含碳高时较窄，如0.8%C为520~450℃。钢

中不形成片状珠光体而发生相间析出的可能原因是：当温度

较高时，首先析出先共析铁素体。由于铁素体的不断析出，

未转变的奥氏体的碳浓度将增至共析成分，则可转变为片状

珠光体。与此相反，当转变温度较低时，碳原子在奥氏体中

扩散不充分，故将在γ/α界面的奥氏体一侧蓄积起来，使

未转变的奥氏体的平均成分达不到共析成分，而当界面一侧

的奥氏体的碳浓度高于ESEˊ线时，渗碳体颗粒将在γ/α界面上析出。所以相间析出能否发生主要决定于转变时的温度，温度较高形成珠光体，温度过低形成上贝氏体。

思考题

1、简述珠光体的形貌特征，片间离不同的珠光体在光学显微镜和电子显微镜下的形态特征。

2、何谓珠光体团、珠光体晶粒。以Fe3C为领先相说明珠光体团的形成过程，并说明奥氏体向珠光体转变过程中碳的扩散规律。

3、说明粒状珠光体的形成过程（渗碳的球化机理和片状渗碳体的断裂过程）。

4、说明亚共析钢中先共析铁素体的形态特征与钢的含碳量之间的关系。

5、试从经典结晶理论说明奥氏体向珠光体转变动力学曲线具有“C”字形。

6、从碳化物形成和转变两个方面说明合金元素对“C”曲线左右移动的影响。

7、简述影响珠光体转变动力学的因素。

8、说明钢中碳化物的相间析出机制，相间析出条件及相间析出产物的组织形态。

（2）中温范围的转变（上贝氏体）

在350~550℃的中间温度范围内转变时，转变初期与高温范围的转变基本一样。但此时的温度已比较低，碳在奥氏体中的扩散已变得困难，通过界面由贝氏体铁素体扩散进入奥氏体中的碳原子已不可能进一步向奥氏体纵深扩散，尤其是板条铁素体束两相邻铁素体条之间的奥氏体中的碳更不可能向外扩散。故界面附近的奥氏体，尤其是两铁素体条之间的奥氏体中的碳将随贝氏体铁素体的长大而显著升高，当超过奥氏体溶解度极限时，将自奥氏体中析出碳化物而形成羽毛状的上贝氏体。

（3）低温范围的转变（下贝氏体）

在350℃以下转变与上述转变有较大的差异。由于温度低，初形成的铁素体的碳含量高，故贝氏体铁素的形态已由

板条状转变为透镜片状。此时，不仅碳原子已难以在奥氏体中扩散，就是在铁素体中也难以作较长距离的扩散，而贝氏体铁素中的过饱和度又很大。而碳原子又不能通过界面进入奥氏体，只能以碳化物的形式在贝氏体铁素体内部析出。随着碳的析出，贝氏体铁素体的自由能将下降以及比容的缩小所导致的弹性应变能的下降，将使已形成的贝氏体铁素片进一步长大，得到下贝氏体组织。

（4）粒状贝氏体的形成

一般认为在某些低碳钢中出现的粒状

贝氏体是由无碳化物贝氏体演变而来的。当

无碳化物贝氏体针长大到彼此汇合时，剩下

的小岛状奥氏体便为铁素体所包围沿铁素

体条间呈条状断续分布。因钢碳含量较低，

剩余奥氏体的碳含量也不超过其溶解度极限，故不会析出碳化物，这就形成了粒状贝氏体。

（5）贝氏体的亚基元

（6）切变机制存在的问题

1）为什么贝氏体转变所引起的浮凸不同于马氏体所引起的浮凸。

2）为什么贝氏体铁素体与奥氏体之间的晶体学位向关系不同于马氏体与奥氏体之间的位向关系。

3）为什么透镜片状贝氏体铁素体中没有孪晶。

4）为什么下贝氏体中的碳化物的分布与回火马氏体中碳化物分布明显不同。

5）按切变机制，贝氏体铁素体应是片状，但为什么上贝氏体铁素体接近针状。

（三）贝氏体转变的台阶机制

Aaronson等人强调贝氏体是非层状共析反应产物，亦即贝氏体转变是一种特殊的共析反应。他们认为，贝氏体转变与珠光体转变或马氏体转变不同，是通过台阶机制长大的。

台阶的水平面为α-γ的半共格界

面，界面两侧的α与γ有一定的位向

关系，在半共界面上存在着柏氏矢量与

界面平行的刃型位错。界面由位错和台

阶组织成。台阶的端面为非共格界面。

这样的界面活动能力很高，易于向侧面

移动，从而使水平面向上推移。

珠光体、贝氏体、马氏体转变主要特征

内容珠光体转变贝氏体转变马氏体转变温度范围高温中温低温

转变上限温度A1B S M S

领先相渗碳体或铁

素体

铁素体

形核部位奥氏体晶界上贝氏体在晶

界

下贝氏体大多

在晶内

转变时点阵切变无？有

碳原子的扩散有有基本上无

铁及合金元素原

有无无子的扩散

等温转变完全性完全视转变温度定不完全

转变产物α+Fe3Cα+Fe3C(ε)α′

（一）贝氏体的强度（硬度）

影响贝氏体强度的因素有：

1、贝氏体铁素体条或片的粗细

如果将贝氏体条（片）的大小看作

是贝氏体的晶粒，则可用Hall-Petch

的关系式估算贝氏体的强度。即贝氏体

铁素体的晶粒直径越细小，则其强度越高。

2、弥散碳化物质点

下贝氏体中碳化物颗粒较小，颗粒数量也较多，所以碳

化物对下贝氏体强度的贡献也较大；而上贝氏体中碳化物颗

粒较粗，且分布在铁素条间，分布极不均匀，所以上贝氏体

的强度要比下贝氏体低得多。

3、其它因素的强化作用

对贝氏体的强化，铁素体

晶粒的细化强化和碳化物的

弥散强化是主要的。其它如碳

和合金元素的固溶强化和位

错亚结构的强化，也有一定的

作用。

综上所述，影响贝氏体强度的几种因素都与贝氏体形成温度有关，并且都随形成温度降低，作用增强。所以贝氏体的强度随形成温度降低而增强。

（二）贝氏体的韧性

可以看出下贝氏体的韧性优于上贝氏体。从整体上看随贝氏体的形成温度的降低，强度的逐渐增加，韧性并不降低，反而有所增加，这是贝氏体组织力学性能变化的重要特点，也是人们对贝氏体组织感兴趣的主要原因。

在相同强度的基础上，比较贝氏体组织与回火马氏体的韧性时情况比较复杂，大致可作如下估计：

1）在下贝氏体形成温度范围的中、上区域形成的贝氏体的韧性优于同强度马氏体的韧性。

2）在具有回火脆性的钢中，贝氏体的韧性高于回火马氏体的韧性。

3）在高碳钢中，回火马氏体的韧性低于同强度贝氏体

的韧性。

另外，由于钢的淬透性的不同，某些钢淬火时往往获得马氏体和贝氏体混合组织。对这种混合组织的韧性研究的结果表明：马氏体和贝氏体混合组织的韧性优于单一马氏体和单一贝氏体组织的韧性。这是由于先形成的贝氏体分割原奥氏体晶粒，使得随后形成的马氏体条束变小。这一结论已在生产上得到应用。

钢中的碳化物

白口铸铁中碳化物的类型根据碳化物的结晶点阵形式，碳化物可分为两大类型： 1．简单密排结构的间隙碳化物当r C/r M<0.59时，碳原子处在简单的点阵间隙之间，形成不同于原金属结晶点阵的间隙相。这类金属元素是Mo、W、V、Ti、Nb、Zr，形成的碳化物有： MC型——WC、VC、TiC、NbC、ZrC M2C型——W2C、Mo2C 如果同时存在多种过渡族金属元素，将形成复杂的碳化物。在满足点阵类型、电化因素和尺寸因素三条件时，其中的金属原子可互相置换，如TiC–VC系形成(Ti、V)C；VC–NbC系形成(Nb、V)C；TiC–ZrC系形成(Ti、Zr)C等。 MC型碳化物中的金属原子M具有面心简单六方结构，其中八面体间隙相都被碳原子占领，所以，M：C=1：1，晶体为NaCl型结构。 M2C碳化物具有密排六方结构，例如：W2C、Mo2C、V2C、Nb2C，碳原子处于四面体的空隙中。 2．复杂密排结构的间隙碳化物当r C/r M>0.59时，碳不可能与金属元素形成简单密排的间隙相，而是形成一种结晶点阵复杂的间隙化合物。Cr、Mn、Fe的碳化物属于复杂密排结构，其中M23C6、M6C为复杂立方、M7C3为复杂六方、M3C为斜方点阵。常见到的复杂密排结构的碳化物为 M3C型——Fe3C、Mn3C或(Cr、Fe)3C，简称K c； M7C3型——Cr7C3、Mn7C3或(Cr、Fe)7C3，简称K2； M23C6型——Cr23C6、Mn23C6，及三元碳化物Fe21W2C6、Fe21Mo2C6、(Cr、Fe)23C6，简称K1； M6C型——Fe3W3C、Fe4W2C、Fe3Mo3C、Fe4Mo C等三元碳化物。 (1)M3C型碳化物：最常见的是普通白口铸铁中的渗碳体(Fe3C)。渗碳体的晶体结构为斜方晶格，晶格常数a=0.45144μm，b=0.50787μm，c=0.67287μm。渗碳体的晶体结构见图1所示。在每个碳原子外围都有六个铁原子，它们构成八面体，各八面体的轴彼此倾斜一个角度形成菱晶。因为每个八面体内部都有一个C原子，而每个Fe原子都同时属于两个八面体，因此正好满足分子式中Fe3C的Fe/C原子比。一个渗碳体的空间八面体的投影为菱形的链状结构(见图2)。从整体看，菱形面之间互相平行，呈层状排列。在每个菱晶中，Fe–C原子由共价键连接，它是由四个碳原子的共价电子和四个最近位于菱晶顶尖的铁原子3d电子来实现的。其余的两个铁原子处于邻近的菱晶中，在那里，铁原子与下一个碳原子的距离较小，因而在各层上便具有了牢固的联系。此外铁和碳之间的电负性差更增强了Fe–C的结合，故Fe–C结合强度约为Fe–Fe结合强度的两倍。而层与层之间则由铁原子之间的金属键连接，层间的结合力弱，使渗碳体形成强烈的各向异性。往铁碳二元合金中加入第三元素，可使Fe–C键的强度发生变化。使Fe–C键增强的元素促进渗碳体更稳定；而使Fe–C键变弱的元素，Fe–C键容易断开，削弱渗碳体稳定，结果促进石墨化。

钢中常见元素的存在状态

钢中常见元素的存在状态一、碳碳是钢铁中的主要成分之一，是钢铁分类的重要依据，一般含水量碳量在1。7%以下者为钢，大于1。7%为铁。碳在钢中主要以碳化铁Fe3C和合金元素的碳化物状态存在，如Mn3C、Cr3C2、WC、TiC、NbC等，以这种形式存在的碳，称为化合碳。游离碳包括无定型碳、石墨碳和退火碳等。当碳含水量增加时，其强度和硬度随之增加，而塑性和延展性随之降低，使钢脆且难以加工；反之，随着碳含量的减少，钢的韧性得到增强且易切削加工。二、硅硅要钢中主要以固溶体状态存在，其形式为FeSi或更复杂的化合物FeMnSi，也有少部分硅酸盐状态的夹杂物，在高碳硅钢中可能有少量SiC形成。硅和氧的亲和力仅次铝和钛，而强于锰、铬和钒，所以在炼钢过程中，硅用作还原剂和脱氧剂。硅还能增强钢的抗张力、弹性、耐热性，又能增大钢的电阻系数。故钢中含硅量一般不小于0。10%，作为一种合金元素来考虑，一般不低于0。40%，而硅金刚中含硅量可高达4%以上。三、锰锰在钢中主要以固溶体和MnS状态存在，当生成MnS后有多余的锰时，也可组成Mn3C，此外，也有少量的MnSi、FeMnSi等存在。锰在炼钢中通常作脱氧剂和脱硫剂而特意加入。锰和硫作用可防止热脆，从而提高钢的可锻性。锰在钢中一般含量0。3~0。8%，含量超过0。8%即作锰合金钢。当锰钢中锰含量超过10%时，特别耐磨。四、磷磷在钢中主要以固深体、磷化物（Fe2P、Fe3P、FeP）及少量磷酸盐夹杂物的状态存在，常呈析离状态。磷在钢中的分布具有不同程度的偏析现象，所以在取样时应注意代表性。磷通常是钢铁中的有害元素，如Fe3P是一种很硬的物质，易发生冷脆现象影响钢的性能。但在某些情况下，磷能改善钢材的切削性能，故易切钢也要求有较高的磷含量。五、硫硫在钢中主要以MnS和FeS状态存在，它易使钢产生热脆，使钢的机械性能降低，同时对钢的耐蚀性、可焊性不利，因此硫是钢的有害元素之一，在普通钢中硫的含量不超过0。05%优质结构钢、工具钢中不超过0。045%或0。05%，高级优质钢中不超过0。020%，但在易切削和高锰钢中硫含量可以高些。硫在钢中易偏析，因此取样时必须注意代表性。六、铬铬在钢中的状态较为复杂，有金属状态、碳化物、硅化物、氮化物、氧化特等状态，其中以铬的碳化物状态较为稳定。铬是合金元素中应用最广泛的元素之五，铬能提高钢的机械性能和耐磨性，也可增加钢的淬透性及淬火后的抗变形能力，增加钢的硬度、弹性等。七、镍镍在钢中主要以固溶体形式存在，也有以碳化物状态存在。由于镍在钢中不易形成稳定的化合物，所以大多数含镍钢和合金都溶于酸，但浓硝酸易使镍钝化，回此在溶解含镍钢时，一般采用稀硝酸和稀盐酸。八、钼钼在钢中主要以固溶体和碳化物（MoC、Mo2C）的形式存在。钼作为合金元素加入，能增加钢的强度，而不降低其可塑性和韧性，同时能使钢在高温下有足够的温度，并改善钢的各种性能。

SEP1520-1998___钢中碳化物图谱显微检验法.pdf

SEP1520-1998 钢中碳化物图谱系列显微检验法 1.检验目的和适用范围 1.1根据出现的碳化物特征，采用显微检验的方法对钢（组织）加以评价是适宜的。本标准为该方法的说明，本标准中附有碳化物的组成和分级图谱系列。此图谱系列用于所规定的钢及其组织状态。它是考虑到碳化物形状、结构、尺寸和数量而制定的。试验是在金相磨片上进行的。通过在显微镜下观察，与碳化物图谱系列进行比较，检验碳化物状况。 1.2本标准适用于含碳量约为0.1～1.2％，合金元素总含量为5％的钢，通常只用于特殊钢。本标准不适用于下述的碳化物检验：低碳钢（例如深拉延的钢材）高速工具钢（见钢铁试验标准SEP1615和其他莱氏体钢） 1.3仅按协议检验钢和碳化物，并在供货条件中规定全部检验条件（符合本标准规定条件）。当试验条件未经协议，可采用适当的试验部位进行试验。 1.4根据钢的再加工和使用状况，而确定碳化物的合格界限，不属于标准范围内的规定。 2.试验范围：只要符合质量标准的规定（DIN－标准，钢铁试验标准）本试验范围具有权威性。若质量标准没有规定则检验批和取样数量，按以下推荐执行：由同一热处理炉次和同一尺寸组成的每炉批取2个试样。连续炉热处理时（同一冶炼炉号），每5吨盘条或每10吨同一断面的棒材，取1个试样，但每批最少取2个试样。此外，允许断面相近的钢材，组成一个检验批。 3.取样和试样制备：

3.1若无另外协议，取样和试验用金相磨面面积，按下述规定 3.1.1取样时，对交货检验用试样应加以标记。 3.1.2检验碳化物特征，除系列6和7碳化物带状检验为纵向磨面外，其它金相试样磨面取样部位为纵向或横向。只要有可能且有益，每个金相试样磨面面积应为100mm2（标准面积F）。横向或纵向试样磨面位置，根据不同要求而确定。图1为圆钢取样位置。当有待检验的碳化物特征类型，要求一定方向、位置上取样和检验试样面积与标准试样面积不同时，在这种情况下，其具体规定协商确定。上述对圆钢的取料及试样规定，在同意的情况下也适用于方纲、宽扁钢、钢板、钢带、钢管和锻件。 3.2试样应进行磨光和抛光，并采用一种符合要求的腐蚀及侵蚀（通常为硝酸溶液；系列1～4碳化物，采用苦味酸溶液）。如采用电解腐蚀，也可以满足检验各种碳化物用金相试片的要求。 3.2.1在检验系列5网状碳化物和系列6和系列7带状碳化物之前，通常应将试样淬火处理。淬火温度为标准中规定的中限温度，保温时间约为10分钟。淬火后的试样，采用约90ml酒精和10ml浓硝酸组成的溶液进行强腐蚀，这样就会在暗黑色的钢的基体上出现光亮的碳化物（深腐蚀）。退火状态试样经深腐蚀后，按系列5、6和7评定应协商确定。 4.图谱系列：本图谱系列包括7个单独存在又相互毗邻的系列，每个系列按要求划分成10个等级都表示一定的碳化物特征（除其中的一种外）。图谱系列的放大，除满足一定的分辨率外，还要考虑观察面与视场的清晰度。每个系列所表示的碳化物特征如下：系列1：铁素体—珠光体钢中的游离铁素体。（用此系列可以看出钢的全部组织以及间接的

钢中碳化物的相间析出

钢中碳化物的相间析出通常，对于工业用钢，碳化物的弥散硬化和二次硬化的利用，都是在调质状态下实现的。但是，在控制轧制条件下使用的非调质高强度钢中，人们却利用添加少量Nb、V等强碳化物形成元素，有效地提高了钢的强度。之所以如此，是由于钢在冷却过程中从奥氏体中析出了细小的特殊碳（氮）化物。透射电子显微镜观察表明，这种化合物的直径约为50?，而且比较规则的一个面接一个面的排列分布。后来研究又发现，这种碳（氮）化物是在奥氏体-铁素体相界面上形成的，因此将这种转变称为“相间析出”（interphas precipitation）。相间析出的结果也是由过冷奥氏体转变为铁素体与碳化物的机械混合物。由于这种转变发生在珠光体与贝氏体形成温度之间，因而研究这种转变，不仅对非调质钢的强化有实际价值，而且对搞清珠光体和贝氏体转变机理也有一定意义。（一）相间析出产物的形态和性能含有强碳（氮）化物形成元素的低碳合金钢的奥氏体，在冷却过程中有可能首先发生碳（氮）化物的析出，因为析出是在奥氏体与铁素体相界面上发生的，所以把这一过程称为相间析出。 1、组织形态钢中的相间析出的转变产物，其显微组织在低倍的光学

显微镜下，相间析形成的铁素体与先共析铁素体相似呈块状。而在高倍的电子显微镜下，可以观察到铁素体中有呈带状分布的微粒碳（氮）化物存在，这是相间析的组织形态特征。这种组织与珠光体相似，也是由铁素体与碳化物组成的机械混合物，而碳化物不是片状，而是细小粒状的，分布在有一定间距的平行的平面上，因此也称为“变态珠光体”（degenerate pearlite）。分布有微粒碳化物的平面彼此之间的距离称为“面间距离”。随着等温转变温度的降低或冷却速度的增大，析出的碳化物颗粒变细，面间距离减小。另外，钢中的化学成分不同对碳化物的颗粒直径的面间距离也有一定的影响，通常含特殊碳化物元素越多，形成碳化物颗粒越细，面间距离越小。在相同转变温度下，随着钢碳含量增高，析出碳化物的数量增多，面间距离也有所减小。 2、性能在Fe-C合金中，相间析出转变产物的硬度，介于铁素体或珠光体与贝氏体之间。但对于低碳合金钢，其硬度可以高于贝氏体。相间析出转变产物的强度由三种因素决定，1细晶强化；2固溶强化；3沉淀强化。在三种强化因素中，以沉淀强化的贡献最大，细晶强化次之，而固溶强化的贡献最小。低碳V钢相间析出转变产物的强度，主要是由碳化物弥散强化贡献的，晶粒细化也有较大的贡献，但固溶强化的贡献较小。同时，在同种类钢中，随着转变温度的降低，由于

钢中存在哪几种类型的碳化物

1.钢中存在哪几种类型的碳化物？比较它们稳定性的强弱。碳化物的稳定性对钢的性能及热处理有什么意思？答：分类：复杂点阵结构碳化物、简单点阵碳化物、合金碳化物、合金渗碳体。性能意义：碳化物稳定性高，可使钢在高温下工作并保持其较高的强度和硬度。钢的红硬性、热强性好。相同硬度条件下，碳化物稳定性高的钢可在更高温度下回火，使钢的塑性、韧性更好。合金钢较相同硬度的碳钢综合力学性能好。碳化物的稳定性高，在高温和应力作用下不易聚集长大，也不易因原子扩散作用而发生合金元素的再分配。钢的抗扩散蠕变性能好。热处理意义：（1）特殊碳化物稳定性高，合金钢奥氏体化的温度要提高、保温时间要延长。（2）碳化物的稳定性过高，加热时不溶于奥氏体，随后冷却时加速奥氏体的分解，降低钢的淬透性；碳化物的稳定性低，加热时溶于奥氏体中，增大过冷奥氏体的稳定性，提高淬透性。（3）碳化物的稳定性高，淬火钢的回火稳定性高。 2.合金钢二次硬化现象的本质是什么？对钢的性能有什么影响？答：二次硬化为淬火钢在回火时出现的硬度回升现象，原因是特殊碳化物的弥散强化+二次淬火。影响：提高热强性，红硬性。 3.低合金高强度钢中的主加合金元素Mn对钢的性能有哪些影响？为什么它会有这些影响？答：锰是A形成元素，能降低A→P转变的温度Ar1，并减缓其转变速度，可细化P，↑钢的强度和硬度。锰的加入可使Fe-C状态图中“S”点左移，使基体中P数量增多，可使钢在相同含碳量下，P量增多，致使强度不断↑。锰还能↓钢的韧脆转变温度。原因：锰属于复杂立方点阵，其点阵类型及原子尺寸与α-Fe相差较大，因而锰的固溶强化效果较强。 4.机器零件用钢中的主加合金元素有哪些？他们的作用？答：主加合金元素：Si、Mn、Cr、Ni、B，作用：分别加入或复合加入钢中，对↑钢的淬透性、↑钢的综合力学性能起主导作用。 5.弹簧钢的成分特点是什么？这样的成分对钢的性能有哪些影响？答：1、中、高碳碳素弹簧钢的含碳量在0.6%～0.9%之间，合金弹簧钢的含碳量一般在0.40%～0.70%之间，以保证高的弹性极限、屈服强度和疲劳强度。2、加入提高淬透性的元素主加合金元素：Si、Mn；目的：提高淬透性、强化铁素体基体和提高回火稳定性，同时也提高屈强比。硅对提高钢的弹性极限有明显的效果，但高硅量的钢有石墨化倾向，并在加热时易于脱碳。锰在钢中易使钢产生过热敏感性。辅加合金元素：碳化物形成元素Cr、Mo、W、V等，目的：进一步提高淬透性和强度，防止钢在加热时晶粒长大和脱碳，增加回火稳定性及耐热性。 6.调质钢的成分特点是什么？主加合金元素与辅加合金元素的主要作用是什么？答：1、中碳ωc ：（0. 25％～0. 50％）C。含碳量过低，不易淬硬，回火后强度不够；含碳量过高，材料的塑性、韧性变差。2、主要加入提高淬透性的元素如Cr、Ni、Mn、Si、B 等，提高淬透性，强化F。Cr、Mn、B可单独加入，Ni、Si在我国不单独加入，而是复合加入。3、加入提高回火稳定性和防止第二类回火脆性的元素V、Ti、Mo、W等，能细化晶粒，提高回火稳定性。Mo、W可以减轻和防止第二类回火脆性，其合适的质量分数约为ωMo=0.15％～0.30％或ωw=0.8％～1.2％。 7.GCr15钢从钢锭到成品，要经过以下几个温度范围的热处理工序，说明每个工序的名称、目的和热处理后的组织。 1150~1200℃；770~810℃；830~860℃；160±5℃；-60℃ 答：（1）消偏析，单相A（2）粒状F（3）M（4）消除应力（5）减小A，温度尺寸 8. GCr15钢从钢锭到成品,要经过以下几种热处理工序：（1）扩散退火（2）球化退火（3）淬火（4）回火（5）冷处理。说明每个工序的温度范围、目的和热处理后的组织。

钢中的碳化物

第二节钢中的碳化物一、一般特点：碳化物是钢中的重要组成相之一，碳化物的类型、数量、大小、形状及分布对钢的性能有极重要的影响。碳化物具有高硬度和脆性，并具有高熔点。这表明它具有共价键特点；碳化物具有正的电阻温度系数，具有导电特性。这表明它具有金属键特点；碳化物具有金属键和共价键的特点，以金属键占优。二、碳化物的结构过渡族金属的碳化物中，金属原子和碳原子可形成简单点阵或复杂点阵结构，金属原子处于点阵结点上，而尺寸较小的碳原子在点阵的间隙位置。如果金属原子间的间隙足够大，可以容纳碳原子时，碳化物就可以形成简单密排结构。若这种间隙还不足容纳碳原子时，就得到比简单结构稍有变形的复杂密排结构。因此过渡族金属的原子半径(γM)和碳原子半径(γC)的比值(γC/γM)决定了可以形成简单密排还是复杂结构的碳化物。金属Fe Mn C r V Mo W Ti Nb Zr γc/γM 0.61 0.60 0.61 0.57 0.56 0.55 0.53 0.52 0.48 (1)形成NaCl型简单立方点阵的碳化物。如VC、NbC、TiC、ZrC等，这种MeC相不具备严格的化学计算成分和化学式，一般形式将是MeC，其中0.5≤C≤1。碳化物中碳浓度的下降使碳化物硬度下降，点阵常数减小。 (2)形成六方点阵的碳化物如Mo 2C、W 2 C、MoC、WC 2、当γC/γM >0.59, 形成复杂点阵的碳化物(1)复杂立方点阵如Cr 23C 6 , Mn 23 C 6 , Fe 3 W 3 C, Fe 3 Mo 3 C (2)复杂六方点阵如Cr7C3，Mn7C3； (3)正交晶系点阵如Fe3C，Mn3C 三、碳化物的稳定性钢中各种碳化物的相对稳定性，对于其形成和转变、溶解、析出和聚集、长大有着极大的影响。碳化物在钢中的相对稳定性取决于合金元素与碳的亲和力的大小，即取决于合金元素d层电子数。金属元素的d层电子数越少，它与碳的亲和力就越大，所析出的碳化物在钢中就越稳定。下面给出部分合金元素的d层电子数

钢中各元素作用

钢中各元素作用 Al 缩小γ相区形成γ相圈，在α铁以及γ铁中的最大溶解度为36%和0.6%，不形成碳化物，但与氮及氧亲和力极强。主要用来脱氧和细化晶粒，在渗氮钢中促使形成坚硬耐腐蚀的渗层。含量高时，赋予钢高温抗氧化性及耐氧化性介质，硫化氢气体的腐蚀。固溶强化作用大，在耐热合金中，与镍形成镍三铝从而提高热强性，有促使石墨话倾向，对淬透性影响不显著。 As砷缩小γ相区形成γ相圈，作用与磷相似，在钢中偏析严重。含量不超过0.25时，对钢的一般力学性能影响不大，但增加回火脆性敏感性。 B 缩小γ相区，但形成铁2硼，不形成γ相圈，在α铁以及γ铁中的最大溶解度为不大于0.008%和0.02%。微量硼在晶界上阻抑铁素体晶核的形成，从而延长奥氏体的孕育期，提高钢的淬透性。但随钢中碳含量的增加，此种作用逐渐减弱以至完全消失。 C 扩大以γ相区，但因渗碳体的形成，不能无限互溶。在以及γ铁中的最大溶解度为0.02%和2.11%。随含量的增加，提高钢的硬度和强度，但降低塑性和韧性。 Co 无限互溶于γ铁，在α铁中溶解度为76%，非碳化物形成元素。有固溶强化作用，赋予钢红硬性，改善钢的高温性能和抗氧化以及耐腐蚀性能，为超硬高速钢及高温合金的重要合金元素，提高钢的Ms点，降低钢的淬透性。 Cr 缩小γ相区，形成γ相圈，在α铁中无限互溶，在γ铁中的最大溶解度为12.5%，中等碳化物形成元素，随着Cr含量的增加，可行成（Fe、Cr）3C，和7-3型23-6型。增加钢的淬透性并有二次硬化作用，提高碳钢耐磨性，含量超过12%时，使钢有良好的高温抗氧化性能和耐氧化性介质腐蚀的作用，并增加钢的热强性。为不锈耐酸钢及耐热钢的主要合金化元素，含量高时，易发生δ相和475度脆性。 Cu 扩大γ相区但不能无限互溶，在α铁以及γ铁中的最大溶解度分别为2%和8.5%，在724度以及700度时。在α铁中的溶解度巨降至0.68%和0.52%。当含量超过0.75%时，经固溶强化和时效后可产生时效强化作用，含量低时，其作用与镍相似。但较弱。含量高时，对热变形加工不利，如果超过0.35%时，在氧化气氛中加热，由于选择氧化作用，在表面会形成富铜相，在高温熔化并侵蚀钢表面的晶粒边界，在热变形加工时导致高温铜脆现象。如钢中同时含有含量1/3的镍，则可避免此种铜脆现象的发生，如用于铸钢件则无上述弊病。在低碳低合金钢中，特别是与磷同存在时，可提高钢的耐大气腐蚀性能。Cu2%-3%在A不锈钢中可提高其对硫酸、磷酸、盐酸等的抗腐蚀性及对应力腐蚀的稳定性。 H 扩大γ相区，在A中的溶解度远大于在铁素体中的溶解度，而在铁素体中的溶解度也随着温度的下降而巨减。 H使钢易产生白点等不允许有的缺陷，也是导致焊缝热影响区中发生冷裂的重要因素。因此，应采用一切可能的措施降低钢中的H含量。 Mn 扩大γ相区，形成无限固溶体，对铁素体及A均有较强的固溶强化作用，为弱碳化物形成元素，进入

钢中各种元素的作用

合金钢中各种元素的作用及其作用原理 (1)碳碳是影响铸钢强度、硬度、韧性及淬透性、耐磨性的至关重要的元素。碳量过高，热处理后形成的高碳马氏体硬度高，但韧性低，且热处理时易形成裂纹；碳量过低，硬度低，耐磨性不佳。低温回火的0．2．0．5％C低合金钢中，拉伸强度与C的重量百分含量保持线性关系o。(MPa)=2940×C+820这些C在M体中引起间隙固溶强化而达到超高强度，低温回火时，从M体中共格沉淀出Fe碳化物，但并未引致高强度的再升高。增加C量几乎伤害强度以外的所有性能，所以在保证强度前提下应尽可能降低其含量。钢中含碳量增加，屈服点和抗拉强度升高，但塑性和冲击性降低，当碳量0.23%超过时，钢的焊接性能变坏，因此用于焊接的低合金结构钢，含碳量一般不超过0.20%。碳量高还会降低钢的耐大气腐蚀能力，在露天料场的高碳钢就易锈蚀；此外，碳能增加钢的冷脆性和时效敏感性。 (2)硅硅在低合金高强度钢中显示出突出重要的作用。硅在钢中不形成碳化物，而是以固溶体的形态存在于铁素体或奥氏体中。它提高钢中固溶体的强度，其冷Dn-r变形硬化率的作用极强，仅次于磷，但同时也在一定程度上降低钢的韧性和塑性。硅的含量若超过％，将显著降低钢的塑性、韧性和延展性。硅能显著提高钢的弹性极限、屈服极限和屈强比。硅能提高钢的退火、正火和淬火温度，降低碳在铁素体中的扩散速度，增Dn$11的回火稳定性。硅还会恶化焊接性。在炼钢过程中加硅作为还原剂和脱氧剂，所以镇静钢含有0.15－0.30%的硅。如果钢中含硅量超过0.50-0.60%,硅就算合金元素。硅能显著提高钢的弹性极限，屈服点和抗拉强度，故广泛用于作弹簧钢。在调质结构钢中加入1.0－1.2%的硅，强度可提高15－20%。硅和钼、钨、铬等结合，有提高抗腐

高温轴承钢(Cr4Mo4V)碳化物相的研究

高温轴承钢(Cr4Mo4V)碳化物相的研究洛阳抽承研究所黄友阳周默容 Cr4Mo4V是一种高温材料，国外己广泛地应用此种材料来制造航空高速飞行器中的高温轴承。近年来我国已经成功地研制出高温性能良好的Cr4Mo4V钢，以满足于国防和科学技术发展的需要。 Cr4Mo4V钢中存在着大量Cr、Mo和V碳化物形成的元素，其中每一元素在碳化物相中的数量、组成以及碳化物的类型、形状、分布、颗粒大小等在不同的热处理过程中发生着较大的变化，同时也决定着钢的最重要的化学—物理性质和机械性能。为了充分了解Cr4Mo4V钢中碳化物相变的条件与相变结果，我们通过电解分离、X一光衍射分析及金相观察，对Cr4Mo4V钢的碳化物相进行了研究与试验，初步探讨了在不同热处理条件下碳化物相的转变规律，为进一步研究其材料性能，选择合理的热处理工艺提供了必要的试验方法与分析数据。一、试验方法试验采用Cr4Mo4V电渣重熔直径为φ7-8毫米的热轧退火钢，其化学成分如下: C-0.80; S-0 .004; P-0.015; Si-0.15; Mn-0.28; Cr一3 .97; Mo一4 .08; V一1 .02, 以电解分离法进行试验。先将试样车制成φ7x50毫米大小，经热处理后再磨加工至p8—p9以去除表面氧化与脱碳层，然后用乙醇清洗表面油污，烘干称重备用。以试样为阳极，圆筒形不锈钢板为阴极，按图1联接成电路，室温电解5—6小时。图1钢中碳化物电解分离装置示意图电解液成分 (1)淬火状态与冷处盐酸10 % 丙三醇20 % 无水乙醇70% (2)退火与淬—回火状态试样: 盐酸5 % 丙三醇5 % 无水乙醇90% 电流密度:15—25毫安/厘米2 电解完后，将试样取出放入内盛50毫升水的烧杯中，置于超声波清洗器上进行振荡以清除试样上粘附的碳化物沉淀，然后进行过滤与清洗。将收集到的碳化物沉淀，分别进行了化学分析与X一光衍射分析以测定碳化物沉淀中