第1章_钢合金化概论
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二、K形成的一般规律
1、K类型
K类型与Me的原子半径有关。
各元素的rc/rMe的值如下：
Me Fe Mn 0.60 Cr 0.61 V 0.57 Mo 0.56 W 0.55 Ti 0.53 Nb 0.53 rc/rMe 0.61
rc/rMe > 0.59 —复杂点阵结构，如Cr、Mn、Fe ，
一、K在A中的溶解规律
1）K稳定性越好，溶解度就越小；
基 本 规 律
2）温度↓，溶解度↓，→ 沉淀析出； 3）K稳定差的先溶解 ; 4）A中有弱K形成元素，则会↓C 活度ac ， →↑K的溶解；非K形成元素（如Ni）则相
反,↑ac，↓K的溶解。如：较多Mn的存在
使VC的溶解温度从1100℃降至900℃。
第一篇：钢铁材料
第1章 钢的合金化概论
1.1 合金元素（Me）和Fe的作用
一、钢中的Me 1、杂质元素（impurity- element）
常存杂质 冶炼残余，由脱氧剂带入。 Mn、Si、Al；S、P难清除。 生产过程中形成， 微量元素O、H、N等。 与炼钢时的矿石、废钢有关， 如Cu、Sn、Pb、Cr等。
偏聚 机理
溶质原子在缺陷处偏聚，使系统自由能↓， 符合自然界最小自由能原理。 结构学：缺陷处原子排列疏松，不规则，溶质原 子容易存在； 能量学：原子在缺陷处偏聚，使系统自由能↓， 符合自然界最小自由能原理。（在没有强制外 力作用下，事物总是朝着↓能量的方向发生。 即使暂时不发生，也存在潜在的趋势。 热力学：该过程是自发进行的，其驱动力是溶质 原子在缺陷和晶内处的畸变能之差。
影响 因素
缺陷处 溶质浓度
E C C 0 exp RT
温度T ：T↓，内吸附强烈；
时间t：偏聚需要原子扩散→需要一定时间；
缺陷本身：缺陷越混乱，E↑，吸附也越强烈; 其它元素：①间接作用 : 优先吸附问题 , B与C ②直接作用: 影响吸附元素D ,
Mn↑DP，使P扩散加快，促进了钢的回火脆性；
形成Cr7C3、Cr23C6、Fe3C、Mn3C等形式的K；
rc/rMe < 0.59 —简单结构相，如Mo、W、V、Ti 等，形成VC等MC型，W2C等M2C型 。
Me量少时，形成复合K，如（Cr, M）23C6型 。
2、相似者相溶
完全互溶：原子尺寸、电化学因素均相似。 如Fe3C，Mn3C →(Fe,Mn)3C；TiC ~ VC。 有限溶解：一般K都能溶解其它元素，形成复合K 如Fe3C中可溶入一定量的Cr、W、V等. 最大值为 < 20%Cr，< 2%W，< 0.5%V； MC型不溶入Fe，但可溶入少量W、Mo。 溶入强者,使K稳定性↑ ;溶入弱者,使K稳定性↓
合金元素对珠光体转变的影响
三、合金元素对贝氏体转变的影响
三、合金元素对贝氏体转变的影响
四、合金元素对马氏体转变的影响
马氏体转变是无扩散形转变，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。
隐存杂质
偶存杂质
热脆性 —— S —— FeS(低熔点989℃)；？ 冷脆性 —— P —— Fe3P（硬脆）； ？ 氢 脆 —— H —— 白点。
2、合金元素（alloying-element） 为合金化目的加入，其加入量有一定范围 的元素称为合金元素。 钢中常用合金元素： Si、Mn、Cr、Ni、W、Mo、V、Ti等。
1.4 碳（氮）化物
一、钢中常见的碳化物 K类型、大小、形状和分布对钢的性能有很 重要的作用。 非K形成元素：Ni、Si、Al、Cu等 K形成元素： Ti、Nb、V；W、Mo、Cr；Mn、Fe （由强到弱排列）
钢中常见的K类型有： M3C：渗碳体，正交点阵； M7C3：例Cr7C3，复杂六方 ； M23C6：例Cr23C6，复杂立方 ； M2C：例Mo2C、W2C。密排六方 ； MC：例VC、TiC，简单面心立方点阵 ；
结 论
（4）原子半径对溶解度影响：ΔR≤±8%， 可以形成无限固溶；≤±15%，形成有限 固溶； >±15%，溶解度极小。
合金元素的固溶规律， 即Hume-Rothery规律
决定组元在臵换固溶体中的溶解
度因素是点阵结构、原子半径和电 子因素，无限固溶必须使这些因素 相同或相似.
二、间隙固溶体
① 有限固溶 C、N、B、O等 溶剂金属点阵结构：同一溶剂金属不 同点阵结构，溶解度是不同的—— 如γ-Fe与α-Fe 。 溶质原子大小：r↓，溶解度↑。 N溶解度比C大 : RN=0.071nm， RC=0.077nm。 ③间隙位臵 优先占据有利间隙位臵—— 畸变为最小。 间隙位臵总是没有被填满 —— 最小自由能原理。
化方法。
1.5
Me在钢中的存在形式
一、Me在不同状态下的分布
1、退火、正火态 非K形成元素基本上固溶于基体中， 而K形成元素视C和本身量多少而定。优先形成K，余量溶 入基体。 2、淬火态 Me分布与淬火工艺有关。溶入A体的元素 淬火后存在于M、B中或AR中；未溶者仍在K中。
3、回火态 低回: Me不重新分布；> 400℃，Me开始 重新分布。非K形成元素仍在基体中，K形成元素逐步进 入析出的K中，其程度决定于回火温度和时间。
形成什么K主要决定于当时的NM/NC比值。
退火态: 在Cr钢中，随NM/NC ↑，先后形 成顺序为：M3C→M7C3→M23C6 。 回火态:基体中的NM/NC↑，则析出的K中
NM/NC也↑。如W钢回火时，析出顺序为：
Fe21W2C6 → WC → Fe4W2C → W2C，NW/NC 是不断↑。
碳化物的稳定性可由下式来归纳表示：
1.2 Me对Fe-C相图的影响 一、对S、E点的影响
A形成元素均使S、E点向左下方移动， F形成元素使S、E点向左上方移动。 S点左移—意味着共析C量减小 ； E点左移—意味着出现莱氏体的C量降低 。
合金元素对共析温度的影响
合金元素对共析碳量的影响
二、对临界点的影响
A形成元素Ni、Mn等使A1（A3）线向下移动； F形成元素Cr、Si等使A1（A3）线向上移动
二、Me的偏聚（segregation ）
偏聚 现象
Me偏聚 → 缺陷处C’> 基体平均C 这种现象也称为吸附现象。
偏聚现象对钢的组织和性能产生了较大影响， 如晶界扩散、晶界断裂、晶界腐蚀、相变形核等 都与此有关. Me+⊥：溶质原子在刃型位错处吸附，形成柯氏气团； Me+≡ ：溶质原子在层错处吸附形成铃木气团； Me+◎ ：溶质原子在螺位错吸附形成Snoek气团.
合金元素种类
d层 电子数 强碳化物元素 较少 弱碳化物元素 较多
稳定 性 较好 较差
溶解 温度 较高 较低
溶解 速度 较慢 较快
聚集 长大速度 较慢 较快
5、强者稳，溶解难， 析出难，聚集长大也是难
MC型在1000℃以上才开始溶解；回火时，
在500~700℃才析出，并且不易长大，产生“二
次硬化”效果。这在高合金钢中是很重要的强
常用合金元素点阵结构、电子结构和原子半径
第四 周期 点阵 结构 电子 结构 原子半 径/nm Δ R，%
Ti bcc 2
0.145
V bcc 3
0.136
Cr bcc 5
0.128
Mn
Fe
Co fcc/ hcp 7
0.126
Ni fcc 8
0.124
Cu fcc 10
0.128
bcc或fcc 5
0.131
二、合金元素对珠光体转变的影响
珠光体转变过程包括孕育期、碳化物形核 长大和相形核长大几个步骤，在孕育期进 行合金元素和碳的重新分配，在此基础上 发生碳化物和α相的形核长大过程。 碳钢发生珠光体转变时，仅生成渗碳体， 只需要碳原子的扩散和重新分布,含碳化物 形成元素的钢中，可直接生成特殊碳化物 或合金渗碳体。
Mo则相反，是消除或减轻回火脆性的有效元素。
点阵类型：bcc点阵内吸附较fcc强烈
1.6
合金钢的相变
合金钢的加热奥氏体化
1.6.1
合金钢加热时的转变包括奥氏体相的形成
（晶格重组、形核长大），碳化物和铁素体的
溶解，奥氏体相中合金元素的均匀化，溶质元素 的均匀化，溶质元素的晶界平衡偏聚，奥氏体 晶粒长大。
二、Me和Fe的作用
纯Fe → Fe-C相图的变化特点。 Me和Fe的作用： 1、γ稳定化元素 使A3↓，A4↑，γ区扩大
a) 与γ区无限固溶 —— Ni、Mn、Co 开启γ区—— 量大时， 室温为γ相； b) 与γ区有限固溶 —— C、N、Cu —— 扩大γ区。
2、α稳定化元素
使A3↑，A4↓，γ区缩小
2） Co不改变“C”线，但使“C”线左移； 3）K形成元素，使“C”线右移，且改变形状。 Me不同作用，使“C”曲线出现不同形状，大致 有五种。
过冷A体稳定性实际上有两个意义：孕育期和 相变速度。孕育期的物理本质是新相形核的难易 程度，转变速度主要涉及新相晶粒的长大。
“C”曲线五种形状
常用合金元素对奥氏体等 温转变曲线的影响 (上左) 强K形成元素 (上右) 中、弱K形成元素 (下左) 非K形成元素
② 溶解度
经计算： α-Fe(720℃) γ-Fe (1148℃)
间隙元素 原子半径(nm) B 0.091
八面体间隙半径=0.0192nm. 八面体间隙半径=0.0535nm。
C 0.077 O 0.071 N 0.063 H 0.046
由此，我们可以看到： (1) 面心立方晶格间隙大于体心立方晶格间隙，因此， C原子在γ-Fe中的最大溶解度(2.11wt%C)显著地高于 α-Fe中的最大溶解度(0.0218wt%C)； (2) 氮具有比碳更小的原子半径，氮在α-Fe、γ-Fe 中的最大溶解度更高（2.8wt%）。
V 无 限
~1.4
Cr 无 限
12.8
*
Mn
~3
Co
76
Ni
10
Cu
0.2 8.5
C
0.02
N
0.1 2.8
溶 解 度
γ Fe
0.68
无 限
无 限
无 限
2.06
注：有些元素的固溶度与C量有关
不同元素的固溶情况是不同的。为什么? 简单地说：这与合金元素在元素周期表中的位臵有关。即 溶剂与溶质的点阵结构、原子尺寸因素和电子结构。
6
0.127
—
14.2
7.1
0.8
3.1
0.8
2.4
0.8
注：1、电子结构是3d层电子数；2、原子半径是配位数12的数值
（1）Ni、Mn、Co与γ-Fe的点阵结构、原子 半径和电子结构相似——无限固溶； （2）Cr、V与α-Fe的点阵结构、原子半径和 电子结构相似——无限固溶； （3）Cu和γ-Fe点阵结构、原子半径相近， 但电子结构差别大——有限固溶；
三、对γ-Fe区的影响
A形成元素Ni、Mn等使γ-Fe区扩大→钢在室 温下也为A体 — 奥氏体钢； F形成元素Cr、Si等使γ-Fe区缩小→钢在高 温下仍为F体 — 铁素体钢。
铬对钢γ区的影响
锰对钢γ区的影响
1.3 铁基固溶体
一、臵换固溶体
合金元素在铁点阵中的固溶情况
Me
α Fe
Ti
~7
(1340℃)
碳（氮）化物在奥氏体中的溶解度与加热温度的关系
二、
（2）Me对钢加热奥氏体形成过程的影响
三、Me对钢加热奥氏体晶粒长大的影响
Me对钢加热奥氏体晶粒长大的影响
1.6.2
过冷A体的分解
一、过冷A体的稳定性
1）Ni、Si和Mn，大致保持 C钢的“C”线形状，使 “C”线向右作不同程度的移动；
3、强者先，依次成
K形成元素中，强者优先与C结合，随C↑， 依次形成K。如：在含Cr、W钢中，随C↑，依 次形成M6C，Cr23C6 ，Cr7C3 , Fe3C。 如果钢中C量有限，则弱的K形成元素溶入固 溶体。如：在低碳含Cr、V的钢中，大部分Cr都 在基体固溶体中。
4、NM/NC比值决定了K类型
a) 完全封闭γ区 — Cr、V、 W、Mo、Ti Cr、V与α-Fe完全互溶，量大时→α相 ?
W、Mo、Ti 等部分溶解
b) 缩小γ区 —— Nb等。 稳定γ相—— A形成元素，稳定α相 —— A形成元素。
(a) Ni，Mn，Co
(b) C，N，Cu
(c) Cr，V 图1
(d) Nb,B等 合金元素和Fe的作用状态
M6C：不是一种金属K。复杂六方点阵 。
K也有空位存在 ；可形成复合K , 如 (Cr,Fe,Mo，…)7C3
复杂点阵结构：M23C6 、M7C3 、M3C。 特点：硬度、熔点较低，稳定性较差；
简单点阵结构：M2C、MC。又称间隙相。 特点：硬度高，熔点高，稳定性好。
M6C型不属于金属型的碳化物, 复杂结构， 性能特点接近简单点阵结构。
二、K形成的一般规律
1、K类型
K类型与Me的原子半径有关。
各元素的rc/rMe的值如下：
Me Fe Mn 0.60 Cr 0.61 V 0.57 Mo 0.56 W 0.55 Ti 0.53 Nb 0.53 rc/rMe 0.61
rc/rMe > 0.59 —复杂点阵结构，如Cr、Mn、Fe ，
一、K在A中的溶解规律
1）K稳定性越好，溶解度就越小；
基 本 规 律
2）温度↓，溶解度↓，→ 沉淀析出； 3）K稳定差的先溶解 ; 4）A中有弱K形成元素，则会↓C 活度ac ， →↑K的溶解；非K形成元素（如Ni）则相
反,↑ac，↓K的溶解。如：较多Mn的存在
使VC的溶解温度从1100℃降至900℃。
第一篇：钢铁材料
第1章 钢的合金化概论
1.1 合金元素（Me）和Fe的作用
一、钢中的Me 1、杂质元素（impurity- element）
常存杂质 冶炼残余，由脱氧剂带入。 Mn、Si、Al；S、P难清除。 生产过程中形成， 微量元素O、H、N等。 与炼钢时的矿石、废钢有关， 如Cu、Sn、Pb、Cr等。
偏聚 机理
溶质原子在缺陷处偏聚，使系统自由能↓， 符合自然界最小自由能原理。 结构学：缺陷处原子排列疏松，不规则，溶质原 子容易存在； 能量学：原子在缺陷处偏聚，使系统自由能↓， 符合自然界最小自由能原理。（在没有强制外 力作用下，事物总是朝着↓能量的方向发生。 即使暂时不发生，也存在潜在的趋势。 热力学：该过程是自发进行的，其驱动力是溶质 原子在缺陷和晶内处的畸变能之差。
影响 因素
缺陷处 溶质浓度
E C C 0 exp RT
温度T ：T↓，内吸附强烈；
时间t：偏聚需要原子扩散→需要一定时间；
缺陷本身：缺陷越混乱，E↑，吸附也越强烈; 其它元素：①间接作用 : 优先吸附问题 , B与C ②直接作用: 影响吸附元素D ,
Mn↑DP，使P扩散加快，促进了钢的回火脆性；
形成Cr7C3、Cr23C6、Fe3C、Mn3C等形式的K；
rc/rMe < 0.59 —简单结构相，如Mo、W、V、Ti 等，形成VC等MC型，W2C等M2C型 。
Me量少时，形成复合K，如（Cr, M）23C6型 。
2、相似者相溶
完全互溶：原子尺寸、电化学因素均相似。 如Fe3C，Mn3C →(Fe,Mn)3C；TiC ~ VC。 有限溶解：一般K都能溶解其它元素，形成复合K 如Fe3C中可溶入一定量的Cr、W、V等. 最大值为 < 20%Cr，< 2%W，< 0.5%V； MC型不溶入Fe，但可溶入少量W、Mo。 溶入强者,使K稳定性↑ ;溶入弱者,使K稳定性↓
合金元素对珠光体转变的影响
三、合金元素对贝氏体转变的影响
三、合金元素对贝氏体转变的影响
四、合金元素对马氏体转变的影响
马氏体转变是无扩散形转变，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。
隐存杂质
偶存杂质
热脆性 —— S —— FeS(低熔点989℃)；？ 冷脆性 —— P —— Fe3P（硬脆）； ？ 氢 脆 —— H —— 白点。
2、合金元素（alloying-element） 为合金化目的加入，其加入量有一定范围 的元素称为合金元素。 钢中常用合金元素： Si、Mn、Cr、Ni、W、Mo、V、Ti等。
1.4 碳（氮）化物
一、钢中常见的碳化物 K类型、大小、形状和分布对钢的性能有很 重要的作用。 非K形成元素：Ni、Si、Al、Cu等 K形成元素： Ti、Nb、V；W、Mo、Cr；Mn、Fe （由强到弱排列）
钢中常见的K类型有： M3C：渗碳体，正交点阵； M7C3：例Cr7C3，复杂六方 ； M23C6：例Cr23C6，复杂立方 ； M2C：例Mo2C、W2C。密排六方 ； MC：例VC、TiC，简单面心立方点阵 ；
结 论
（4）原子半径对溶解度影响：ΔR≤±8%， 可以形成无限固溶；≤±15%，形成有限 固溶； >±15%，溶解度极小。
合金元素的固溶规律， 即Hume-Rothery规律
决定组元在臵换固溶体中的溶解
度因素是点阵结构、原子半径和电 子因素，无限固溶必须使这些因素 相同或相似.
二、间隙固溶体
① 有限固溶 C、N、B、O等 溶剂金属点阵结构：同一溶剂金属不 同点阵结构，溶解度是不同的—— 如γ-Fe与α-Fe 。 溶质原子大小：r↓，溶解度↑。 N溶解度比C大 : RN=0.071nm， RC=0.077nm。 ③间隙位臵 优先占据有利间隙位臵—— 畸变为最小。 间隙位臵总是没有被填满 —— 最小自由能原理。
化方法。
1.5
Me在钢中的存在形式
一、Me在不同状态下的分布
1、退火、正火态 非K形成元素基本上固溶于基体中， 而K形成元素视C和本身量多少而定。优先形成K，余量溶 入基体。 2、淬火态 Me分布与淬火工艺有关。溶入A体的元素 淬火后存在于M、B中或AR中；未溶者仍在K中。
3、回火态 低回: Me不重新分布；> 400℃，Me开始 重新分布。非K形成元素仍在基体中，K形成元素逐步进 入析出的K中，其程度决定于回火温度和时间。
形成什么K主要决定于当时的NM/NC比值。
退火态: 在Cr钢中，随NM/NC ↑，先后形 成顺序为：M3C→M7C3→M23C6 。 回火态:基体中的NM/NC↑，则析出的K中
NM/NC也↑。如W钢回火时，析出顺序为：
Fe21W2C6 → WC → Fe4W2C → W2C，NW/NC 是不断↑。
碳化物的稳定性可由下式来归纳表示：
1.2 Me对Fe-C相图的影响 一、对S、E点的影响
A形成元素均使S、E点向左下方移动， F形成元素使S、E点向左上方移动。 S点左移—意味着共析C量减小 ； E点左移—意味着出现莱氏体的C量降低 。
合金元素对共析温度的影响
合金元素对共析碳量的影响
二、对临界点的影响
A形成元素Ni、Mn等使A1（A3）线向下移动； F形成元素Cr、Si等使A1（A3）线向上移动
二、Me的偏聚（segregation ）
偏聚 现象
Me偏聚 → 缺陷处C’> 基体平均C 这种现象也称为吸附现象。
偏聚现象对钢的组织和性能产生了较大影响， 如晶界扩散、晶界断裂、晶界腐蚀、相变形核等 都与此有关. Me+⊥：溶质原子在刃型位错处吸附，形成柯氏气团； Me+≡ ：溶质原子在层错处吸附形成铃木气团； Me+◎ ：溶质原子在螺位错吸附形成Snoek气团.
合金元素种类
d层 电子数 强碳化物元素 较少 弱碳化物元素 较多
稳定 性 较好 较差
溶解 温度 较高 较低
溶解 速度 较慢 较快
聚集 长大速度 较慢 较快
5、强者稳，溶解难， 析出难，聚集长大也是难
MC型在1000℃以上才开始溶解；回火时，
在500~700℃才析出，并且不易长大，产生“二
次硬化”效果。这在高合金钢中是很重要的强
常用合金元素点阵结构、电子结构和原子半径
第四 周期 点阵 结构 电子 结构 原子半 径/nm Δ R，%
Ti bcc 2
0.145
V bcc 3
0.136
Cr bcc 5
0.128
Mn
Fe
Co fcc/ hcp 7
0.126
Ni fcc 8
0.124
Cu fcc 10
0.128
bcc或fcc 5
0.131
二、合金元素对珠光体转变的影响
珠光体转变过程包括孕育期、碳化物形核 长大和相形核长大几个步骤，在孕育期进 行合金元素和碳的重新分配，在此基础上 发生碳化物和α相的形核长大过程。 碳钢发生珠光体转变时，仅生成渗碳体， 只需要碳原子的扩散和重新分布,含碳化物 形成元素的钢中，可直接生成特殊碳化物 或合金渗碳体。
Mo则相反，是消除或减轻回火脆性的有效元素。
点阵类型：bcc点阵内吸附较fcc强烈
1.6
合金钢的相变
合金钢的加热奥氏体化
1.6.1
合金钢加热时的转变包括奥氏体相的形成
（晶格重组、形核长大），碳化物和铁素体的
溶解，奥氏体相中合金元素的均匀化，溶质元素 的均匀化，溶质元素的晶界平衡偏聚，奥氏体 晶粒长大。
二、Me和Fe的作用
纯Fe → Fe-C相图的变化特点。 Me和Fe的作用： 1、γ稳定化元素 使A3↓，A4↑，γ区扩大
a) 与γ区无限固溶 —— Ni、Mn、Co 开启γ区—— 量大时， 室温为γ相； b) 与γ区有限固溶 —— C、N、Cu —— 扩大γ区。
2、α稳定化元素
使A3↑，A4↓，γ区缩小
2） Co不改变“C”线，但使“C”线左移； 3）K形成元素，使“C”线右移，且改变形状。 Me不同作用，使“C”曲线出现不同形状，大致 有五种。
过冷A体稳定性实际上有两个意义：孕育期和 相变速度。孕育期的物理本质是新相形核的难易 程度，转变速度主要涉及新相晶粒的长大。
“C”曲线五种形状
常用合金元素对奥氏体等 温转变曲线的影响 (上左) 强K形成元素 (上右) 中、弱K形成元素 (下左) 非K形成元素
② 溶解度
经计算： α-Fe(720℃) γ-Fe (1148℃)
间隙元素 原子半径(nm) B 0.091
八面体间隙半径=0.0192nm. 八面体间隙半径=0.0535nm。
C 0.077 O 0.071 N 0.063 H 0.046
由此，我们可以看到： (1) 面心立方晶格间隙大于体心立方晶格间隙，因此， C原子在γ-Fe中的最大溶解度(2.11wt%C)显著地高于 α-Fe中的最大溶解度(0.0218wt%C)； (2) 氮具有比碳更小的原子半径，氮在α-Fe、γ-Fe 中的最大溶解度更高（2.8wt%）。
V 无 限
~1.4
Cr 无 限
12.8
*
Mn
~3
Co
76
Ni
10
Cu
0.2 8.5
C
0.02
N
0.1 2.8
溶 解 度
γ Fe
0.68
无 限
无 限
无 限
2.06
注：有些元素的固溶度与C量有关
不同元素的固溶情况是不同的。为什么? 简单地说：这与合金元素在元素周期表中的位臵有关。即 溶剂与溶质的点阵结构、原子尺寸因素和电子结构。
6
0.127
—
14.2
7.1
0.8
3.1
0.8
2.4
0.8
注：1、电子结构是3d层电子数；2、原子半径是配位数12的数值
（1）Ni、Mn、Co与γ-Fe的点阵结构、原子 半径和电子结构相似——无限固溶； （2）Cr、V与α-Fe的点阵结构、原子半径和 电子结构相似——无限固溶； （3）Cu和γ-Fe点阵结构、原子半径相近， 但电子结构差别大——有限固溶；
三、对γ-Fe区的影响
A形成元素Ni、Mn等使γ-Fe区扩大→钢在室 温下也为A体 — 奥氏体钢； F形成元素Cr、Si等使γ-Fe区缩小→钢在高 温下仍为F体 — 铁素体钢。
铬对钢γ区的影响
锰对钢γ区的影响
1.3 铁基固溶体
一、臵换固溶体
合金元素在铁点阵中的固溶情况
Me
α Fe
Ti
~7
(1340℃)
碳（氮）化物在奥氏体中的溶解度与加热温度的关系
二、
（2）Me对钢加热奥氏体形成过程的影响
三、Me对钢加热奥氏体晶粒长大的影响
Me对钢加热奥氏体晶粒长大的影响
1.6.2
过冷A体的分解
一、过冷A体的稳定性
1）Ni、Si和Mn，大致保持 C钢的“C”线形状，使 “C”线向右作不同程度的移动；
3、强者先，依次成
K形成元素中，强者优先与C结合，随C↑， 依次形成K。如：在含Cr、W钢中，随C↑，依 次形成M6C，Cr23C6 ，Cr7C3 , Fe3C。 如果钢中C量有限，则弱的K形成元素溶入固 溶体。如：在低碳含Cr、V的钢中，大部分Cr都 在基体固溶体中。
4、NM/NC比值决定了K类型
a) 完全封闭γ区 — Cr、V、 W、Mo、Ti Cr、V与α-Fe完全互溶，量大时→α相 ?
W、Mo、Ti 等部分溶解
b) 缩小γ区 —— Nb等。 稳定γ相—— A形成元素，稳定α相 —— A形成元素。
(a) Ni，Mn，Co
(b) C，N，Cu
(c) Cr，V 图1
(d) Nb,B等 合金元素和Fe的作用状态
M6C：不是一种金属K。复杂六方点阵 。
K也有空位存在 ；可形成复合K , 如 (Cr,Fe,Mo，…)7C3
复杂点阵结构：M23C6 、M7C3 、M3C。 特点：硬度、熔点较低，稳定性较差；
简单点阵结构：M2C、MC。又称间隙相。 特点：硬度高，熔点高，稳定性好。
M6C型不属于金属型的碳化物, 复杂结构， 性能特点接近简单点阵结构。