合金元素的基本定义课件

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1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铁合金化的必要性碳钢缺点:淬透性不高、耐回火性较差2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;钢中的合金元素钢中合金元素的存在方式：常用合金元素：M3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)合金元素对相图固溶体区域的影响扩大奥氏体区：

4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右图:铁素体形成元素Cr对铁碳合金相图的影响5合金元素对共析温度的影响727℃缩小γ区扩大γ区合金元素对共析温度的影响727℃缩小γ区扩大γ区6合金元素对共析含碳量的影响0.77％合金元素对共析含碳量的影响0.77％7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8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.相互作用机理产生晶界偏聚和柯氏气团的主要原因是溶质原子与基相互9

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溶质原子的偏聚是一个自发过程,其一般规律是:不同溶质10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；β￣￣￣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)晶界区溶质偏聚的函数表达式：晶界偏聚的影响因素其11

引起晶界偏聚的因素:1、溶质与基体原子尺寸差异大，即E↑→β↑；

2、溶质在基体中的固溶度，即Co↓→β↑；3、温度低，即T↓→β↑。

备注：固溶度是合金尺寸因素和电子因素的综合体现。引起晶界偏聚的因素:备注：固溶度是合金尺寸因素和电子因12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HC、NPMo、Nb（铌）0℃以下室温附近＞350℃＞500℃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。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13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）＞P

2、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。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14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σ相、AB2相及AB3相。概述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15

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ΔH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碳化物和氮化物的稳定性碳化物和氮化物碳化物和氮化16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。碳化物的点阵结构

WTaHfMoNbZrNiCoFeMnCrVTiⅧⅦⅥⅤⅣ简单密排复杂密排点阵结构判据：

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点阵结构碳化物的点阵结构WT17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等碳化物和氮化物的类型1、简单密排碳化物或氮化物：18

σ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σ相出现。金属间化合物2、形成规律1）第一常周期的Ⅶ族和Ⅷ族元素与Ⅴ和Ⅵ族元素结合，如Cr-Mn、Mo-Fe、W-Co、V-Ni等2）第二常周期的Ⅷ族元素与Ⅴ和Ⅵ族元素结合σ相金属间化合物2、形成规律193、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σ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σ相：Nv＜2.523、形成条件4、合金设计中的电子缺位数计算20

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。AB2相（拉维斯相）2、形成规律21

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－γ/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AB3相（有序相）22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：①奥氏体的形成；②残余碳化物的溶解；③奥氏体的均匀化；④奥氏体的晶粒长大。合金元素对奥氏体形成的影响

奥氏体的形成机制高速加热——α→γ无扩散机制，γ形成后出现碳化物的溶解。低速加热——α→γ扩散机制，同时出现碳化物溶解。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23

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。奥氏体形成的影响因素1、碳化物的稳定性242、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。合金元素对奥氏体晶粒长大的影响由于淬火后组织的性能与奥氏体原始晶粒度有关，所以抑制奥氏体晶粒长大对改善合金钢的强韧性至关重要。

奥氏体晶粒长大的驱动力

驱动力是晶界两侧晶粒的表面自由能差。要阻止晶粒长大，就必须阻碍晶界的移动。2、碳化物对碳扩散激活能的影响合金元素对奥氏体晶粒长大的影25一般地，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。一般地，碳化物熔点高且稳定，当其弥散分布在晶碳化物26注：1100℃时，AlN颗粒溶解，奥氏体晶粒剧烈长大。注：1100℃时，AlN颗粒溶解，奥氏体晶粒剧烈长大。27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γ转变第五节合金元素对过冷γ转变的影响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28

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。

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293）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。3）残留渗碳体的溶解：铁素体全部消失以后，仍有部1）奥氏体304）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。亚共析钢的加热过程：过共析钢的加热过程：

4）奥氏体均匀化：渗碳体全部溶解完毕时，奥氏体的亚共析钢的31

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）。

A12、过冷奥氏体等温冷却曲线的绘制通常将处于A1以下温度尚未发生转变的奥氏体称为过冷奥氏体。钢在冷却时的组织转变实质上是过冷奥氏体的组织转变。冷却时钢的组织转变1、钢的冷却方式A12、过冷奥氏体等温冷321）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。1）等温冷却试验：33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。在不同温度重复上述等温转变试验，可根据试验结34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）。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35板状马氏体①马氏体变温形成,与t保无关②马氏体转变不完全性，钢中常存在残余A（性能下降）,常要求淬火T接近Mf“冷处理”.③马氏体性能与含碳量有关非扩散型（Fe和C均不扩散）C在α-Fe中的过饱和固溶体(bcc)240～-50M片（针）状马氏体马氏体板状：低碳钢中，F和Fe2.4C的复相组织。片状：高碳钢中，复相组织。F饱和+Fe2.4C350～240B下下贝氏体羽毛状：在平行密排的过饱和F板条间，不均匀分布短杆（片状）Fe3C,脆性大，工业上不应用半扩散型（只有C扩散）F饱和+Fe3C550～350B上上贝氏体贝氏体间距：0.03～0.08μm，2000×600～550T屈氏体间距：0.25~0.08μm，1000×650～600S索氏体片层间距：0.25～1.9μm，500×扩散型（Fe和C均扩散）F+Fe3CA1～650P珠光体珠光体特征转变类型相组成转变温度/℃符号组织名称注：w（c）≥1.0％时形成片状马氏体，HRC：64～66；w（c）≤0.2％时形成板状马氏体，HRC：30～50。板状马氏体①马氏体变温形成,与t保无关C在α-Fe中的过饱和363、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3、非共析成分碳钢的等温转变非共析钢的C曲线与共析374、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。ContinuousCoolingTransformationDiagramVc4、共析钢的连续冷却转变C曲线（TTT图）反应了过冷38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。临界冷却速度：是指使奥氏体在冷却过程中直接转变成39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。合金元素对过冷奥氏体转变的影响集中表现在恒温转合金40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显著推迟珠光体和贝氏体转变，C曲线分离。中强和弱碳411）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α相形核长大几个步骤。1）Al、Si增加过冷奥氏体的稳定性，推迟贝氏体转变更非421）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）强碳化物形成元素：直接析出特殊碳化物。对碳化物形核长431）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γ→α转变上2、对碳化物形核长大的影响：1）碳化物形成元素都推迟了碳化物的形核和长大2、对碳化物形44γ→α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γ→α转变的影响（α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γ→α转变，其效果：Cr＞W＞Mo。γ→α转变是一个原子扩散的过程，其转变动力学对γ→453、弱碳化物形成元素：扩大γ相区，稳定奥氏体并强烈推迟γ→α转变。4、非碳化物形成元素：Ni：开启γ相区并稳定奥氏体，增加α相形核功，降低转变温度，强烈阻碍α相形核长大和先共析铁素体析出。Co：由于升高As点，提高γ→α转变温度，促进γ→α转变。3、弱碳化物形成元素：扩大γ相区，稳定奥氏体并强烈推46Si：增加Fe原子间结合力。增大Fe的自扩散激活能，推迟γ→α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α相和碳化物在晶界形核，增长转变孕育期。Si：增加Fe原子间结合力。增大Fe的自扩散激活能，推B、P475、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γ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。5、多种合金元素的综合作用：多种合金元素的综合作用大48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、γ→α转变和碳化物的形成等。

CO元素升高As点，降低α相化学自由能，促进贝氏体转变。降低贝氏体转变的上限温度Bs，推迟贝氏体转变。碳化49绝大多数合金元素都降低Ms点，只有Co和Al相反，如表1-5所示（教材P20）。

对Ms-Mf温度的影响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。绝大多数合金元素都降低Ms点，只有Co和Al相反，如50

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。马氏体亚结构有两种基本形式：一种是具有位错结构对马51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。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523、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α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。3、回火过程的组织变化：第一阶段（室温～250℃）：马氏体中53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。4、回火的种类：1）低温回火（150～250℃）回火的目的是降低应力和脆性，获得回火马氏体组织，使钢具有高的硬度、强度和耐磨性。低温回火一般用来处理要求高硬度和高耐磨性的工件，如刀具、量具、滚动轴承和渗碳件等。（HRC≥60）第四阶段（400℃以上）：碳化物聚集长大，温度越高碳化物越大542）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）3）高温回火（500～650℃）回火的目的是具备良好的综合机械性能（较高的强度、塑性、韧性），得到回火索氏体组织。一般把淬火加高温回火的热处理称为“调质处理”。适用于中碳结构钢制作的曲轴、连杆、连杆螺栓、汽车拖拉机半轴、机床主轴及齿轮等重要机器零件。（28≤HRC≤33）2）中温回火（350～500℃）回火的目的是获得回火55

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。

需要指出，有些钢在250～400℃和450～6556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）碳原子偏聚ε-Fe2.4C析出Fe3C

碳化物形成元素强和中强碳化物形成元素与碳有较强的亲和力，能在马氏体中保留更多的碳，从而阻碍马氏体的分解。弱碳化物形成元素Mn的影响甚微。合金元素对马氏体分解的影响马氏体分解过程为：（C57

非碳化物形成元素

Si：在低温下不易扩散，形成的ε-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。

非碳化物形成元素Si：在低温下不易扩散，形成的ε-58合金元素对回火时残余γ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。合金元素对回火时残余γ转变的影响含碳化物形成元素的59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，形成合金渗碳体。强碳化物形成元素还会析出特殊碳化物。碳钢中，马氏体在低温回火时分解析出的ε-Fe2.4C在260℃以上开始溶解，同时析出Fe3C。合金元素对碳化物析出的影响合金元素Si、Al、P等60

合金元素的特殊碳化物形成机制碳化物形成元素向渗碳体富集，当其浓度超过在合金渗碳体中的溶解浓度时，合金渗碳体就在原位转变成特殊碳化物。1、合金渗碳体原位反应转变成特殊碳化物（如Cr）(Cr,Fe)3C(Cr,Fe)7C3(Cr,Fe)23C62、直接从α相中析出特殊碳化物（如V、Nb、Ti等）当回火温度升高到某一值时，特殊碳化物直接从过饱和α相中大量析出，同时伴有渗碳体的溶解。（如下图）合金元素的特殊碳化物形成机制碳化物形成元素向渗碳体61合金元素的基本定义课件62特殊碳化物既有从原位反应生成，又有直接从过饱和α相中析出。3、混合形成机制直接从过饱和α相中析出的特殊碳化物（如VC）与基体形成共格，不易聚集长大，有强的“次生硬化效应”。特殊碳化物既有从原位反应生成，又有直接从过饱和α相中63钒钢中的VC从过饱和α相的位错中析出，呈薄片状，与基体保持共格，位错被钉扎。图中由于VC非常细小，只能看到VC与基体共格造成的共格应变区。钒钢中的VC从过饱和α相的位错中析出，呈薄片状，与基64钼钢中，棒状Mo2C从过饱和α相中析出，与基体共格。钼钢中，棒状Mo2C从过饱和α相中析出，与基体共格。65铬钢中，原Fe3C在原位转变生成的（Cr,Fe)23C6等由于颗粒粗大，且不与基体共格，不能产生次生硬化。铬钢中，原Fe3C在原位转变生成的（Cr,Fe)2366合金元素对α相再结晶温度的影响马氏体分解后的α相有很高的位错密度，在碳钢中α相高于400℃就开始回复过程，500℃以上开始再结晶过程。1）Ni对Tα再无影响；2）Si、Mn对Tα再略有提高；3）Co、Mo、W、V等显著提高Tα再。几种合金元素配合添加对提高Tα再更有效，可大大减缓高温回火的软化过程。合金元素对α相再结晶温度的影响马氏体分解后的α相有67合金元素对析出金属间化合物的影响低碳或微碳合金马氏体在高温回火时，从基体α相中析出金属间化合物，并产生沉淀强化效应。例如：Fe-Ni系马氏体钢中加入Ti和Mo，时效时析出Ni3Ti、Ni3Mo、Fe2Ti金属间化合物。由于马氏体中由相变引起的高位错密度，提供了沉淀相形核的有利位置和较大的析出速度。析出的金属间化合物为尺寸细小的二维质点，产生高的沉淀强化效果。合金元素对析出金属间化合物的影响低碳或微碳合金马氏68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69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铁合金化的必要性碳钢缺点:淬透性不高、耐回火性较差70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;钢中的合金元素钢中合金元素的存在方式：常用合金元素：M71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)合金元素对相图固溶体区域的影响扩大奥氏体区：

72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右图:铁素体形成元素Cr对铁碳合金相图的影响73合金元素对共析温度的影响727℃缩小γ区扩大γ区合金元素对共析温度的影响727℃缩小γ区扩大γ区74合金元素对共析含碳量的影响0.77％合金元素对共析含碳量的影响0.77％75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76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.相互作用机理产生晶界偏聚和柯氏气团的主要原因是溶质原子与基相互77

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溶质原子的偏聚是一个自发过程,其一般规律是:不同溶质78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；β￣￣￣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)晶界区溶质偏聚的函数表达式：晶界偏聚的影响因素其79

引起晶界偏聚的因素:1、溶质与基体原子尺寸差异大，即E↑→β↑；

2、溶质在基体中的固溶度，即Co↓→β↑；3、温度低，即T↓→β↑。

备注：固溶度是合金尺寸因素和电子因素的综合体现。引起晶界偏聚的因素:备注：固溶度是合金尺寸因素和电子因80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HC、NPMo、Nb（铌）0℃以下室温附近＞350℃＞500℃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。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81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）＞P

2、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。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82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σ相、AB2相及AB3相。概述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83

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ΔH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碳化物和氮化物的稳定性碳化物和氮化物碳化物和氮化84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。碳化物的点阵结构

WTaHfMoNbZrNiCoFeMnCrVTiⅧⅦⅥⅤⅣ简单密排复杂密排点阵结构判据：

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点阵结构碳化物的点阵结构WT85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等碳化物和氮化物的类型1、简单密排碳化物或氮化物：86

σ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σ相出现。金属间化合物2、形成规律1）第一常周期的Ⅶ族和Ⅷ族元素与Ⅴ和Ⅵ族元素结合，如Cr-Mn、Mo-Fe、W-Co、V-Ni等2）第二常周期的Ⅷ族元素与Ⅴ和Ⅵ族元素结合σ相金属间化合物2、形成规律873、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σ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σ相：Nv＜2.523、形成条件4、合金设计中的电子缺位数计算88

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。AB2相（拉维斯相）2、形成规律89

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－γ/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AB3相（有序相）90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：①奥氏体的形成；②残余碳化物的溶解；③奥氏体的均匀化；④奥氏体的晶粒长大。合金元素对奥氏体形成的影响

奥氏体的形成机制高速加热——α→γ无扩散机制，γ形成后出现碳化物的溶解。低速加热——α→γ扩散机制，同时出现碳化物溶解。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91

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。奥氏体形成的影响因素1、碳化物的稳定性922、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。合金元素对奥氏体晶粒长大的影响由于淬火后组织的性能与奥氏体原始晶粒度有关，所以抑制奥氏体晶粒长大对改善合金钢的强韧性至关重要。

奥氏体晶粒长大的驱动力

驱动力是晶界两侧晶粒的表面自由能差。要阻止晶粒长大，就必须阻碍晶界的移动。2、碳化物对碳扩散激活能的影响合金元素对奥氏体晶粒长大的影93一般地，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。一般地，碳化物熔点高且稳定，当其弥散分布在晶碳化物94注：1100℃时，AlN颗粒溶解，奥氏体晶粒剧烈长大。注：1100℃时，AlN颗粒溶解，奥氏体晶粒剧烈长大。95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γ转变第五节合金元素对过冷γ转变的影响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96

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。

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973）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。3）残留渗碳体的溶解：铁素体全部消失以后，仍有部1）奥氏体984）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。亚共析钢的加热过程：过共析钢的加热过程：

4）奥氏体均匀化：渗碳体全部溶解完毕时，奥氏体的亚共析钢的99

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）。

A12、过冷奥氏体等温冷却曲线的绘制通常将处于A1以下温度尚未发生转变的奥氏体称为过冷奥氏体。钢在冷却时的组织转变实质上是过冷奥氏体的组织转变。冷却时钢的组织转变1、钢的冷却方式A12、过冷奥氏体等温冷1001）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。1）等温冷却试验：101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。在不同温度重复上述等温转变试验，可根据试验结102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）。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103板状马氏体①马氏体变温形成,与t保无关②马氏体转变不完全性，钢中常存在残余A（性能下降）,常要求淬火T接近Mf“冷处理”.③马氏体性能与含碳量有关非扩散型（Fe和C均不扩散）C在α-Fe中的过饱和固溶体(bcc)240～-50M片（针）状马氏体马氏体板状：低碳钢中，F和Fe2.4C的复相组织。片状：高碳钢中，复相组织。F饱和+Fe2.4C350～240B下下贝氏体羽毛状：在平行密排的过饱和F板条间，不均匀分布短杆（片状）Fe3C,脆性大，工业上不应用半扩散型（只有C扩散）F饱和+Fe3C550～350B上上贝氏体贝氏体间距：0.03～0.08μm，2000×600～550T屈氏体间距：0.25~0.08μm，1000×650～600S索氏体片层间距：0.25～1.9μm，500×扩散型（Fe和C均扩散）F+Fe3CA1～650P珠光体珠光体特征转变类型相组成转变温度/℃符号组织名称注：w（c）≥1.0％时形成片状马氏体，HRC：64～66；w（c）≤0.2％时形成板状马氏体，HRC：30～50。板状马氏体①马氏体变温形成,与t保无关C在α-Fe中的过饱和1043、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3、非共析成分碳钢的等温转变非共析钢的C曲线与共析1054、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。ContinuousCoolingTransformationDiagramVc4、共析钢的连续冷却转变C曲线（TTT图）反应了过冷106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。临界冷却速度：是指使奥氏体在冷却过程中直接转变成107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。合金元素对过冷奥氏体转变的影响集中表现在恒温转合金108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显著推迟珠光体和贝氏体转变，C曲线分离。中强和弱碳1091）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α相形核长大几个步骤。1）Al、Si增加过冷奥氏体的稳定性，推迟贝氏体转变更非1101）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）强碳化物形成元素：直接析出特殊碳化物。对碳化物形核长1111）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γ→α转变上2、对碳化物形核长大的影响：1）碳化物形成元素都推迟了碳化物的形核和长大2、对碳化物形112γ→α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γ→α转变的影响（α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γ→α转变，其效果：Cr＞W＞Mo。γ→α转变是一个原子扩散的过程，其转变动力学对γ→1133、弱碳化物形成元素：扩大γ相区，稳定奥氏体并强烈推迟γ→α转变。4、非碳化物形成元素：Ni：开启γ相区并稳定奥氏体，增加α相形核功，降低转变温度，强烈阻碍α相形核长大和先共析铁素体析出。Co：由于升高As点，提高γ→α转变温度，促进γ→α转变。3、弱碳化物形成元素：扩大γ相区，稳定奥氏体并强烈推114Si：增加Fe原子间结合力。增大Fe的自扩散激活能，推迟γ→α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α相和碳化物在晶界形核，增长转变孕育期。Si：增加Fe原子间结合力。增大Fe的自扩散激活能，推B、P1155、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γ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。5、多种合金元素的综合作用：多种合金元素的综合作用大116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、γ→α转变和碳化物的形成等。

CO元素升高As点，降低α相化学自由能，促进贝氏体转变。降低贝氏体转变的上限温度Bs，推迟贝氏体转变。碳化117绝大多数合金元素都降低Ms点，只有Co和Al相反，如表1-5所示（教材P20）。

对Ms-Mf温度的影响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。绝大多数合金元素都降低Ms点，只有Co和Al相反，如118

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。马氏体亚结构有两种基本形式：一种是具有位错结构对马119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。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1203、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α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。3、回火过程的组织变化：第一阶段（室温～250℃）：马氏体中121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。4、回火的种类：1）低温回火（150～250℃）回火的目的是降低应力和脆