合金钢中的相变

第三章合金钢中的相变第一节合金元素对奥氏体形成的影响

第二节合金元素对过冷奥氏体转变的影响

第三节合金元素对淬火钢回火转变的影响一、合金钢的加热A化（Austenitingofalloysteel）第一节合金元素对奥氏体形成的影响

一、K在A中的溶解规律(RuleofKdissolution)K溶解影响到钢热处理工艺的制定，决定了钢的组织与性能。基本规律：

1）K稳定性越好，溶解度就越小，如图4。2）温度↓，溶解度↓，→沉淀析出；3）A中有较弱的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℃。4）K稳定差的先溶解。Mn、Cr的K先溶解，V、Ti的K后溶解。如：MC型的溶解温度>1100—1150℃，M7C3、M23C6>950℃。二、A体的均匀化（Averageausteniting）

A体刚形成时，C和Me的分布是不均匀的一般钢的处理都要求有一定的均匀化。合金钢加热均匀化不仅是间隙原子C，置换原子Me也要比较均匀。因为Me扩散比C慢得多，A体均匀化时间比较长，所以合金钢加热处理时的保温时间比较长。三、A体晶粒长大（Austenitegraingrowth）

钢在高温情况下，A体晶粒容易长大。所谓钢过热敏感性就是晶粒长大问题。晶界呈形状是稳定态，它总是力图向这方向进行，球形的第2相要比其它形状的要稳定，所以钢中的第2相也要不断地向球形转变。（乌龟壳、蜜蜂窝呈，什么原因）钢加热刚形成A时，晶粒形状是不稳定的，为降低系统的表面能，晶粒会长大，这是一个自发过程。

Me的作用（EffectofMeongraingrowth）：1）强K形成元素Ti、Nb、V↓↓，W、Mo↓晶粒长大，→∵有K存在和（或）↓DFe

；2）C、N、B↑晶粒长大→∵↑DFe

（↓Fe原子间结合力）；3）Mn在低C钢中有细晶作用，其它钢中都↑晶粒长大；4）用Al脱氧的镇静钢是本质细晶粒钢→AlN、Al2O3稳定细小→↓↓晶粒长大。5）Ni、Co、Cu作用不大。思考题：9、合金钢的热处理工艺与C钢相比有什么不同?

第二节过冷A体的分解(Sub-coolingaustenitedecpmposition)一、过冷A体的稳定性（Sub-coolingaustenitesteadiness）不同合金成分的“C”曲线形状是不同的。按照不同的影响，可分为三类：1）非K形成元素Ni、Si和弱K形成元素Mn，大致保持C钢的“C”曲线形状，只是使“C”曲线向右作不同程度的移动；2）非K形成元素，不改变“C”曲线，但使“C”曲线左移；3）K形成元素，不仅使“C”曲线右移，并且改变了“C”曲线形状。Me的不同作用，使“C”曲线出现了不同形状，大致有五种（如图5所示）：a)只有一个过冷A体最不稳定的鼻子区，如：Ni、Si、Mn；图5a)b)出现二个过冷A区最不稳定的鼻子区，如：Cr、Mo、W、V等，GCr15、42CrMo是典型例子；图5b)c)只有P转变区，如Cr元素，不锈钢2Cr13；图5c)d)只有B转变区，如W、Mo元素，钢34CrNi3Mo；图5d)e)无P、B转变区，如Ni、Mn，不锈钢1Cr18Ni9；图5e)过冷A体稳定性实际上有两个意义：孕育期（incubationperiod）和相变速度。即“C”曲线中恒温下开始转变前的时间和转变开始和终了的水平距离（时间）。一般生产中主要关心的是孕育期。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。二、过冷A体的P、B转变(Sub-coolingausteniteP\Btransformation)在C钢中P转变形成的是Fe3C，只需要C的扩散。而含K形成元素的合金钢发生P转变时，形成的是合金渗碳体或特殊K，还需要Me的扩散。综合影响的顺序：Mo、W、Mn、Cr、Ni、Si

。除Co、Al外，Me只要能溶入A体，都能推迟过冷A体向P体的转变。贝氏体转变时，只有C原子作短程扩散，Me几乎没有扩散。相变形成的是合金渗碳体，Me含量和A中的平均含量相近。所以，Me的作用主要是影响了相变驱动力和C的扩散能力DC。影响的顺序：Mn、Cr、Ni、Si

。而W、Mo、V等元素的影响很小。由以上分析可知；设计和生产上如需要获得贝氏体组织，应选用含Mo、W元素的钢种。各种Me对Ms位置的影响程度是不同的。简单地可用图6所示的热力学理论来解释：由于Me对A、M的自由能相对变化作用不同，从而改变了T0的位置，也影响了Ms位置。1）当↓GA（A1线），T0→，如：Mn、Cr、Ni；2）当↑GM

，又↓GA

（M1和A1线），T0→，如：C；3）当↑GA（A2线），T0→，如：Al、Co。所以，除了Al、Co外，所有Me加入A体中，都会使Ms↓，作用的强弱顺序为：C、Mn、Ni、Cr、Mo、W。思考题：10、A形成元素扩大γ区，稳定A体，F形成元素缩小γ区，但除了Co、Al等少量元素外，几乎所有Me都使“C”曲线右移，起了稳定过冷A体的作用，如何理解?11、Me使“C”曲线右移，即使所谓的“孕育期”变长，“孕育期”的物理意义是什么?12、W、Mo等元素对贝氏体转变影响不大，而对珠光体转变的推迟作用大，如何理解?13、对一般结构钢的成分设计时，要考虑其MS点不能太低，为什么?

第三节合金元素对淬火钢回火转变的影响

一、M分解

二、回火时K的形成三、AR的转变四、对铁素体回复再结晶的影响回火温度的升高－回火组织发生变化、体积发生变化、硬度（马氏体比容最大）回火马氏体－回火屈氏体－回火索氏体

T一、对M分解的影响低温回火时，C和Me的扩散比较困难，Me的影响不大。中温以上，Me的活动能力增强，对M体分解产生不同程度的影响：1）Ni、Mn的影响很小；2）K形成元素阻止M分解，阻止了渗碳体的析出长大；3）Si比较特殊：<300℃时强烈延缓M分解。Si

、Fe的结合力>Fe、C。含2%Si能使M分解温度从260℃提高到350℃以上。二、提高残余奥氏体转变的温度范围

二次淬火：在K形成元素含量较高的合金钢中，rR量较多,随着回

火温度的升高，不断有K析出，rR中C及Me贫化，Ms点升高。若

重新冷却，部分残余奥氏体转变为马氏体，使硬度增加。

三、特殊K形成

沉淀硬化（二次硬化）：在高合金钢中，由于Ti、V、Mo、W等在

500～600度范围内回火时，将沉淀析出这些元素的特殊K，因此硬度不但

不下降，反而再次升高。

四、对铁素体回复再结晶的影响

大部分Me延缓铁素体回复再结晶的过程。Co、Mo、W、Cr、V显著提高，

Si、Mn次之，Ni较小。第四节合金元素对回火脆性的影响

（

Temperedbrittleness）1、第1类回火脆性（低温回火脆性，不可逆回火脆性）特征：①不可逆；②与回火后冷速无关；③晶界脆断。产生原因：200-350℃时，①Fe3C薄膜在晶界形成，↓晶界强度；②杂质元素P、S、Bi等偏聚于晶界，↓晶界强度。Me作用：Mn、Cr促进脆性；

V、Al可改善脆性；

Si推迟脆性温度区。

2、第2类回火脆性(高温回火脆性，可逆回火脆性）特征：①可逆；②回火后慢冷产生，快冷抑制；③晶界脆断。产生原因：450-650℃时，杂质元素Sb、S、As等偏聚于晶界；或N、P、O等杂质元素偏聚于晶界，形成网状或