合金鋼章守華

..v合金鋼，章守華第一章鋼中的合金元素碳素鋼中參加合金元素能改變鋼的使用性能和工藝性能，使合金鋼得到許多碳鋼所不能具備的、優(yōu)良的或恃珠的性質(zhì)。如合金鋼能具有較好的強度和韌性的配合；在低溫下有較高的韌性；在高溫下有較高的硬度、強度、持久強度以及抗氧化性；具有較好的耐蝕性；較好的磁性；良好的工藝性能如冷變形性、淬透性、抗回火穩(wěn)定性、可焊性等等。這主要是由于各種合金元素的參加改變了鋼的內(nèi)部組織和構(gòu)造的緣故。合金元素參加鋼中產(chǎn)生了異類原子之間的相互作用，如合金元素與鐵、碳及合金元素之間的相互作用，它使原來碳鋼中各相的自由能發(fā)生變化，改變了它們的穩(wěn)定性，并產(chǎn)生了許多穩(wěn)定的新相，使整個系統(tǒng)的自由能發(fā)生了變化，從而改變了原有的組織或形成新的組織。合金元素與鐵、碳以及其他合金元素之間的相互作用是合金內(nèi)部的相、組織和構(gòu)造變化的根底。而這些元素之間在原子構(gòu)造、原子尺寸大小及各元素晶體點陣之間的差異，那么是產(chǎn)生這種作用的根源。如合金元素與鐵相互作用，改變了固溶體和固溶體的相對穩(wěn)定性，使在高溫時才穩(wěn)定存在的奧氏體組織，通過合金化，可在室溫甚至在-200℃成為穩(wěn)定的組織。工業(yè)純鐵即使激冷也難得到馬氏體組織，而通過合金化，即使在慢冷的條件下，也可得到無碳的代位式合金馬氏體組織。合金元素和碳相互作用后形成了不同類型的合金碳化物，它們在鋼中的穩(wěn)定性也不一樣，因而對鋼的性能影響也有差異。合金元素之間以及合金元素與鐵之間相互作用能形成一系列金屬間化合物，它們對合金鋼的強化和脆化也起很大作用。目前鋼中常用的合金元素有十幾個，分屬于原子周期表中不同的周期。第II周期：B、C、N；第III周期：A1、Si、P、S；第IV周期：Ti、V、Cr、Mn、Co、Ni、Cu；第V周期：Zr、Nb、Mo；第VI周期：(La)、Ta、W。本章分兩大局部，第一節(jié)到第七節(jié)討論鋼中各元素之間的相互作用，合金相形成條件以及它們在鋼中的相對穩(wěn)定性。第八節(jié)到第十節(jié)討論合金元素對鋼中相變的影響。第一節(jié)鐵基固溶體鐵在加熱和冷卻過程中產(chǎn)生如下的多型性轉(zhuǎn)變：鋼中的合金元素對、和的相對穩(wěn)定性以及多型性轉(zhuǎn)變溫度A3和A4均有極大的影響。合金元素溶在或中形成以為基的固溶體，溶于形成以為基的固溶體。對于那些在中有較大的溶解度，并穩(wěn)定固溶體的合金元素，稱為奧氏體形成元素；在中有較大的溶解度，使不穩(wěn)定的合金元素，稱為鐵素體形成元素。它們和鐵的相互作用特點如下：〔1〕使A3點溫度降低，A4點溫度升高。這類是擴大相區(qū)的奧氏體形成元素。它包括以下兩種情況。開啟相區(qū)：如錳、鈷、鎳等元素與Fe可以無限固溶，使相區(qū)存在的溫度范圍變寬，使和相區(qū)縮小。這些奧氏體形成元素如鎳本來就具有面心立方點陣，而錳和鈷在其多型性轉(zhuǎn)變中，在一定溫度范圍內(nèi)存在著面心立方點陣。這種類型的相圖如圖-1所示。擴大相區(qū)：如碳、氮、銅等元素，它們雖然使相區(qū)擴大，但與—Fe是有限固溶，碳、氮形成間隙固溶體，銅形成代位固溶體。這些元素也是屬于奧氏體形成元素。這種類型的相圖如圖1—2所示。(2)使A3點溫度升高，A4點溫度降低。這類是縮小相區(qū)的鐵素體形成元素，它也包括兩種情況。封閉相區(qū)：這類元素使A3升高，A4下降，在一定濃度處集合處，相區(qū)內(nèi)為相區(qū)所封閉，在相圖上形成圈。如圖1—3所示。屬于這類元素有釩、鉻、鈦、鎢、鉬、鋁、磷、錫、銻、砷等。其中釩、鉻與—Fe無限固溶，其余都與Fe有限溶解?？s小相區(qū)：這類元素與封閉相區(qū)相似，但由于出現(xiàn)了金屬間化合物，破壞了圈。這類元素有硼、鋯、錠、鈮、鉭、硫、鈰等。這類相圖如圖l—4所示。這些元素中，只有碳、氮與鐵形成間隙式固溶體，其余元素與鐵形成代位固溶體。碳、氮擴大相區(qū)主要是受畸變能所制約。碳、氮原子半徑較小，不利于形成代位式固溶體?！狥e點陣的原子間隙比—Fe為大，所以原子半徑小的碳、氮形成間隙的固溶體比形成—Fe固溶體所引起的畸變能小，故碳、氮在—Fe中有較大的溶解度。與鐵形成代位固溶體的元素其擴大與縮小相區(qū)的能力與該元素本身屬于那一族，元素本身晶體點陣類型，該元素與鐵的化學(xué)作用及彈性作用有關(guān)。這種擴大或縮小相區(qū)的能力可以用它們在—Fe和—Fe中的溶解度來衡量。歸納起來有三個影響因素：①電化因素；〔2〕點陣類型〔3〕尺寸因素。如該元素本身具有面心立方點陣(或在其多型性轉(zhuǎn)變中有—種面心立方點陣)，與鐵的電化學(xué)性質(zhì)相近，原子尺寸相近，都有利于擴大相區(qū)。從第四周期元素Ti-V-Cr-Mo-Fe-Co-Ni-Cu來看，隨著原子序數(shù)增高，元素的晶體點陣由體心立方向面心立方過渡，鈦、釩、鉻具有體心立方點陣，錳、鐵、鈷在其多型性轉(zhuǎn)變中有面心立方點陣，而鎳和銅只有單一的面心立方點陣。從對鐵的相區(qū)的作用來看，隨著該元素的原子序數(shù)增高，由縮小相區(qū)類型變化到擴大相區(qū)類型。由鈦到銅隨著原子序數(shù)增加反映著元素內(nèi)部3d電子層價電子增加。鈦的3d層電子為2個，釩為3個，鉻為5個，錳為5個，鐵為6個，鈷為7個，鎳為8個，銅為10個?？磥?d層電子≤5的元素是縮小相區(qū)的，使A3點上升，A4點下降，如鈦和釩，而3d層電子≥5的元素是擴大相區(qū)的，使A3點下降A(chǔ)4點上升，如錳、鉆、鎳、銅。鉻那么又具有過渡性，鉻在＜7.5%時使A3點下降，當＞7.5%時使A3點上升。另一元素錳那么是擴大相區(qū)的?？s小相區(qū)的元素釩和鉻由于具有體心立方點陣，不能與—Fe無限互溶，但與鐵的電化因素和尺寸因素差異較小，因而仍能與—Fe形成無限固溶體。電化因素和鐵差異比較大的元素，在鋼中傾向于形成金屬間化合物，無論在—Fe或—Fe中都具有有限溶解度，如鋁、硅、磷等。尺寸因素對溶解度起著重要作用。鈦、鋯、鈮、鉬、鎢等元素，由于原子尺寸較大，因而在鐵中的溶解度較小，它們與鐵形成尺寸因素化合物一一AB2相(拉夫斯相)，如Fe2Ti、Fe2Zr、Fe2Nb、Fe2Mo、Fe2W等。應(yīng)該指出，由于過渡族金屬鐵具有較高的彈性模量，它與銅等簡單金屬相比較，參加合金元素引起同樣的畸變時，由于彈性模量較高，引起的靜畸變能較大，因而完全互溶的尺寸差異不是＜14%，而是＜8一10%。硼的尺寸因素無論對于與鐵形成間隙固溶體或代位固溶體都極不適宜，都會引起較大的點陳畸變。如形成間隙固溶體時將引起點陣有很大的膨脹；而形成代位固溶體那么點陣有很大的收縮，故硼不管在—Fe或—Fe中都只有較小的溶解度。銅雖處于有利條件之內(nèi)，但在鐵中有限溶解，這是由于電子軌道因素起作用。鐵基固溶體要求d層電子參加結(jié)合，而銅主要是s層電子參加結(jié)合，銅中3d層電子已滿，但銅的3d層電子可以分解，其中一個3d層電子可參與結(jié)合，故在鐵**有一定的溶解度。而銀只有一價，說明銀的4d電子層構(gòu)造很穩(wěn)定，沒有d層電子滿是鐵的點陣要求，因而銀與鐵幾乎完全不溶解。合金元素在或固溶體中的溶解度見表l—1。在鐵基固溶體中，由于溶質(zhì)原子與鐵原子間的差異，通常多少存在著和溶質(zhì)原子完全無序狀態(tài)相偏離的情況。當異類原子間的鍵能(或結(jié)合能)略高于同類原子間的鍵能時，異類原子間結(jié)合時內(nèi)能要升高，因而促使同類原子在鐵基固溶體中偏聚。在這些偏聚區(qū)，溶質(zhì)原子的濃度遠高于它在固溶體中的平均濃度，這種狀態(tài)稱為溶質(zhì)原子的偏聚狀態(tài)。當異類原子間的鍵能(或結(jié)合能)略低于同類原子間的鍵能時，異類原子傾向于互相吸引，溶質(zhì)原子的近鄰大都是鐵原子，這種狀態(tài)稱為短程有序。其實這兩種狀態(tài)都導(dǎo)致短程有序。為了說明固溶體中原子的分布狀態(tài)，引入了短程有序參數(shù)：式中，那么=0，即為完全無序固溶體。當，那么＞0，即溶質(zhì)原子周圍溶劑原子濃度小固溶體平均濃度，出現(xiàn)溶質(zhì)原子的偏聚。假設(shè)，那么＜0，即溶質(zhì)原子周圍溶劑原子濃度大于固溶體平均濃度，以異類原子為近鄰，出現(xiàn)短程有序。這種溶質(zhì)原子的偏聚或短程有序都會引起鐵基固溶體的強化效應(yīng)。許多鐵基固溶體中都存在溶質(zhì)原子的偏聚，如Fe—Cr，F(xiàn)e—Mo，F(xiàn)e—V，F(xiàn)e—Cu等合金和Fe—Ni-Co-Mo馬氏體時效鋼中都發(fā)現(xiàn)溶質(zhì)原子的偏聚現(xiàn)象。另外一些合金中，如Fe—Al，F(xiàn)e—Si，F(xiàn)e—Cr—A1，Ni—Cr，Ni-Al，Ni—Mo等合金中都存在短程有序現(xiàn)象。第二節(jié)合金元素與鋼中晶體缺陷的相互作用鋼和金屬中的晶體缺陷包括相界、晶界、亞晶界、位錯及層錯等。在這些晶體缺陷附近，原子排列的規(guī)那么性受到破壞，發(fā)生點陣的畸變。與完整晶體相比較，這些晶體缺陷區(qū)具有較高的畸變能。合金元素和雜質(zhì)元素溶于基體后，與晶體缺陷產(chǎn)生交互作用，溶質(zhì)原子在內(nèi)界面缺陷區(qū)的濃度大大超過在基體中的平均濃度，我們稱這種現(xiàn)象為晶界內(nèi)吸附現(xiàn)象。溶質(zhì)原子在位錯的吸附稱為科垂爾氣團。在層錯附近形成溶質(zhì)原子的成分異常區(qū)，稱為鈴木氣團。所以溶質(zhì)原子在鋼中的含量雖極微，但由于和晶體缺陷的交互作用，在缺陷區(qū)可以形成很高程度的溶質(zhì)原子的富集，并對組織和性能產(chǎn)生巨大的影響，如晶界的擴散、高溫晶界強化、晶界脆性斷裂、晶間腐蝕、組織轉(zhuǎn)變時在晶體缺陷處優(yōu)先形核等等。淬火鋼高溫回火(400—650℃)時，由于磷、砷、錫、鉍、銻等雜質(zhì)原子在原奧氏體晶界的內(nèi)吸附，引起了鋼的高溫回火脆化。應(yīng)用俄歇電子能譜術(shù)和離子探針對高溫回火脆化的斷口的深度分析，均證明了磷在晶界的內(nèi)吸附。圖l—5為磷在鎳鉻調(diào)質(zhì)鋼脆化晶界的濃度沿深度的分布。磷在晶界外表的濃度達4.72%，晶界兩側(cè)內(nèi)吸附區(qū)的寬度約60à。磷在晶界外表濃度比晶內(nèi)平均濃度高兩個數(shù)量級。硼鋼中由于硼在奧氏體晶界的內(nèi)吸附，大大提高了構(gòu)造硼鋼的淬透性，提高了耐熱鋼和耐熱合金的高溫持久強度。硼在奧氏體晶界的內(nèi)吸附，由于應(yīng)用了中子活化技術(shù)而進一步得到證實。由于合金元素在內(nèi)界面的吸附，使這些缺陷成為新相形核的有利位置。如鋼中奧氏體分解，因為碳在晶塊邊界的強烈吸附，使ε—FexC在晶塊邊界優(yōu)先析出。合金元素與位錯和層錯交互作用而形成偏聚，也是新相形核的有利位置。如含鈮奧氏體耐熱鋼中，鈮降低層錯能，因而富集了層錯，并促進擴展位錯出現(xiàn)，最終在此形成NbC沉淀。以上僅舉幾例說明溶質(zhì)原子的內(nèi)界面吸附和在位錯的偏聚是鋼和合金中的普遍現(xiàn)象，其產(chǎn)生的重要原因是溶質(zhì)原子與缺陷的彈性作用。比鐵原子大的溶質(zhì)原子如占據(jù)受X應(yīng)力擴X的點陣位置時，所引起的點陣畸變能減??；而比鐵原子小的溶質(zhì)原子占據(jù)受壓縮的點陣位置時，也能使畸變能減小。點陣發(fā)生畸變需要很大的能量，如把—Fe點陣向各方向彈性地擴X10%，所需應(yīng)力為1575公斤／毫米2，相應(yīng)的畸變能為15千卡／克原子。由此可見，溶質(zhì)原子引起點陣畸變需很大的應(yīng)變能量，但溶質(zhì)原子向畸變區(qū)富集卻可使系統(tǒng)畸變能降低，故晶界內(nèi)吸附現(xiàn)象和溶質(zhì)原子在位錯的偏聚會自發(fā)地進展，從而到達熱力學(xué)上的穩(wěn)定狀態(tài)。位錯周圍有彈性畸變區(qū)存在。一個刃型位錯，滑移面上邊受壓應(yīng)力，下邊受X應(yīng)力。比鐵原子小的代位式溶質(zhì)原子趨向于占據(jù)刃型位錯上邊的壓應(yīng)力區(qū)的點陣，而比鐵原子大的代位式溶質(zhì)原子和間隙式溶質(zhì)原子趨向于刃型位錯下邊X應(yīng)力的點陣區(qū)，形成溶質(zhì)原子氣團，而使系統(tǒng)總的畸變能減小，如圖1—6所示。像亞晶界和晶塊邊界等小角度晶界是由位錯構(gòu)成的，其內(nèi)吸附應(yīng)和位錯對溶質(zhì)原子的作用一樣。晶界層內(nèi)的原子排列比較稀疏，代位式和間隙式溶質(zhì)原子處在晶界層產(chǎn)生的畸變能比處在晶內(nèi)產(chǎn)生的畸變能要小很多，這種畸變能之差產(chǎn)生晶界內(nèi)吸附。此外，溶質(zhì)原子與晶界和晶內(nèi)點陣的靜電交互作用也會對晶界內(nèi)吸附起作用。根據(jù)熱力學(xué)推導(dǎo)，并經(jīng)過簡化，可以得出溶質(zhì)原子內(nèi)吸附的近似關(guān)系式：不同溶質(zhì)原子的Q值不同，晶界內(nèi)吸附濃度比Cg/Co就有差異。溶質(zhì)原子與基體原子半徑(或間隙尺寸)差越大，所引起的Q值也越大，溶質(zhì)原子在缺陷處的富集也越顯著，即使在較高溫度下也產(chǎn)生內(nèi)吸附現(xiàn)象。與基體原子半徑(或間隙尺寸)差異小的溶質(zhì)原子，由于Q值小，只有在較低的溫度下才能鉸明顯地出現(xiàn)內(nèi)吸附現(xiàn)象。例如硼具有極為不利的尺寸因素，因此在550—950℃溫度范圍，在奧氏體晶界均產(chǎn)生強烈的內(nèi)吸附。又如鈮、稀土元素與鐵的原子半徑差異大，無論在鐵素體或奧氏體中，在晶界和位錯處均有強烈的富集傾向。溫度能影響晶界等缺陷處的內(nèi)吸附濃度，假定在一定溫度范圍內(nèi)Q不隨溫度變化，隨著溫度降低，Cg／Co值越高，內(nèi)吸附現(xiàn)象越強烈。隨著溫度升高Cg／Co值減小，內(nèi)吸附現(xiàn)象減弱，在—定溫度以上，晶界和晶內(nèi)溶質(zhì)原子濃度差就大大降低。如磷在原奧氏體晶界的內(nèi)吸附是產(chǎn)生高溫回火脆性的原因，在400—600℃范圍回火慢冷或長時間回火，磷就產(chǎn)生內(nèi)吸附，引起鋼的回火脆性。已產(chǎn)生回火脆性的鋼，重新加熱到650℃以上溫度，使磷在晶界的濃度有較大的降低，然后快冷以抑制磷在晶界再發(fā)生強烈內(nèi)吸附，便可消除回火脆性。硼鋼中隨著淬火溫度升高而淬透性下降的反常現(xiàn)象，也正好說明這一點，如圖l－7所示。在830℃具有最高的淬透性，隨著淬火溫度升高，淬透性下降，到1100℃，硼鋼的淬透性和無硼鋼的淬透性相當，說明在1100℃，硼在奧氏體中的內(nèi)吸附現(xiàn)象已根本消失。內(nèi)吸附的形成及內(nèi)吸附的消散是個擴散過程，只有在溶質(zhì)原子能夠擴散的溫度范圍才能發(fā)生，而且，需要一定的時間才能到達某溫度的穩(wěn)定平衡狀態(tài)。例如氫原子擴散激活能很小，在0℃以下就顯著地發(fā)生擴散，并吸附于位錯形成氣團。碳、氮原子需要在室溫附近在鋼中才有明顯的內(nèi)吸附現(xiàn)象。磷原子在350℃以上溫度即可產(chǎn)生內(nèi)吸附。鉬、鈮等高熔點金屬的溶質(zhì)原子，只有在500℃以上才有明顯的內(nèi)吸附現(xiàn)象發(fā)生。從動力學(xué)方面來看，假設(shè)基體中溶質(zhì)原子平均濃度C0越小，產(chǎn)生顯著的內(nèi)吸附濃度所需要的時間也越長。減低溶質(zhì)原子擴散激活能的因素，會加速溶質(zhì)原子在晶體缺陷處的內(nèi)吸附進程。應(yīng)該指出，某種溶質(zhì)原子在基體中完整晶體點陣區(qū)和缺陷區(qū)所引起的畸變能差Q值并不是一個常數(shù)，它受許多因素的影響，如受溫度和缺陷處原子排列混亂程度所影響?；兡苋Q于溶質(zhì)元素晶體的彈性模量和基體的切變模量。隨著溫度升高，彈性模量和切變模量就要下降。所以，同樣的溶質(zhì)原子，在高溫下引起的畸變能就小，在低溫下引起的畸變能就大。這一點也可以說明為什么在高溫下內(nèi)吸附現(xiàn)象就要減弱，以致在其一溫度以上實際不產(chǎn)生內(nèi)吸附現(xiàn)象?；w中缺陷處原子排列越混亂，溶質(zhì)原子在缺陷處和完整晶體間畸變能差值就越大，溶質(zhì)原子的吸附現(xiàn)象就越顯著。鋼中的相界、晶界、亞晶界，奧氏體中非共格孿晶界和共格孿晶界、位錯等地方，溶質(zhì)原子的吸附是不會相等的。同樣是晶界，也可以由于相鄰兩晶粒位向差不同，外表能不同，在內(nèi)吸附現(xiàn)象上出現(xiàn)差異。第一種溶質(zhì)元素的內(nèi)吸附還受第二種溶質(zhì)元素的影響。產(chǎn)生畸變能大的溶質(zhì)元素，其內(nèi)吸附傾向較強烈，并會減弱另一溶質(zhì)元素的內(nèi)吸附。假設(shè)第二種溶質(zhì)元素改變了某內(nèi)吸附元素實在鐵中的擴散激活能，也影響內(nèi)吸附的近程。增高內(nèi)吸附元素的擴散激活能的第二元素將減慢內(nèi)吸附進程；反之，那么加快內(nèi)吸附進程。如猛和鉬對磷在—Fe中擴散激活能影響不同，對回火脆性的影響那么相反。錳降低磷在—Fe中擴散激活能，加速磷的擴散，使磷的內(nèi)吸附進程加快，因而錳是促進高溫回火脆性的元素。而鉬增加磷在—Fe中擴散激活能，減慢磷在晶界的內(nèi)吸附進程，因而鉬是改善鋼的高溫回火脆性的元素。晶體的點陣類型對代位式溶質(zhì)原子的內(nèi)吸附不產(chǎn)生顯著影響，但對間隙式溶質(zhì)原子那么有較大影響。這是由于面心立方或密排六方點陣中原子間隙位置的容積大于體心寸方點陣的的間隙位置的容積。因此間隙溶質(zhì)原子在體心立方點陣中造成的畸變較大，其內(nèi)吸附也強烈。如碳、氮在鐵素體或馬氏體中的內(nèi)吸附比在奧氏體中更顯著。許多合金元素和雜質(zhì)元素都能在鋼中產(chǎn)生晶界內(nèi)吸附，如鋯、鈦、鈮、鉬、磷、硼、銻、錫、砷、鉍、稀土元素、碳和氮等。其中鋯、鈦、鈮、鉬、銻、稀土元素等形成代位式固溶體，它們的原子半徑都比鐵大，都有強烈的內(nèi)吸附現(xiàn)象。磷也與鐵形成代位式固溶體，但原子半徑小，也有強烈的內(nèi)吸附傾向。碳、氮在在鐵中也有強烈內(nèi)吸附傾向。只有硼原子的尺寸無論形成代位固溶體還是間隙固溶體，都使基體點陣造成很大畸變，在鋼中有最強烈的內(nèi)吸附傾向。溶質(zhì)原子在層錯附近的偏聚為鈴木氣團。實驗說明，合金的層錯能是成分的函數(shù)，并且隨成分的變化而作連續(xù)的變化。假設(shè)溶質(zhì)元素的參加使層錯能下降，就會在層錯附近形成溶質(zhì)原子的的成分異常區(qū)，發(fā)生溶質(zhì)原子的偏聚。如面心立方奧氏體鋼中，硅、錳、鉻等元素都降低層錯能，都會引起溶質(zhì)原子的偏聚，并使擴展位錯變寬。鈮、釩、鈦和鉭原子能夠富集于層錯，形成偏聚，并且產(chǎn)生NbC、VC、TiC和TaC的核心，最終出現(xiàn)這些碳化物的層錯沉淀相。第三節(jié)鋼中碳化物形成規(guī)律碳化物是鋼中的重要組成相之一，碳化物的類型、數(shù)量、大小、形狀及分布對鋼的性能有極重要的影響。碳化物具有高硬度和脆性，并具有高熔點。各種碳化物的硬度和熔點見表1—2。從具有高硬度來看，這正是共價鍵化合物的特點，所以合金元素與碳之間可能存在共價鍵；但碳化物還具有正的電阻溫度系數(shù)以及低溫下的超導(dǎo)性，這說明它具有金屬的導(dǎo)電特性，故金屬原子間仍然保持著金屬鍵。出此可以認為碳化物具有混合鍵，它同時具有金屬鍵和共價鍵的特點，但是總的來說是以金屬健占優(yōu)勢。過渡族金屬的碳化物中，金屬原子和碳原子相互作用排列成密排或稍有畸變的密排構(gòu)造，金屬原子處于點陣結(jié)點上，而尺寸較小的碳原子在點陣的間隙位置。如果金屬原子間的間隙是夠大，可以容納碳原子時，碳化物就可以形成簡單密排構(gòu)造。假設(shè)這種間隙還不是容納碳原子時，就得到比簡單構(gòu)造稍有變形的復(fù)雜密排構(gòu)造。所以過渡族金屬的原子半徑(rm)和碳原子半徑(rc)的比值(rc／rM)決定了可以形成簡單密排還是復(fù)雜構(gòu)造的碳化物。金屬元素的rc／rm值如下：形成碳化物的條件如下：1.當rc／rM＜0．59時，形成簡單點陣的碳化物，即間隙相。(1)形成NaCL簡單立方點陣的碳化物，有釩族元素(V、Nb、Ta)及鈦族元素(Ti、Zr、Hf)，如TIC、ZrC、VC、NbC等。其中金屬原子與碳原子的比例是1：1。但實際上碳化物中碳原子有缺位，在TiC中碳原子在25～50％〔原子〕濃度范圍內(nèi)變化，NbC中碳原子在20～50%(原子)變化，而VC中碳在43—50%(原子)變化。碳原子濃度的變化影響到碳化物的硬度，碳原子濃度在下限時硬度較低，隨著碳濃度的增加硬度升高。這種間隙相的點陣常數(shù)隨含碳量有所變化，如TiC當碳在25％(原子)濃度時，其點陣常數(shù)a＝4.27kX，而碳在50％(原子)時a＝4.32kX。(2)形成六方點陣的碳化物，主要是鎢、鉬元素形成的碳化物，如Mo2C、W2C、MoC、WC等。Mo2C及W2C的點陣常數(shù)a＝2.99kX、c=4.72kX、c／a＝1.58，是密排六方點陣，單位品胞內(nèi)有6個金屬原子，3個碳原子。WC及MoC的點陣常數(shù)a＝2．90kX、c＝2.93kX、c／a≈1，是簡單六方點陣，單位晶胞內(nèi)只有3個金屬原子和3個碳原子。上述MC和M2C型碳化物的單位晶胞見圖1－8。2．當rc/rM＞0.59時，形成復(fù)雜點陣的碳化物。此時晶體簡單密排點陣如不發(fā)生變化，其間隙已不能容納碳原子。因此碳化物的晶體構(gòu)造就很復(fù)雜。(1)復(fù)雜立方點陣，有鉻和錳的碳化物，如Cr23C6和Mn23C6在一個晶胞內(nèi)有92個金屬原子，24個碳原子，點陣常數(shù)a＝10.64kX。M23C6型碳化物的單位晶胞見圖l—9。(2)復(fù)雜六方點陣，有Cr7C3n和Mn7C3兩種碳化物。在一個晶胞內(nèi)有56個金屬原子，24個碳原子，點陣常數(shù)a＝13.98kX、c＝4.523kX。(3)正交晶系點陣，有Fe3C和Mn3C兩種碳化物。在單位晶胞內(nèi)有72個金屬原子和24個碳原子，點陣常數(shù)a＝4.5144kX、b＝5.078kX、c＝6.7297kX。M3C型碳化物的晶胞見圖1—10。3.在鋼中由于Fe—Me—C三種元素存在，還會形成三元碳化物?！?〕復(fù)雜立方點陣M6C型碳化物。如在Fe—W—C和Fe—Mo—C系中形成的Fe3W3C〔或Fe4W3C〕和Fe3Mo3C〔或Fe4Mo2C〕兩種碳化物。每個單位晶胞中有96個金屬原子和16個碳原子，點陣常數(shù)a＝11.04kX。M6C型碳化物的單位晶胞見圖1—11。在鉬鋼中當Mo／C〔原子〕＞0.23時出現(xiàn)M6C，當W／C〔原子〕≥1.32時碳化物主要為M6C。在鎳基合金中含鉬高時，出現(xiàn)Ni3Mo3C類型的M6C碳化物。(2)具有復(fù)雜立方點陣的M23C6型碳化物。在含鎢或鉬的鋼中出現(xiàn)Fe21Mo2C6和Fe21W2C6兩種三元碳化物，它與Cr23C6具有同樣的復(fù)雜立方點陣，每個單位晶胞中有92個金屬原子〔其中8個W或Mo原子，其余是Fe原子〕和24個碳原子，點陣常數(shù)a＝10.638kX。鉬鋼中當Mo/C〔原子〕＝0.087～1.22，過冷奧氏體高溫分解產(chǎn)物出現(xiàn)Fe21Mo2C6。在鎢鋼中當W／C(原子)＝0.15～1.57范圍出現(xiàn)Fe21W2C6。碳化物的構(gòu)造與金屬元素周期表中的位置有密切的聯(lián)系，如圖l—12所示。第IV和V族金屬元素形成穩(wěn)定的立方晶系NaCL構(gòu)造的MC型碳化物。VI族的鉻、鉬、鎢主要形成六方晶系的碳化物。VII和VIII族金屬元素主要形成正交晶系的碳化物。其中鉻和錳處于過渡型，其碳化物三種晶系均有。簡單立方晶系和簡單六方晶系的間隙相均有極高的熔點和硬度，反映碳和金屬原子間形成共價鍵的傾向較強，而具有復(fù)雜構(gòu)造的間隙化合物具有較低的熔點(或分解溫度)和硬度，反映碳原子與金屬原子間的親和力較小。鋼中往往同時存在著多種碳化物形成元素，形成含有多種碳化物元素的復(fù)合碳化物，即一種碳化物中可溶解其它元素。各種碳化物之間可以完全溶解或局部溶解。影響溶解度的因素仍然是：(1)電化因素，(2)點陣類型，(3)尺寸因素。1.完全互溶如果上述三個因素都適宜，即各種碳化物具有一樣的點陣類型，碳化物中的金屬原子的外層價電子構(gòu)造相近，原子尺寸差＜8—10％，那么形成的碳化物彼此能夠完全互溶，即碳化物中的金屬原子可以任意彼此互相置換。(1)Mn3C—Fe3C系：由于二者都屬正交晶系，錳和鐵二者在電化因素和尺寸因素都適宜，兩種碳化物可以完全互镕。如在含錳鋼中形成〔Fe,Mn〕3C復(fù)合碳化物，F(xiàn)e3C中的鐵原子可以任意被錳原子置換。(2)NaCl構(gòu)造的MC型碳化物：鈦、釩、鈮、鋯、鉭的碳化物彼此也能無限溶解，如VC—TiC，VC—NbC、ZrC—NbC等都能形成連續(xù)固溶體。在含釩和鈦的鋼中形成(V，Ti)C復(fù)合碳化物，釩和鈦的原子可以任意置換。唯一例外的是VC—ZrC，雖然二者點陣類型一樣，電化因素相近，但釩和鋯原子尺寸差異超過了完全溶解的臨界尺寸，所以VC—ZrC之間是有限溶解。(3)M6C型碳化物：在含鎢鉬的高速鋼中形成M6C6型復(fù)合碳化物，F(xiàn)e3(W，Mo)3C，其中鎢鉬原子可以互相置換。以上僅舉幾個常見的例子，說明碳比物之間可以完全互溶。其他如Fe21Mo2C6和Fe21W2C6，Mo2C－W2C之間也可以完全互熔。在三種或多種碳化物之間，只要能滿是上述完全互溶條件，也可以形成三元完全互溶的碳化物，如VC—NbC—TaC之間可以形成(V，Nb，Ta)C，其中釩、鈮、鉭三種原子可以任意相互置換。2．有限溶解如果三個因素中任意—個不適宜，那么碳化物之間就形成有限溶解。(1)Fe3C中可溶解一定量的鉻、鉬、鎢、釩等元素，而鈦、鉻等元素溶解甚微。滲碳體中可溶解28％Cr、≤14％Mo、2％W、≤3％V，形成合金滲碳體。如在GMnMoV鋼中形成(Fe，Mn，Mo，V)3C復(fù)合碳化物。鉻鋼中形成〔Fe，Cr)3C，假設(shè)其中鉻含量超過28％，那么以鐵為主的(Fe，Cr)3C就要發(fā)生轉(zhuǎn)變，形成以鉻為主的碳化物(Cr，F(xiàn)e)7C3。所以在滲碳體中如果碳化物形成元素在其中的富集，超過了它們在滲碳體中的溶解度，那么滲碳體就要發(fā)生轉(zhuǎn)變，形成以合金元素為主的特殊碳化物。這種現(xiàn)象在淬火鋼高溫回火時，或鐵素體珠光體型耐熱鋼在長期使用期間都會發(fā)生。(2)Cr23C6中可以局部溶解鐵、鉬、鎢、錳、釩、鎳等元素，鐵可溶解達25％，在奧氏體耐熱鋼中形成(Cr，F(xiàn)e，Ni，Mn，W，Mo)23C6型的復(fù)合碳化物。(3)MC中幾乎不溶解鐵，溶解度較小的有鉻和錳，溶解最大的為鎢和鉬。例如WC在VC中最大的溶解度為85—90％，在1500℃(4)M2C在W2C和Mo2C中可以溶解大量的鉻，鉻置換鎢和鉬。在W2C中鉻可置換75％的鎢原子，到達W0.5Cr1.5C。在Mo2C中鐵可置換5％的鉬原子。以上僅舉幾個常見的有限溶解的例子，另外在Cr7C3等碳化物中同樣可以溶解其他碳化物形成元素。鋼中各種碳化物的相對穩(wěn)定性，對于其形成和轉(zhuǎn)變，溶解、析出和聚集長大有著極大的影響。碳化物在鋼中的相對穩(wěn)定性取決于合金元素與碳的親和力的大小，也就是合金元素與碳之間形成共價鍵傾向的強弱。鋼中碳化物形成元素都是過渡族金屬，它們與碳的親合力的大小，主要取決于其d層電子數(shù)。金屬元素的d層電子數(shù)越少，它與碳的親合力就越大，所形成的碳化物在鋼中也就越穩(wěn)定。下面給出第三、四、五周期的合金元素的d層電子數(shù)。從第四周期合金元素來看，與碳的親合力鈦＞釩＞鉻和錳，而鈷和鎳的3d層電子比鐵的數(shù)值高，與碳的親合力比鐵弱，故在鋼中不形成碳化物。在鋼中碳化物相對穩(wěn)定性的順序如下：Ti＞Zr＞Nb＞V＞W(wǎng)＞Mo＞Cr＞Mn＞Fe＞Co＞Ni鈦、鋯、鈮、釩是強碳化物形成元素，形成最穩(wěn)定的MC型碳化物：鎢、鉬、鉻是中等強碳化物形成元素；錳和鐵是屬于弱碳化物形成元素。在合金鋼中如果多種碳化物形成元素同時存在。一般強碳化物形成元素優(yōu)先與碳結(jié)合形成其碳化物。如含鈦、釩、鈮、鋯的鋼就優(yōu)先形成MC型的碳化物。合金碳化物在鋼中的行為與其自身的穩(wěn)定性有關(guān)，強碳化物形成元素形成的碳比物比較穩(wěn)定，其溶解溫度也較高，而溶解速度較慢，析出后聚集長大速度也較低。如MC型碳化物在900℃以上才開場溶解于Y—Fe中，1100℃以上才大量溶解，在500—700℃范圍析出時，又有較低的聚集長大速度，因而可以成為鋼中的強化相。中強碳化物形成元素鎢和鉬形成的M2C型碳化物在鋼中的穩(wěn)定性鉸差，但仍可做500—650℃范圍的強化相。含鉻的碳化物C23C7的穩(wěn)定性更差，只有在少數(shù)耐熱鋼中，經(jīng)過綜合合金化后，才有較高的穩(wěn)定性。M7C3及M3C型碳化物很容易溶解和析出，并有較大的聚集長大速度，因此不能作為高溫強化相。碳化物在鋼中的穩(wěn)定性還受到其他合金元素的影響。強碳化物形成元素溶解于弱碳化物中，可提高弱碳化物的穩(wěn)定性，使其在基體中的溶解溫度升高，降低其溶解速度。在析出時減慢其聚集長大速度。如鉻、鉬、鎢、釩等溶于Fe3C中形成合金滲碳體，(Fe，M)3C比Fe3C有較高的穩(wěn)定性；又如鉬、鎢、釩等可溶于(Cr，F(xiàn)e)23C6，形成(Cr，F(xiàn)e，V，Mo，W)23C6，增高了(Cr，F(xiàn)e)23C6的穩(wěn)定性，故在奧氏體耐熱鋼中，(Cr，F(xiàn)e，Mo，W)23C6可以作為沉淀強化相。假設(shè)鋼中存在弱碳化物形成元素錳(還有鉻)，少量溶于強碳化物中，可以降低其在鋼中的穩(wěn)定性，降低其在鋼中的開場溶解溫度，加快其溶解速度。例如在含鈦或釩的鋼中，參加＞1.4％Mn，那么TiC或VC開場大量溶于的溫度大大降低，對VC來說，從1100℃降低到900℃。含多種碳化物形成元素的鋼中，鉻還能阻止MC型碳化物生成，延遲M2C型碳化物出現(xiàn)。如高鎢鋼中鉻能阻止WC生成，在鉻—鉬—釩鋼中，鉻＞3％就能阻止VC生成，推遲Mo2C析出。但鉻能促進鎢鋼個M23C6的生成，使〔Fe，W，Cr〕23C6在很寬的成分范圍內(nèi)變動。不同的碳化物形成元素還可以改變碳化物析出的形狀。如釩鋼的馬氏體回火時，VC析出呈片狀，當釩鋼中參加鉻了以后，VC在回火馬氏體中呈短粒狀析出，后者的形態(tài)具有較好的強化效果。第四節(jié)鋼中的氮化物由于冶煉時或多或少要吸收大氣中的氮，所以鋼中要形成鐵或其他合金元素的氮化物；鋼外表滲氮時，也要形成鐵或其他合金元素的氮化物。氮化物對鋼的性能也有明顯的影響。氮化物都生成間隙相，它具有高硬度和脆性、高熔點、正的電阻溫度系數(shù)以及低溫下的超導(dǎo)性。雖然總的說來，氮化物是以金屬鍵占優(yōu)勢，但是氮和金屬原子之間也有存在共價鍵的可能。銅中氮化物的硬度和熔點見表l—3。此外，鋼液用鋁脫氧還形成氮化鋁(AIN)，A1N屬于正常價的非金屬化合物。氮和過渡族金屬形成的氮化物都屬于簡單密排構(gòu)造，金屬原子處于點陣結(jié)點上，而尺寸較小的氮原子那么處于點陣的間隙位置上。由于氮原子的原子半徑rN比碳的rc小，rN＝0.71A而rc＝0.77A，所以氮原子半徑和金屬原子半徑之比rN/rM均小于0.59，只能出現(xiàn)簡拉密排構(gòu)造。各種合金元素的rN／rM值如下：氮化物屬于NaCL型簡單立方點陣的有TiN、NbN、VN、ZrN、Mo2N、W2N、CrN、MnN、、等，其中錳的氮化物點陣稍有畸變，屬于正方點陣(其c/a＜1)。氮化物的含氮量是在一定范圍內(nèi)變化的，這是因為有氮原子的缺位存在，如TiN中氮在30—50％(原子)范圍變化，中中氮在19—21％(原子)范圍變化。由于氮原子的缺位，其點陣常數(shù)也略有減小。屬MN型氮化物的點陣常數(shù)在4.13—4.59A范圍變化，屬于MnN氮化物的點陣常數(shù)在3.77—3.80A范圍變化。屬于簡單密排六方點陣的氮化物有TaN、WN、Nb2N、MoN、Cr2N、、2N等。其中TaN、Nb2N、、Mn2N和Mo2C的點陣相似，其c／a值在1.60～1.865范圍，而MoN、WN、Cr2N和MoC點陣相似，其c／a值在0.977—1.016范圍。AlN為密排六方點陣，a＝3.11A，c／a＝1.6，不屬于間隙相，氮原子并不處于鋁原子之間的間隙位置。它具有與ZnS一樣的點陣，如圖1—13所示。氮化物之間也可以互相溶解，形成完全互溶或有限溶解的復(fù)合氮化物。如果氮化物的點陣類型一樣，金屬原子的電化因素、尺寸因素相近，那么可以完全互溶，否那么就是有限溶解。如－、TiN—VN等是完全互溶的。有限溶解的氮化物的相互溶解度受兩者金屬間尺寸差異的影響，二者原子半徑差越小，溶解度越大。高鉻鋼外表滲氮后存在(Fe，Cr)2N及(Fe，Cr)4N等復(fù)合氮化物。氮化物和碳化物之間也可以互相溶解，形成碳氮化物。如含氮的Cr—Ni或Cr—Mn不銹鋼，氮原子可以置換(Cr，F(xiàn)e)23C6中的局部碳原子，形成(Cr，F(xiàn)e)23(C，N)6的碳氮化物。在Cr—Mn—C—N奧氏體鋼中出現(xiàn)成分為(Cr17Fe4Mn2)(C5.7N0.3)的碳氮化物。鋼中的TiN中的氮也可以被碳局部地置換，形成Ti〔〕，TiN呈金黃色，Ti(NC)的顏色隨含碳量而加深，由桔紅色變?yōu)樽仙ｄ撝械锏姆€(wěn)定性對鋼的組織和析出相類型及性能也有很大影響。和碳化物一樣，但凡d層電子越少的過渡族金屬，和氮親合力就越大。鈦、鋯、鈮、釩是強氮化物形成元素，在鋼中形成自己固定的氮化物，它們幾乎不溶于奧氏體，一般視為夾雜物。如含鈦具有FeB型的硼化物有TiB、MnB、FeB等，屬于正交晶系，單位晶胞中有8個原子，金屬原子和硼原子各4個。其中硼原子呈鏈狀排列。在鋼滲硼時，外表可得到FeB相，它含有16.25％B，其點陣常數(shù)a＝5.506A、b＝2.952A、c＝4.061A。FeB的熔點為1540℃，硬度為1800—2000HV。這種硼化物有較大的脆性。鋼中還存在類似Fe3C的Fe3B相。硼原子可以置換Fe3C中的碳原子，其置換率可達80％，形成Fe3B0.6C0.2類型的化合物。這種大尺寸的硼原子可以取代小尺寸的碳原子的現(xiàn)象，說明在形成間隙相或間隙化合物時，不僅尺寸因素在起作用，而且從化合價來看，用低原子序數(shù)的硼取代高原子序數(shù)的碳，可以認為還有價的效應(yīng)在起作用。反過來碳在硼化物中沒有溶解度，碳不能取代硼化物中的硼原子，這也是證明。在鋼中參加微量硼時，鋼中還存在鐵的硼碳化物Fe23(CB)6，或者Fe23C3B3，屬于Cr23C6型的立方晶系，其中鐵原子可被其他過渡族金屬元素所置換。也可能出現(xiàn)與Fe21Mo2C6類似的復(fù)雜硼化物T23－xMxB6，其中x＝2—3.5。在這種復(fù)雜硼化物中，T為Fe、Co、Ni等元素，M為Ti、Zr、Nb、V、Mo、W等元素。Fe23〔C，B)6一般在鋼和合金中存在于晶界。在一些合金中還存在型復(fù)雜硼化物、其中為Mo、W元素，為Fe、Co、Ni元素。如Mo2FeB2屬U3Si2正方點陣，a＝5.782A；W2FeB屬正交晶系，a＝7.124A，b=4.610A，c=3.148A第六節(jié)鋼中的金屬間化合物合金鋼中由于合金元素之間以及合金元素與鐵之間產(chǎn)生相互作用，可能形成各種金屬間化合物。金屬間化合物保持著金屬的特點，它說明各組元之間仍然保持有金屬鍵的結(jié)合。合金鋼中比較重要的金屬間化合物有：相、AB2相(又稱拉夫斯相)及AB3相(又稱有序相)將分別加以討論，其他次要的相除相在相中一并討論外，相(A6B7)及G相(A6B16Si7)就不再述及了。一相在低碳的高鉻不銹鋼、鉻鎳奧氏體不銹鋼及耐熱鋼中都出現(xiàn)相。相具有極高的硬度，在Fe－Cr合金中相的硬度為1100公斤／毫米2。在鉻鋼和鉻鎳鋼中伴隨著相的出現(xiàn)，鋼的塑性和韌性顯著下降，出現(xiàn)脆化，特別是當相沿晶界形成網(wǎng)狀時，出現(xiàn)脆性的沿晶斷口。相為正方晶系，a=b≠c，單位晶胞中有30個原子，F(xiàn)e—Cr系相的點陣常數(shù)為a＝8.790kX，c＝4.559kX。周期表中第一長周期的第七族和第八族過渡族金屬與周期表中的第五族和第六族金屬能形成相。如在二元系中形成相與下面條件有關(guān)：(1)原子尺寸相差很大不利于形成相，，相中原子尺寸相差最大的W—Co系，其原子半徑相差為12％。(2)其中必定有一個組元具有體心立方點陣(配位數(shù)為8)，另一個組元為面心立方或密排六方點陣(配位數(shù)為12)。目前23種二元系中的相均符合此條件。(3)相出現(xiàn)在s+d層電子濃度在5.7—7.6范圍，特別是在6.4到6.8范圍?；蛘哂谩捌骄鍞?shù)〞代替“s十d層電子濃度〞的概念，如，相FeCr，鐵、鉻原子各半，鐵的族數(shù)為8，鉻為6，“平均族數(shù)〞為(8十6)／2＝7。相出現(xiàn)的“平均族數(shù)〞范圍見表1－5和圖1－16。相晶胞中原子排列既非完全有序，也非完全無序。在相構(gòu)造中有五個原子排列位置，其中三個位置中每一個位置都僅為一種原子所特定占有，其余兩個位置兩種原子都可占有，這即是相的組成可以在很寬范圍內(nèi)變化的原因。第三種元素的參加會影響相形成的濃度范圍和溫度范圍。假設(shè)第三種元素與鐵或另一種元素間能形成相，那么在三元相圖上方有相當寬廣的相成分范圍。如在Fe—Cr—Mn三元系中，F(xiàn)e—Cr和Cr—Mn都能形成相，那么當Mn參加不銹鋼中，會加速形成相，并使相穩(wěn)定的溫度范圍加寬。許多合金元素都使FeCr相穩(wěn)定的溫度范圍增高，F(xiàn)eCr相在820℃下穩(wěn)定，鎳把穩(wěn)定溫度提高到850℃，硅促進相形成，并把穩(wěn)定溫度提高到900～950℃。錳和鉬可把相穩(wěn)定溫度提高到1000℃，在原來不形成相的Ni—Cr合金中，由于參加硅、鉬或鎢后，在一定平均族數(shù)范圍也會出現(xiàn)相。在形成相的合金系中還存在相，相首先在Fe—Cr—Mo不銹鋼中發(fā)現(xiàn)，其組成為Fe36Cr12Mo10，后來又在Fe—Cr—Ti鋼中發(fā)現(xiàn)，為復(fù)雜立方點陣，具有—Mn構(gòu)造，單位晶胞中有58個原子，點陣常數(shù)d＝8.860—8.888kX，鉬原子占據(jù)點陣中最大的位置，鉻原子傾向于占據(jù)剩下較大的位置，而留下最小的位置給鐵原子。所以相的出現(xiàn)可能首先是尺寸因素在起作用。在Cr—Mn—Mo不繡鋼中，由于錳存在，相更容易形成，其化學(xué)式為〔Fe，Mn〕36Cr12Mo10。在Fe一Cr—Ni一Mo—Ti鋼中相的化學(xué)式為〔Fe，Ni〕36Cr12〔Mo,Ti〕10。在Fe—Al—Mn合金中也曾發(fā)現(xiàn)過相存在。同樣會引起鋼的韌性和塑性下降。目前有些相已用作為沉淀強化相、如沉淀硬化馬氏體不銹鋼(Cr—Mo—Co系)，所獲得的高強度是由相和AB2相從馬氏體中沉淀出來所造成的。二、AB2相(拉夫斯相)在含鎢、鉬、鈮、鈦的復(fù)雜成分的耐熱鋼中均發(fā)現(xiàn)AB2相，不管是奧氏體還是馬氏體或鐵素體—珠光體型耐熱鋼中均有出現(xiàn)。它是現(xiàn)代耐熱鋼中的一個強化相，由于具有較高的穩(wěn)定性，可使長時間持久強度保持在較高水平。二元合金中AB2相的成分A：B＝1：2，其組元A的原子直徑dA和第二組元原子直徑dB之比為：dA：dB=1.2：1。AB2相的晶體構(gòu)造有三種類型：MgCu2型復(fù)雜立方點陣；MgZn2型復(fù)雜六方點陣；MgNi2型復(fù)雜六方點陣。AB2相是尺寸因素起主導(dǎo)作用的化合物，但它具有哪一種點陣類型那么受電子濃度的影響。周期表中任何一族金屬元素，只要符合尺寸為dA：dB=1.2：1時，都可以形成AB2相。最明顯的例證是同族的鉀和鈉也形成KNa2的AB2相。過渡族金屬元素間形成的AB2相見圖1—17。隨著B組元原子族數(shù)的增高，AB2相的點陣發(fā)生了由口→Ｏ→口的轉(zhuǎn)變，這個事實也說明電子濃度影響到AB2相的點陣類型。過渡族金屬的AB2相的“平均族數(shù)〞不超過8，最大的是TaFe2，“平均族數(shù)〞為，假想的“平均族數(shù)〞為8的Co2W相并不出現(xiàn)。在AB2相晶體點陣中，尺寸小的B原子組成四面體，而尺寸大的A原子在四面體中心。在合金鋼中主要的AB2相是具有復(fù)雜六方點陣的MgZn2型，它們是MoFe2、WFe2、NbFe2、TiFe2。它們的點陣常數(shù)為：a=4.73～4.82kX，c＝7.70～7.87kX，c／a＝1.63。MgZn2型的晶體構(gòu)造見圖1—18。多元合金鋼中出現(xiàn)復(fù)合的MgZn2型AB2相，其中尺寸較小的合金元素錳、鎳、鉻可置換鐵的位置，尺寸大的合金元素處于A組元的位置，形成化學(xué)式為(W，Mo，Nb)(Fe，Ni，Mn，Cr)2的復(fù)合AB2相。目前在耐熱鋼的研究中廣泛應(yīng)用AB2相來強化中、高合金耐熱鋼，如含鎢、鉬、鈮的復(fù)雜奧氏體耐熱鋼；含2～4%鎢及鈮、鈦等元素的12%Cr型馬氏體耐熱鋼。超高強度鋼Cr—Mo—Co系馬氏體沉淀硬化不銹鋼也以AB2相作為沉淀強化相。三、有序相(AB3相)鋼和合金中使用著相當數(shù)量的有序相，如Ni3Al、Ni3Ti、Ni3Nb、Ni3Fe、Fe3Al等。這些組元之間的電化學(xué)性差異還不夠形成穩(wěn)定的化合物的條件，它們是介乎無序固溶體和化合物之間的過渡狀態(tài)。在有序相中，有一局部接近無序固溶體，如Ni3Fe、Ni3Mn、Fe3Al，當溫度升高到臨界溫度時，它們就變成無序固溶體。另一局部與化合物接近，如Ni3Al、Ni3Ti、、Ni3Nb，其有序原子排列一直可保持到熔點，實際上許多人把這類相也看作是金屬間化合物。下面我們著重討論Ni3Al這一類有序相。具有面心立方點陣，點陣常數(shù)a＝3.560kX。為密排六方點陣，點陣常數(shù)a＝5.093kX，c＝8.276kX。用于菱方點陣，點陣常數(shù)a＝5.106kX，b＝4.55kX，c＝4.24kX。另外還出現(xiàn)富鈮的介穩(wěn)相相，具有體心正方點陣，a＝3.560kX，c／a＝2.09。在復(fù)雜成分的耐熱鋼和耐熱合金中，Ni3Al是重要的強化相，Ni3A1可以溶解多種合金元素，見圖l—19。與鋁和鎳的原子半徑相近的元素在Ni3A1中的溶解度較大，反之熔解度較小。其電化性與鎳十分接近，原子半徑也與鎳相近的可以置換鎳原子；而原子半徑與鋁相近的，可以置換鋁原子；還有一些元素雖然原子半徑與鎳相近，但電化性相差大些，那么不置換鎳而置換鋁；另一些元素雖然原子半徑與鎳相近，但電化性有一定差異，它們既可以置換鎳，也可以置換鋁。鎳的原子半徑為rNi＝1.21A，鈷的原子半徑為rCo＝1.25A，銅的原子半徑為rCu=1.28A，在周期表中分別處于鎳的左右，電化性十分接近，故鈷和銅在Ni3A1中溶解度較大，并且置換鎳原子。鋁的原子半徑rAl＝1.43A，與鋁原子半徑相近、電化性相近的元素，如鈦〔原子半徑rTi=1.45A〕、鈮〔原子半徑rNb＝1.47A〕、鎢〔原子半徑rW＝1.41A)，都取代Ni3A1中的鋁原子。還有一些元素如鐵、鉻和鉬，它們的原子半徑與鎳相似，rFe＝1.26A，rCr＝1.28A，只有鉬的原子半徑較大，rMo＝1.39A，但它們與鎳的電化性有一定差異，在Ni—Fe、Ni—Cr、Ni-Mo合金系中形成有序固溶體Ni3Fe、Ni3Cr及Ni3Mo。由圖l—19可看出鐵、鉻、鉬的原子既可以置換鎳，也可以置換鋁。另一些元素如釩、硅、錳等，它們的原子半徑與鎳和鋁相差均較大，如rv＝1.34A，rSi＝1.34A，rMn＝1.30A，電化性與鎳相差也較大。在Ni—V、Ni—Si、Ni—Mn合金系中形成制有序固溶體Ni3V、Ni3Si和Ni3Mn，而釩、硅、錳的電化性與鋁相近，故在N13Al中能置換鋁。綜上所述，在實際合金中，鈷、銅可置換鎳原子，鈦、妮、鎢、釩、硅、錳等可置換鋁原子，而鐵、鉻、鉬等既可置換鎳原子，又可置換鋁原子。Ni3Al的點陣常數(shù)隨著溶入的合金元素不同而發(fā)生變化，點陣常數(shù)在a＝3.56～3.60A范圍。原子半徑較大的鈦、鈮等溶入后，點陣常數(shù)增加。實驗證明，鈦可置換的中60%的鋁原子，而鈮可置換約40%的鋁原子。在鎳基耐熱合金中，中的Al/Ti比和Al/Nb比對持久強度有極大的影響。在復(fù)雜合金中形成了以為基的復(fù)雜的有序相，以〔Ni，M1〕3〔A1，M2〕表示，其中M1代表鈷、鐵、鉻，而M2代表鈦、鈮、鎢。同時在含鈮的鎳基合金中出現(xiàn)-Ni3〔Nb，Ti，A1〕，作為沉淀強化相。在鐵基合金中出現(xiàn)的主要金屬間化合物見表l—6。第七節(jié)合金元素對鐵碳相圖的影響一、合金元素對臨界點的影響合金元素對碳鋼重要的影響之一是改變鋼中臨界點的位置，因此合金鋼的熱處理溫度不同于碳鋼。由于碳鋼中參加合金元素后共析組織中的碳量發(fā)生改變，故鋼在熱處理后的組織也會發(fā)生改變。擴大相區(qū)的合金元素如鎳、錳、銅、氮等使A3點溫度下降，因而使Fe—C相圖中A3和Al的溫度下降，如錳對Fe—C相圖中A3和A1的影響見圖1—20。當合金元素含量增加時，形成單相奧氏體的最低溫度逐漸降低。只有鈷使A3和A1升高，這是個例外?？s小相區(qū)的合金元素如鉬、鎢、硅、鋁、鈮、釩、鈦等使A3點溫度升高，因而使Fe—C相圖中A3和Al的溫度升高，如鉬的影響見圖l—2l。隨著合金元素含量增加，形成單相奧氏體的溫度范圍逐漸縮小，當鉬高于8.2％時，單相奧氏體就消失了。每個縮小相區(qū)的鐵素體形成元素都有使單相奧氏體區(qū)消失的臨界成分，鎢為12%、硅為8.5%、釩為4.5%、鈦為1%。鉻與鉬、鎢等稍有不同，在鉻含量低于7.5%時使Fe—C相圖中A3點溫度下降，量大于7.5%時才使A3點溫度升高，鉻對A1溫度卻一直是升高。保持單相奧氏體鉻含量可達20％。這反映出鉻具有過渡性。鉻對Fe—C相圖中A3和Al溫度的影響見圖1—22。合金元素對鋼的共析溫度的影響表示在圖l—23上。合金元素對共析含碳量有很大的影響。所有的合金元素都降低共析含碳量，鉬和鎢稍有差異，當鉬、鎢含量較低時，使共析碳量降低，當增高到一定量后，又使共析碳量稍升高，這是由于形成鉬或鎢的特殊碳化物所造成的共析組織中碳含量相對增高。鉻也有類似的作用，從圖1—24可以看出。二、Fe—C--M三元系鐵、碳和合金元素組成的三元系，由于合金元素的類型不同，山現(xiàn)不同的相。如鐵—碳—碳化物形成元素組成的三元系，根據(jù)元素含量的不同，會出現(xiàn)一系列的碳化物相，而鐵—碳—非碳化物形成元素那么只形成單一的滲碳體型碳化物。1.鐵—碳—碳化物形成元素組成的三元系由于碳化物形成元素的強弱不同，F(xiàn)e—C—M二元相圖中的碳化物類型也不同。當M為強碳化物形成元素時，F(xiàn)e—C—M三元相圖中出現(xiàn)MC型和Fe3C型碳化物，如圖1—25所示。屬于這一類的元素有鈦、鋯、鈮、釩。鉭除形成MC和Fe3C型碳化物外，還出現(xiàn)M2C型碳化物。當M為中等強碳化物形成元素時，F(xiàn)e—C—M三元相圖中出現(xiàn)MC、M2C、M6C、M23C6及Fe3C型六種碳化物，如圖l—26所示。屬于這一類的元素有鉬和鎢。另外，中強碳化物形成元素鉻又是一種類型，F(xiàn)e—C—Cr三元相圖中出現(xiàn)M3C2：、M7C3、M23C6及Fe3C型四種碳化物，如圖1—27所示。弱碳化物形成元素錳和鉻相似，出現(xiàn)M7C3，、M23C6及M3C碳化物。2．鐵—碳—非碳化物形成元素組成的三元系由于非碳化物形成元素在鋼中不形本錢組元的特殊碳化物，故Fe—C—M三元相圖中在鐵角局部只出現(xiàn)Fe3C型碳化物，如鎳、鈷、鋁、硅、磷等元素的Fe—C—M三元相圖就是如此。第八節(jié)合金元素對鋼在加熱時轉(zhuǎn)變的影響鋼在加熱時發(fā)生相的形成，剩余碳化物或鐵素體的溶解，相中合金元素的均勻化，合金元素的平衡偏析，奧氏體晶粒長大等過程。在高溫時相中的成分和狀態(tài)，有無未溶的剩余相對過冷奧氏體的穩(wěn)定性，對冷卻到室溫所得到的組織和性質(zhì)有著極為重要的影響。一、合金元素對奧氏體形成的影響在通常加熱速度下，高于Ar1溫度，相是通過碳化物的溶解及擴散型多型性轉(zhuǎn)變形成的。隨著碳化物的不斷溶解，相不斷溶解，相不斷增長。相的增長是依賴于碳化物的溶解和碳的擴散。合金元素對碳化物穩(wěn)定性的影響以及對碳在奧氏體中擴散的影響，直接控制著奧氏體的形成速度。那些與碳親合力大的強碳化物形成元素〔如鈦、釩、鈮、鋯等〕形成穩(wěn)定的碳化物TIC、VC、NbC、ZrC等，它們只有在高的溫度下才開場溶解。假設(shè)這些元素溶入M23C6、M7C3或M3C型碳化物中，也能增高這些碳化物的穩(wěn)定性，阻礙其溶解和奧氏體的形成。鉬、鉻等中強碳化物形成元素的作用比強碳化物形成元素要小些。比較弱的碳化物形成元素可以降低強碳化物的穩(wěn)定性，加速其溶解。如錳參加含釩、鈦的鋼中，鉻參加高速鋼W18Cr4V鋼中都促使碳化物溶解。另外，強碳化物形成元素增加碳在奧氏體中的擴散激活能，減慢碳的擴散，對奧氏體的形成有一定減緩作用。非碳化物形成元素鎳、鈷降低碳在奧氏體中擴散激活能，加速碳的擴散，對奧氏體的形成有一定加速作用。二合金元素對奧氏體成分不均勻的影響當碳化物溶解形成奧氏體后，在原來碳化物的位置，碳化物形成元素和碳的濃度都高于鋼的平均濃度。隨著保溫時間延長，碳化物形成元素和碳都趨于擴散均勻化。由于合金元素的擴散較慢，這種均勻化過程進展緩慢，而且由于碳化物形成元素對奧氏體中碳的親合力較強，在碳化物元素富集區(qū)，碳的濃度也偏高，故當碳化物形成元素均勺化之前，碳在貝氏體中也是不均勻分布的。含較強的碳化物形成元素的合金鋼是用升高淬火溫度或延長保溫時間的方法來使奧氏體成分均勻化，它是熱處理操作時提高淬透性的有效方法。與此同時，鋼中奧氏體還發(fā)生內(nèi)吸附現(xiàn)象，這是使晶界和晶內(nèi)的成分更不均勻的過程。碳、硼、鈮、鉬、磷和稀土元素等都有內(nèi)吸附現(xiàn)象。隨著加熱溫度的升高，內(nèi)吸附現(xiàn)象逐漸減弱。所以利用硼來提高鋼的淬透性時，淬火溫度不宜過高，否那么硼的作用將會消失。三、合金元素對奧氏體晶粒長大的影響鋼中奧氏體晶粒長大是自發(fā)的傾向，它是通過晶界的移動進展的。晶界移動的動力是晶界兩側(cè)晶粒的外表自由能差，晶界移動的過程是依靠晶界原子的擴散。因此，影響晶粒外表自由能差和晶界鐵原子自擴散的因素都可以改變奧氏體晶粒長大的進程。參加鋼中的合金元素，有些是促進奧氏體晶粒長大的，如碳、磷、錳(在高碳時)；有些是阻止奧氏體晶粒長大的，其中起強烈阻止作用的如鋁、鋯、鈮、鈦、釩等，起中等阻止作用的如鎢、鉬、鉻，它們起作用的原因是不一樣的。碳和磷在奧氏體晶界的內(nèi)吸附改變了晶界原子的自擴散檄活能，如碳對自擴散系數(shù)的影響如下：其中為的自擴散系數(shù)，C為鋼中含碳量的原子百分數(shù)。碳使純鐵的自擴散激活能降低1.06%C使自擴散激活能由69千卡／克原子降為33千卡／克原子。以上是沒有區(qū)分晶界和晶內(nèi)鐵的自擴散系數(shù)，如果考慮晶界鐵的自擴散激活能更小，自擴散系數(shù)比晶內(nèi)更大，碳在晶界內(nèi)吸附而富集，它所起的作用就更為強烈。晶界鐵的自擴散系數(shù)如下：由此看來，碳由于降低鐵原子間的結(jié)合力，因而使鐵的自擴散激活能降低，特別由于碳在奧氏體晶界的內(nèi)吸附，使晶界的鐵自擴散系數(shù)增大，從而加速奧氏體晶粒的長大。錳在低碳鋼中并不促進奧氏體晶粒的長大，只有在含碳較高的鋼中才有這種促進作用，這主要是錳對碳鋼中碳促進奧氏體晶粒長大作用有某種加強。通常為了細化奧氏體晶粒，在鋼中參加鋁，一般每噸鋼參加300～500克鋁。鋁的作用只有在空氣或氮氣中冶煉的鋼才存在，真空冶煉的鋼缺乏AlN夾雜物，故不能起細化晶粒作用。鋼中AIN含量對奧氏體晶粒大小的影響見圖l—28。當鋼中殘留鋁量超過0.02%或AlN量超過0.008%，奧氏體晶粒突然減小，保持9級左右的細晶粒。A1N是以超顯微質(zhì)點很彌散地分布在鋼中，只有用電子顯微鏡才能觀察到，見圖1—29。A1N在奧氏體中有一定的溶解度，高于1100℃后顯著溶于奧氏體，此時奧氏體晶粒開場劇烈地長大。此外，鋯、鈦、鈮、釩等元素在鋼中也形成極為細微的碳化物質(zhì)點，由于它們都是極穩(wěn)定的間隙相，有強烈阻止奧氏體晶粒長大的作用。釩的作用可保持到1150℃，鈦、鋯、鈮等元素的作用可保持到1200℃。這種氮化物和碳化物阻止晶界移動的作用與鋼中外表能變化有關(guān)。奧氏體晶粒長大時，晶界向前移動，遇到氮化物和碳化物顆粒時，就停頓下來，原來奧氏體晶界的一局部被固有的氮化物(或碳化物)與奧氏體的相界所代替，奧氏體晶界面積減小了，此時系統(tǒng)的自由能就降低了。如果奧氏體要繼續(xù)長大晶界繼續(xù)向前推移，就一定要擺脫氮化物(或碳化物)顆粒，這就必需靠能量起伏供給所增加的外表能，所以奧氏體晶界要擺脫超顯微質(zhì)點是很困難的，如圖l—30所示。實際上用鋁脫氧的鋼的奧氏體晶粒長大傾向遠低于用硅、錳脫氧的鋼，有時為了進—步細化奧氏體晶粒，除用鋁脫氧外，還參加0.1%左右的鈦或釩。第九節(jié)合全元素對過冷奧氏體分解的影響合金元素對過冷奧氏體恒溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線有著極為復(fù)雜的影響，不同類型的合金元素對珠光體轉(zhuǎn)變和貝慶體轉(zhuǎn)變有者不同的作用。在碳鋼中由于珠光體和貝氏體的最大轉(zhuǎn)變速度溫度極為接近，故在過冷奧氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線上只畫出一個C曲線。而合金元素由于對這兩種轉(zhuǎn)變影響不同，因此出現(xiàn)不同的過冷奧氏體恒溫轉(zhuǎn)變曲線。鈦、鈮、釩、鎢、鉬等元素強烈推遲珠光體轉(zhuǎn)變，對貝氏體轉(zhuǎn)變推遲較少，同時升高珠光體最大轉(zhuǎn)變速度的溫度，降低貝氏體最大轉(zhuǎn)變速度的溫度。這樣就把珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變的C曲線別離開來，出現(xiàn)兩個C曲線，見圖1—31。我們注意到它們都是強的碳化物形成元素。鉻和錳都有強烈推遲珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變的作用，而推遲貝氏體的作用更加顯著，因此鉻、錳鋼的C曲線出現(xiàn)了另一種形式，見圖l—32。鉻和錳都是中、弱碳化物形成元素。非碳化物形成元素硅、鋁都增加過冷奧氏體的穩(wěn)定性，但推遲貝氏體轉(zhuǎn)變的作用更強烈，并正將珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)和貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)分開，這是由于硅和鋁都升高珠光體最大轉(zhuǎn)變速度的溫度，并降低貝氏體轉(zhuǎn)變溫度所造成的。在轉(zhuǎn)變的后期，珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變分開更為明顯。硅和鋁對C曲線的影響如圖1—33所示。非碳化物形成元素鎳有強烈推遲珠光休轉(zhuǎn)變的作用，尤其是對600℃以上奧氏體過冷度較小時的作用更顯著。鎳含量低時，對奧氏體恒溫轉(zhuǎn)變曲線的形狀影響不太顯著；當鎳含量高時，珠光體轉(zhuǎn)變完全被抑制，僅在500℃以下發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。非碳化物形成元素鈷和其他合金元素不同，它在各個溫度都是降低奧氏體的穩(wěn)定性，但它不改變奧氏體恒溫轉(zhuǎn)變C曲線的形狀。此外，鋼中參加微量元素也有效地增加過冷奧氏體的穩(wěn)定性，提高鋼的淬透性。如鋼中參加0.0005～0.003%硼，硼是內(nèi)吸附元素，主要存在于奧氏體晶界，它使過冷貝氏體轉(zhuǎn)變的C曲線的位置向右移，但對曲線的形狀影響不大。各種合金元素對過冷奧氏體轉(zhuǎn)變的影響有這么大的差異，是由于各自對鋼中過冷奧氏體轉(zhuǎn)變的過程中的各階段有著不同的影響。一、合金元素對珠光體轉(zhuǎn)變的影響珠光體轉(zhuǎn)變包括孕育期，碳化物形核長大和相形核長大幾個步驟。在孕育期內(nèi)，進展著合金元素及碳的重新分配，以保證碳化物或相形核所必須的濃度起伏和能量起伏。在這個根底上發(fā)生碳化物或相的形核長大過程。合金元素對珠光體轉(zhuǎn)變的形核率N和長大速度G都有重要影響，一般合金元素都降低N或G中的一個或使二者同時降低，當合金元素不改變N／G〔即不改變珠光體領(lǐng)域的大小〕而轉(zhuǎn)變速度顯著降低那么是N和G都降低的緣故。鈷和鋁是個例外，鈷使N和G都增加。錳由0.2%增加到0.8%時，使G降為原來的1／5。鉬從0%增伽到0.5%，而G降低為原來的百分之一。鉬使珠光體轉(zhuǎn)變的N降低到干分之一。1．合金元素對珠光體轉(zhuǎn)變時碳化物形成的影響含強碳化物形成元素鎢、鉬、釩的鋼，當奧氏體分解開場時，首先形成特殊碳化物，其實驗見表l—7。我們注意到，不同元素形成特殊碳化物的溫度范圍是有差異的，最強的碳化物形成元素釩在700—450℃的寬廣的范圍內(nèi)形成VC；而鎢在720—590℃范圍形成Fe21W2C6；鉬在680—620℃范圍形成Fe21Mo2C奧氏體分解直接形成鐵素體+特殊碳化物(或鐵素體十合金滲碳體)的混合物而不是鐵素體和滲碳體的混合物，是由于它們之間系統(tǒng)的自由能不同的結(jié)果。在合金鋼中特殊碳化物比滲碳體更穩(wěn)定，形成鐵素體+特殊碳化物是使系統(tǒng)處于比鐵素體+滲碳體狀態(tài)具有相對低的自由能。圖1-34表示奧氏體、鐵素體十特殊碳化物、鐵素體+滲碳體三個狀態(tài)的自由能隨溫度變化的示意圖。圖上示出有兩個平衡點和。當溫度高于時，只有奧氏體是最穩(wěn)定的；在～溫度范圍，奧氏體分解只能形成穩(wěn)定的穩(wěn)定的特殊碳化物；只有轉(zhuǎn)變溫度低于時，才會可能產(chǎn)生滲碳體，再經(jīng)長期保溫后，亞穩(wěn)定的滲碳體轉(zhuǎn)變成穩(wěn)定的特殊碳化物。我們可以從0.68%C，0.65%Mo鋼的實驗結(jié)果加以具體說明。鋼經(jīng)奧氏體化后冷到680～620℃范圍發(fā)生轉(zhuǎn)變時，生成鐵素體和鉬的特殊碳化物Fe21Mo2C6，在578℃以下生成鐵素體十滲碳體，而在590℃生成鐵素體十Fe21Mo2C6+Fe3C。假設(shè)奧氏體化后先在550℃保溫，形成局部滲碳體，再加熱到620℃，那么550℃形成的滲碳體可作為誘導(dǎo)，促使620℃在碳鋼中奧氏體發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變時形成Fe3C，只需要碳的擴散和重新分布。而在含碳化物形成元素的鋼中，由于奧氏體發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變時直接形成特殊碳化物或合金滲碳體，它不僅需要碳在奧氏體中的擴散和重新分布，而且還需要碳化物形成元素在奧氏體中的擴散和重新分布。我們比較一下碳和合金元素在奧氏體中的擴散系數(shù)：在650℃左右，碳在奧氏體中的擴散系數(shù)約等于10-10厘米／秒，而碳化物形成元素在奧氏休中的擴散系數(shù)約等于10-16厘米／秒，可見，錳、鎢、鉻、鉬、釩等元素在奧氏體中的擴散系數(shù)比碳的擴散系數(shù)低5個數(shù)量級左右。經(jīng)過比較、可以看出碳化物形成元素在奧氏體中擴散緩慢是使珠光體轉(zhuǎn)變推遲的極為重要的，在某種程度上來說是決定性的因素。對含硅或鋁的鋼，奧氏體分解時形成的滲碳體中完全不含硅或鋁，它們富集于相中，這說明在滲碳體形核和長大地區(qū)，硅或鋁的原子必須先擴散開，才有利于滲碳體的形核和長大。這可能是硅或鋁提高過冷奧氏體穩(wěn)定性的原因之一，也可說明硅在高碳鋼中的作用大于在低碳鋼中的作用。2．合金元素對珠光休轉(zhuǎn)變時轉(zhuǎn)變的影響在珠光體轉(zhuǎn)變溫度范圍內(nèi)，的多型轉(zhuǎn)變是通過擴散方式進展的。相形成是通過原子向核擴散而進展的。所以多型性轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線同樣具有“C〞曲線的形式。實驗證明，鉻、錳、鎳可以強烈阻止轉(zhuǎn)變，鎢、硅也降低轉(zhuǎn)變速度。隨著鉻含量的增加，轉(zhuǎn)變孕育期增長，如4.8％Cr在680～700℃轉(zhuǎn)變5%的最短孕育期為5秒；而7.1%Cr約為15秒，含8.5%Cr的合金那么增加到60秒以上。8.5%Cr的合金轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線見圖l—35。單獨參加鉬、釩或硅，在含量低時對轉(zhuǎn)變沒有顯著影響，而鈷那么加快了轉(zhuǎn)變。如果幾種合金元素同時參加，對轉(zhuǎn)變速度影響就更大。除Cr+Ni，Cr+Mn能大大提高相的穩(wěn)定性外，在Fe—Cr合金中進—步加鎢、鉬甚至鈷都能大大提高相的穩(wěn)定性，減慢轉(zhuǎn)變速度，如圖1—36所示。2.5%Ni使8.5%Cr合金的最短孕育期由60秒增到20分；5％Co使8.5%Cr合金的最短孕育增到7分。合金元素對轉(zhuǎn)變的影響主要是增高相的形核功或轉(zhuǎn)變激活能。用鎳合金化增加了相的形核功，也就是提高了在過冷度較小時的穩(wěn)定性。用鉻或鉻加鉬、鉻加鈷合金化，都大大增高了相在低于轉(zhuǎn)變最大速度的溫度的溫度范圍的穩(wěn)定性，這是由于增高了相中原子間的結(jié)合力，使轉(zhuǎn)變激活能增高所造成的。實驗證明，鉻、鎢、鉬等元素都提高的自擴故激活能。同樣，硅參加也增加相原子間結(jié)合力，降低鐵的自擴散系數(shù)，增加相的穩(wěn)定性。假設(shè)以Cr-Ni，Cr-Ni-Mo，Cr-Ni-Mo或Cr-N-iW合金化時，可以同時提高相的形核功和的轉(zhuǎn)變激活能。故無論在過冷度小或過冷度大的溫度范圍內(nèi)，都發(fā)現(xiàn)轉(zhuǎn)變的速度顯著降低。鈷單獨參加相使鐵的自擴散系數(shù)增加，提高轉(zhuǎn)變速度，但假設(shè)鈷和鉻同時參加時，鈷的作用正好相反。這就說明在有鉻的情況下，鈷能起增加相中原子間結(jié)合力的作用。3．合金元素對先共析鐵素體析出的影響亞共析鋼中，在珠光體轉(zhuǎn)變以前，還有奧氏體析出先共析鐵素體的轉(zhuǎn)變，它也是屬于擴散型多型性轉(zhuǎn)變。相是不含碳的，它的形核長大受轉(zhuǎn)變的影響，又受碳從正在長大的相外表擴散出去的速度的影響。在珠光體轉(zhuǎn)變時，珠光體的片層構(gòu)造使相的外表積與體積之比較大，使碳在轉(zhuǎn)變時能夠較快地擴散開去，故碳對珠光體轉(zhuǎn)變中轉(zhuǎn)變影響較小，此時多型性轉(zhuǎn)變主要受鐵原子由相向相擴散過渡的控制。但在奧氏體析出先共析鐵素體轉(zhuǎn)變時，除了受鐵原子擴散的影響外，還受碳從先共析鐵素體外表向奧氏體中擴散的影響。因為此時先共析鐵素體塊的體積比較大，相的外表積與體積之比較小，在它長大過程中碳擴散的距離必須很長，由于擴散的距離加大了，碳的影響就不能無視。合金元素對先共析鐵素體的析出和長大有很大影響，鎢、鉬、鉻等元素阻礙先共析鐵素體的析出。實驗證明，含鎢的鋼中，先共析鐵素體長大過程的激活能為33.6千卡／克原子，它近似于碳在含鎢的奧氏體中擴散的激活能。碳在含0.5～1.95%W的奧氏體中擴散的激活能為31.4～33.3千卡／克原子。這說明碳從奧氏體和先共析鐵素體相界面擴散開去是控制先共折鐵素體長大的因素。在含鉬鋼中，先共析鐵素體的析出與鉬的重新分布無關(guān)。鉬對珠光體的轉(zhuǎn)變的影響主要是鉬的擴散，是控制因素。0．4％C的鉬鋼在600℃隨著鉬量從0.14%增加到0.25%和0.6％時，珠光體轉(zhuǎn)變孕育期按1：6：360比例改變。但實際上這幾種鋼內(nèi)，隨著鉬含量的增加，在600碳化物形成元素對碳在奧氏體中的擴散系數(shù)有很大的影響，隨著碳化物形成元素含量的增高，碳在奧氏體中的擴散激活能增高，因而降低碳在奧氏體中的擴散系數(shù)。由此看來，碳化物形成元素都有阻礙先共析鐵素體的析出和長大的作用。一些合金元素對碳在奧氏體中的擴散激活能的影響見表1—9。弱碳化物形成元素錳對碳在奧氏體中的擴散激活能影響較小，強碳化物元素影響較大，非碳化物形成元素沒有多大影響。凡含鈦、鈮、釩、鎢、鉬、鉻等碳化物形成元素的亞共析鋼，在550～900℃溫度范圍，奧氏體析出先共析鐵素體時，還會發(fā)生特殊碳化物的相間沉淀。這些元素的特殊碳化物當相界面向相推移時，在相界面相一側(cè)發(fā)生沉淀。領(lǐng)先共析鐵素體長大時，相界面向相內(nèi)推移的速度受控于相界面前沿的奧氏體中碳的擴散。隨著相長大，相界前沿奧氏體的碳含量不斷堆積，當?shù)竭_一個臨界碳含量時，促使特殊碳化物在相界相一側(cè)形核和長大，伴隨著相一側(cè)碳的貧化。當相一側(cè)碳貧化到達低限時，特殊碳化物就停頓長大，同時又有利于相繼續(xù)長大。在向前推移的相界面后面，留下成排的碳化物顆粒。此后，碳父在相界相一側(cè)堆積，又準備下一次特殊碳化物的相間沉淀，如此繼續(xù)重復(fù)下去。特殊碳化物的相間沉淀中，碳的來源是來自奧氏體一側(cè)的碳堆積區(qū)，而合金元素那么沿相界面擴散來。這是因為沿相界溶質(zhì)原子擴散非?？熘?。特殊碳化物的相間沉淀形成細小的質(zhì)點，特別是鈦、鈮、釩的碳化物。在較低的轉(zhuǎn)變溫度下，這種相間沉淀質(zhì)點的尺寸，當在600—700℃范圍時，約50～100A(5一10nm)，有顯著的沉淀強化作用。假設(shè)同時參加鉻或錳，就改變了相間沉淀的動力學(xué)，特殊碳化物的彌散性發(fā)生改變，使之粗化，并且使相間沉淀反響的比例有所減少。4．合金元素對過冷奧氏體轉(zhuǎn)變的綜合作用根據(jù)以上幾方面的分析，對珠光體轉(zhuǎn)變的影響，不同元素起作用的機構(gòu)是不一樣的。強碳化物形成元素鈦、鈮、釩等，主要是通過推遲珠光體轉(zhuǎn)變時碳化物的形核和長大來增加過冷奧氏體的穩(wěn)定性。當奧氏體分解時，特殊碳化物的形核和長大主要取決于鈦、鈮、釩原子的擴散富集，而不取決于碳的擴散。對中強碳化物形成元素如鎢、鉬、鉻，提高過冷奧氏體穩(wěn)定性的原因，除了推遲珠光體轉(zhuǎn)變時特殊碳化物的形核和長大外，還由于增加固溶體原子間結(jié)合力，降低鐵的自擴散系數(shù)而阻礙轉(zhuǎn)變。但三者作用的程度是不同的，其中，鉬對轉(zhuǎn)變的阻礙作用不明顯，而鉻有強烈阻礙轉(zhuǎn)變作用，鎢的作用介乎鉻和鉬之間。弱碳化物形成元素錳在鋼中雖不形成錳的特殊碳化物，但需要形成含錳較高的合金滲碳體，故錳減慢珠光體轉(zhuǎn)變時合金滲碳體的形核和長大。同時錳又是擴大相區(qū)的元素，強烈推遲轉(zhuǎn)變，故錳提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性很強烈。非碳化物形成元素鎳和鈷，由于在鋼中不形成自己的碳化物，奧氏體分解時形成的滲碳體中鎳和鈷的含量，等于鋼中的平均含量，因而對珠光體轉(zhuǎn)變中碳化物的形核和長大影響較小。這些元素的作用主要表現(xiàn)在對于轉(zhuǎn)變的影響。其中鎳是開放相區(qū)并穩(wěn)定相的元素，因此增加相的形核功，降低轉(zhuǎn)變溫度范圍，故鎳阻礙珠光體轉(zhuǎn)變和先共析鐵素體析出，增長其孕育期。而鈷由于升高了A1點，使轉(zhuǎn)變在較高溫度下進展，提高了相的穩(wěn)定性，因而提高了生核率和長大速度。另一類非碳化物形成元素硅或鋁在鋼中不形成自己的碳化物，但奧氏體分解時形成的滲碳體中不溶解硅或鋁，硅或鋁必須從滲碳體的形核和長大區(qū)擴散開：這成為減慢珠光體轉(zhuǎn)變的因素。從這點出發(fā)可知，砍和鋁在高碳鋼中，這種減慢珠光體轉(zhuǎn)變的作用要強烈些。硅提高了鐵原子的結(jié)合力，因而增高了鐵的自擴散激活能，起了推遲轉(zhuǎn)變的作用。在過冷度較大的情況下、硅的作用較顯著。合金元素硼提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性的原因與上面的元素完全不同。硼是內(nèi)吸附元素，富集于奧氏體晶界，降低了晶界的外表能，阻礙相和碳化物在奧氏體晶界的形核。硼使亞共析鋼中先共析鐵素體轉(zhuǎn)變的孕育期增長、形核率下降特別顯著。但對長大速度沒有什么影響。故在一般低碳鋼中，硼最能提高鋼中過冷奧氏體的穩(wěn)定性，隨著鋼中含碳量增加，硼對過冷奧氏體的穩(wěn)定性的影響逐漸減小，特別是高于0.6%C后，硼使珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期增加。但對珠光體的形核率沒有影響。當轉(zhuǎn)變進展后，珠光體長大速度有所增加，含硼鋼比無硼鋼進展得劇烈，因而轉(zhuǎn)變終了時間卻差不多，上述特點從硼對40Mn2鋼500～750℃珠光體℃，40Mn2鋼開場生成先共析鐵素體的時間為1秒左右，而在40Mn2B鋼中，硼把這個時間推遲到80秒左右。硼把珠光體開場轉(zhuǎn)變的時間從15秒左右增加到300秒左右，珠光體轉(zhuǎn)變終了時間40Mn2為8×102秒，40Mn2B為9×102秒，二者十分接近。實驗證明：0.0015～0.003％硼在增大鋼的淬透性的能力上，可以代替單個元素的量為1.0～1.25%Ni，0.2～0.7％Mn，0.3～0.35%Cr，0.1～0.25%Mo，0.12%V，1.6%Si。表1—10說明在保持鋼的性能的情況下，不同含碳量的鋼中硼能代替各元素的量，隨著鋼中含碳量增加而下降。如果鋼中含有鉻、錳、鉬等合金元素，甚至含有0.05％的釩或鈦，也能使硼的合金化效果增加。這些現(xiàn)象說明合金元素之間存在著復(fù)雜的相互作用。用多種合金元素進展綜合合金化時，能夠大大提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性。合金元素的綜合作用絕不是單個元素作用的簡單之和，而是各元素之間的相互加強。如果把強碳化物形成元素、中強碳化物形成元素、弱碳化物形成元素和非碳化物形成元素有效地組合起來，它們的綜合作用比單個元素作用之總和要大的多?，F(xiàn)舉Cr-Ni-Mo和Si-Mn-Mo-V系為例。在Cr-Ni-Mo系，我們從圖l—38上35Cr〔0.36%C，1.54%Cr，0.21%Ni〕，35CrMo〔0.35%C，1.15%Cr，0.23%Mo〕，40NiMo〔0.36%C，1.8%Ni，0.2%Mo〕及40CrNiMo〔0.38%C，1.56%Cr，1.45%Ni，0.24%Mo〕四種鋼的過冷奧氏體恒溫轉(zhuǎn)變曲線的相互比較可以看出，單獨的Cr或Cr+Mo，Ni+Mo對推遲珠光體轉(zhuǎn)變和先共析鐵素體轉(zhuǎn)變的作用遠不及三種元素共同的作用來得大。35Cr的鐵素體—珠光體轉(zhuǎn)變溫度范圍內(nèi)最短孕育期為20秒，35CrMo為35秒，40CrNiMo約為500秒。三者的碳、鉻、鉬含量是相似的，其結(jié)果是可比的。如果在40CrNiMo的根底上將鎳進一步增加到4%，鉬增加到0.5%，那么可以在有限的時間內(nèi)抑制珠光體轉(zhuǎn)變的發(fā)生。18CrNiMo鋼〔0.17%C，1.44%Cr，4.4%Ni，0.5%Mn〕在500～700℃范圍可不出現(xiàn)珠光體轉(zhuǎn)變。我們比較幾種鋼的可比的合金元素總量從35Cr，35CrMo和40NiMo三者來看，Cr和Ni，Cr和Mo，Ni和Mo的組合總量在1.38～2.0范圍內(nèi)，孕育期的增減僅在20秒到35秒范圍。如果把三者的鉻、鎳、鉬含量組成40CrNiMo，那么孕育期增加到約500秒，即增加了一個數(shù)量級，而合金元素總量才3.25%，即增加不到一倍。如果再提高鎳和鉬量，使合金元素總量增加將近40CrNiMo鋼的一倍，那么孕育期增到