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 ，
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：
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。
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 ；
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
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
隐(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。
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。
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；
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。
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
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。
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.
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。
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
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℃。
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；
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。
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℃)
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；
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%）。
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。