合金元素对材料性能的影响

合金元素溶入奥氏体中则形成合金奥氏体，随着合金元素数量和种类的增加，奥氏体变成了一个由多组元构成的复杂的整合系统。合金元素对奥氏体的分解行为，以及铁素体和碳化物两相的形成均产生影响，并对共析分解过程从整体上产生影响。合金奥氏体共析分解而形成的珠光体是由合金铁素体和合金渗碳体（或特殊碳化物）两相构成的。从平衡状态来看，非碳化物形成元素（Ni、Cu、Si、Al、Co等）与碳化物形成元素（Cr、W、Mo、V等）在这两相中的分配是不同的，后者主要存在于碳化物中，而前者则主要分布在铁素体中。因此，为了完成珠光体转变，必定发生合金元素的重新分配，

1.对共析分解时碳化物形成的影响

若奥氏体中含有Nb、V、W、Mo、Ti等强碳化物形成元素，在奥氏体分解时，应形成特殊碳化物或合金渗碳体（Fe、M）₃C。过冷奥氏体共析分解将直接形成铁素体＋特殊碳化物（或合金渗碳体）的有机结合体，而不是铁素体＋渗碳体的共析体。这是由于铁素体＋特殊碳化物构成的珠光体比铁素体＋渗碳体构成的珠光体系统的吉布斯自由能更低，更稳定。

钒钢中的VC在700～450℃范围生成；钨钢中的Fe₂₁W₂C₆在700～590℃范围生成；钼钢中的Fe₂₃Mo₂C₆在680～620℃范围生成。含中强碳化物形成元素铬的钢，当Cr/C的比值高时，共析分解时可直接生成特殊碳化物Cr₇C₃或Cr₂₃C₆；当Cr/C的比值低时，可形成富铬的合金渗碳体。例如Cr/C＝2时，在650～600℃范围可直接生成w_Cr＝8％～10％的合金渗碳体（Fe，Cr）₃C。在含弱碳化物形成元素锰的钢中，珠光体转变只直接形成富锰的合金渗碳体。

在碳钢中发生珠光体转变时，仅生成渗碳体，只需要碳的扩散和重新分布。在含有碳化物形成元素的钢中，共析分解生成含有特殊碳化物或合金渗碳体的珠光体组织。这不仅需要碳的扩散和重新分布，而且还需要碳化物形成元素在奥氏体中的扩散和重新分布。试验表明，间隙原子碳在奥氏体中的扩散激活能远小于代位原子钒、钨、钼、铬、锰的扩散激活能。在650℃左右，碳在奥氏体中的扩散系数约为10¹⁰cm/s，而此时碳化物形成元素在奥氏体中的扩散系数为10^－16cm/s，后者比前者低六个数量级。由此可见，碳化物形成元素扩散慢是珠光体转变时的控制因素之一。在含镍和钴的钢中只形成渗碳体，其中镍和钴的含量为钢中的平均含量，即渗碳体的形成不取决于镍和钴的扩散。在含硅和铝的钢中，珠光体组织的渗碳体中不含硅或铝，即在形成渗碳体的区域，硅和铝原子必须扩散离去。这就是硅和铝提高过冷奥氏体稳定性的原因之一，也可以说明硅和铝在高碳钢中推迟珠光体转变的作用大于在低碳钢中的作用。

珠光体中碳化物形成的特点如下：

1）合金奥氏体转变为珠光体时，若该条件下的稳定相是特殊碳化物，则在转变初期就形成这种碳化物而不先形成渗碳体。

2）若渗碳体稳定，则转变初期形成合金渗碳体，合金元素固溶于渗碳体中。

3）若初期形成的是合金渗碳体，则随着保温时间的延长，亚稳相（Fe，M）₃C的量将逐渐减少，稳定的特殊碳化物会逐渐增多。

珠光体转变初期所形成的碳化物结构见表4-3。

表4-3 珠光体转变初期所形成的碳化物类型

2.对共析分解中γ→α转变的影响

过冷奥氏体的共析分解是扩散型相变，γ→α转变是通过扩散方式进行的，其转变动力学曲线同样具有C曲线形状。铬、锰、镍强烈推迟γ→α转变，钨和硅也推迟γ→α转变。单独加入钼、钒、硅在低含量范围对γ→α转变无影响，而钴则加快γ→α转变。

几种合金元素同时加入对γ→α转变的影响更大。Fe-Cr合金中除了加镍和锰能阻碍γ→α转变外，加入钨、钼甚至钴都能明显使孕育期增长，减慢γ→α转变速度。

合金元素对γ→α转变的影响主要是提高α相的形核功或转变激活能。镍主要是增加α相的形核功，铬、钨、钼、硅都可提高γ-Fe原子的自扩散激活能。若以Cr-Ni、Cr-Ni-Mo或Cr-Ni-W元素进行合金化时，可同时提高α相的形核功和γ→α转变激活能，有效地提高过冷奥氏体的稳定性。钴的作用特殊，当单独加入时可使铁的自扩散系数增加，加快γ→α转变；而钴和铬同时加入时则钴的作用正好相反，表明有铬存在时，钴能增加γ的原子间结合力，提高转变激活能。

硼的影响较为特殊，溶入奥氏体中的硼偏聚于奥氏体晶界，若以Fe₂₃（B，C）₆的形式析出，则与奥氏体形成低能量的共格界面，将奥氏体晶界遮盖起来，以低界面能的共格界面代替了原奥氏体的高能界面，从而使铁素体形核困难，强烈推迟了γ→α转变。

3.对珠光体长大速度的影响

从元素的单独作用看，大部分合金元素推迟奥氏体的共析分解，尤其是镍、锰、钼的作用更加显著。钼可降低珠光体的形核率，如图4-24所示。

锰可以降低珠光体的长大速度，如图4-25所示，显然二者也是非线性关系。图4-26所示为锰对钢的等温转变图的影响，由图中可见，锰的质量分数从0.3％逐渐增加到1.32％时，珠光体转变的开始线和终了线均向右移，即表示锰提高了过冷奥氏体的稳定性。(www.xing528.com)

图4-24 钼对650℃珠光体形核率的影响^[17]

图4-25 锰对680℃珠光体长大速度的影响^[17]

相反地，如图4-27所示，钴可以增加碳在奥氏体中的扩散速度，增大珠光体的形核率和长大速度，降低过冷奥氏体的稳定性。图4-28所示为钴对钢的等温转变图的影响，可见，转变量为20％的曲线随着钴含量的增加而向左移，表示降低过冷奥氏体的稳定性。但是，钴不改变等温转变曲线的形状。

镍与钴的影响相似。在w_C＝0.55％～0.61％的钢中加入质量分数为0.94％～3.88％的镍，可使等温转变曲线右移，也不改变曲线的形状。

图4-26 锰对钢的等温转变图的影响^[18]

图4-27 钴对珠光体长大速度的影响^[17]

图4-28 钴对钢等温转变图的影响^[18]

Cr、Mo等合金元素提高了珠光体转变时α相的形核功和转变激活能，增加了奥氏体相中原子间的结合力，使得γ→α的转变激活能增加。Cr、W、Mo等还提高了γ-Fe的自扩散激活能，从而提高了过冷奥氏体的稳定性。如铬增加孕育期，使等温转变曲线向右移。但是同时，随着铬含量的增加，珠光体转变向高温方向移动，而贝氏体相变向中温方向移动，结果是珠光体转变和贝氏体相变曲线逐渐分开，最后在500～600℃之间形成过冷奥氏体的亚稳区，即形成海湾区。图4-29所示为在中碳钢（w_C＝0.4％）中分别加入质量分数分别为1.2％、3.5％的铬，使等温转变曲线右移并分开，贝氏体转变在500℃以下发生；而珠光体转变的鼻温从550℃上移到700℃。钼对钢的共析分解有强烈的抑制作用，即钼推迟珠光体转变的作用较大。但推迟贝氏体转变的速度甚微。因此，一般含钼钢的贝氏体等温转变曲线在珠光体等温转变曲线的左方，空冷易于得到贝氏体，即往往是贝氏体钢。

合金元素综合加入时，多元整合作用更大。如图4-30所示，Fe＋Cr、Fe＋Cr＋Co、Fe＋Cr＋Ni等合金系统表现了不同的作用。加入质量分数为2.5％的镍使w_Cr＝8.4％的合金由γ向α转变的最短孕育期由1min增加到20min，而加入质量分数为5％的钴使w_Cr＝8.05％的合金的最短孕育期增到7min，显然均显著推迟了γ→α转变。

图4-29 铬含量对等温转变曲线的影响^[18]

图4-30 不同合金系对γ→α转变5％的等温转变图的影响^[17]