含碳量對組織和性能的影響

1、1,2,3,4.4 含碳量對鐵碳合金組組織和性能的影響,,4,含碳量與Fe-Fe3C合金相組成物相對量、組織組成物相對量的關系,5,含碳量對碳鋼機械性能的影響,在C%1%后，隨含碳量的增加，鋼的硬度增加，但強度、塑性、韌性降低 這是因為Fe3CⅡ成連續(xù)網(wǎng)狀分布，進一步破壞了鐵素體基體之間的連接作用所造成。,6,碳(C)、硅(Si)、錳(Mn)、磷(P)、硫(S)通常被稱為鋼鐵材料的五大元素。 C，Si，Mn對鋼鐵材料是有益的，稱為合

2、金元素； P和S則是有害元素，稱為雜質元素。 N、H、O等元素的影響。,4.5 鋼中的雜質元素及鋼錠組織,,（1）合金元素與雜質元素,7,錳在鋼中的存在也屬于有益元素，它與氧有較強的親合力，具有較好的脫氧能力，在煉鋼時作為脫氧劑加入。另外錳與硫的親合力很強，在鋼液中與硫形成MnS，起到去硫作用，大大的消除了硫的有害影響。鋼中的含錳量一般為0.25~0.80%，它一部分溶入鐵素體起到固溶強化作用，提高鐵素體的強度，錳還可溶入滲碳

3、體形成合金滲碳體（Fe，Mn）3C，使鋼具有較高的強度；另一部分錳與硫形成MnS，與氧形成MnO，這些非金屬夾雜物大部分進入爐渣。,（1）錳的影響,8,硅在鋼中的存在屬于有益元素，由于它與氧有很大的親合力，具有很好地脫氧能力。在煉鋼時作為脫氧劑加入，Si+2FeO=2Fe+SiO2，硅與氧化鐵反應生成二氧化硅（SiO2）非金屬夾雜物，一般大部分進入爐渣，消除了FeO的有害作用。但如果它以夾雜物形式存在于鋼中，將影響鋼的性能。碳鋼中的

4、含硅量一般Si%≤0.4%，它大部分溶入鐵素體，起固溶強化作用，提高鐵素體的強度，而使鋼具有較高的強度。,（2）硅的影響,9,（3）硫的影響,10,硫在鋼中是有害的雜質。液態(tài)時Fe、S能夠互溶，固態(tài)時Fe幾乎不溶解硫，而與硫形成熔點為1190℃的化合物FeS。形成的共晶體（γ-Fe+FeS）以離異共晶形式分布在γ -Fe晶界處。若將含有硫化鐵共晶體的鋼加熱到軋制、鍛造溫度時，共晶體熔化，進行軋制或鍛造時，鋼將沿晶界開裂，這種現(xiàn)象稱為

5、鋼的“熱脆”或“紅脆”。,11,（4）磷的影響,12,磷在鋼中的存在一般屬于有害元素。在1049℃時，磷在Fe中的最大溶解度可達2.55%，在室溫時溶解度仍在1%左右，因此磷具有較高的固溶強化作用，使鋼的強度、硬度顯著提高，但也使鋼的塑性，韌性劇烈降低，特別是使鋼的脆性轉折溫度急劇升高，這種現(xiàn)象稱為冷脆。,13,（5）氮的影響,Fe-N相圖,14,氮在鋼中的存在一般認為是有害元素。N在γ中的最大溶解度在650℃為2.8%N，在α中的

6、最大溶解度在590℃約為0.1%N,而在室溫時的溶解度很小低于0.001%N，因此將鋼由高溫快速冷卻后，可得到溶氮過飽和的鐵素體。這種溶氮過飽和的鐵素體是不穩(wěn)定的，在室溫長時間放置時N將以Fe4N的形式析出，使鋼的強度、硬度升高，塑性、韌性降低，這種現(xiàn)象稱為時效硬化。為了減輕氮的有害作用，就必須減少鋼中的含氮量或加入Al、V、Nb、Ti等元素，使它們優(yōu)先形成穩(wěn)定的氮化物，以減小氮所造成的時效敏感性。,15,（6）氫的影響,氫在鋼中的存

7、在也是有害元素，它是由潮濕的煉鋼原料和爐氣而進入鋼中的。氫在鋼中的溶解度甚微，但嚴重的影響鋼的性能，氫溶入鐵中形成間隙固溶體，使鋼的塑性大大降低，脆性大大升高，這種現(xiàn)象稱為氫脆。含有較多氫的鋼，在加熱熱軋時溶入，冷卻時溶解度降低，析出的氫結合成氫分子，使鋼的塑性大大降低，脆性大大升高，加上熱軋時產(chǎn)生的內應力，當它們的綜合作用力大于鋼的時，在鋼中就會產(chǎn)生許多微細裂紋如頭發(fā)絲一樣，也稱發(fā)裂，這種組織缺陷稱為白點。,16,（7）氧的影響,

8、氧在鋼中的存在也是有害元素，由于煉鋼是一個氧化過程，氧在鋼液中起到去除雜質的積極作用，但在隨后的脫氧過程中不能完全將它除凈，氧在鋼中的溶解度很小，在700℃時為0.008%，在500℃時在鐵素體中的溶解度<0.001%。氧溶入鐵素體一般降低鋼的強度、塑性和韌性，氧在鋼中主要以氧化物方式存在，如（FeO、Fe2O3、Fe3O4、MnO、SiO2、Al2O3等），所以它對鋼的性能的影響主要取決于這些氧化物的性能，數(shù)量、大小和分布等。

9、,17,（2）鋼錠的宏觀組織與缺陷,（1）鋼錠的宏觀組織,18,細晶區(qū)(激冷區(qū))：溫度較低的模壁使與之接觸的液體會產(chǎn)生強烈的過冷而形成的。當模壁被加熱以后，這些晶體在湍流熔液的影響下，有很多從模壁上脫離下來。它們可能留下來或大部分重新熔化，只有那些仍然靠近模壁的晶粒成長而形成細晶區(qū)。 柱狀晶區(qū)：細晶區(qū)前沿不易形核，隨著液相溫度逐漸降低，已生成的晶體向液體內生長而形成柱狀晶。它們也可能是樹枝晶，并且有擇尤取向（鑄造織構）。柱狀晶區(qū)的厚度

10、主要由等軸晶區(qū)的出現(xiàn)早晚所控制。,19,等軸晶區(qū)：開始凝固的等軸激冷晶游離以及枝晶的熔斷而產(chǎn)生大量游離自由細晶體，它們隨熔液對流漂移到鑄錠中心部分，如果中心部分熔液有過冷，則這些游離細晶體作為籽晶最終長成中心的等軸晶區(qū)。游離細晶越易形成，以后的中心等軸晶區(qū)越大。游離晶體的形成過程：有兩個來源：一是從最早激冷過程的模臂游離出來；另一是從成長的枝晶有利出來的。,20,鋼錠縱截面組織 10%硝酸水溶液侵蝕 43/4×,21,（

11、2）偏析,合金凝固時，隨著結晶過程的進行，在液、固相中的溶質要發(fā)生重新分布。在非平衡凝固條件下，凝固速度比較快，溶質原子來不及重新分布，使得先后結晶的固相中成份不均勻，這種現(xiàn)象稱為偏析。根據(jù)產(chǎn)生偏析的范圍不同，可分為宏觀偏析和微觀偏析。 宏觀偏析是大范圍的成分不均勻的現(xiàn)象，又稱遠程偏析。微觀偏析是晶粒尺度范圍的成分不均勻現(xiàn)象，又稱短程偏析。,22,宏觀偏析,宏觀偏析表現(xiàn)為鑄錠(件)從里層到外層或從上到下成份不均勻。 根據(jù)表現(xiàn)形式不

12、同，可分為正偏析、反偏析和比重偏析。,23,①正常偏析（正偏析）,當平衡分配系數(shù)k0＜1的合金以平直界面定向凝固時，沿著垂直于界面的縱向會產(chǎn)生明顯的成份不均勻。先凝固的固相溶質濃度低于后凝固部分。這種內外成份不均勻的現(xiàn)象是正常凝固的結果，故稱為正常偏析或正偏析。正常偏析的程度與凝固速度、液體對流以及溶質擴散條件等因素有關。當凝固速度比較慢，液體對流比較強，溶質原子能夠向液體縱深擴散，使剩余液體中的溶質濃度逐漸升高。凝固后所產(chǎn)生的正常偏

13、析就比較嚴重。在正常偏析程度比較大的情況下，最后凝固的液體溶質濃度高，有時會形成其它非平衡相。,24,②反常偏析,反偏析正好是與正偏析相反，即在k0＜1合金鑄錠(件)中表層溶質濃度高于內層的溶質濃度。目前認為反偏析形成的主要原因與鑄模中心的液體倒流有關。由于在合金凝固時，先凝固部分發(fā)生收縮，在枝晶之間產(chǎn)生空隙和負壓，使鑄模中心溶質濃度較高的液體沿技晶間隙吸回到表層，形成反偏析。,25,③比重偏析,比重偏析是由于合金凝固時形成的先共晶

14、相與液體比重不同而引起先共晶相上浮或下沉，從而導致了鑄錠(件)中組成相上下分布和成份不均勻的一種宏觀偏析。這種宏觀偏析主要存在于共晶系和偏晶系合金中，并在緩慢冷卻條件下產(chǎn)生的。防止或減輕比重偏析的方法有：增大冷卻速度，使先共晶相來不及上浮或下沉；加入第三組元，形成高熔點的、比重與液體相近的樹枝狀新相，阻止偏析相的沉浮。,26,顯微偏析,微觀偏析是在一個晶粒范圍內成份不均勻的現(xiàn)象。 根據(jù)凝固時晶體生長形態(tài)的不同，可分為枝晶偏析、胞狀偏

15、析和晶界偏析。,27,①胞狀偏析,當成份過冷比較小時，固溶體以胞狀方式生長。對于k0＜1的合金，在凹陷的胞界處將富集著溶質。這種胞內和胞界處成份不均勻的現(xiàn)象稱為胞狀偏析。,胞狀生長時溶質分布示意圖,28,②枝晶偏析,當合金以樹枝狀方式凝固時，形成枝晶偏析。在先結晶枝干和后結晶的枝間溶質分布不均勻。枝干含高熔點組元多，枝間含低熔點組元多。通常凝固速度越快，液體的對流擴散越不充分，k0值越?。╧0＜1），則枝晶偏析越嚴重。 枝晶偏析的產(chǎn)

16、生對鑄錠(件)的性能是有害的，特別使鑄件的韌性、塑性及抗蝕性下降。枝晶偏析可以通過擴散退火消除。,29,③晶界偏析,當合金以樹枝狀方式凝固，最終形成晶粒組織時，在各晶粒之間的界面處是液體最后凝固的地方。對于k0＜1的合金，最后凝固的液體中溶質含量高。因此凝固結束后晶界處產(chǎn)生溶質富集，形成晶界偏析。 一種情況是兩個晶粒并排生長，由于表面張力平衡條件要求，在晶粒之間出現(xiàn)一個深達10-8cm的凹槽，該處的液體是最后凝固，從而形成晶界偏析。另

17、一種情況是兩個晶粒彼此相對生長，當彼此相遇時，在它們之間的液體中富集著大量溶質，這部分液體最后凝固，從而造成晶界偏析。,30,顯微偏析都可以通過擴散退火減弱或消除。,31,（3）縮孔,幾種縮孔形式,大多數(shù)金屬和合金在凝固過程要發(fā)生體積收縮。如果沒有足夠的液體繼續(xù)補充，就會在鑄錠(件)中形成收縮孔洞，簡稱縮孔。根據(jù)縮孔的位置和分布，可分為集中縮孔和分散縮孔。,32,不同凝固方式示意圖(a)殼狀凝固　(b)殼狀－糊狀混合凝固　(c)糊狀凝

18、固,33,直徑9吋的Cu-30%Ni鑄錠靠近錠子表面（左下）和靠近中心（右下）的照片 拋光未侵蝕 50×,合金鋼錠的中心疏松 0.5×,,,特定的鑄件或鑄錠的收縮量是一定的，所以如果存在疏松，將會減小最終的集中縮穴或縮管。,34,希望縮孔集中在錠子的上方，以加大金屬的利用率；不希望出現(xiàn)縮管，使利用率降低。方法是在錠子上部加保溫帽，使上部最后凝固，從而縮孔集中在上部的保溫帽下方。,35,

19、氣泡主要來源于兩方面：①溶入液態(tài)中的氣體，在凝固時脫溶析出（固相的溶解度遠低于液相），氣泡隨晶體長大而長大。如果氣泡長大速度比晶體生長速度大，氣泡長大到一定尺寸后會逸出液相；如果氣泡長大速度比晶體長大速度小，晶體長大會把氣泡留在錠內；,沸騰鋼錠,半沸騰鋼錠,（4）氣泡,36,②由于在凝固時發(fā)生化學反應產(chǎn)生氣泡。例如鋼中的碳和氧反應形成CO及少量CO2等氣泡，若沒有逸出液體，則留在鑄錠中。,37,若氫氣被固溶在凝固的鋼錠中，冷卻時氫析出

20、形成分子氫，來不及擴散到表面而進入微空隙內產(chǎn)生巨大的壓力，從而形成微裂紋，稱“發(fā)裂”，又因這些裂紋在斷面上呈現(xiàn)白色，又稱“白點”。,發(fā)紋的斷面形貌,,38,凝固過程中，金屬和氣體形成化合物殘留于錠子內，或者外來雜物及耐火材料沖刷進液體中，這就是非金屬夾雜物的來源。雜質原子在枝晶間以及晶界的偏聚亦可能形成夾雜物，例如硫在鐵中可以在枝晶間及晶界處偏聚形成Fe(Mn)S，它有時會在晶界處形成連續(xù)的一層薄膜。此外，還會有氧化物，硅酸鹽等夾雜物。

21、,（5）非金屬夾雜物,39,碳鋼鑄件中在樹枝晶邊界的硫化物夾雜 500×,合金鋼錠經(jīng)熱軋后的硫化錳夾雜 200×,40,鋁銅合金鑄錠中的氧化物夾雜 250×,鋁中的氧化物夾雜經(jīng)加工后形成氧化物帶 250×,碳鋼鑄件中的硅酸鹽夾雜 500×,41,鑄錠或鑄件冷卻時會引起很大的熱應力，如

22、果處理不當會出現(xiàn)裂紋，一般是縱向裂紋。,鋼錠中心出現(xiàn)的裂紋（橫截面）,10吋黃銅錠中的晶間裂紋 4×,（6）熱應力—由此引起的裂紋,42,銅錠中心出現(xiàn)的裂紋 0.5× 上：橫截面 下：縱截面,43,決定鑄錠性能的最重要因素是柱狀晶區(qū)和中心等軸晶區(qū)的相對寬度、中心等軸晶區(qū)晶粒的大小等。①細晶區(qū)通常只有幾個晶粒厚，其作用有限。②柱狀晶區(qū)中常有擇尤取向（織構），在平行的

23、柱狀晶接觸面及柱狀晶粒界面常常聚集雜質、非金屬夾雜物和氣泡等，是鑄錠的脆弱結合面，鑄錠熱加工時很容易沿這些面斷裂。但柱狀晶區(qū)組織較為致密。③等軸晶沒有擇尤取向，沒有脆弱的界面，性能是各向同性，含有較多的氣孔和疏松。加載時裂紋不易生長。,（7）鑄錠組織的控制,44,根據(jù)中心等軸晶區(qū)形成的原理，等軸晶形成的條件可為歸納為以下幾個方面：①低的澆注溫度：有利于保存游離晶體，防止它們重新熔化。②大的液固線間距：在同樣的溫度梯度下，一次枝晶比

24、較長，這樣就有利于細弱的頸狀二次枝晶的形成。③鑄模的冷卻能力：金屬模的冷卻能力大，難以造成“頸”狀晶粒從模壁游離和形成頸狀二次枝晶的條件，故不易形成等軸晶晶核。,45,④對液體金屬施加攪拌和振動，可幫助枝晶的熔斷、破碎，增加游離細晶的數(shù)目。還可以加快消除過熱以保留中心等軸晶區(qū)的籽晶。⑤加入形核劑，促進非自發(fā)晶核的形成。⑥液體金屬本身的性質 合金的熔點較低則會延遲開始凝固的時間，有利于保持較小的溫度梯度。而熔質的分配系數(shù)k0如小于1

25、，k0愈?。ɑ騥0 >1，則k0愈大），則凝固時偏析愈大，產(chǎn)生的枝晶脖頸很細，更易脫離成為中心等軸晶區(qū)的籽晶。,46,,Al-Cu合金鑄件中的枝晶偏析,47,48,本節(jié)要點,概念：細晶區(qū)、等軸晶、柱狀晶、偏析、宏觀偏析、微觀偏析、正偏析、反偏析、比重偏析、顯微偏析、胞狀偏析、枝晶偏析、晶界偏析、縮孔、疏松合金元素與雜質元素碳鋼組織和性能的影響鑄件的缺陷的類型,49,作 業(yè),畫出Fe-C相圖寫出相圖中點線面所表示的含義