金属材料学 第3.docx
《金属材料学 第3.docx》由会员分享,可在线阅读,更多相关《金属材料学 第3.docx(20页珍藏版)》请在冰豆网上搜索。
金属材料学第3
第三章钢的合金化概论
第一节合金元素在钢中的作用
Me加入钢中后,将使钢的组织及性能发生改变,要研究Me对钢的这种作用,我们可以从Fe-C-Me三元或多元相图来进行讨论分析。
但Fe-C-Me三元或多元相图很复杂。
人们发现,Me对钢的作用主要取决于Me及C的相互作用,故一般分开来讨论Me与Fe及Me与C的相互作用。
一、合金元素与铁的相互作用
我们知道,纯Fe的同素异构转变是在一个恒定温度下进行的。
A3:
910℃α→γ
A4:
1390γ→δ℃
从Fe-Fe3C(C)平衡相图,我们可以发现,随C%的增加,这个同素异构转变已不再在恒温下进行,而是在一个温度范围里进行。
A4增加,A3下降,γ相的存在范围扩大了。
而且,随C%增加,还产生了新的相变及相变产物。
Me与Fe的作用同C与Fe的作用相似。
按Me与Fe的形成的二元状态图类型可将Me分为两大类:
第一类为扩大γ相区Me:
Ni、Mn、Co、N、Cu等。
这类元素共同点是使A4↑,A3↓(Co例外,当Co含量<0.45%时,A3↑)
这类元素中,Ni、Mn、Co(铂、铱)能和γ相完全互溶。
C、N、Cu(Zn、Au、H)只能部分溶于γ-Fe中,这些元素在含量较低时能扩大γ相区。
但由于它们在γ-Fe中的溶解度有限,所以达到某一含量后γ区又缩小,最后消失。
第二类为缩小γ相区Me:
这些元素的共同点是使A4↓,A3↑,(Cr除外,当Cr<7%时,A3↓。
>7%时,A3↑)。
这些Me元素有:
Cr、V、Mo、W、Ti、Si、Al、P、Sb、Sn、Ge、As、Be、Nb、Sr、Zr、Ta等
能完全封闭γ相区
与α-Fe能缩小γ相区,但γ相区
完全互溶 与α-Fe不能完全被γ+α区包围
部分互溶
A形成元素:
在γ-Fe中有较大溶解度并稳定γ固溶体的Me。
F形成元素:
在α-Fe中有较大溶解度并使γ固溶体不稳定的Me。
对Me与Fe相互作用产生的影响,目前还没有完满的理论来解释。
一般认为是下列几种因素共同作用的结果:
1Me的点阵类型。
2尺寸因素(RMe/RFe)。
3电化学因素(原子的电子结构及其相互作用)
如果Me与γ-Fe或α-Fe具有相同的晶体结构、原子半径及化学性质相近,则可完全互溶,如Ni、Mn、Co与γ-Fe。
在上述各Fe基二元合金中,Me除溶于γ-Fe或α-Fe外,当元素含量高时还可能形成金属间化合物。
例如Fe-Cr、Fe-V、Fe-Mo系中可能产生分子式相当于FeCr、FeV、FeMo的金属间化合物,一般称为σ相。
二、合金元素与碳的相互作用
按Me与C的相互作用可分为:
㈠非C化物形成元素:
Ni、Si、Co、Al、Cu、Ag、N、P、S等,它们与C不形成C化物(Ni和Co虽然能形成K,但它们稳定性很差,在铜中不会出现,故仍属于非K元素)。
在平衡态钢中一般固溶于α相中,也有极少量溶于K中,也可能有微量变成夹杂物。
C、Si含量较高钢中,Si还有促使K分解的作用(石墨化作用)
㈡K形成元素:
都是过渡族元素,按元素与C的亲和力大小及所形成K稳定性排次序,K形成元素有:
强Zr、Ti、Nb、V、W、Mo、Cr、Mn、Fe弱
强K形成元素 中强K形成元素 弱K形成元素
㈢K的基本形成规律
C原子和Me原子半径比
RC/RMe>0.59的元素,形成具有复杂点阵结构的K。
这些元素有Cr、Mn、Fe。
形成的K有Cr23C6、Cr7C3、Mn3C、Fe3C等(稳定性自左向右依次降低),这些K的熔点、稳定性都较低,加热时易溶入A中,K类型:
M23C6、M7C3、M3C型。
对RC/RMe≤0.59的元素,形成具有简单点阵结构的K(间隙相),这些元素有Zr、Ti、Nb、V、Ta等,K类型有MC型(TiC、ZrC、VC、NbC、TaC)。
这些K熔点、稳定性都较高,加热时不易溶入A中。
W和Mo既可形成简单点阵结构的K,又可形成复杂K。
当钢中含有多种K元素时,C首先与强K元素结合,如C有剩余,则再与次强K元素结合,如C不是,则次强K元素部分或部分进入固溶体,更弱的K元素则全部进入固溶体。
三、合金元素对铁碳状态图的影响
㈠对单一γ相区的影响
A形成元素Ni、Mn、Co等扩大γ相区
F形成元素Cr、Mo、Ti等缩小γ相区,甚至完全消失
㈡对E、S点的影响(指成分)
Ni、Mn、Co等扩大γ相区元素都使E、S点,A3(GS)线向左下方移动
Cr、Mo、Si等缩小γ相区元素都使E、S点、A3(GS)线向左上方移动
S点左移意味着共析点的C量减小,这样一来,原来属于亚共析钢成份的C钢,当其中加入的Me量超过一定量时,将变成过共析钢,如4Cr13。
E点左移意味着出现莱氏体的C量减小,如W18Cr4V(0.8%C)为莱氏体钢。
Me对γ相区的影响是对应于Me固溶入γ相中才有效,对于强K元素,加入钢中后,将形成稳定性很高的K,这些K加热时不容易溶入A中,这种不仅Me未充分溶入A中,还占据了A中C量,使A中C量低于钢的平均C量,因此,为了满足钢进行共析转变的C浓度条件,钢中的C量应高些。
㈢对临界点的影响(指温度)
S点、GS线向下移动表明A1、A3减小,(扩大γ相区元素)
S点、GS线向上移动表明A1、A3减大,(缩小γ相区元素)
大多数Me使ES线左移,即Acm增加
四、合金元素在钢中的分布
㈠Me在钢中的存在形式
不同Me与Fe和C作用反映出不同特点,故在不同外界条件影响下,Me将出现不同存在形式:
1.存在于固溶体中(F、A)
2.形成各种K
3.存在于夹杂物中(一些较活泼元素与钢中O、N、S等化合形式夹杂物)
4.存在于金属间化合物中,如σ-相
5.Me的含量超过它在钢中的溶解度后,将以较纯的金属相存在,如Ag、Pb等
㈡Me在钢中的分布
由于Me与Fe、C作用表现出不同的特性,故Me在钢中的分布是不均匀的,其分布还受HT工艺条件的直接影响,故分别讨论在退火,正火,淬火,回火状态下的分布状况。
1.退火状态:
同平衡态。
非K元素基本上溶于F中,在K中溶解度极微,K元素大部分处于K中,若钢中C量不足,则部分溶入F中,其中Mn稍有例外,它一小部分溶于渗碳体中,而大部分溶于F中。
2.正火状态:
正火组织为F+P的钢,Me分布与退火态同。
3.淬火状态:
在淬火状态下,Me的分布与淬火加热温度有关,加热时溶入A中的Me,淬火后存在于M及Ar中,加热时未溶入A中的Me(即原以K形式在),淬火后仍存在于K中。
4.回火状态:
低温回火时,因温度低,Me不能扩散,不会引起Me的重新分布,即保持淬火态时的分布,当回火温度升高时,Me将重新分布,非K元素进入F中,K元素进入K中(即K析出),重新分布的剧烈程度取决于回火温度和回火时间。
对每一种Me,都有一个显著加速Me重新分布的温度――富集温度
Mn:
350℃Cr:
450℃W:
550℃Mo:
550℃V:
650℃
结构钢中Me在各种状态下的各相中的分布
第二节钢的强、韧化
第三节合金元素对钢相变和热处理的影响
一、对加热转变的影响
㈠对A形成速度的影响:
我们知道,Me加入钢中,改变了A的形成温度,即改变了A1、A3、Acm点,故合金钢与C在相同温度进行转变时,基过热度不同,从而影响A的形成速度。
另外,我们也知道,A的形成要经过K的溶解、C和Me的扩散。
K元素使这个过程大大下降。
其原因为:
1K元素与C有较强亲和力,大大降低C在A中扩散速度。
2Me在γ相中的扩散速度更小,仅为C的几/千~几/万。
3合金K稳定,加热时不易溶入A中,故对含K元素的合金钢特别是含有强K元素的合金钢,A化加热温度较高,加热时间较长,而非K元素Ni、Co等。
降低C在A的扩散激合能,加速C的扩散,加速A的形成。
㈡对A晶粒长大的影响
除C、P、N、B(中、高C钢中的)Mn促进A晶粒长大外,其余元素都降低A晶粒长大,尤其是少量Al和强K元素,显著降低A晶粒长大。
在低C钢中,少量Mn有细化晶粒作用。
中等以上C时,Cr对A晶粒有细化作用。
由于Me降低A晶粒长大,故合金钢除高、中C、Mn负外,一般不易过热。
细化晶粒的作用:
①便于HT操作,淬火变形开裂小,加热周期短。
②有较高综合机械性能。
粗晶粒优点:
易切削、淬透性高。
对Me阻碍A晶粒长大的理论,现在还没有一个统一的认识,一般用机械理论来解释:
强K元素和少量Al等,在钢中形成无数弥散的K、N化物。
氧化物质点。
分布于A晶界阻止晶界的扩散和移动。
但Si、Ni就无法用这个理论来解释。
C、P、N、B促进A晶粒长大是由于它们在A晶界的内吸附降低晶界原子的扩散激活能。
二、对过冷奥氏体冷却转变的影响
㈠对P转变的影响:
除Co、Al外,所有溶入A中的Me都不同程度地推迟P转变。
其中Ti、Nb、V、Mo、W等作用较强。
Cr、Ni中等。
Si、Cu作用较弱。
Me推迟P转变原因可从动力学和热力学两个方面解释。
动力学:
合金A→P时,需进行C和Me的扩散和再分配。
由于大多Me降低C的扩散和Fe的自扩散,而Me的扩散和再分配。
由于大多Me降低C的扩散和Fe的扩散,而Me本身扩散速度更慢。
这就势必减慢P的形成。
热力学:
由于加了Me后,P和A之间的自由能差降低,降低了相变驱动力,提高α相的形核功,使相变不容易进行。
如:
Ni↑C的扩散速度,↓两相自由能差,↑α相形核功,↓P转变。
Co↑C的扩散速度,↑两相自由能差,↑α相形核功,↑P转变。
低、中碳钢中的微量B、大大提高先共析F的孕育期,大大降低它的形核率,提高P转变的孕育期,面对P转变形核率无影响,B还推迟贝氏体转变,这是因为B是内吸附元素,它聚集在A晶界,使A晶界表面能降低,阻碍α相和碳化物在A晶界形核。
㈡对B转变的影响
除Co、Al外,所有溶入A中的Me都不同程度推迟B转变。
推迟作用:
强C、Mn、Cr、Ni、Si、Mo、W、V、Cu弱
推迟作用大 推迟作用小
Me对B转变的影响主要取决于Me对γ→α两相自由能差及C的扩散速度的影响。
因为α相形核在低C区,α相长大要把扩散走,因此,钢中C量提高,对α相的形核长大不利,降低B转变。
Si强烈阻止B转变时的K的形成,促进尚未转变的A聚集C,因而降低B转变。
两相自由能差 C的扩散速度 B转变
MnCr ↓ ↓ ↓
Ni ↓ ↑ ↓
WMoV 稍↑ ↓ 稍↓
Co ↑ ↑ ↑
Al ↑ ↓ ↑
㈢对M转变的影响
Me对M转变的影响,主要表现在它对Ms、Mf点的影响
除Co、Al提高Ms点外,大多数Me溶入A中能降低Ms点,
从强到弱顺序为:
C、Mn、Cr、Ni、V、Mo、W、Cu、Si。
Me对Ms点的影响可从热力学理论解释,Me使α相和γ相之间的自由能差降低,故使Ms点降低。
Me对Mf的影响同Ms点,凡提高Ms点的Me都提高Mf点,反之降低。
Me对Ms点的影响与C对Ms点的影响类似,接近直接。
人们通过对不同元素对Ms点的影响规律的大量实验分析,总结了许多根据钢的化学成分计算Ms点的经验公式,下面介绍应用较多的三种。
1.Ms(℃)=
-45Mn-35V-30Cr-20Ni-16M0-8W-5Si+6Co+15Al
式中:
x:
钢中含C量且≤0.05时
y:
负中含C量且≥0.05时
2.对成分为:
0.32~0.44%C、0.44~1.38%Mn、0.74~4.23%Ni、0.28~1.44%Cr、0.1~0.51%Mo的合金钢、不同M转变量的温度计算公式:
Mx(℃)=K-474C-33Mn-17Ni-17Cr-21Mo
Ms点时,K=561
M10点时,K=551±3
M50点时,K=514±9
M90点时,K=458±12
Mf点时,K=346±15
Ms=538-317C-33Mn-28Cr-17Ni-11Si-11Mo-11W
3.对含C量为0.2~0.8%C的工业用钢:
Ms=520-320C-50Mn-30Cr-20(Ni+Mo)-5(Cu+Si)
例:
40CrNiMo平均化学成分为:
0.4%C、0.27%Si、0.65%Mn、0.75%Cr、1.5%Ni、0.2%Mo
公式3:
Ms(℃)=520-320×0.4-50×0.65-30×0.75-20(1.5+0.2)-5×0.27=301.65℃
公式1:
Ms(℃)=287.4Ms℃
而根据有关图表查得其Ms点为290℃,可见用经验公式计算还是比较准确的。
㈣对Ar的影响:
凡降低Ms点的Me,都提高淬火后的Ar量,作用顺序与降低Ms的顺序相同。
㈤对A等温转变曲线的影响:
按Me对C曲线影响的不同特点,可将其分成三类。
第一类:
非K元素Ni、Si、Cu等和弱K元素Mn,大致保持C钢C曲线的形状,只是使整个曲线向右作不同程度的移动。
第二类:
非K元素Co、Al,基本不改变C曲线形状,但使整个曲线左移。
第三类:
K元素除Mn外,渗入A时,不单使C曲线右移,还使其形状发生变化。
从HT原理可知,合金钢的C曲线有五种形式:
A型:
P、B转变重叠,含非K元素及弱K元素Mn的C钢及低合金钢的C曲线属此型。
B型:
P、B转变部分重叠,两鼻子在时间坐标上相近,温度坐标不同。
C型:
P、B转变部分重叠,两鼻子在时间和温度坐标上都不同。
含K元素,且在一定含量之内的钢有此型C曲线。
其中,C量高时,B转变区鼻子较P区鼻子右移较多。
一般高C合金钢,弹簧钢和轴承钢的C曲线属此,而C量低时,P区较B区右移较多,一般合金渗C钢和钢属此类型。
D型:
P、B转变曲线被完全分开,P区右移较B区显著。
当Me含量高时,P区不出现,K元素含量较高的低、中C钢属此。
E型:
此型与D型相反,Me对B转变的推迟作用比对P大,C曲线上B区不出现,含K元素较多的高C钢及含Cr较高的钢属此型。
当提高A稳定性元素含量很高时,不但阻止了A的分解,而且使Ms点降至室温下,长时间保温后,常看不到过冷A分解为P和B,这些钢的C曲线如图。
㈥对钢的淬透性的影响:
除Co外,大多数渗入A中的Me都提高过冷A的稳定性,使C曲线右移,淬火临界速度↓,淬透性↑。
对低、中碳合金钢,提高淬透性作用Mn、Mo、Cr较强,Si、Ni中等
低中碳合金结构钢的微量B大大提高淬透性
对C%≥1.0%的高碳工具钢,Si的作用应提到首位。
多种Me元素的影响比单个更大,故对要求Me含量少,淬透性高的钢都采用多元少量合金化的原则。
配合原则:
①提高A稳定性元素Cr、W、Mo、V等与②强化F元素Ni、Si、Mn等配合。
如30CrMnSi、40CrMnMo
Me提高淬透性的好处:
①对大件能使整个截面都淬透,因火后整个截面组织一致,有较高机械性能。
②对复杂的、怕变形的零件,可通过油淬、分级淬火、等温淬火等降低变形开裂。
当钢淬不透时,会得到非马组织,会引起调质后钢的性能恶化。
随着温度提高,这些组织的硬度、σb都趋于一致。
但σs、σp、Sk、Tk等按M、B、T、P组织逐渐降低。
三、对淬火钢回火转变的影响
我们知道,碳钢的回火转变过程包括以下几个阶段。
①<100℃, M中C的偏聚
②100~250℃,ε-K相的析出,M正方度部分消失,即M的分解。
③200~300℃,Ar的转变
4250~350℃,ε-K相转变为Fe3C,M正方度全部消失,此时M分解完毕。
5>350℃,渗碳体粗化、转化;α相回复,再结晶。
Me加入后,将对这些过程产生影响。
㈠对M分解的影响;
低温回火时,除Si能降低M分解外,其它Me对M分解的影响不大。
因为此时温度低,Me不能扩散或活动能力小,它们仍均匀分布在α相和ε-K相中不作重新分布。
Si可提高ε-K相的稳定性,使之不易转变为Fe3C,这是因为①Si可推迟ε-K相的形核,阻碍其长大。
②Si在Fe3C的溶解度不及小。
只有等Si扩散开去后,Fe3C才能在那个地方形核和长大,而Si的扩散缓慢,扩散温度较高。
故,300℃回火时,Si仍能有效降低M分解。
中、高温回火时,Me的活动能力提高,将对M分解有效降低M分解,一些较强的K元素V、Nb、Cr、Mo、W等阻碍M分解,因为这些元素与C的亲和力较强,使C的扩散速度降低,K的析出,长大受到阻碍,即把更多的C保留在M中。
㈡对K粗化和转化的影响:
前面讲过,Me只有在超过富集温度后,非K元素往α相中富集,而K元素入渗碳体中富集,并形成合金渗碳体,同时还将发生渗碳体和合金渗碳体的聚集长大。
较强的K元素V、Nb、W、Mo、Cr阻碍碳的扩散,阻碍渗碳体的聚集长大。
当Me往合金渗碳体中 集越来越多时,将引起它的转化,析出特殊K。
如Cr钢回火时K的转变为:
ε-FexC→(Fe,Cr)3C→(Fe,Cr)3C+(Fe,Cr)7C3→(Fe,Cr)7C3→(Fe,Cr)7C3+(Fe,Cr)23C6→(Fe,Cr)23C6。
若Cr含量不够高,可中止在其中的任何阶段。
K的转化方式有两种:
①原位形核转变:
特殊K由原来合金渗碳体,经点阵重构而来。
②异位形核(独立形核)转变:
特殊K直接从α相中析出,同时伴随合金渗碳体的溶解。
㈢对Ar转变的影响
Ar的转变规律基本上遵循过冷A桓温转变的规律,但转变的孕育期显著缩短。
合金钢中Ar的转变情况与C钢Ar的转变情况基本相似,只是Me可以改变Ar分解的温度、速度、从而可能对Ar转变的性质、类型发生影响。
Me一般提高Ar的分解温度区域。
Ni、W、Mo、V的作用弱,而Cr、Mn、Si作用强。
㈣对α相回复再结晶的影响:
一般Me在中、高温度回火时,阻碍M的分解、阻止C和Fe的扩散、从而阻止回复、再结晶。
(Co、Mo、W、Cr、V显著提高F的再结晶温度。
Mn、Si、Ni次之。
㈤对淬火钢回火稳定性的影响:
Si是提高低、中温回火稳定性的有效元素,在300℃左右效果最佳。
到400℃左右作用减弱,较强K元素V、Mo等在中温时作用接近Si(但一般用Si来提高回火稳定性,因为Si易溶于A中,且较便宜),到高温(500℃以上)。
由于出现“二次硬化”作用。
V、Mo的作用远大于Si。
Cr中温作用小于Si,Mn温度低时作用很小,但在高温时作用强(因为在高温时Mn可以进入Cem中,阻止Cem的粗化)。
Ni在所有温度下对回火稳定性的影响都很小。
提高回火稳定性的好处:
①在同一温度回火,可得到比C钢较高的强度、硬度。
②在相同强、硬度下,合金钢的回火温度和时间要比碳钢高和长,利于消除残余应力,提高综合机械性能。
㈥合金钢的回火脆性及防止:
合金钢的回火脆包括二类:
第一类回火脆(不可逆、低温):
几乎所有的合金钢都具有第一类回火脆,主要产生在低、中碳高合金钢中,Mo、W、V、Al等元素可稍↓第一类回火脆敏感性,而Mn、Cr则↑回火脆性敏感性。
产生原因:
与回火M的分解和沿晶界析出的K有关。
防止方法:
1加入Si等,使发生回火脆的温度推移到较高温度。
2加入细化晶粒的W、Mo、V等,或Al脱氧。
3采用等温淬火。
4回火时旅行快速加热短时间保温,使引起变脆现象的过程来不及发展。
第二类回火脆性(可逆、高温):
主要产生在含Mn、Cr、Ni等元素的调质钢中,Mo、W可↓回火脆性敏感性。
产生原因:
由于某些微量杂质元素的原A晶界偏聚引起。
防止措施:
1回火后快冷:
小件油冷,大件水冷,工件过大时水冷也难以完全防止回火脆。
2对大型件,快冷会提高内应力,不允许。
故一般采用含W、Mo的钢。
3细化晶粒(合金化或HT时)
4避免在回火脆的温度范围回火,必需在此温度回火时,可用高频或电热法快速加
热、然后在水中或油中冷却。
5提高冶金质量,降低有害元素。
第四节合金元素对钢性能的影响
一、合金元素对钢机械性能的影响
钢的性能主要取决于钢的成分和组织,而组织又很大程度上取决于HT方式,故只能按不同HT状态讨论Me的影响。
㈠Me对退火态钢的性能的影响:
以结构钢为例。
退火态下,钢的基本组成相为F+K。
Me提高退火态钢的温度,原因:
①强化F。
②降低共析C量,相对地提高P量来提高温度。
③Me使C曲线右移,在相同冷却条件下,使F和K两相混合物的分散度提高,从而提高强度。
所有Me溶入F都提高F的温度,强化程度
强 P、Si、Ti、Mn、Al、Cu、Ni、W、Mo、V、Co、Cr 弱
凡提高强度的Me(Ni除外),均降低延伸率δ和冲击韧性αK。
强化效果强,降低得也多,而Ni不但提高强度,而且始终使塑性和韧性保持高水平。
㈡Me对正火态钢性能的影响:
Me对正火态钢机械性能的影响比退火态要大得多,其原因主要是Me(Co除外)提高过冷A稳定性,从而使合金钢在空冷后可能得到的组织是S、T、B或M。
㈢Me对淬火、回火态钢的影响:
首先,Me改变了淬火钢的组织和性能,表现在:
1除Co、Al外,所有Me都提高钢的淬透性,首先使较大尺寸的整个截面得到均
匀M组织。
2大多Me(Mn除外)都降低A晶粒长大,从而细化晶粒,使M均匀而细小。
3除Co、Al外,Me含量较多时,降低Ms、提高Ar量,使淬火钢硬度降低,塑性、
韧性提高。
4淬火钢的性能主要取决于含C量,即主要取决于C在α固溶体中过饱和度。
Me
的加入可起补充强化作用,稍微提高σb。
Me对淬火回火态钢的性能表现在:
37CrNi3A40#
1淬火后硬度和C钢几乎相同,低温回火后也基本相同,但中、高温回火时,合
金钢的硬度下降得比碳钢慢,即在相同温度回火,合金钢硬度高于碳钢,抗回火软化能力强。
2合金钢温度指标(σs、σb)高于碳钢。
3塑性指标(δ、ψ),低温回火合金钢高于碳钢,高温回火两者没有显著差别。
4αK:
低温回火时合金钢高于碳钢,中温回火合金钢αK大大降低和碳钢差不多,
甚至低于碳钢,高温回火,合金钢αK值又逐渐升高,超过碳钢。
㈣Me对低温性能的影响:
Me对脆性转变温度的影响
提高脆性转变温度
降低脆性转变温度
先提高、后降低
先提高、后无影响
B,P,C,Si,Cr,Mo,Cu
Ni,Mn
Ti,V
Al
二、合金元素对钢工艺性能的影响
㈠对冷加工性能的影响:
钢的冷作加工性与钢的冷作硬化率密切相关,冷作硬化率越高,在变形过程中会很快变硬变脆,对冷作加工不利。
Me溶入回溶体(γ-Fe、α-Fe),都提高其强度、硬度和冷作硬化率。
从而降低钢的延展性。
P、S、Si、C提高硬化率最显著。
Ni、Cr、V、Cu等溶入固溶体也会降低钢的延展性,Al可使钢晶粒细化,含少量的Al可提高深冲压钢板的表面质量。
㈡对热压力加工性能的影响:
钢的热压力加工性与许多因素。
Me的影响将表现在以下几个方面:
1提高钢的热变形抗力,使热压力加工变得困难。
如Mo、W、V、Cr。
2与钢中的O、S形成夹杂,增加钢的热脆性,给热压力加工造成困难。
3通过对钢的铸态组织的影响,如提高铸钢的枝状晶、使塑性降低。
给热压力加工
带来困难。
(Si、Ni、Cr)都存在这种倾向,Mn奥氏体钢的粒状晶较严重。
)
4某些含强K元素的高合金钢,如高速钢,因