钢的合金化基础

钢的合金化基础钢的合金化基础

1钢中合金元素及与Fe，C相互作用2合金钢中的相组成3合金元素对钢相变的影响主要内容4合金元素对钢的性能影响5微量元素在钢中的作用主要内容重点及基本要求

合金化基础是本课程基础和重点，要求全面掌握了解钢中的常见元素及合金元素对钢的组织、热处理及性能的影响规律，掌握合金元素的加入对钢的基本强化机制的影响。难点是合金元素对钢中基本合金相结构的影响钢的合金化基础

第一章钢中的合金元素

在钢中加入合金元素后，钢的基本组元铁和碳与加入的合金元素会发生交互作用。钢的合金化目的是利用合金元素与铁、碳的相互作用和对铁碳相图及对钢的热处理的影响来改善钢的组织和性能。第一章钢中的合金元素

合金元素：是指特别添加到钢中为了保证获得所要求的组织结构、物理、化学和机械性能的化学元素。（主动加入）杂质：由冶炼时原材料以及冶炼方法、工艺操作而带入的化学元素。合金钢：在化学成分上有目的的加入合金元素，用以保证一定的生产和加工工艺以及力学性能要求的铁基合金第一章钢中的合金元素

微合金化钢：合金钢中加入的合金元素种类多（如Ti、V、B、Re、Nb），但含量低（<0.1%），但显著地影响钢的组织与性能，这类钢称为微合金化钢。合金钢种类：根据合金元素含量分：低合金钢—合金元素含量<5%

中合金钢--5~10%

高合金钢-->10%我国的资源情况及合金系统储量丰富，可大量开采：Si，V，Ti，Nb，

B，稀土等Mn的资源丰富，但由于用量大，应节约W，Mo的资源丰富，用途广泛Ni，Cr，Co资源很少第一章钢中的合金元素及其与Fe，C的相互作用1.1钢中的合金元素及分类钢中常加入的合金元素*表中字体颜色为绿色或深蓝色的元素为钢中常见合金元素；字体颜色为深蓝色的元素为钢中常见碳化物合金元素*S,P,As,Sb,Pb,Sn,Bi通常为有害元素，但S，P，Pb在易切削钢中用来改进切削加工性能。ⅠA

0H

ⅡA

ⅢA

ⅣA

ⅤA

ⅥA

ⅦA

He

LiBeBC

NOFNe

NaMgⅢB

ⅣB

ⅤB

ⅥB

ⅦB

ⅧBⅠB

ⅡB

AlSiPSCl

Ar

KCaSeTi

V

Cr

Mn

Fe

Co

Ni

Cu

ZnGa

Ge

AsSeBrKrPb

Sr

YZr

Nb

Mo

Tc

Ru

Rh

PdAgCd

InSn

Sb

TeI

Xe

CsBa

LaHf

Ta

W

ReOsIr

PtAuHgTiPdBiPoAtRn

1.1.1按与Fe相互作用分类奥氏体形成元素

C,N,Cu,Mn,Ni,Co铁素体形成元素

Hf,Zr,Ti,Ta,Nb,V,W,Mo,Cr,Si,Al*一般情况下，奥氏体形成元素易优先分布于奥氏体中，铁素体形成元素易优先分布于铁素体中。1.1.1按与Fe相互作用分类

(a)Fe-Mn相图

(b)Fe-Cu相图

1.1.1按与Fe相互作用分类

(a)Fe-Cr相图

(b)Fe-Nb相图

一、扩大奥氏体(γ)区元素1.开启γ相区的元素锰、镍、钴属于此类合金元素。2.扩展γ相区的元素碳、氮、铜属于此类合金元素。这些合金元素使A3温度下降，A4温度上升，即扩大了γ相区。包括以下两种情况：二、缩小奥氏体(γ)区元素1.封闭γ相区的元素钒、钛、钨、钼、铝、磷、铬、硅属于此类合金元素。2.缩小γ相区的元素硼、锆、铌、钽、硫属于此类合金元素。即铁素体(α)稳定化元素。这些合金元素使A3温度上升，A4温度下降，即缩小了γ相区。包括以下两种情况：

合金元素这种扩大或缩小γ相区的能力对合金的组织形貌、力学性能、化学性能和物理性能将产生重大的影响。

合金元素与Fe的相互作用1.1.2按与C相互作用（亲和力大小）分类非碳化物形成元素

Ni，Cu，Si，Al，P等碳化物形成元素

Hf，Zr，Ti，Ta，Nb，Cr，W，Mn，Fe

最强中强弱1.1.3按对奥氏体层错能的影响分类提高奥氏体层错能元素

Ni，Cu，C等降低奥氏体层错能元素

Mn，Cr，Ru（钌），Ir（铱）等（1）层错能的概念：晶体中形成层错时增加的能量。（2）奥氏体层错能对钢的组织和性能的影响。一般认为层错能越低，越有利于位错扩展和形成位错，使滑移困难，导致钢的加工硬化趋势增大。层错能对钢的力学性能、相变影响很大1.1.4按合金元素的物理、化学和其他有关特性分类Fe族元素

Co，Ni，Mn难熔金属（高于Fe的熔点的1539℃）

W，Mo，Nb，V，Cr等轻金属

Ti，Al，Mg等稀土金属

La（镧），Ce（铈），Nd（钕）等1.2合金元素对钢的临界点

和铁—碳相图的影响

1.2.1合金元素改变奥氏体区的位置

我们以与γ-Fe形成无限固溶体的元素Mn和与α-Fe形成有限固溶体的元素Cr为例，来讨论这两种元素是怎样改变奥氏体位置的？1.2.1合金元素改变奥氏体区的位置

1.对A相区的影响随Mn含量增加，SE向左下移，SG向左下移，使γ区逐渐增大。扩大A相区元素（Ni，Mn，Co）使E，S点左移，A3线下降。锰对奥氏体相区的影响ESG1.2.1合金元素改变奥氏体区的位置随Cr含量增加，SE向左上移，SG向左上移，使γ区逐渐缩小。缩小A相区的元素（Cr，W，Mo，V，Ti，Si等）使S点左移，A3线上升；铬对奥氏体相区的影响1.2.2合金元素对特征点S、E的影响所有合金元素都使S点左移，使得共析含C量降低，意味着钢中的碳含量不到0.77%就发生共析转变。如4Cr13就已经是共析钢；合金元素使E点左移，使得奥氏体中最大含C量降低，使得钢中碳含量不到2％就出现莱氏体。如W18Cr4V（0.7～0.8％含碳量）。1.2.3对临界点A1、A3与温度的影响奥氏体形成元素使A1、A3点下移，使得奥氏体温度下降；铁素体形成元素使A1、A3点上移，热处理时加热温度应该提高。2.1

铁基固溶体2.1.1

形成铁基置换固溶体①Ni、Co、Mn、Cr、V等元素可与Fe形成无限固溶体。其中Ni、Co和Mn形成以γ-Fe为基的无限固溶体，Cr和V形成以α-Fe为基的无限固溶体。②Mo和W只能形成较宽溶解度的有限固溶体。如α-Fe(Mo)和α-Fe(W)等。③Ti、Nb、Ta）只能形成具有较窄溶解度的有限固溶体；Zr、Hf、Pb在Fe具有很小的溶解度。第二章合金钢中的相组成

－合金元素在钢中的存在形式合金元素的溶解规律决定合金元素在置换固溶体中的溶解条件有三个：●晶体点阵---溶剂与溶质的点阵相同●原子尺寸---rMe-rFe/rFe<8%无限固溶

（原子半径差的比）

8~10%有限溶解

>15%很难溶解●电化学因素，也叫电子结构，即在元素周期表中的位置与铁相差多远2.1.2置换固溶体的形成规律

通过控制钢中扩大奥氏体相区和缩小奥氏体相区的元素含量，就可以控制和调整钢的组织：为了得到室温奥氏体组织，可加Ni，Mn，N等为了得到室温铁素体组织，可加Cr，Si，Al，Ti等如：1Cr18Ni9奥氏体不锈钢

1Cr17铁素体不锈钢合金元素与Fe相互作用理论在工程实际中的意义2.1.3间隙固溶体的形成规律□形成间隙固溶体①对α-Fe，间隙原子优先占据的位置是八面体间隙。

②对γ-Fe，间隙原子优先占据的位置是八面体或四面体间隙。③间隙原子的溶解度随间隙原子尺寸的减小而增加，即按B、C、N、O、H的顺序而增加2.1.3间隙固溶体的形成规律间隙固溶体的特点与点阵类型间隙固溶体都是有限固溶体，它保持着溶剂金属的晶体点阵。间隙固溶体的形成条件

r溶剂

/

r溶质<0.59%才能形成间隙固溶体

□形成强化相（化合物相）－形成碳化物、氮化物、金属间化合物：

M3C，MC，M2C，M6C，M7C3，M23C6，Ni3Al，Ni3Ti，Fe2W等一般认为，非碳化物形成元素易于溶于F和A中，而碳化物形成元素易于形成碳化物或溶于碳化物中。2.2碳化物2.2.1

碳化物形成规律碳化物形成规律TiCVCV2CCr23C6Cr7C3Mn3CMn23C6Mn7C3Fe3CCoNiZrCNbCNb2CMo2CMoCHfCTaCTa2CW2CWC都是过渡族元素，在周期表中位于Fe的左侧2.2.2碳化物的稳定性

钢中各种碳化物的相对稳定性，对于其形成和转变、溶解、析出和聚集、长大有着极大的影响。

碳化物在钢中的相对稳定性取决于合金元素与碳的亲和力的大小，即取决于合金元素d层电子数。金属元素的d层电子数越少，它与碳的亲和力就越大，所析出的碳化物在钢中就越稳定。在钢中碳化物相对稳定性的顺序如下：Hf>Zr>Ti>Ta>Nb>V>W>Mo>Cr>Mn>Fe>Co>Ni2.2.2碳化物的稳定性

铪、锆、钛、铌、钒是强碳化物形成元素，形成最稳定的MC型碳化物；

钨、钼、铬是中等强碳化物形成元素；

锰、铁是弱碳化物形成元素。

合金碳化物在钢中的行为与其自身的稳定性有关。强碳化物形成元素它所形成的碳化物比较稳定，其溶解温度较高，溶解速度较慢，析出和聚集长大速度也较低；弱碳化物形成元素的碳化物稳定性较差，很容易溶解和析出，并有较大的聚集长大速度。2.2.3碳化物类型（1）简单点阵类型MC型：TiC，ZrC，NbC，VC，TaC，WC等（面心点阵）M2C型：W2C，Mo2C，Ta2C（密排六方点阵）特点：1.这些碳化物是强碳化物形成元素及中强碳化物形成元素（Cr

除外)形成的碳化物；

2.rc/rMe<0.59碳原子半径小于金属元素间隙半径，所形成的碳化物可保持金属的点阵，Ｃ只占据金属的间隙位置。

3.明显的金属特性（虽然可能含有50～60％的碳原子）

4.可以溶入金属原子，呈置换或固溶体形式，如V4C35.硬度高，熔点高2.2.3碳化物类型（2）复杂碳化物M6C型：Fe2Mo4C，Fe4Mo2C等（复杂立方点阵）M7C3型：Cr7C3等（复杂六方点阵）M23C6型：Cr23C6，Fe21Mo2C6，Fe21W2C6等（复杂立方点阵）特点：1.这些碳化物是中强碳化物形成元素形成的碳化物；

2.rc/rMe>0.59引起点阵畸变，形成复杂点阵类型2.2.3碳化物类型（3）渗碳体（正交点阵）

M3C型：Fe3C，（FeCr）3C，（FeMn）3C等特点：当合金元素含量很少时，合金元素将不能形成自己特有的碳化物，只能置换渗碳体中的Fe原子，称为合金渗碳体。2.2.4碳化物特点硬度高硬度，其形成碳化物的倾向越强，则碳化物硬度越高。稳定性形成碳化物能力越强的元素，其熔点越高，稳定性越高。稳定性排序：（弱－强）

M3C，M7C3，M6C，M2C，MC

碳化物稳定性越高，熔点高，溶入A中的温度越高，自马氏体中析出的温度越高，聚集长大的倾向越小。碳化物的稳定性越高，可使得钢在高温时效或服役时不会发生明显的基体中固溶的合金元素向碳化物中扩散和再分配.碳化物对其他元素的溶解能力Fe3C能溶入大量的合金元素，如，淬火钢在回火的初级阶段所形成的Fe3C，其成分大体与钢的成分相同，但在提高回火温度和回火时间后，会溶入大量的合金元素，如Cr在Fe3C中可溶入25％，Mn则无限互溶；(FeCr)3C,(FeMn)3C,Mn3C强碳化物形成元素Ti，Nb，V等几乎不溶于Fe3C2.2.4碳化物特点合金元素与钢中碳相互作用的实际意义直接影响钢的性能强度、硬度、耐磨性、塑性、韧性、红硬性、热处理过程中奥氏体稳定性和奥氏体晶粒大小等。合金元素与碳的亲和力不同，对钢的相变过程和碳扩散有重大影响。碳化物形成元素阻碍碳的扩散，降低碳原子扩散速度，弱碳化物形成元素Mn以及大多非碳化物形成元素则无此作用，而促进碳的扩散（Co特别显著）。2.3合金元素在晶界的偏聚

钢的溶质原子在晶界的浓度大大超过在基体中的平均浓度的现象，称为晶界偏聚或晶界内吸附。2.3.1晶界内吸附产生的原因和特点产生原因晶界原子排列疏松，置换式和间隙式溶质原子处于晶界处产生的畸变能比在晶内产生的要小的多，这种畸变能的差异导致晶界内吸附，使晶内溶质向晶界迁移，使体系能量降低，从而形成亚稳状态。晶界内吸附的特点（1）溶质原子的最大溶解度越小，晶界内吸附倾向越大，如

B在铁中的溶解度很小，其晶界内吸附的倾向很大（2）晶界溶解度和温度有一定关系---热力学

Cg=C1exp(E/RT)

Cg：晶界溶质原子浓度

C1：晶内溶质原子浓度

E：结合强度温度（T）越高，Cg越小。（3）晶界内吸附与时间的关系---动力学晶界内吸附的形成和扩散需要一定的时间，时间越长，Cg越大。2.3.2晶界内吸附对钢性能的影响□

能在钢中产生内吸附的元素

Zr，Ni，Mn，Re，P，B，Sb，As，Bi，C，N其中，B最强烈□

晶界内吸附在金属材料中的应用

(利用晶界内吸附理论解释金属材料中的一些现象）晶界内吸附对金属材料组织、性能有很大影响，如高温晶界强化，晶界脆性断裂，晶间腐蚀以及B钢淬透性等。另外，第一、二类回火特性都与晶界内吸附有关。晶界内吸附对钢的高温回火脆性影响定义:合金钢（40Cr）淬火+高温回火时,在550–650℃缓慢冷却时出现的脆性。产生原因：杂质元素:O、S、N、P、B、Sn、As、Sb、Bi等在晶界偏聚，降低晶间结合力。（沿晶断裂）消除方法：（1）根据内吸附特征（2）合金化（加Mo、W0.3-0.5%wt）（3）提高纯度（真空熔炼、电渣重熔）2.3.2晶界内吸附对钢性能的影响晶界内吸附对B钢淬透性的影响如50B钢，B从晶粒向晶界偏析，增加了体积应力，使奥氏体的稳定性增加，推迟了奥氏体的分解，提高了钢的淬透性。830℃时淬透性最好，950℃时淬透性降低,1000℃时,B在晶内与晶界处的浓度一样，淬透性消失。B提高耐热钢的晶界强度在高温合金中，经常加入B、Zr元素，它们在晶界偏聚，填充了晶界处空位，使晶界对扩散有利的空位大大减少，提高了高温合金的蠕变抗力。

2.4形成非金属相（非金属夹杂）2.4.1

形成氧化物简单氧化物

FeO，MnO，TiO2，SiO2，Al2O3，Cr2O3等复杂氧化物

MgO，Al2O3，MnO，Al2O3钢中氧化物夹杂*特点：性脆，易断裂，一般无塑性。因此，氧化物在钢材锻扎后，沿加工方向呈链状分布2.4形成非金属相（非金属夹杂）2.4.2

形成硫化物常见：MnS，FeS特点：有较高的塑性，热加工时沿加工方向呈带状、纤维状或线状分布。2.4.3

形成硅酸盐□易变形的：

MnO.SiO2

（与硫化物相似）不易变形的

Al2O3.SiO2

（与氧化物相似）钢中的MnS夹杂2.4.4

AlN

钢中常见的非金属相，密排六方，具有高稳定性，可做强化相。

2.4形成非金属相（非金属夹杂）非金属夹杂物对钢的质量有重要的影响，这种影响与夹杂物的成分、形态、大小、数量和分布有关。它可能引起塑性、韧性、疲劳强度的降低，还会降低钢的耐磨性、耐酸性和淬透性，一般都是有害的钢中的AlN夹杂3.1钢的强化机制屈服强度是金属材料的重要性能指标，钢的强化机制就是提高其屈服强度。屈服强度就是使塑性变形开始时，滑移系上的临界切应力，也就是使位错开动，增殖并在金属中传播所需要的应力。强化机理（1）减少晶体内的晶体缺陷，如可动位错，使材料接近金属晶体的理论强度。（2）增加晶体缺陷的密度，产生位错交叉，阻碍位错移动。第三章合金元素对钢的性能影响

常见的提高钢材强度的手段有：最常用的方法有细化晶粒强化（由晶界和堆垛层错等面缺陷引起的强化）、晶界强化、固溶强化、析出强化及弥散强化，还有位错强化、相变强化、形变强化。通过对这几种方式单独或综合加以运用，便可以有效地提高钢的强度。3.1钢的强化机制3.1.1合金元素的固溶强化合金元素的固溶强化是指溶质原子溶入基体金属中形成固溶体所引起的强化。强化机制为：由于溶质原子与基体金属原子大小不同，因而使基体的晶格发生畸变，造成一个弹性应力场。此应力场与位错本身的弹性应力场交互作用，增大了位错运动的阻力，从而导致强化。此外，溶质原子还可以通过与位错的电、化学交互作用而阻碍位错运动。

3.1.1合金元素的固溶强化固溶强化包括：间隙固溶强化置换固溶强化总的说来，各合金元素的固溶强化效果可以叠加，其效果是非常显著的。固溶强化对塑性、韧性的影响较大，强化效果越大，损害越严重。铁素体的固溶强化1.间隙式固溶强化(强化效果非常显著）钢中的间隙原子C，N与刃位错形成柯氏气团（Cottrell），与螺位错形成Snok气团。当位错被气团钉扎时，位错运动阻力增大，为使位错挣脱气团钉扎，就必须施加更大的外力。因此，提高钢的塑变抗力，从而强化钢。1.

间隙式固溶强化间隙原子C，N等对σs的影响可用下面数学式表示：

其中：Ki－－是由间隙原子性质，基体晶格类型，基体的刚度，溶质和溶剂原子直径差及二者化学性能的差别等因素决定的数值；

Ci－－间隙原子的固溶量（摩尔分数）；

n－－0.33~2.0之间的一个指数。1.间隙式固溶强化*为了提高强化效果，通常利用相变的方法，造成过饱和固溶体，如马氏体是C固溶在α－Fe中的过饱和固溶体，使C的间隙强化效果得到充分发挥。*间隙强化效果十分显著，但损害了塑性、韧性和焊接性能。2.置换式固溶强化置换式溶质原子在基体晶格中造成的畸变大多是球面对称的，因而强化效果不如间隙式的。一般称为弱强化。其强度增量与溶质原子含量之间的关系：△σs＝2Aμε4/3Cs其中：A－常数；ε－错配度；μ－切变模量；

Cs－溶质摩尔分数。特点：基体强度平缓增加，若含量低时，基本上不降低基体的塑性、韧性。铁素体的固溶强化间隙溶质原子的强化效应远比置换式溶质原子强烈，其强化作用相差10~100倍，因此，间隙原子如C、N是钢中重要的强化元素。置换式溶质原子的固溶强化效果在工程用钢中不可忽视。能与铁形成置换式固溶体的合金元素很多，如Mn、Si、Cr、Ni、Mo、W等。这些合金元素往往在钢中同时存在，强化作用可以叠加，使总的强化效果增大，尤其是Si、Mn的强化作用更大。

铁素体的固溶强化奥氏体的固溶强化A的固溶强化效果远不如F，但置换原子能影响奥氏体的层错能。层错能低，位错容易扩展，层错和溶质原子的交互作用使溶质原子偏聚在层错附近，形成铃木气团，钉扎位错，形成强化。3.1.2

合金元素的晶界强化1.晶界特性及晶粒大小对钢强度的影响

Hall－Petch公式：

其中:d－晶粒直径；

σ0－为在单晶体中位错运动的摩擦力（常数）；

Ks－晶界障碍强度系数。可见，影响σs的因素有2个：Ks和d。

Ks

σs;dσs这就是晶界强化的理论基础晶界强化（细晶强化）

晶界强化的机制是：一方面，由于晶界两侧晶粒变形的不协调性，在晶界附近诱发的位错称为几何上需要的位错。另一方面，由于晶界存在，使滑移位错难以直接穿越晶界，从而破坏了滑移系统的连续性，阻碍了位错的运动。晶界强化的机制2.晶界强化的途径

利用合金元素改变晶界特性，提高Ks值

向钢中加入Ｃ，Ｎ，Ｎi，Ｓi等，使其在α－Fe晶界偏聚利用合金元素细化晶粒（1）向钢中加入Al，Nb，Ti和V形成难熔的第二相质点，阻碍A晶界移动，细化A晶粒，从而细化晶粒。（2）通过热处理和控制轧制的方法细化晶粒。3.1.3

细化晶粒强化

细化晶粒同时也可增加钢的韧性晶粒越细，造成裂纹所需的应力集中越难，裂纹扩展所消耗的能量越高，而且晶界越多，阻碍位错运动的作用越大。

3.1.4合金元素的第二相强化第二相粒子可以有效地阻碍位错运动。运动着的位错遇到滑移面上的第二相粒子时，有两种方式：切过和绕过位错切过第二相粒子：第二相粒子的特点是可变形，并与母相具有共格关系，这种强化方式与淬火时效密切相关，故有沉淀强化之称。

沉淀强化的基本途径是合金化加淬火时效。合金化的目的是为造成理想的沉淀相提供成分条件。例如在马氏体时效钢中加入Ti和Mo，形成NiTi、Ni3Mo理想的强化相，以获得良好的沉淀强化效果。（b）Al-Li合金中位错切割Al3Li相的电镜照片（a）位错切割第二相粒子的机制钢的合金化原理可变形微粒的强化作用（位错切过机制）位错绕过第二相粒子粒子：第二相粒子不参与变形，与基体有非共格关系。当位错遇到第二相粒子时，只能绕过并留下位错圈，第二相粒子是人为加入的，不溶于基体，故有弥散强化之称。这样的滑移变形继续进行，这一过程要消耗额外的能量，故需要提高外加应力，所以造成强化。

弥散强化是钢中常见的强化机制。例如，淬火回火钢及球化退火钢都是利用碳化物作弥散强化相。这时合金元素的主要作用在于在高温回火条件下，使碳化物呈细小均匀弥散分布。3.1.4合金元素的第二相强化不可变形微粒的强化作用——奥罗万机制（位错绕过机制）（a）位错绕过第二相粒子的机制（b）Ni合金中位错绕过Ni3Ai相的电镜照片1.2钢的合金化原理3.1.4

合金元素的第二相强化第二相强化的影响因素:第二相粒子的大小，数量，分布，性能都影响强化效果第二相的间距越小强化效果越好；第二相弥散度越大强化效果越好；第二相粒子体积分数越大强化效果越好沉淀强化效果大于弥散强化

3.1.4合金元素的第二相强化第二相通常人工加入，现在发展到通过时效方式得到总之，第二相强化机制不仅要考虑第二相的大小、数量、形态、分布等方面的影响，而且还要考虑第二相的性质。这除了涉及到热处理参数的直接影响外，还涉及到合金元素的影响。合金元素的作用主要是为形成所需要的第二相粒子提供成分条件。

位错强化

金属中位错密度提高，则位错运动时易于发生相互交割，形成割阶，引起位错缠结，因此造成位错运动的障碍，给继续塑性变形造成困难，从而提高了钢的强度。这种用增加位错密度提高金属强度的方法称为位错强化。3.1.5

合金元素的位错强化3.1.5

合金元素的位错强化位错密度的影响

位错所造成的强化量与金属中位错密度的平方根成正比，可表示为：位错组态的影响

F型钢，层错能高，位错易于交叉滑移和形成胞状亚结构；

A型钢，层错能较低，位错易于扩展成层错，位错难于交叉滑移。变形过程中位错交互作用提高。所以，面心立方晶系金属的位错强化效果比体心立方大①细化晶粒。通过增加晶界数量，使晶界附近因变形不协调而诱发几何上需要的位错。为此，宜向钢中加入细化晶粒的合金元素。②形成第二相粒子。当位错遇到第二相粒子时，希望位错绕过第二相粒子而留下位错圈，使位错数量迅速增多。为此，宜向钢中加入强碳化物形成元素。利用位错强化的途径③促进淬火效应。淬火后希望获得板条马氏体，造成位错型亚结构。为此，宜向钢中加入提高淬透性的合金元素。④降低层错能。通过降低层错能，使位错易于扩展和形成层错，增加位错交互作用，防止交叉滑移。为此，宜向钢中加入降低层错能的合金元素形成第二相粒子。利用位错强化的途径①钢淬火形成马氏体。马氏体中溶有过饱和的碳和合金元素，产生很强的固溶强化效应；②马氏体形成时产生高密度位错，位错强化效应很大；钢的合金化原理附：钢淬火回火提高强度的机制提高钢强度最重要的方法是淬火和随后的回火③奥氏体转变为马氏体时，形成许多极细小的、取向不同的马氏体束，产生细晶强化效应。④淬火后回火，马氏体中析出细碳化物粒子，间隙固溶强化效应大大减小，但产生强烈的析出强化效应。由此可知，马氏体强化充分而合理地利用了全部四种强化机制，是钢的最经济和最有效的强化方法。

钢的合金化原理附：钢淬火回火提高强度的机制3.2改善钢塑性、韧性的基本途径塑性－一般以静拉伸的伸长率δ和断面收缩率ψ

代表韧性－静拉伸时的变形和断裂吸收功，一般以冲击韧性ak；平面应变断裂韧度KIC；韧脆转变温度TK表示

塑性和韧性是钢的主要力学性能指标，塑性、韧性的好坏，不仅涉及钢的冷变形加工能力，而且还会直接影响使用安全。因此，有必要深入理解Me对钢的塑性和韧性影响的机制，以便提高合理选用Me的能力。3.2改善钢塑性、韧性的基本途径1.影响钢塑性、韧性的因素溶质原子的影响溶质原子溶解到基体中，一般都使塑性、韧性降低，强化效果越大的合金元素对塑性、韧性的影响越大。间隙原子与置换原子相比，对塑性、韧性的影响更大。溶质原子溶解度越大，钢的塑性、韧性越低。1.影响钢塑性、韧性的因素合金元素在强化铁素体的同时，对韧性的影响：（1）含量低时，V、Si、Mn、Cr使T50（断口上有50%的脆性断口，其余为纤维状的塑性断口时的温度）下降，韧性提高（细化晶粒）；（2）含量高时，使T50升高；（3）随Ni含量的增加，T50下降，韧性提高。

1.影响钢塑性、韧性的因素Mn、Ni、C对钢的韧性的影响当钢中含碳量低时，Mn<2%时，可细化组织，是韧化的主要元素。Ni在低温时，可交叉滑移，改善基体本身韧性。C是钢中必不可少的元素，加碳虽然强化作用很高，但却显著降低韧性。只有在晶界形成TiC、NbC、VC时，起阻碍作用，才能细化组织，提高韧性。

1.影响钢塑性、韧性的因素

晶粒大小的影响晶粒越细，塑性越好。第二相的影响都是有害塑性的，但和第二相的大小，形态，分布有关。位错强化的影响位错密度越高塑性降低越大。2.改善钢塑性的方法降低钢中有害杂质S，O，P，N等的含量；降低C含量；加入Ni；细化晶粒；改变碳化物大小、形状和分布；控制杂质的形状为球状。3.改善钢韧性的途径

韧性是表征材料断裂抗力的一种力学参量，对于金属材料而言，主要有三种断裂类型：延性，解理和晶界断裂。（1）改善延性断裂的途径延性断裂是微孔形成，聚集，长大的过程。①减少钢中第二相的数量，特别是夹杂物数量，改善第二相粒子的性质、尺寸、形状和分布；②提高基体组织的塑性，宜减少基体组织中固溶强化效果大的合金元素，如降低Si、Mn、P、C、N的含量；③提高组织的均匀性，如对淬火回火钢，改善韧性的主要措施是提高回火温度，故而发展了调质钢。3.改善钢韧性的途径（2）改善解理断裂途径解理断裂具有冷脆性特征，多发生在bcc结构钢中：①由于刃形位错塞积，产生应力集中；②刃形位错相遇，发生反应。提高解理断裂抗力的主要途径：①细化晶粒。如通过正火、控制轧制、加入细化晶粒的合金元素；②钢的解理断裂有一个很重要的特性——冷脆现象，即当试验温度低于某一温度时，材料有塑性转变为脆性，这种现象称为冷脆。向钢中加入Ni元素可以显著降低钢的TC

；③更换基体组织而采用没有冷脆现象的面心立方γ-Fe为基的奥氏体钢。3.改善钢韧性的途径（3）改善晶间断裂的途径原因：

溶质原子晶界偏聚晶界弱化而引起的沿晶断裂，如过热，过烧，回火脆性等

第二相沿晶分布提高沿晶断裂抗力的主要途径：①防止溶质原子沿晶界分布，如加入合金元素Mo、Ti或Zr，这几个元素与杂质元素有更强的交互作用，可以抑制杂质元素向晶界偏聚，从而减轻回火脆性倾向；②防止第二相沿晶界析出，如减少钢中S含量或加入稀土元素形成难熔的稀土硫化物，在高温加热时不会熔解，可防止MnS在晶界析出。合金元素对钢铸造性能的影响

许多元素，如Cr、Mo、V、Ti、Al等在钢中形成高熔点碳化物或氧化物质点，增大钢的粘度，降低流动性,使铸造性能恶化。

合金元素对钢塑性加工性能的影响合金元素溶入固溶体中,或形成碳化物(如Cr、Mo、W等)，都使钢的热变形抗力提高和热塑性明显下降而容易锻裂，一般合金钢的热加工工艺性能比碳钢要差得多。

3.3合金元素对钢的工艺性能影响3.3.1

合金元素对钢的焊接性的影响焊接性参量：氢诱发裂纹、焊缝金属的凝固裂纹、热影响区和焊缝金属的韧性、层状撕裂。1、氢诱发裂纹碳当量=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5小于0.35%wt时，焊接性能好。2、焊缝金属的凝固裂纹与焊条中的C、S含量有关（C小于0.07%wt）。3.3合金元素对钢的工艺性能影响3、热影响区和焊缝金属的韧性与焊条中提高淬透性元素含量有关。4、层状撕裂由于焊接应力造成的，发生在母材中，沿硫化物纤维状S线裂开的现象。硫化锰的形态是主要影响因素。3.3.1

合金元素对钢的焊接性的影响3.3.2

合金元素对钢的热处理工艺性的影响1、对马氏体淬透性的影响合金元素对钢淬透性的影响由图可知，Mn、Mo、Cr对增加淬透性的作用最强，Si与Ni次之。为了提高结构钢的淬透性，不仅要提高过冷奥氏体在珠光体区的稳定性，而且也要提高钢在贝氏体区的稳定性。采用提高过冷奥氏体稳定性的强碳化物形成元素（如Cr、Mo等）与强化铁素体的元素（如Ni、Mn、Si等）的配合，可以在很大程度上提高马氏体的淬透性。这几种元素同时加入钢中的效应，往往比单个元素的作用的总和要大好多倍。1、对马氏体淬透性的影响

2、对贝氏体淬透性的影响在某些场合，希望获得贝氏体组织，以适应金属构件和机械制造上某些工件综合机械性能的需要。

钢中含0.3%Mo以上就能显著地推迟珠光体转变，而对贝氏体转变的影响却很小，因此要得到贝氏体，Mo是不可缺少的元素，但是为了使较大截面的钢在空气冷却条件下，获得单一的贝氏体，还必须加入能够强烈阻止多边形铁素体析出，而对贝氏体转变影响不大的元素，最有效的方法是加B元素。此外，在0.5%Mo-B的基础上适当提高C含量，再加进适量的Mn或Cr，还可以保证正火后得到各种不同综合机械性能的中碳贝氏体钢，这对于发展贝氏体型大截面用钢，有着较大的实际意义。3.合金元素与淬裂性倾向的关系淬火过程中，工件易产生很大的淬火应力，造成工件开裂；大多数合金元素使Ms点降低，造成淬火组织应力过大，易发生开裂事故。钢中C，Mn，Mo，Cr，Ni越多，开裂倾向越大4.对合金钢回火脆性的影响

淬火钢在一定温度范围内回火时，表现出明显的脆化现象，这种现象就是回火脆性.第一类回火脆性（不可逆）：250~400℃，这类回火脆性是和低温回火时碳化物析出形态不良有关，是一种不可逆回火脆性，不可能用热处理和合金化的方法消除。可能原因：

（1）ε碳化物的消失，和Fe3C膜在原奥氏体晶界和板条相界的形成；（2）板条相界残余A薄膜的失稳分解；（3）杂质元素在原奥氏体晶界和板条相界的偏聚。合金元素的影响：Mn促进；Ni，Mo，V影响较小；Si，Cr可推迟发生。4.对合金钢回火脆性的影响第二类回火脆性（450~600℃），主要与某些杂质元素以及合金元素本身在原奥氏体晶界上的严重偏聚有关，这类回火脆性在各类合金钢中均有发生，只是程度不同而已，这是一种可逆回火脆性。偏聚元素（产生脆性的元素）：H,N,O,P,Si,S,As,Sn,Bi等；对偏聚起促进作用（本身也偏聚）：Mn，Ni本身不偏聚，但促进别的元素偏聚：Cr抑制偏聚：Mo防止合金钢中第二类回火脆性的方法：①回火后快冷，一般小件用油冷，较大件用水冷。但工件尺寸过大时，即使水冷也难防止脆性产生；②加入合金元素Mo、W以抑制第二类回火脆性；③提高冶金质量，尽可能降低钢中有害元素的含量。

4.对合金钢回火脆性的影响第四章合金元素对钢相变的影响本节主要讲授内容：

加热(奥氏体化)

冷却(奥氏体分解)

淬火钢回火转变影响第四章合金元素对钢相变的影响合金元素对相变基本因素的影响一、合金元素对新相（α）、母相（γ）自由能的影响ΔFv：自由能差，表示相变驱动力1、降低ΔFv：C、Mn、Cr、Ni2、提高ΔFv：Al、Co3、影响不大：Mo、W4.0合金元素对相变基本因素的影响二、合金钢中的扩散和碳在铁中的活度碳在奥氏体和铁素体中的扩散能力合金元素在奥氏体和铁素体中的扩散能力4.0合金元素对相变基本因素的影响碳在铁中的活度碳在铁固溶体中的活动性，是一种扩散能力、溶解能力和析出能力

ai=riNi（ai：活度；ri：活度系数；Ni：碳在铁中的百分比浓度）活度系数：fc=ri

M/ri

非碳化物形成元素使fc>1，提高碳在奥氏体中的活度；碳化物形成元素使fc<1，降低碳在奥氏体中的活度。元素对碳在奥氏体中扩散能力的影响碳化物形成元素W、Mo、Cr、Mn提高扩散结合能，降低扩散系数，使碳原子不容易扩散；非碳化物形成元素Ni、Co、Cu、Al降低扩散结合能，提高扩散系数，使碳原子容易扩散。特殊元素Si是非碳化物元素，提高碳的活度，但在奥氏体中剧烈地降低铁原子的活动性，增加铁在固溶体中的结合力，阻碍碳原子的扩散。4.0合金元素对相变基本因素的影响合金元素对铁在奥氏体中的自扩散影响（1）Cr、Mn、Mo、Ti、Nb等阻碍铁在奥氏体中的自扩散这些元素与铁形成固溶体，降低铁原子的活度，使铁原子间结合力增加。（2）碳对铁在奥氏体中自扩散的影响存在碳，削弱铁原子间结合力，促进铁原子扩散。奥氏体形成过程奥氏体的形核奥氏体的长大渗碳体的溶解奥氏体成分均匀化1.2钢的合金化原理4.1合金元素对钢加热转变的影响

4.1.1.合金元素对A形成速度的影响合金元素的加入，改变了钢A形成温度A1，A3和Acm

及相变点的位置，从而影响了A形成速度；A的形成速度取决于奥氏体的形核和长大，这都和C的扩散有关，合金元素的加入改变了碳的扩散速度，所以影响了A的形成速度.(1)Co,Ni提高C的扩散，增大A形成速度；(2)Si,Al,Mn影响不大；(3)碳化物形成元素Cr，Mo，W，Ti，V等阻碍碳的扩散，阻碍A形成4.1

合金元素对钢加热转变的影响4.1.2合金元素对残余碳化物溶解的影响

□合金钢中，当F全部转变为A后，还有相当一部分碳化物被保留下来，为了增强A的合金化程度，充分发挥合金元素的作用，应使残余碳化物充分溶解到A中。□由于合金元素的作用造成的扩散困难和合金碳化物的稳定性高，要使残余碳化物分解并溶于A中，需要提高加热温度。如：高速钢的淬火温度1250~1280℃，而共析温度只有820℃，就是希望碳化物充分溶解。□M23C6要850℃才能大量溶解；NbC，TiC，VC要1050℃才能溶解。4.1.3合金元素对A均匀化的影响

奥氏体化过程中，由于碳化物的不断溶解，奥氏体成分很不均匀，为使成分均匀，合金元素和C都要扩散。合金元素扩散速度较C的扩散速度慢的多，只是碳扩散的千分之几或万分之几。所以合金钢奥氏体化时间较长。这就是合金钢在生产中加热保温时间较长的原因。4.1.4合金元素对奥氏体晶粒长大的影响C促进A晶粒长大；强碳化物形成元素强烈阻碍A晶粒长大；中强碳化物形成元素可阻碍，但效果不如强碳化物；Ni，Co，Cu作用不明显；Al，Si含量少时，以夹杂物形式存在，可阻止A晶粒长大，当大量以合金元素加入，促进A晶粒长大；当钢中C含量中等以上时，Mn可促进长大，在低碳含量时，Mn可细化晶粒4.2

合金元素对过冷A分解的影响4.2.1对过冷A稳定性的影响非碳化物形成元素Ni，Si，Cu等加入钢中，仍保持C曲线形状，但使C曲线右移；碳化物形成元素Cr，Mo，W，V不仅改变C曲线的位置，使之右移，而且改变其形状，出现两个鼻温，使珠光体和贝氏体转变区分开；Co使C曲线左移。4.2

合金元素对过冷A分解的影响4.2.1对过冷A稳定性的影响4.2.2对珠光体转变的影响

□对P转变速度的影响

除Co以外，均使P转变曲线右移，即推迟P转变；对珠光体转变温度区的影响

（1）凡是扩大γ相区的元素，Ni，Mn，Cu等，降低A1，使P转变温区向较低温度；

（2）凡是缩小γ相区的元素，提高A1使P转变温度升高4.2.2对珠光体转变的影响对珠光体转变产物的碳化物类型的影响（1）碳钢的珠光体（F＋Fe3C），碳化物为Fe3C；（2）强碳化物形成元素，将形成MC，如TiC，NbC，

VC等（3）中强碳化物形成元素高温区，且合金达到一定含量，形成M23C6或M3C，如Cr/C>5%，形成Cr23C6，而Cr/C<4%，形成Cr3C；低温区，主要为Fe3C，因为温度低，元素扩散困难。4.2.3

对贝氏体相变的影响

特点：贝氏体转变温区较低，合金元素与Fe原子几乎不能进行扩散，只有C原子能进行短距离的扩散，脱溶析出碳化物。因此合金元素对B转变的影响，主要取决于：合金元素对γ→α转变速度的影响合金元素对C扩散速度的影响4.2.3对贝氏体相变的影响合金元素Cr，Ni，Mn能降低ΔF(A与F的自由能差），减少相变驱动力，减慢A分解，降低了B的转变速度，推迟其转变。Cr，Mn又是碳化物形成元素，阻碍C原子的扩散。Mo，W对ΔF影响不大，但是F形成元素，提高A1，即提高了γ→α转变温度，也就是提高了P的转变温度，又是碳化物形成元素，降低C的扩散，降低了B的转变温度，所以将P，B转变温区分开，形成两个鼻温。Si，对B有推迟作用，原因是强烈提高Fe的结合力，阻碍C原子从Fe中脱溶。Co，Al能提高ΔF，同时提高C的扩散速度，加速B形成。4.2.4

对马氏体相变的影响

主要是对对M转变温度的影响，即Ms～Mf点的影响除Co，Al外，大多数合金元素固溶在A中，均使Ms点下降，增加残余A的含量，其中C的影响最强烈。顺序：C，Mn，Cr，Ni，Mo，Si，W合金元素对1.0%C碳钢Ms点的影响合金元素对1.0%C碳钢1150℃淬火后残余奥氏体含量的影响

Ms和Mf点的下降，使得室温下将保留更多的残留奥氏体量4.3合金元素对淬火钢回火转变的影响

钢淬火后，内部组织很不稳定，随回火温度的不同，淬火组织会发生一系列的组织转变，包括：马氏体的分解；残余奥氏体的分解；碳化物的形成、聚集和长大；α－Fe的回复和再结晶这几个过程被C和合金元素扩散所控制，是相互交错进行的，很难截然分开。4.3.1

对马氏体的分解的影响低温低温（150～200℃）回火时，由于温度低，不仅合金元素扩散困难，连C扩散也困难，只能发生偏聚和短距离扩散，沉淀析出与α相保持共格的ε碳化物。合金元素均匀仍分布在α相和ε碳化物中不作重新分配。所以合金元素对M分解影响不大。4.3.1对马氏体的分解的影响中温和高温温度的升高，合金元素活动能力增加，对M分解有显著影响。（1）碳化物形成元素将强烈推迟M的分解，即推迟C从M中析出，如碳钢中C从M析出完全析出的温度范围是250～300℃，而含碳化物形成元素的钢中C从M中析出的温度提高到400～500℃，有时即使到550℃或更高温度也难以使C完全从α相中析出。表现为回火稳定性高；4.3.1对马氏体的分