钢的合金化基础-2

钢的合金化基础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%一、碳钢中的常存杂质（1）1.锰（

Mn

）和硅（

Si

）炼钢过程中随脱氧剂或者由生铁残存而进入钢中的。

Mn：在碳钢中的含量一般小于0.8%。可固溶，也可形成高熔点MnS（1600℃）夹杂物。

MnS在高温下具有一定的塑性，不会使钢发生热脆，加工后硫化锰呈条状沿轧向分布。

Si：在钢中的含量通常小于0.5%。可固溶，也可形成SiO2夹杂物。

Mn和Si是有益杂质，但夹杂物MnS、SiO2将使钢的疲劳强度和塑、韧性下降。

2．硫（S）和磷（P）S：在固态铁中的溶解度极小，

S和Fe能形成FeS，并易于形成低熔点共晶。发生热脆

(裂)。P：可固溶于α-铁，但剧烈地降低钢的韧性，特别是低温韧性，称为冷脆。磷可以提高钢在大气中的抗腐蚀性能。S和P是有害杂质，但可以改善钢的切削加工性能。

一、碳钢中的常存杂质（3）3．氮（N）、氢（H）、氧（O）N：在α-铁中可溶解，含过饱和N的钢经受冷变形后析出氮化物—机械时效或应变时效。N可以与钒、钛、铌等形成稳定的氮化物，有细化晶粒和沉淀强化。

H：在钢中和应力的联合作用将引起金属材料产生氢脆。O：在钢中形成硅酸盐2MnO•SiO2、MnO•SiO2或复合氧化物MgO•Al2O3、MnO•Al2O3。

N、H、O是有害杂质。一、扩大奥氏体(γ)区元素

（奥氏体形成元素）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、锌、金属于此类合金元素。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：奥氏体形成元素易优先分布于奥氏体中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ESG锰对奥氏体相区的影响ESG二、缩小奥氏体(γ)区元素

（铁素体形成元素）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：铁素体形成元素易优先分布于铁素体中。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）。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。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2.1

铁基固溶体2.1.1

形成铁基置换固溶体①Ni、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2.2碳化物□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。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

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>Ni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（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.2．合金元素与碳的相互作用（1）形成碳化物碳化物形成元素：Fe、Mn、Cr、W、Mo、V、Nb、Ti、Zr等。碳化物是钢中主要的强化相。非碳化物形成元素：Ni、Si、Co、Al、Cu、N、P、S等，与碳不能形成碳化物，但可固溶于Fe形成固溶体，或形成其它化合物，如氮化物等。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、二类回火脆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夹杂第三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、W3.0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3.0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

合金元素对碳在固溶体中活度的影响主要表现在存在于固溶体中的合金元素，会改变金属原子与碳的结合力或结合强度。碳化物形成元素使fc<1，增加固溶体中碳与合金元素之间的结合力，降低碳在奥氏体中的活度；非碳化物形成元素使fc>1，将“推开”碳原子，提高其活动性，提高碳在奥氏体中的活度，同时将出现碳从固溶体中析出的倾向。。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C在奥氏体中的结合力，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。在研究碳化物、氮化物和碳、氮化合物在奥氏体中的溶解和冷却时它们从固溶体中的析出，以及热处理过程中元素在各相间的再分配这些问题时，合金元素对碳在奥氏体中的活度具有很重大的意义。

图1-5合金元素的摩尔原子浓度对1000℃时碳在奥氏体中的相对活度系数的影响

的影响

3.0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。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3.1

合金元素对钢加热转变的影响（1）Me对奥氏体形成速度的影响

奥氏体的形成速度取决于奥氏体晶核的形成和长大，两者都与碳的扩散有关。非碳化物形成元素Co和Ni等提高碳在奥氏体中的扩散速度，增大奥氏体的形成速度。Si、Al、Mn等对碳在奥氏体中的扩散速度影响较小，故对奥氏体的形成速度影响不大。强碳化物形成元素Cr、Mo、W、V等与碳的亲和力较大，显著妨碍碳在奥氏体中的扩散，大大减慢了奥氏体的形成速度。

3.1.2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。3.1.3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，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。3.1.4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Me对奥氏体晶粒长大倾向的影响合金元素形成的碳化物在高温下越稳定，越不易溶入奥氏体中，能阻碍晶界长大，显著细化晶粒。按照对晶粒长大作用的影响，合金元素可分为：

①Ti、V、Zr、Nb等强烈阻止奥氏体晶粒长大，Al在钢中易形成高熔点AlN、Al2O3细质点，也能强烈阻止晶粒长大；②W、Mo、Cr等阻碍奥氏体晶粒长大的作用中等；③Ni、Si、Cu、Co等阻碍奥氏体晶粒长大的作用轻微；④Mn、P、B则有助于奥氏体的晶粒长大。Mn钢有较强烈的过热倾向，其加热温度不应过高，保温时间应较短。3.2

合金元素对过冷A分解的影响3.2.1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。3.2

合金元素对过冷A分解的影响3.2.1对过冷A稳定性的影响合金元素只有当淬火加热溶入奥氏体中时，才能起到提高淬透性的作用。

如果淬火加热温度不高，保温时间较短，Cr、Mo、W、V等强碳化物未溶解时，非但不能提高淬透性，反而会由于未溶碳化物粒子能成为珠光体转变的核心，使淬透性下降。两种或多种合金元素同时加入对淬透性的影响要比两单个元素影响的总和强得多。合金钢采用多元少量合金化原则，可最有效地发挥各种合金元素提高钢的淬透性的作用。合金元素的加入推迟珠光体型转变的同时还可在连续冷却过程中得到贝氏体型组织的钢。3.2.2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3.2.3

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3.2.3对贝氏体相变的影响首先表现在对贝氏体转变上限温度BS点的影响。碳、锰、镍、铬、钼、钒、钛等元素都降低BS点，使得在贝氏体和珠光体转变温度之间出现过冷奥氏体的中温稳定区，形成两个转变的C曲线。合金元素还改变贝氏体转变动力学过程，增长转变孕育期，减慢长大速度。碳、硅、锰、镍、铬的作用较强，钨、钼、钒、钛的作用较小合金元素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Bs点，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。3.2.4

对马氏体相变的影响

合金元素的作用表现在对马氏体点Ms~Mf温度的影响，并影响钢中残留奥氏体含量及马氏体的精细结构。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合金元素还影响马氏体的形态和马氏体的亚结构。当Ms点温度较高时，由于滑移的临界分切应力较低，在Ms点以下形成位错结构的马氏体；在Ms点温度较低时，孪生分切应力低于滑移临界分切应力，则马氏体相变以孪生形成孪晶结构的马氏体。3.3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。3.3.1

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。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；（2）非碳化物形成元素Ni，Co，Cu等影响较小；（3）Si虽为非碳化物形成元素，但能有效推迟M的分解，原因是Si能抑制ε碳化物长大，延迟ε碳化物向Fe3C转变3.3.2对残余奥氏体分解的影响中、高碳钢及合金钢淬火后，组织都有A残，特别是合金元素量大时，更是如此。合金元素对A残的影响分为：低合金钢中

A残在高于200℃开始分解，于300℃完成。合金元素一般使A残的分解温度升高。其中Cr，Mn，Si作用最大。高合金钢中回火过程中，从A残中析出碳化物，使得A残中C和合金元素含量下降，使得Ms点升高，高于室温，因而在冷却过程中，A残会转变成M，而使回火后的硬度高于淬火的硬度。（如高速钢二次淬火现象）。所以，有时高合金钢为了消除A残，往往需要二次或更多次的高温回火。3.3.3对回火过程中碳化物形成、

聚集和长大的影响低温情况下合金元素对ε碳化物形成没有影响，随温度的提高，ε碳化物转变为Fe3C。Si推迟这一转变到350℃。中高温条件下随回火温度的提高，合金元素能够进行明显的扩散，开始在α相和Fe3C中重新分配。碳化物形成元素向渗碳体中偏聚，置换Fe原子形成（Fe,Cr）3C和（Fe,Mn）3C等。与此同时，合金渗碳体将聚集长大，而Si，V，W，Mo，Cr等对此有阻碍作用，Ni的影响不大。更高温度碳化物将聚集长大，HRC降低。碳化物形成元素可以阻碍碳化物大聚集长大，虽然Co不是碳化物形成元素，但其能提高α固溶体中Fe的结合力，从而使析出相不易聚集长大3.4

合金元素对α相的回复和再结晶的影响

淬火钢内应力很大，回火时发生M分解及碳化物析出，使过饱和α固溶体的含碳量降低，晶格在很大程度上得到回复，因而内应力减少。合金元素一般延缓M的分解，使晶格畸变的M保持到更高温度，即延缓α相的回复和再结晶，提高再结晶温度，使钢具有更高的回火稳定性。对再结晶温度提高强弱顺序是:

Mo，W，Co，Cr，Mn，Si，Ni钢中碳化物类型不同，α相（F）中的高密度位错保持到的温度也不同：

Fe3C350～400℃(Fe,Cr)3C450～500℃Mo2C,VC500～550℃

NbC550～570℃4.1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。第四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4.1.1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。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。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。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。4.1.2

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。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。4.1.3

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。

4.1.4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。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。4.1.4合金元素的第二相强化4.1.4

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

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。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4.1.5

合金元素的位错强化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。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；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。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附：时效强化将淬火后的金属工件置于室温或较高温度下保持适当时间，以提高金属强度的金属热处理工艺。室温下进行的时效处理是自然时效；较高温度下进行的时效处理是人工时效。绝大多数进行时效强化的合金，原始组织都是由一种固溶体和某些金属化合物所组成。固溶体的溶解度随温度的上升而增大。在时效处理前进行淬火，就是为了在加热时使尽量多的溶质溶入固溶体，随后在快速冷却中溶解度虽然下降，但过剩的溶质来不及从固溶体中分析出来，而形成过饱和固溶体。为达到这一目的而进行的淬火常称为固溶热处理。

时效强化的实质是从过饱和固溶体中析出许多非常细小的沉淀物颗粒（一般是金属化合物，也可能是过饱和固溶体中的溶质原子在许多微小地区聚集），形成一些体积很小的溶质原子富集区。

在时效处理前进行固溶处理时，加热温度必须严格控制,以便使溶质原子能最大限度地固溶到固溶体中,同时又不致使合金发生熔化。进行人工时效处理,必须严格控制加热温度和保温时间，才能得到比较理想的强化效果。生产中有时采用分段时效，即先在室温或比室温稍高的温度下保温一段时间，然后在更高的温度下再保温一段时间。马氏体时效钢淬火时会发生组织转变，形成马氏体。马氏体就是一种过饱和固溶体。这种钢也可采用时效处理进行强化。

低碳钢冷态塑性变形后在室温下长期放置，强度提高，塑性降低，这种现象称为机械时效。

但这种时效不属于金属热处理工艺。

4.2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。4.2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