鋼的合金化基礎鋼的合金化基礎

1鋼中合金元素及與Fe，C相互作用2合金鋼中的相組成3合金元素對鋼相變的影響主要內容4合金元素對鋼的性能影響5微量元素在鋼中的作用主要內容重點及基本要求

合金化基礎是本課程基礎和重點，要求全面掌握了解鋼中的常見元素及合金元素對鋼的組織、熱處理及性能的影響規律，掌握合金元素的加入對鋼的基本強化機制的影響。難點是合金元素對鋼中基本合金相結構的影響鋼的合金化基礎

第一章鋼中的合金元素

在鋼中加入合金元素后，鋼的基本組元鐵和碳與加入的合金元素會發生交互作用。鋼的合金化目的是利用合金元素與鐵、碳的相互作用和對鐵碳相圖及對鋼的熱處理的影響來改善鋼的組織和性能。第一章鋼中的合金元素

合金元素：是指特別添加到鋼中為了保證獲得所要求的組織結構、物理、化學和機械性能的化學元素。（主動加入）雜質：由冶煉時原材料以及冶煉方法、工藝操作而帶入的化學元素。合金鋼：在化學成分上有目的的加入合金元素，用以保證一定的生產和加工工藝以及力學性能要求的鐵基合金第一章鋼中的合金元素

微合金化鋼：合金鋼中加入的合金元素種類多（如Ti、V、B、Re、Nb），但含量低（<0.1%），但顯著地影響鋼的組織與性能，這類鋼稱為微合金化鋼。合金鋼種類：根據合金元素含量分：低合金鋼—合金元素含量<5%

中合金鋼--5~10%

高合金鋼-->10%我國的資源情況及合金系統儲量豐富，可大量開采：Si，V，Ti，Nb，

B，稀土等Mn的資源豐富，但由于用量大，應節約W，Mo的資源豐富，用途廣泛Ni，Cr，Co資源很少第一章鋼中的合金元素及其與Fe，C的相互作用1.1鋼中的合金元素及分類鋼中常加入的合金元素*表中字體顏色為綠色或深藍色的元素為鋼中常見合金元素；字體顏色為深藍色的元素為鋼中常見碳化物合金元素*S,P,As,Sb,Pb,Sn,Bi通常為有害元素，但S，P，Pb在易切削鋼中用來改進切削加工性能。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按與Fe相互作用分類奧氏體形成元素

C,N,Cu,Mn,Ni,Co鐵素體形成元素

Hf,Zr,Ti,Ta,Nb,V,W,Mo,Cr,Si,Al*一般情況下，奧氏體形成元素易優先分布于奧氏體中，鐵素體形成元素易優先分布于鐵素體中。1.1.1按與Fe相互作用分類

(a)Fe-Mn相圖

(b)Fe-Cu相圖

1.1.1按與Fe相互作用分類

(a)Fe-Cr相圖

(b)Fe-Nb相圖

一、擴大奧氏體(γ)區元素1.開啟γ相區的元素錳、鎳、鈷屬于此類合金元素。2.擴展γ相區的元素碳、氮、銅屬于此類合金元素。這些合金元素使A3溫度下降，A4溫度上升，即擴大了γ相區。包括以下兩種情況：二、縮小奧氏體(γ)區元素1.封閉γ相區的元素釩、鈦、鎢、鉬、鋁、磷、鉻、硅屬于此類合金元素。2.縮小γ相區的元素硼、鋯、鈮、鉭、硫屬于此類合金元素。即鐵素體(α)穩定化元素。這些合金元素使A3溫度上升，A4溫度下降，即縮小了γ相區。包括以下兩種情況：

合金元素這種擴大或縮小γ相區的能力對合金的組織形貌、力學性能、化學性能和物理性能將產生重大的影響。

合金元素與Fe的相互作用1.1.2按與C相互作用（親和力大小）分類非碳化物形成元素

Ni，Cu，Si，Al，P等碳化物形成元素

Hf，Zr，Ti，Ta，Nb，Cr，W，Mn，Fe

最強中強弱1.1.3按對奧氏體層錯能的影響分類提高奧氏體層錯能元素

Ni，Cu，C等降低奧氏體層錯能元素

Mn，Cr，Ru（釕），Ir（銥）等（1）層錯能的概念：晶體中形成層錯時增加的能量。（2）奧氏體層錯能對鋼的組織和性能的影響。一般認為層錯能越低，越有利于位錯擴展和形成位錯，使滑移困難，導致鋼的加工硬化趨勢增大。層錯能對鋼的力學性能、相變影響很大1.1.4按合金元素的物理、化學和其他有關特性分類Fe族元素

Co，Ni，Mn難熔金屬（高于Fe的熔點的1539℃）

W，Mo，Nb，V，Cr等輕金屬

Ti，Al，Mg等稀土金屬

La（鑭），Ce（鈰），Nd（釹）等1.2合金元素對鋼的臨界點

和鐵—碳相圖的影響

1.2.1合金元素改變奧氏體區的位置

我們以與γ-Fe形成無限固溶體的元素Mn和與α-Fe形成有限固溶體的元素Cr為例，來討論這兩種元素是怎樣改變奧氏體位置的？1.2.1合金元素改變奧氏體區的位置

1.對A相區的影響隨Mn含量增加，SE向左下移，SG向左下移，使γ區逐漸增大。擴大A相區元素（Ni，Mn，Co）使E，S點左移，A3線下降。錳對奧氏體相區的影響ESG1.2.1合金元素改變奧氏體區的位置隨Cr含量增加，SE向左上移，SG向左上移，使γ區逐漸縮小。縮小A相區的元素（Cr，W，Mo，V，Ti，Si等）使S點左移，A3線上升；鉻對奧氏體相區的影響1.2.2合金元素對特征點S、E的影響所有合金元素都使S點左移，使得共析含C量降低，意味著鋼中的碳含量不到0.77%就發生共析轉變。如4Cr13就已經是共析鋼；合金元素使E點左移，使得奧氏體中最大含C量降低，使得鋼中碳含量不到2％就出現萊氏體。如W18Cr4V（0.7～0.8％含碳量）。1.2.3對臨界點A1、A3與溫度的影響奧氏體形成元素使A1、A3點下移，使得奧氏體溫度下降；鐵素體形成元素使A1、A3點上移，熱處理時加熱溫度應該提高。2.1

鐵基固溶體2.1.1

形成鐵基置換固溶體①Ni、Co、Mn、Cr、V等元素可與Fe形成無限固溶體。其中Ni、Co和Mn形成以γ-Fe為基的無限固溶體，Cr和V形成以α-Fe為基的無限固溶體。②Mo和W只能形成較寬溶解度的有限固溶體。如α-Fe(Mo)和α-Fe(W)等。③Ti、Nb、Ta）只能形成具有較窄溶解度的有限固溶體；Zr、Hf、Pb在Fe具有很小的溶解度。第二章合金鋼中的相組成

－合金元素在鋼中的存在形式合金元素的溶解規律決定合金元素在置換固溶體中的溶解條件有三個：●晶體點陣---溶劑與溶質的點陣相同●原子尺寸---rMe-rFe/rFe<8%無限固溶

（原子半徑差的比）

8~10%有限溶解

>15%很難溶解●電化學因素，也叫電子結構，即在元素周期表中的位置與鐵相差多遠2.1.2置換固溶體的形成規律

通過控制鋼中擴大奧氏體相區和縮小奧氏體相區的元素含量，就可以控制和調整鋼的組織：為了得到室溫奧氏體組織，可加Ni，Mn，N等為了得到室溫鐵素體組織，可加Cr，Si，Al，Ti等如：1Cr18Ni9奧氏體不銹鋼

1Cr17鐵素體不銹鋼合金元素與Fe相互作用理論在工程實際中的意義2.1.3間隙固溶體的形成規律□形成間隙固溶體①對α-Fe，間隙原子優先占據的位置是八面體間隙。

②對γ-Fe，間隙原子優先占據的位置是八面體或四面體間隙。③間隙原子的溶解度隨間隙原子尺寸的減小而增加，即按B、C、N、O、H的順序而增加2.1.3間隙固溶體的形成規律間隙固溶體的特點與點陣類型間隙固溶體都是有限固溶體，它保持著溶劑金屬的晶體點陣。間隙固溶體的形成條件

r溶劑

/

r溶質<0.59%才能形成間隙固溶體

□形成強化相（化合物相）－形成碳化物、氮化物、金屬間化合物：

M3C，MC，M2C，M6C，M7C3，M23C6，Ni3Al，Ni3Ti，Fe2W等一般認為，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

碳化物形成規律碳化物形成規律TiCVCV2CCr23C6Cr7C3Mn3CMn23C6Mn7C3Fe3CCoNiZrCNbCNb2CMo2CMoCHfCTaCTa2CW2CWC都是過渡族元素，在周期表中位于Fe的左側2.2.2碳化物的穩定性

鋼中各種碳化物的相對穩定性，對于其形成和轉變、溶解、析出和聚集、長大有著極大的影響。

碳化物在鋼中的相對穩定性取決于合金元素與碳的親和力的大小，即取決于合金元素d層電子數。金屬元素的d層電子數越少，它與碳的親和力就越大，所析出的碳化物在鋼中就越穩定。在鋼中碳化物相對穩定性的順序如下：Hf>Zr>Ti>Ta>Nb>V>W>Mo>Cr>Mn>Fe>Co>Ni2.2.2碳化物的穩定性

鉿、鋯、鈦、鈮、釩是強碳化物形成元素，形成最穩定的MC型碳化物；

鎢、鉬、鉻是中等強碳化物形成元素；

錳、鐵是弱碳化物形成元素。

合金碳化物在鋼中的行為與其自身的穩定性有關。強碳化物形成元素它所形成的碳化物比較穩定，其溶解溫度較高，溶解速度較慢，析出和聚集長大速度也較低；弱碳化物形成元素的碳化物穩定性較差，很容易溶解和析出，并有較大的聚集長大速度。2.2.3碳化物類型（1）簡單點陣類型MC型：TiC，ZrC，NbC，VC，TaC，WC等（面心點陣）M2C型：W2C，Mo2C，Ta2C（密排六方點陣）特點：1.這些碳化物是強碳化物形成元素及中強碳化物形成元素（Cr

除外)形成的碳化物；

2.rc/rMe<0.59碳原子半徑小于金屬元素間隙半徑，所形成的碳化物可保持金屬的點陣，Ｃ只占據金屬的間隙位置。

3.明顯的金屬特性（雖然可能含有50～60％的碳原子）

4.可以溶入金屬原子，呈置換或固溶體形式，如V4C35.硬度高，熔點高2.2.3碳化物類型（2）復雜碳化物M6C型：Fe2Mo4C，Fe4Mo2C等（復雜立方點陣）M7C3型：Cr7C3等（復雜六方點陣）M23C6型：Cr23C6，Fe21Mo2C6，Fe21W2C6等（復雜立方點陣）特點：1.這些碳化物是中強碳化物形成元素形成的碳化物；

2.rc/rMe>0.59引起點陣畸變，形成復雜點陣類型2.2.3碳化物類型（3）滲碳體（正交點陣）

M3C型：Fe3C，（FeCr）3C，（FeMn）3C等特點：當合金元素含量很少時，合金元素將不能形成自己特有的碳化物，只能置換滲碳體中的Fe原子，稱為合金滲碳體。2.2.4碳化物特點硬度高硬度，其形成碳化物的傾向越強，則碳化物硬度越高。穩定性形成碳化物能力越強的元素，其熔點越高，穩定性越高。穩定性排序：（弱－強）

M3C，M7C3，M6C，M2C，MC

碳化物穩定性越高，熔點高，溶入A中的溫度越高，自馬氏體中析出的溫度越高，聚集長大的傾向越小。碳化物的穩定性越高，可使得鋼在高溫時效或服役時不會發生明顯的基體中固溶的合金元素向碳化物中擴散和再分配.碳化物對其他元素的溶解能力Fe3C能溶入大量的合金元素，如，淬火鋼在回火的初級階段所形成的Fe3C，其成分大體與鋼的成分相同，但在提高回火溫度和回火時間后，會溶入大量的合金元素，如Cr在Fe3C中可溶入25％，Mn則無限互溶；(FeCr)3C,(FeMn)3C,Mn3C強碳化物形成元素Ti，Nb，V等幾乎不溶于Fe3C2.2.4碳化物特點合金元素與鋼中碳相互作用的實際意義直接影響鋼的性能強度、硬度、耐磨性、塑性、韌性、紅硬性、熱處理過程中奧氏體穩定性和奧氏體晶粒大小等。合金元素與碳的親和力不同，對鋼的相變過程和碳擴散有重大影響。碳化物形成元素阻礙碳的擴散，降低碳原子擴散速度，弱碳化物形成元素Mn以及大多非碳化物形成元素則無此作用，而促進碳的擴散（Co特別顯著）。2.3合金元素在晶界的偏聚

鋼的溶質原子在晶界的濃度大大超過在基體中的平均濃度的現象，稱為晶界偏聚或晶界內吸附。2.3.1晶界內吸附產生的原因和特點產生原因晶界原子排列疏松，置換式和間隙式溶質原子處于晶界處產生的畸變能比在晶內產生的要小的多，這種畸變能的差異導致晶界內吸附，使晶內溶質向晶界遷移，使體系能量降低，從而形成亞穩狀態。晶界內吸附的特點（1）溶質原子的最大溶解度越小，晶界內吸附傾向越大，如

B在鐵中的溶解度很小，其晶界內吸附的傾向很大（2）晶界溶解度和溫度有一定關系---熱力學

Cg=C1exp(E/RT)

Cg：晶界溶質原子濃度

C1：晶內溶質原子濃度

E：結合強度溫度（T）越高，Cg越小。（3）晶界內吸附與時間的關系---動力學晶界內吸附的形成和擴散需要一定的時間，時間越長，Cg越大。2.3.2晶界內吸附對鋼性能的影響□

能在鋼中產生內吸附的元素

Zr，Ni，Mn，Re，P，B，Sb，As，Bi，C，N其中，B最強烈□

晶界內吸附在金屬材料中的應用

(利用晶界內吸附理論解釋金屬材料中的一些現象）晶界內吸附對金屬材料組織、性能有很大影響，如高溫晶界強化，晶界脆性斷裂，晶間腐蝕以及B鋼淬透性等。另外，第一、二類回火特性都與晶界內吸附有關。晶界內吸附對鋼的高溫回火脆性影響定義:合金鋼（40Cr）淬火+高溫回火時,在550–650℃緩慢冷卻時出現的脆性。產生原因：雜質元素:O、S、N、P、B、Sn、As、Sb、Bi等在晶界偏聚，降低晶間結合力。（沿晶斷裂）消除方法：（1）根據內吸附特征（2）合金化（加Mo、W0.3-0.5%wt）（3）提高純度（真空熔煉、電渣重熔）2.3.2晶界內吸附對鋼性能的影響晶界內吸附對B鋼淬透性的影響如50B鋼，B從晶粒向晶界偏析，增加了體積應力，使奧氏體的穩定性增加，推遲了奧氏體的分解，提高了鋼的淬透性。830℃時淬透性最好，950℃時淬透性降低,1000℃時,B在晶內與晶界處的濃度一樣，淬透性消失。B提高耐熱鋼的晶界強度在高溫合金中，經常加入B、Zr元素，它們在晶界偏聚，填充了晶界處空位，使晶界對擴散有利的空位大大減少，提高了高溫合金的蠕變抗力。

2.4形成非金屬相（非金屬夾雜）2.4.1

形成氧化物簡單氧化物

FeO，MnO，TiO2，SiO2，Al2O3，Cr2O3等復雜氧化物

MgO，Al2O3，MnO，Al2O3鋼中氧化物夾雜*特點：性脆，易斷裂，一般無塑性。因此，氧化物在鋼材鍛扎后，沿加工方向呈鏈狀分布2.4形成非金屬相（非金屬夾雜）2.4.2

形成硫化物常見：MnS，FeS特點：有較高的塑性，熱加工時沿加工方向呈帶狀、纖維狀或線狀分布。2.4.3

形成硅酸鹽□易變形的：

MnO.SiO2

（與硫化物相似）不易變形的

Al2O3.SiO2

（與氧化物相似）鋼中的MnS夾雜2.4.4

AlN

鋼中常見的非金屬相，密排六方，具有高穩定性，可做強化相。

2.4形成非金屬相（非金屬夾雜）非金屬夾雜物對鋼的質量有重要的影響，這種影響與夾雜物的成分、形態、大小、數量和分布有關。它可能引起塑性、韌性、疲勞強度的降低，還會降低鋼的耐磨性、耐酸性和淬透性，一般都是有害的鋼中的AlN夾雜3.1鋼的強化機制屈服強度是金屬材料的重要性能指標，鋼的強化機制就是提高其屈服強度。屈服強度就是使塑性變形開始時，滑移系上的臨界切應力，也就是使位錯開動，增殖并在金屬中傳播所需要的應力。強化機理（1）減少晶體內的晶體缺陷，如可動位錯，使材料接近金屬晶體的理論強度。（2）增加晶體缺陷的密度，產生位錯交叉，阻礙位錯移動。第三章合金元素對鋼的性能影響

常見的提高鋼材強度的手段有：最常用的方法有細化晶粒強化（由晶界和堆垛層錯等面缺陷引起的強化）、晶界強化、固溶強化、析出強化及彌散強化，還有位錯強化、相變強化、形變強化。通過對這幾種方式單獨或綜合加以運用，便可以有效地提高鋼的強度。3.1鋼的強化機制3.1.1合金元素的固溶強化合金元素的固溶強化是指溶質原子溶入基體金屬中形成固溶體所引起的強化。強化機制為：由于溶質原子與基體金屬原子大小不同，因而使基體的晶格發生畸變，造成一個彈性應力場。此應力場與位錯本身的彈性應力場交互作用，增大了位錯運動的阻力，從而導致強化。此外，溶質原子還可以通過與位錯的電、化學交互作用而阻礙位錯運動。

3.1.1合金元素的固溶強化固溶強化包括：間隙固溶強化置換固溶強化總的說來，各合金元素的固溶強化效果可以疊加，其效果是非常顯著的。固溶強化對塑性、韌性的影響較大，強化效果越大，損害越嚴重。鐵素體的固溶強化1.間隙式固溶強化(強化效果非常顯著）鋼中的間隙原子C，N與刃位錯形成柯氏氣團（Cottrell），與螺位錯形成Snok氣團。當位錯被氣團釘扎時，位錯運動阻力增大，為使位錯掙脫氣團釘扎，就必須施加更大的外力。因此，提高鋼的塑變抗力，從而強化鋼。1.

間隙式固溶強化間隙原子C，N等對σs的影響可用下面數學式表示：

其中：Ki－－是由間隙原子性質，基體晶格類型，基體的剛度，溶質和溶劑原子直徑差及二者化學性能的差別等因素決定的數值；

Ci－－間隙原子的固溶量（摩爾分數）；

n－－0.33~2.0之間的一個指數。1.間隙式固溶強化*為了提高強化效果，通常利用相變的方法，造成過飽和固溶體，如馬氏體是C固溶在α－Fe中的過飽和固溶體，使C的間隙強化效果得到充分發揮。*間隙強化效果十分顯著，但損害了塑性、韌性和焊接性能。2.置換式固溶強化置換式溶質原子在基體晶格中造成的畸變大多是球面對稱的，因而強化效果不如間隙式的。一般稱為弱強化。其強度增量與溶質原子含量之間的關系：△σs＝2Aμε4/3Cs其中：A－常數；ε－錯配度；μ－切變模量；

Cs－溶質摩爾分數。特點：基體強度平緩增加，若含量低時，基本上不降低基體的塑性、韌性。鐵素體的固溶強化間隙溶質原子的強化效應遠比置換式溶質原子強烈，其強化作用相差10~100倍，因此，間隙原子如C、N是鋼中重要的強化元素。置換式溶質原子的固溶強化效果在工程用鋼中不可忽視。能與鐵形成置換式固溶體的合金元素很多，如Mn、Si、Cr、Ni、Mo、W等。這些合金元素往往在鋼中同時存在，強化作用可以疊加，使總的強化效果增大，尤其是Si、Mn的強化作用更大。

鐵素體的固溶強化奧氏體的固溶強化A的固溶強化效果遠不如F，但置換原子能影響奧氏體的層錯能。層錯能低，位錯容易擴展，層錯和溶質原子的交互作用使溶質原子偏聚在層錯附近，形成鈴木氣團，釘扎位錯，形成強化。3.1.2

合金元素的晶界強化1.晶界特性及晶粒大小對鋼強度的影響

Hall－Petch公式：

其中:d－晶粒直徑；

σ0－為在單晶體中位錯運動的摩擦力（常數）；

Ks－晶界障礙強度系數。可見，影響σs的因素有2個：Ks和d。

Ks

σs;dσs這就是晶界強化的理論基礎晶界強化（細晶強化）

晶界強化的機制是：一方面，由于晶界兩側晶粒變形的不協調性，在晶界附近誘發的位錯稱為幾何上需要的位錯。另一方面，由于晶界存在，使滑移位錯難以直接穿越晶界，從而破壞了滑移系統的連續性，阻礙了位錯的運動。晶界強化的機制2.晶界強化的途徑

利用合金元素改變晶界特性，提高Ks值

向鋼中加入Ｃ，Ｎ，Ｎi，Ｓi等，使其在α－Fe晶界偏聚利用合金元素細化晶粒（1）向鋼中加入Al，Nb，Ti和V形成難熔的第二相質點，阻礙A晶界移動，細化A晶粒，從而細化晶粒。（2）通過熱處理和控制軋制的方法細化晶粒。3.1.3

細化晶粒強化

細化晶粒同時也可增加鋼的韌性晶粒越細，造成裂紋所需的應力集中越難，裂紋擴展所消耗的能量越高，而且晶界越多，阻礙位錯運動的作用越大。

3.1.4合金元素的第二相強化第二相粒子可以有效地阻礙位錯運動。運動著的位錯遇到滑移面上的第二相粒子時，有兩種方式：切過和繞過位錯切過第二相粒子：第二相粒子的特點是可變形，并與母相具有共格關系，這種強化方式與淬火時效密切相關，故有沉淀強化之稱。

沉淀強化的基本途徑是合金化加淬火時效。合金化的目的是為造成理想的沉淀相提供成分條件。例如在馬氏體時效鋼中加入Ti和Mo，形成NiTi、Ni3Mo理想的強化相，以獲得良好的沉淀強化效果。（b）Al-Li合金中位錯切割Al3Li相的電鏡照片（a）位錯切割第二相粒子的機制鋼的合金化原理可變形微粒的強化作用（位錯切過機制）位錯繞過第二相粒子粒子：第二相粒子不參與變形，與基體有非共格關系。當位錯遇到第二相粒子時，只能繞過并留下位錯圈，第二相粒子是人為加入的，不溶于基體，故有彌散強化之稱。這樣的滑移變形繼續進行，這一過程要消耗額外的能量，故需要提高外加應力，所以造成強化。

彌散強化是鋼中常見的強化機制。例如，淬火回火鋼及球化退火鋼都是利用碳化物作彌散強化相。這時合金元素的主要作用在于在高溫回火條件下，使碳化物呈細小均勻彌散分布。3.1.4合金元素的第二相強化不可變形微粒的強化作用——奧羅萬機制（位錯繞過機制）（a）位錯繞過第二相粒子的機制（b）Ni合金中位錯繞過Ni3Ai相的電鏡照片1.2鋼的合金化原理3.1.4

合金元素的第二相強化第二相強化的影響因素:第二相粒子的大小，數量，分布，性能都影響強化效果第二相的間距越小強化效果越好；第二相彌散度越大強化效果越好；第二相粒子體積分數越大強化效果越好沉淀強化效果大于彌散強化

3.1.4合金元素的第二相強化第二相通常人工加入，現在發展到通過時效方式得到總之，第二相強化機制不僅要考慮第二相的大小、數量、形態、分布等方面的影響，而且還要考慮第二相的性質。這除了涉及到熱處理參數的直接影響外，還涉及到合金元素的影響。合金元素的作用主要是為形成所需要的第二相粒子提供成分條件。

位錯強化

金屬中位錯密度提高，則位錯運動時易于發生相互交割，形成割階，引起位錯纏結，因此造成位錯運動的障礙，給繼續塑性變形造成困難，從而提高了鋼的強度。這種用增加位錯密度提高金屬強度的方法稱為位錯強化。3.1.5

合金元素的位錯強化3.1.5

合金元素的位錯強化位錯密度的影響

位錯所造成的強化量與金屬中位錯密度的平方根成正比，可表示為：位錯組態的影響

F型鋼，層錯能高，位錯易于交叉滑移和形成胞狀亞結構；

A型鋼，層錯能較低，位錯易于擴展成層錯，位錯難于交叉滑移。變形過程中位錯交互作用提高。所以，面心立方晶系金屬的位錯強化效果比體心立方大①細化晶粒。通過增加晶界數量，使晶界附近因變形不協調而誘發幾何上需要的位錯。為此，宜向鋼中加入細化晶粒的合金元素。②形成第二相粒子。當位錯遇到第二相粒子時，希望位錯繞過第二相粒子而留下位錯圈，使位錯數量迅速增多。為此，宜向鋼中加入強碳化物形成元素。利用位錯強化的途徑③促進淬火效應。淬火后希望獲得板條馬氏體，造成位錯型亞結構。為此，宜向鋼中加入提高淬透性的合金元素。④降低層錯能。通過降低層錯能，使位錯易于擴展和形成層錯，增加位錯交互作用，防止交叉滑移。為此，宜向鋼中加入降低層錯能的合金元素形成第二相粒子。利用位錯強化的途徑①鋼淬火形成馬氏體。馬氏體中溶有過飽和的碳和合金元素，產生很強的固溶強化效應；②馬氏體形成時產生高密度位錯，位錯強化效應很大；鋼的合金化原理附：鋼淬火回火提高強度的機制提高鋼強度最重要的方法是淬火和隨后的回火③奧氏體轉變為馬氏體時，形成許多極細小的、取向不同的馬氏體束，產生細晶強化效應。④淬火后回火，馬氏體中析出細碳化物粒子，間隙固溶強化效應大大減小，但產生強烈的析出強化效應。由此可知，馬氏體強化充分而合理地利用了全部四種強化機制，是鋼的最經濟和最有效的強化方法。

鋼的合金化原理附：鋼淬火回火提高強度的機制3.2改善鋼塑性、韌性的基本途徑塑性－一般以靜拉伸的伸長率δ和斷面收縮率ψ

代表韌性－靜拉伸時的變形和斷裂吸收功，一般以沖擊韌性ak；平面應變斷裂韌度KIC；韌脆轉變溫度TK表示

塑性和韌性是鋼的主要力學性能指標，塑性、韌性的好壞，不僅涉及鋼的冷變形加工能力，而且還會直接影響使用安全。因此，有必要深入理解Me對鋼的塑性和韌性影響的機制，以便提高合理選用Me的能力。3.2改善鋼塑性、韌性的基本途徑1.影響鋼塑性、韌性的因素溶質原子的影響溶質原子溶解到基體中，一般都使塑性、韌性降低，強化效果越大的合金元素對塑性、韌性的影響越大。間隙原子與置換原子相比，對塑性、韌性的影響更大。溶質原子溶解度越大，鋼的塑性、韌性越低。1.影響鋼塑性、韌性的因素合金元素在強化鐵素體的同時，對韌性的影響：（1）含量低時，V、Si、Mn、Cr使T50（斷口上有50%的脆性斷口，其余為纖維狀的塑性斷口時的溫度）下降，韌性提高（細化晶粒）；（2）含量高時，使T50升高；（3）隨Ni含量的增加，T50下降，韌性提高。

1.影響鋼塑性、韌性的因素Mn、Ni、C對鋼的韌性的影響當鋼中含碳量低時，Mn<2%時，可細化組織，是韌化的主要元素。Ni在低溫時，可交叉滑移，改善基體本身韌性。C是鋼中必不可少的元素，加碳雖然強化作用很高，但卻顯著降低韌性。只有在晶界形成TiC、NbC、VC時，起阻礙作用，才能細化組織，提高韌性。

1.影響鋼塑性、韌性的因素

晶粒大小的影響晶粒越細，塑性越好。第二相的影響都是有害塑性的，但和第二相的大小，形態，分布有關。位錯強化的影響位錯密度越高塑性降低越大。2.改善鋼塑性的方法降低鋼中有害雜質S，O，P，N等的含量；降低C含量；加入Ni；細化晶粒；改變碳化物大小、形狀和分布；控制雜質的形狀為球狀。3.改善鋼韌性的途徑

韌性是表征材料斷裂抗力的一種力學參量，對于金屬材料而言，主要有三種斷裂類型：延性，解理和晶界斷裂。（1）改善延性斷裂的途徑延性斷裂是微孔形成，聚集，長大的過程。①減少鋼中第二相的數量，特別是夾雜物數量，改善第二相粒子的性質、尺寸、形狀和分布；②提高基體組織的塑性，宜減少基體組織中固溶強化效果大的合金元素，如降低Si、Mn、P、C、N的含量；③提高組織的均勻性，如對淬火回火鋼，改善韌性的主要措施是提高回火溫度，故而發展了調質鋼。3.改善鋼韌性的途徑（2）改善解理斷裂途徑解理斷裂具有冷脆性特征，多發生在bcc結構鋼中：①由于刃形位錯塞積，產生應力集中；②刃形位錯相遇，發生反應。提高解理斷裂抗力的主要途徑：①細化晶粒。如通過正火、控制軋制、加入細化晶粒的合金元素；②鋼的解理斷裂有一個很重要的特性——冷脆現象，即當試驗溫度低于某一溫度時，材料有塑性轉變為脆性，這種現象稱為冷脆。向鋼中加入Ni元素可以顯著降低鋼的TC

；③更換基體組織而采用沒有冷脆現象的面心立方γ-Fe為基的奧氏體鋼。3.改善鋼韌性的途徑（3）改善晶間斷裂的途徑原因：

溶質原子晶界偏聚晶界弱化而引起的沿晶斷裂，如過熱，過燒，回火脆性等

第二相沿晶分布提高沿晶斷裂抗力的主要途徑：①防止溶質原子沿晶界分布，如加入合金元素Mo、Ti或Zr，這幾個元素與雜質元素有更強的交互作用，可以抑制雜質元素向晶界偏聚，從而減輕回火脆性傾向；②防止第二相沿晶界析出，如減少鋼中S含量或加入稀土元素形成難熔的稀土硫化物，在高溫加熱時不會熔解，可防止MnS在晶界析出。合金元素對鋼鑄造性能的影響

許多元素，如Cr、Mo、V、Ti、Al等在鋼中形成高熔點碳化物或氧化物質點，增大鋼的粘度，降低流動性,使鑄造性能惡化。

合金元素對鋼塑性加工性能的影響合金元素溶入固溶體中,或形成碳化物(如Cr、Mo、W等)，都使鋼的熱變形抗力提高和熱塑性明顯下降而容易鍛裂，一般合金鋼的熱加工工藝性能比碳鋼要差得多。

3.3合金元素對鋼的工藝性能影響3.3.1

合金元素對鋼的焊接性的影響焊接性參量：氫誘發裂紋、焊縫金屬的凝固裂紋、熱影響區和焊縫金屬的韌性、層狀撕裂。1、氫誘發裂紋碳當量=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5小于0.35%wt時，焊接性能好。2、焊縫金屬的凝固裂紋與焊條中的C、S含量有關（C小于0.07%wt）。3.3合金元素對鋼的工藝性能影響3、熱影響區和焊縫金屬的韌性與焊條中提高淬透性元素含量有關。4、層狀撕裂由于焊接應力造成的，發生在母材中，沿硫化物纖維狀S線裂開的現象。硫化錳的形態是主要影響因素。3.3.1

合金元素對鋼的焊接性的影響3.3.2

合金元素對鋼的熱處理工藝性的影響1、對馬氏體淬透性的影響合金元素對鋼淬透性的影響由圖可知，Mn、Mo、Cr對增加淬透性的作用最強，Si與Ni次之。為了提高結構鋼的淬透性，不僅要提高過冷奧氏體在珠光體區的穩定性，而且也要提高鋼在貝氏體區的穩定性。采用提高過冷奧氏體穩定性的強碳化物形成元素（如Cr、Mo等）與強化鐵素體的元素（如Ni、Mn、Si等）的配合，可以在很大程度上提高馬氏體的淬透性。這幾種元素同時加入鋼中的效應，往往比單個元素的作用的總和要大好多倍。1、對馬氏體淬透性的影響

2、對貝氏體淬透性的影響在某些場合，希望獲得貝氏體組織，以適應金屬構件和機械制造上某些工件綜合機械性能的需要。

鋼中含0.3%Mo以上就能顯著地推遲珠光體轉變，而對貝氏體轉變的影響卻很小，因此要得到貝氏體，Mo是不可缺少的元素，但是為了使較大截面的鋼在空氣冷卻條件下，獲得單一的貝氏體，還必須加入能夠強烈阻止多邊形鐵素體析出，而對貝氏體轉變影響不大的元素，最有效的方法是加B元素。此外，在0.5%Mo-B的基礎上適當提高C含量，再加進適量的Mn或Cr，還可以保證正火后得到各種不同綜合機械性能的中碳貝氏體鋼，這對于發展貝氏體型大截面用鋼，有著較大的實際意義。3.合金元素與淬裂性傾向的關系淬火過程中，工件易產生很大的淬火應力，造成工件開裂；大多數合金元素使Ms點降低，造成淬火組織應力過大，易發生開裂事故。鋼中C，Mn，Mo，Cr，Ni越多，開裂傾向越大4.對合金鋼回火脆性的影響

淬火鋼在一定溫度范圍內回火時，表現出明顯的脆化現象，這種現象就是回火脆性.第一類回火脆性（不可逆）：250~400℃，這類回火脆性是和低溫回火時碳化物析出形態不良有關，是一種不可逆回火脆性，不可能用熱處理和合金化的方法消除。可能原因：

（1）ε碳化物的消失，和Fe3C膜在原奧氏體晶界和板條相界的形成；（2）板條相界殘余A薄膜的失穩分解；（3）雜質元素在原奧氏體晶界和板條相界的偏聚。合金元素的影響：Mn促進；Ni，Mo，V影響較小；Si，Cr可推遲發生。4.對合金鋼回火脆性的影響第二類回火脆性（450~600℃），主要與某些雜質元素以及合金元素本身在原奧氏體晶界上的嚴重偏聚有關，這類回火脆性在各類合金鋼中均有發生，只是程度不同而已，這是一種可逆回火脆性。偏聚元素（產生脆性的元素）：H,N,O,P,Si,S,As,Sn,Bi等；對偏聚起促進作用（本身也偏聚）：Mn，Ni本身不偏聚，但促進別的元素偏聚：Cr抑制偏聚：Mo防止合金鋼中第二類回火脆性的方法：①回火后快冷，一般小件用油冷，較大件用水冷。但工件尺寸過大時，即使水冷也難防止脆性產生；②加入合金元素Mo、W以抑制第二類回火脆性；③提高冶金質量，盡可能降低鋼中有害元素的含量。

4.對合金鋼回火脆性的影響第四章合金元素對鋼相變的影響本節主要講授內容：

加熱(奧氏體化)

冷卻(奧氏體分解)

淬火鋼回火轉變影響第四章合金元素對鋼相變的影響合金元素對相變基本因素的影響一、合金元素對新相（α）、母相（γ）自由能的影響ΔFv：自由能差，表示相變驅動力1、降低ΔFv：C、Mn、Cr、Ni2、提高ΔFv：Al、Co3、影響不大：Mo、W4.0合金元素對相變基本因素的影響二、合金鋼中的擴散和碳在鐵中的活度碳在奧氏體和鐵素體中的擴散能力合金元素在奧氏體和鐵素體中的擴散能力4.0合金元素對相變基本因素的影響碳在鐵中的活度碳在鐵固溶體中的活動性，是一種擴散能力、溶解能力和析出能力

ai=riNi（ai：活度；ri：活度系數；Ni：碳在鐵中的百分比濃度）活度系數：fc=ri

M/ri

非碳化物形成元素使fc>1，提高碳在奧氏體中的活度；碳化物形成元素使fc<1，降低碳在奧氏體中的活度。元素對碳在奧氏體中擴散能力的影響碳化物形成元素W、Mo、Cr、Mn提高擴散結合能，降低擴散系數，使碳原子不容易擴散；非碳化物形成元素Ni、Co、Cu、Al降低擴散結合能，提高擴散系數，使碳原子容易擴散。特殊元素Si是非碳化物元素，提高碳的活度，但在奧氏體中劇烈地降低鐵原子的活動性，增加鐵在固溶體中的結合力，阻礙碳原子的擴散。4.0合金元素對相變基本因素的影響合金元素對鐵在奧氏體中的自擴散影響（1）Cr、Mn、Mo、Ti、Nb等阻礙鐵在奧氏體中的自擴散這些元素與鐵形成固溶體，降低鐵原子的活度，使鐵原子間結合力增加。（2）碳對鐵在奧氏體中自擴散的影響存在碳，削弱鐵原子間結合力，促進鐵原子擴散。奧氏體形成過程奧氏體的形核奧氏體的長大滲碳體的溶解奧氏體成分均勻化1.2鋼的合金化原理4.1合金元素對鋼加熱轉變的影響

4.1.1.合金元素對A形成速度的影響合金元素的加入，改變了鋼A形成溫度A1，A3和Acm

及相變點的位置，從而影響了A形成速度；A的形成速度取決于奧氏體的形核和長大，這都和C的擴散有關，合金元素的加入改變了碳的擴散速度，所以影響了A的形成速度.(1)Co,Ni提高C的擴散，增大A形成速度；(2)Si,Al,Mn影響不大；(3)碳化物形成元素Cr，Mo，W，Ti，V等阻礙碳的擴散，阻礙A形成4.1

合金元素對鋼加熱轉變的影響4.1.2合金元素對殘余碳化物溶解的影響

□合金鋼中，當F全部轉變為A后，還有相當一部分碳化物被保留下來，為了增強A的合金化程度，充分發揮合金元素的作用，應使殘余碳化物充分溶解到A中。□由于合金元素的作用造成的擴散困難和合金碳化物的穩定性高，要使殘余碳化物分解并溶于A中，需要提高加熱溫度。如：高速鋼的淬火溫度1250~1280℃，而共析溫度只有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合金元素對A均勻化的影響

奧氏體化過程中，由于碳化物的不斷溶解，奧氏體成分很不均勻，為使成分均勻，合金元素和C都要擴散。合金元素擴散速度較C的擴散速度慢的多，只是碳擴散的千分之幾或萬分之幾。所以合金鋼奧氏體化時間較長。這就是合金鋼在生產中加熱保溫時間較長的原因。4.1.4合金元素對奧氏體晶粒長大的影響C促進A晶粒長大；強碳化物形成元素強烈阻礙A晶粒長大；中強碳化物形成元素可阻礙，但效果不如強碳化物；Ni，Co，Cu作用不明顯；Al，Si含量少時，以夾雜物形式存在，可阻止A晶粒長大，當大量以合金元素加入，促進A晶粒長大；當鋼中C含量中等以上時，Mn可促進長大，在低碳含量時，Mn可細化晶粒4.2

合金元素對過冷A分解的影響4.2.1對過冷A穩定性的影響非碳化物形成元素Ni，Si，Cu等加入鋼中，仍保持C曲線形狀，但使C曲線右移；碳化物形成元素Cr，Mo，W，V不僅改變C曲線的位置，使之右移，而且改變其形狀，出現兩個鼻溫，使珠光體和貝氏體轉變區分開；Co使C曲線左移。4.2

合金元素對過冷A分解的影響4.2.1對過冷A穩定性的影響4.2.2對珠光體轉變的影響

□對P轉變速度的影響

除Co以外，均使P轉變曲線右移，即推遲P轉變；對珠光體轉變溫度區的影響

（1）凡是擴大γ相區的元素，Ni，Mn，Cu等，降低A1，使P轉變溫區向較低溫度；

（2）凡是縮小γ相區的元素，提高A1使P轉變溫度升高4.2.2對珠光體轉變的影響對珠光體轉變產物的碳化物類型的影響（1）碳鋼的珠光體（F＋Fe3C），碳化物為Fe3C；（2）強碳化物形成元素，將形成MC，如TiC，NbC，

VC等（3）中強碳化物形成元素高溫區，且合金達到一定含量，形成M23C6或M3C，如Cr/C>5%，形成Cr23C6，而Cr/C<4%，形成Cr3C；低溫區，主要為Fe3C，因為溫度低，元素擴散困難。4.2.3

對貝氏體相變的影響

特點：貝氏體轉變溫區較低，合金元素與Fe原子幾乎不能進行擴散，只有C原子能進行短距離的擴散，脫溶析出碳化物。因此合金元素對B轉變的影響，主要取決于：合金元素對γ→α轉變速度的影響合金元素對C擴散速度的影響4.2.3對貝氏體相變的影響合金元素Cr，Ni，Mn能降低ΔF(A與F的自由能差），減少相變驅動力，減慢A分解，降低了B的轉變速度，推遲其轉變。Cr，Mn又是碳化物形成元素，阻礙C原子的擴散。Mo，W對ΔF影響不大，但是F形成元素，提高A1，即提高了γ→α轉變溫度，也就是提高了P的轉變溫度，又是碳化物形成元素，降低C的擴散，降低了B的轉變溫度，所以將P，B轉變溫區分開，形成兩個鼻溫。Si，對B有推遲作用，原因是強烈提高Fe的結合力，阻礙C原子從Fe中脫溶。Co，Al能提高ΔF，同時提高C的擴散速度，加速B形成。4.2.4

對馬氏體相變的影響

主要是對對M轉變溫度的影響，即Ms～Mf點的影響除Co，Al外，大多數合金元素固溶在A中，均使Ms點下降，增加殘余A的含量，其中C的影響最強烈。順序：C，Mn，Cr，Ni，Mo，Si，W合金元素對1.0%C碳鋼Ms點的影響合金元素對1.0%C碳鋼1150℃淬火后殘余奧氏體含量的影響

Ms和Mf點的下降，使得室溫下將保留更多的殘留奧氏體量4.3合金元素對淬火鋼回火轉變的影響

鋼淬火后，內部組織很不穩定，隨回火溫度的不同，淬火組織會發生一系列的組織轉變，包括：馬氏體的分解；殘余奧氏體的分解；碳化物的形成、聚集和長大；α－Fe的回復和再結晶這幾個過程被C和合金元素擴散所控制，是相互交錯進行的，很難截然分開。4.3.1

對馬氏體的分解的影響低溫低溫（150～200℃）回火時，由于溫度低，不僅合金元素擴散困難，連C擴散也困難，只能發生偏聚和短距離擴散，沉淀析出與α相保持共格的ε碳化物。合金元素均勻仍分布在α相和ε碳化物中不作重新分配。所以合金元素對M分解影響不大。4.3.1對馬氏體的分解的影響中溫和高溫溫度的升高，合金元素活動能力增加，對M分解有顯著影響。（1）碳化物形成元素將強烈推遲M的分解，即推遲C從M中析出，如碳鋼中C從M析出完全析出的溫度范圍是250～300℃，而含碳化物形成元素的鋼中C從M中析出的溫度提高到400～500℃，有時即使到550℃或更高溫度也難以使C完全從α相中析出。表現為回火穩定性高；4.3.1對馬氏體的分