2.5 钢的合金化 2.5.1 合金元素与铁、碳的相互作用 合金元素在钢中的存在形态: 2.5 钢的合金化 2.5.1 合金元素与铁、碳的相互作用 合金元素在钢中的存在形态: （1）溶入铁素钵，奥氏体和马氏体中，以固溶体的溶质形式存在。有利 （2）形式强化相，形式碳化物或金属间化合物。有利 （3）形成非金属夹杂物，如氧化物（Apw3、SiO2等），氮化物和硫化物（MnS、FeS等）（有害、尽量减少） （4）以游离态存在，如C以石墨状态存在（一般也有害） 元素以哪种形式存在，取决于元素的种类，含量，冶炼方法，及热处理工艺等。

合金元素的分类及与铁和碳的相互作用 合金元素与铁的相互作用 合金元素可以改变铁的同素异晶转变温度A3（α γ）和A4（γ δ），从而使“Fe-Me”二元相图出现扩大γ相区和缩小γ相区两个大类型，每个大类再分为两小类，合金元素也可依此类型分为奥氏体形成元素和铁素体形成元素两大类。

奥氏体稳定化元素 它们使A3点降低，A4点升高，在较宽的成分范围内，促使奥氏体形成，即扩大了γ相区，这类合金元素都有能与γ- Fe形成固溶体，依扩大γ相区的程度可分为两小类。 a、无限扩大γ相区的元素：有锰、镍、钴等。它们与γ- Fe形成无限固溶体与α- Fe形成有限固溶体。当合金元素超过某一限量后，可在室温得到稳定的γ相。 b、有限扩大γ相区的元素，有碳、氮、铜、锌、金、它们与γ- Fe形成有限的固溶体，与α- Fe形成更加有限的固溶体。

铁素体稳定化元素 它们使A3点升高，A4点降低，在较宽的成分范围内，促进铁素体形成，依缩小γ相区的程度又分为两小类。 a、封闭γ相区，无限扩大a相区的元素：有Cr、V（与α- Fe无限互溶）铜、钨、钛、硅、铝、磷、铍（与α- Fe有限互溶），使γ相区缩小到一个很小的面积，形成由γ+α两相区封闭的γ相圈。 b、缩小γ相区的元素，有硼、铌、钽、锆等，这类元素与γ- Fe和α- Fe均形成有限固溶体，使γ相区缩小，但并未完全封闭。

合金元素与碳的相互作用 合金元素与碳钢的相互作用主要在现在是否易于形成碳化物，或者形成碳化物倾向性的大小，碳化特是钢中最重要的强化相，对于决定钢的组织和性能具有极其重要的意义。 合金元素按照与C的相互作用，可分为两大类： 1、非碳化物形成元素：包括Ni，Co、Al、Cu、Si、N、P、S等。它们不能与碳相互作用而形成碳化物，但可溶入Fe中形成固溶体，或者形成金属间化合物等其它化合物，其中硅反而能起促进碳化物化解（石墨化）的作用。 2、碳化物形成元素：Fe、Mn、Cr、W、Mo、V、Er、Wb、Ti、Ta等。它们均可与碳作用在钢中形成C化物，它们均属于元素周期表中的过渡族元素。

碳化物形成元素在元素周期表中的位置 IV V VI Ⅶ Ⅷ 第四周期 Ti V Cr Mn Fe Co Ni 第五周期 Zr Nb Mo 第六周期 Hf Ta W 按照C化物形成元素所一成的碳化物稳定程度由强到弱排序为： Hf，Zr，Ti，Ta，Nb，V，W，Mo，Cr，Mn，Fe, Zr，Ti，Nb，V——强碳化物形成元素。 W，Mo，Cr——中等强度碳化物形成元素。 Mn，Fe——弱碳化物形成元素，但Mn极易溶入Fe3C中，无独立碳化物出现。

碳化物的特性 （1）硬度高比相应的纯金属高出数十倍上百倍。 （2）熔点高：特别是MeX型和Me2X型碳化物，熔点约3000℃左右。 碳化物硬高愈高，熔点愈高，稳定性愈强，碳化物的稳定性由弱到强的顺序是：Fe3C，M23C6，M6C，M2C，MC 纯金属与碳化物的硬度及熔点 纯金属 Ti Nb Zr V Mo W Cr α- Fe 硬度（HV） 230 300 140 350 400 220 80 碳化物 TiC NbC ZrC VC Mo2C WC Cr23C6 Fe3C 3200 2055 2840 2094 1480 1730 1650 860 熔点（℃） 3140 3480 3350 2830 2410 2755 1580

2.5.2 合金元素对Fe - Fe3C相图的影响 Fe - Fe3C相图是对碳素钢进行热处理时选择加热温度的依据。合金钢实质上是三元或多元合金，应建立三元或多元合金相图，作为研究合金钢中相和组织转变的基础，但是三元合金相图，尤其是多元合金相图研究得很少。实际上，仍以“Fe – C”二元合金相图为基础，考虑合金元素对Fe - Fe3C相图的影响。

对奥氏体相区的影响 1）奥氏体形成元素（Ni、Co、Mn）：随其含量的增加，使F - Fe3C相图中的E点和S点向左下方移动，GS线下沉，即使γ相区向左下方移动。即降低了A3和A1温度。 Ni，Mn含量足够高时，可使γ相扩展到室温以下，得到奥氏体钢。

2）铁素体形成元素（Cr、W、Mo、V、Ti、Si等）：随其含量的增加，使F - Fe3C相图中的E点和S点向左、上方移动，GS线上移，使γ相区向左上方缩小。即提高了A3和A1温度。 Cr，Si含量足够时，可使γ相区消失，得到F钢。

对共析温度的影响 1）奥氏体形成元素使GS线下沉，即降低A3点，同时也使共析温度A1点降低。 2）铁素体形成元素使GS线上移，即提高A3点同时也使A1点提高。

对共析点碳浓度的影响 所有合金元素均使S点左移，这意味着共析点的碳浓度移向低碳方向，使共析体中的含碳量降低， 即合金钢中含碳量不到0.77%，就属于过共析钢，而有Fe3CⅡ析出，例如Wc=0.4%的4Cr13钢已不是亚共析钢，而是过共析钢了。 共析体中的含碳量降低还表明，合金钢加热至略高于AC1点时，所得到的奥氏体中的含碳量总比碳钢低。

对共晶产物碳浓度的影响 所有的合金元素也均使E点左移，这意味着出现共晶产物一菜氏体的含碳量从2.11% ，向低碳方向移动，合金钢中含碳量不到2%，就会出现共晶菜氏体。 例如：高速钢和铬模具钢的铸态组织中，就出现了合金菜氏体，W18Cr4V的Wc=0.7%-0.8%。

2.5.3 合金元素对钢热处理的影响 1. 合金元素对加热时组织转变的影响 2.5.3 合金元素对钢热处理的影响 合金元素对钢热处理的影响主要表现在对加热、冷却和回火过程中相变的影响。 1. 合金元素对加热时组织转变的影响 合金元素将影响加热时奥氏体的形成速度和奥氏体晶粒的大小。 （1）对奥氏体形成速度的影响 1）奥氏体形成元素，Ni，Mn，Cu等降低A1点，相对增加了过热度，也就增大了奥氏体形成速度。 2）铁素体形成元素Cr，Mo，Ti，Si，Al，W，V等升高A1点，则相对减慢了奥氏体的形成速度。 3）另一方面碳化物形成元素，降低DcA，减慢A形成速度，非碳化物形成元素Ni，Co增大DcA，增大奥氏体形成速度。

（2）对奥氏体晶粒大小的影响 奥氏体晶粒易长大的钢，其过热敏感性就强。热处理时，加热温度就难掌握，晶粒粗大的钢，其机械性能不良，塑性、韧性较低，一般钢产品希望得到细晶粒。 碳化物形成元素能阻碍奥氏体晶粒的长大，在同样的加热条件下，合金钢的组织较细，性能较高。非碳化物形成元素影响不大，Mn能促进A晶粒长大。合金元素对奥氏体晶粒长大的影响可归纳为 强烈阻止晶粒长大的元素：V、Ti、Nb、Zr、Al（少量）； 中等阻碍晶粒长大的元素：W、Mo、Cr； 对晶粒长大影响不大的元素：Si、Ni、Cu； 促进A晶粒长大的元素：Mn、P、B、N。

2. 合金元素对过冷奥氏体分解的影响 对C曲线的影响（TTT图，等温转变图） 2. 合金元素对过冷奥氏体分解的影响 对C曲线的影响（TTT图，等温转变图） 1）非碳化物形成元素，只改变C曲线的位置，不改变C曲线的形状，Ni，Si，Cu使C曲线右移，Al，Co使C曲线左移。 2）碳化物形成元素，既改变C曲线的位置，也改变C曲线的形状。使珠光体转变和贝氏体转变分开，有五种类型。

对珠光体及氏体转变的影响 合金元素，除Co，Al外均延迟珠光体和氏体转变。 1）对珠光体相变作用的排序（单个元素） 2）对氏体转变的影响 B、 Mo、 Mn、 W、 Cr、Ni、 Cu 、 Si、V ┊ Al、Co 强 推迟贝氏体转变作用 弱 弱 加速 强 Mn、Cr、Ni、Si、Mo、W、V、Cu ┊ Al、Co 强 推迟贝氏体转变作用 弱 弱 加速 强

对马氏体转变的影响 除Co，Al外 ，大多数固溶于奥氏体的合金元素均使MS和Mf点降低，按其影响程度由强到弱排序为： C，Mn，Cr，Ni，Mo，W，Si 意义：Ms点越低，淬火钢中马氏体的转变量越少，残余奥氏体数量越多，相同含碳量下，合金钢中的残余奥氏体比碳钢多。残余奥氏体过多，钢的硬度下降，减少残余奥氏体的方法：冷处理（冷至Mf点以下）或多次回火。

3. 对淬火钢回火转变的影响 (1)提高回火稳定性：含碳化物形成元素的合金钢，在相同温度回火，硬度下降较慢，即具有较高的回火硬度；保持相同的硬度，此类合金钢需在较高温度下回火，内应力消除较彻底，其塑、韧性较碳钢高。 提高回火稳定性作用较强的元素：V、Si、Mo、W、Ni、Mn等。 (2)二次硬化：钢在回火时出现硬度回升的现象。 原因1：特殊碳化物的析出：含有较多强碳化物形成元素的钢，在500~600℃回火时，从M中析出了高度弥散分布的特殊碳化物，如WC、W2C、VC等，实质是弥散硬化； 原因2：残余A的转变：随特殊碳化物的析出，残余A中碳和合金元素的浓度降低，提高了Ms点，随后冷却时部分转变为M。 产生二次硬化作用显著的元素：W、Mo、V。 (3)增大回火脆性：原因：Si、Mn、Ni、Cr等促进P、Sn、Te等杂质元素在原A晶界偏聚，使钢在450~600℃范围回火后缓冷时出现高温回火脆性。 防止和减轻措施：小件快冷；大截面零件，加W、Mo等合金元素（W、Mo、Ti等能阻碍杂质元素扩散，削弱它们在晶界处的偏聚，减轻回火脆性）。

2.5.4 合金元素对钢的机械性能的影响 1、钢的强化机制： 位错运动的阻力增大，金属的强度提高。有4种机制. 2.5.4 合金元素对钢的机械性能的影响 1、钢的强化机制： 位错运动的阻力增大，金属的强度提高。有4种机制. 固溶强化：溶质原子集聚在位错线周围，对位错有“钉扎”作用，使位错运动的阻力增大。 细晶强化（界面强化）：晶界、亚晶界、相界面等都能阻碍位错的运动，使位错运动的阻力增大。 第二相强化（弥散强化、析出强化）：位错运动遇到微小的第二相颗粒时，必须绕过或切过它们，而使位错运动的阻力增大。 位错强化（加工强化）：位错密度增加，位错运动遇到其它位错时，要发生相互交割，产生位错割阶、固定位错等，使位错继续运动的阻力增大。

2、合金强化 Fe单晶σs=28MPa，Fe多晶σs=140MPa， 低碳钢σs=180~340MPa，σb=320~600MPa， 普通低合金钢σb≈1600MPa， 高合金结构钢 σb=2500~3000MPa。 合金化提高强度的机制： 对基体（铁素体）：固溶强化、细晶强化； 对第二相：析出强化(颗粒状)，细晶强化(层片状).

对铁素体固溶强化作用明显的元素： C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Mo。 但固溶强化效果越大，塑、韧性下降越多，∴溶质原子的浓度应控制，“少量多元”比“单元大量”效果好. 对铁素体细晶强化作用明显的元素： Al、Nb、V、Ti等，形成难溶细小的第二相质点，阻碍A晶界移动，可细化F晶粒。 正火、反复快速A化及控制轧制等方法也可细化F晶粒. 对钢的析出强化作用明显的元素： V、Ti、W、Mo、Nb等：在淬火回火时析出弥散分布的特殊碳化物质点，使钢的强度明显提高。 对第二相细晶强化作用明显的元素： Cr、Mn、Mo、W、V等，增加过冷A稳定性，使C曲线右移，在同样冷却条件下，可得细片状P，达到强化目的。

对退火状态下的钢：合金元素可细化铁素体和珠光体，但作用不明显。 对正火状态下的钢：合金元素可珠光铁素体和细化体，但作用明显增强。 对淬火、回火状态下的钢：4种强化机制均有作用，强度明显提高。 淬火形成M时，位错密度增高； M形成时，产生了相当于晶粒细化的作用； M中的合金元素也有固溶强化作用； 回火析出的碳化物有析出强化作用。

2.5.5 合金元素对钢的工艺性能的影响 1、对铸造性能的影响 2.5.5 合金元素对钢的工艺性能的影响 1、对铸造性能的影响 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。

2、对塑性加工性能的影响 热加工：合金元素溶入固溶体中，或在钢中形成碳化物（Cr、W、Mo），都使钢的热变形抗力提高，热塑性明显下降。若碳化物弥散分布，对塑性影响不大（Nb、Ti、V）。 合金元素一般降低钢的导热性和使钢的淬透性，增加钢热加工时的开裂倾向。 总的说来，合金钢的热加工工艺性能比碳钢要差得多，热加工时加热和冷却都变形缓慢进行。 冷加工：合金元素溶入固溶体中，都提高钢的冷加工硬化率，使钢变硬、变脆，易开裂或难于继续变形。 碳含量的增高，使钢的延伸性能变坏，所以，冷冲压钢都是低碳钢。 Si、Cr、V、Cu等降低钢的深冲性能，Nb、Ti、Zr和Re因能改善碳化物的形态，从而可提高钢的冲压性能。

3、对焊接性能的影响 焊接性能是指钢的可焊性和焊接区的使用性能，主要由焊后开裂的敏感性和焊接区的硬度来评判。 碳质量分数对钢的焊接性能影响最大。焊接性能好的钢都是低碳钢。 合金元素都提高钢的淬透性，促进脆性组织（马氏体）的形成，使焊接性能变坏。合金元素质量分数愈高，焊接性能愈差。但钢中含有少量TI和V，形成稳定的碳化物，使晶粒细化并降低淬透性，可改善钢的焊接性能。

4、对切削性能的影响 切削性能主要表示钢被切削加工的难易程度和加工表面的质量好坏，通常由切削抗力大小、刀具寿命、表面光洁度和断屑性等因素来衡量。 切削性能与钢的硬度密切相关，钢最适合于切削加工的硬度范围为170HB～230HB。硬度过低，切削时易粘刀，易形成刀瘤，加工表面光洁度差；硬度过高，切削抗力大，刀具易磨损。 一般合金钢的切削性能比碳钢差，但适当加入S、P、Pb等元素可以大大改善钢的切削性能。

5、对热处理工艺性能的影响 热处理工艺性能反映热处理的难易程度和热处理产生缺陷的倾向。主要包括淬透性、过热敏感性、回火脆化倾向和氧化脱碳倾向等。 合金钢的淬透性高，淬火时可以采用比较缓慢的冷却方法，不但操作比较容易，而且可以减少工件的变形和开裂倾向。 氧化脱碳倾向含Si钢最明显，其次是含Ni钢和含Mo钢。加入Mn、Si会增大钢的过热敏感性。