金属材料学：第1章 金属材料合金化基础

第一章金属材料合金化基础

金属材料按其组成材料的元素是单个还是多个可分为纯金属和合金。按其色质或主要组成元素的种类在习惯上又可分为黑色金属与合金以及有色金属与合金两大类。黑色金属与合金是指铁、铬、锰和以铁、铬、锰为主的合金；有色金属与合金是指除铁、铬、锰以外的其它金属或其主要组成元素不是铁、铬、锰的合金。由于铁基合金（钢铁材料）在黑色金属材料中占据极其重要的地位，因此习惯上人们常把除铁和钢以外的金属及其合金称为有色金属或非铁合金。本章重点讲授钢的合金化原理，并在此基础上介绍有色金属材料合金化的特点。

1.1 碳钢概论

在讲授钢的合金化原理之前，我们先介绍碳钢中的常存杂质及碳钢的分类与用途。

一、碳钢中的常存杂质

碳钢（也称碳素钢）被广泛地应用于工农业生产中，它们不仅价格低廉、容易加工，而且在一般情况下能满足使用性能的要求。碳钢中除铁与碳两种元素外，还含有少量锰、硅、硫、磷、氧、氮、氢等非特意加入的元素，其中，锰、硅等常称为常存元素；硫、磷、氧、氮、氢等常称为杂质元素。它们对碳钢的性能有一定的影响。

1．锰和硅的影响

锰和硅是炼钢过程中随脱氧剂或者由生铁残存而进入钢中的。锰在碳钢中的含量一般小于0.8%。主要固溶于铁中。此外由于锰和硫的结合力比铁和硫的结合力强，形成稳定的MnS夹杂物，这对改善钢的热脆性有益。因为FeS熔点较低（1190℃），与γ铁易于形成低熔共晶（989℃）而且沿晶界连续分布，引起钢的热脆性。适量的锰和杂质硫形成高熔点MnS（1600℃），MnS在高温下具有一定的塑性，不会使钢发生热脆，在加工过程中硫化锰呈条状沿轧向分布。必须指出的是，这些夹杂物将使钢的疲劳强度和塑性、韧性下降。当钢中含有大量硫化物夹杂时，轧成钢板后会造成分层。

硅在钢中的含量通常小于0.5%。由于铁中可以溶入较多的硅，故碳钢中的硅（通常小于0.5%）一般均可溶入铁中。此外由于硅和氧的亲和力很强，能形成稳定的SiO2，在钢中以夹杂物形式存在而降低钢的质量。

必须指出的是，只有固溶于铁素体中的锰和硅才可强化铁素体基体。

2．硫和磷的影响

硫是炼钢时不能除尽的有害杂质。硫可以大量溶于液态钢中，而在固态铁中的溶解度极小。硫和铁能形成FeS，并易于形成低熔点共晶。当钢凝固结晶时低熔共晶易于沿晶界分布；若把含有硫化物共晶的钢加热到高温，例如1100℃以上时，共晶体就将熔化，因此就引起轧制或锻造时的晶界碎裂（热脆）。铸钢件虽然不经锻造，但含硫量高时也会引起铸件在铸造应力作用下发生热裂。此外硫还对钢的焊接性能有不良影响，即容易导致焊缝热裂，同时在焊接过程中，硫易于氧化，生成SO2气体，以致焊缝中产生气孔和疏松。

磷也是在炼钢过程中不能除尽的元素，一般转炉钢中残留较多(允许最高含量为0.09%)，碱性平炉钢中残留较少（＜0.06%），而在碱性电炉和电渣熔炼的钢中，磷可降至0.02%以下。磷在α-铁中的最大溶解度可达2.55%(1049℃)。随着温度的降低，溶解度逐渐下降。钢中的磷一般全部固溶于铁中，并产生固溶强化作用，使钢的强度、硬度显著提高，但剧烈地降低钢的韧性，特别是低温韧性，称为冷脆。此外，磷铁合金的结晶范围很宽，因此磷具有严重的偏析倾向。

磷的有害作用在一定的条件下可以加以利用。磷可以提高钢在大气中的抗腐蚀性能，特别是钢中同时含有铜的情况下，它的作用更加显著。例如09MnCuPTi、10MnPNbRE等低合金高强度结构钢，在这些钢中，由于磷和其它元素合理配合（如Cu-P-RE、Cu-P-Ti、Cu-P等），并在保证取得细晶组织的条件下（如用Al脱氧的钢），磷的冷脆作用得以抑制。故在σs、σb升高的同时，低温韧性仍能保持所要求的水平。

此外，硫和磷还可以改善钢的切削加工性能。如把钢中含磷量提高到0.08%~0.15%时，可使铁素体适当脆化，从而提高了钢的切削加工性。对于硫，可以利用硫化锰降低钢的塑性，使切削易于断裂，这样既可以改善低碳钢工件加工后的表面粗糙度，又节省动力；同时这些硫化物在切削过程中，有一定的润滑作用，可以减少刀具与工件表面的磨损，延长刀具寿命。必须指出的是，这种易切削钢主要用于自动机床上加工批量大、要求表面粗糙度值低而受力不大的零件，如螺钉、螺母等各种标准件和一般小零件等。

3．氮、氢、氧的影响

氮是在冶炼时进入钢中的。氮在α-铁中的溶解度在590℃时达到最大，约为0.1%，在室温时则降至0.001%以下，所以通常情况下铁素体中溶解的氮含量处于过饱和。如果将这样的钢材经受冷变形后在室温放置或稍微加热时，过饱和的氮将逐渐以氮化物的形式沉淀析出，这将使低碳钢的强度、硬度上升，但塑性、韧性下降，这种现象称为机械时效或应变时效。显然这对低碳钢的性能不利。必须注意的是，当低碳钢中存在钒、钛、铌等合金元素时，氮可以与之形成稳定的氮化物，有细化晶粒和沉淀强化的效果。此外氮化钢就是利用氮化物相强化钢铁材料零件的。

氢在钢中的溶解度甚微，对钢的组织看不出什么影响。但由于氢和应力的联合作用将引起金属材料产生氢脆。钢中较常见的是“白点”和氢致延迟断裂。钢中含有过饱和的氢向裂纹尖端三向应力区内形成的微孔核心及其它缺陷处扩散聚集形成氢分子，由于微孔核心等很小，很少的氢气便可产生相当大的压力，这种内压力大到足以通过塑性变形或解理使裂纹长大或使微孔长大、连接时便产生氢脆断裂，呈白点特征。当氢在位错附近偏聚形成“气团”时，“氢气团”的运动遇到障碍产生位错塞积的同时也就造成了氢的偏聚，当偏聚在裂纹尖端的氢含量达到临界值时，该区域发生脆化，裂纹向前扩展，到一定距离后裂纹扩展停止；当裂纹前方的氢偏聚再次达到临界值时裂纹再次扩展，如此不连续式的扩展，最后达到临界尺寸而失稳断裂。

氧在钢中的溶解度很小，几乎全部以氧化物的形式存在，如FeO、MnO、TiO2、SiO2、Al2O3、Cr2O3等，并且往往形成复合氧化物或硅酸盐MgO?Al2O3、MnO?Al2O3。这些非金属夹杂物有易变形的，如2MnO?SiO2、MnO?SiO2，与硫化物相似，沿加工方向伸长，呈线段状；也有不易变形的，如各种氧化物、不同配比的Al2O3、SiO2和FeO等，沿加工方

向呈链状分布。非金属夹杂物对钢的质量有重要影响，这种影响不仅和夹杂物的成分、数量有关，而且还和它的形状、大小，特别是分布状况有关。

为了保证钢材在使用中不出现问题，钢材生产厂都必须严格按照国家标准控制杂质含量和夹杂物的等级；钢材使用单位即用户也需对进厂钢材进行必要的化学成分及杂质的化学分析，对组织和缺陷及夹杂物做金相分析，对力学性能作力学试验。

二、碳钢的分类

在材料科学基础中，我们曾根据铁碳相图对铁碳合金进行分类。那时我们把铁碳合金分为工业纯铁（w C<0.0218%）、钢（w C＝0.0218%~2.11%）和白口铸铁（w C＝2.11％～6.69％）三大类。根据合金成分（或组织）的不同把钢又分为亚共析钢、共析钢和过共析钢三类；把白口铸铁又分为亚共晶白口铸铁、共晶白口铸铁和过共晶白口铸铁三类。然而，在实际生产中，为了满足各种不同的使用需要，碳钢有许多品种，为了使碳钢的生产、使用、管理科学化，必须对碳钢进行分类并确定其对应的牌号。碳钢的分类方法很多，常见的有：1．按钢中碳含量的多少，碳钢通常可分为

（1）低碳钢，碳的质量分数w c≤0.25%的碳钢通常称为低碳钢。

（2）中碳钢，碳的质量分数0.25%＜w c≤0.6%的碳钢通常称为中碳钢。

（3）高碳钢，碳的质量分数w c＞0.6%的碳钢通常称为高碳钢。

2．按钢的质量（品质），碳钢可分为

（1）普通碳素钢，硫的质量分数w S≤0.05%，磷的质量分数w P≤0.045%的碳钢称为普通碳素钢。

（2）优质碳素钢，硫的质量分数w S≤0.035%，磷的质量分数w P≤0.035%的碳钢称为优质碳素钢。

（3）高级优质碳素钢，硫的质量分数w S≤0.02%，磷的质量分数w P≤0.03%的碳钢称为高级优质碳素钢。

（4）特级优质碳素钢，硫的质量分数w S≤0.015%，磷的质量分数w P≤0.025%的碳钢称特级优质碳素钢。

3．按钢的用途分类，碳钢可分为

（1）碳素结构钢，主要用于各种工程构件，如桥梁、船舶、建筑构件等。也可用于不太重要的机件。

（2）优质碳素结构钢，主要用于制造各种机器零件，如轴、齿轮、弹簧、连杆等。

（3）碳素工具钢，主要用于制造各种工具，如刃具、模具、量具等。

（4）一般工程用铸造碳素钢，主要用于制造形状复杂且需要一定强度、塑性和韧性的零件。

4．按钢冶炼时的脱氧程度分类，可分为

（1）沸腾钢，是指脱氧不彻底的钢，代号为F。

（2）镇静钢，是指脱氧彻底的钢，代号为Z。

（3）半镇静钢，是指脱氧程度介于沸腾钢和镇静钢之间，代号为b。

（4）特殊镇静钢，是指进行特殊脱氧的钢，代号为TZ。

碳素结构钢的牌号组成中，表示镇静钢的符号“Z”和表示特殊镇静钢的符号“TZ”可以省略，例如：质量等级分别为C级和D级的Q235钢，其牌号表示为Q235CZ和Q235DTZ，可以省略为Q235C和Q235D。

此外，还可按钢的冶炼方法分类，如平炉钢（用平炉冶炼）、转炉钢（用转炉冶炼）等。其中转炉钢还可分为碱性转炉钢（冶炼时造碱性熔渣）、酸性转炉钢（冶炼时造酸性熔渣）和顶吹转炉钢（冶炼时吹氧）等。

三、碳钢的用途

1．普通碳素结构钢这类钢的平均含碳量在0.06%~0.38%范围内，主要用于一般工程结构和普通零件，它通常轧制成钢板或各种型材（圆钢、方钢、工字钢、钢筋等），应用量很大（约占钢总产量的70%以上）。对这类钢通常是热轧后空冷供货。用户一般不需要再进行热处理而是直接使用。所以，这类钢的牌号主要是以其力学性能中的屈服点来命名。其牌号表示方法是由代表屈服点的字母（Q）、屈服点数值、质量等级符号（A、B、C、D）及脱氧方法符号（F、b、Z、TZ）等四个部分按顺序组成。这类钢的标志符号Q来源于屈服点的汉语拼音字头Q，等级符号是指这类钢所独用的质量等级符号，也按S、P杂质多少来分，以A、B、C、D四个符号代表四个等级，其中：A级w S≤0.05%, w P≤0.045%，B级w S≤0.045%, w P≤0.045%，C级w S≤0.04%, w P≤0.04%，D级w S≤0.035%, w P≤0.035%。其中质量等级最高的是D级，达到了碳素结构钢的优质级，A、B、C三个等级均属于普通级范围。镇静钢和特殊镇静钢的牌号中脱氧方法符号可省略。表1-1列出了碳素结构钢的牌号、成分和力学性能（摘自GB700-88）。

碳素结构钢共分五个强度等级。一般以热轧空冷状态供应，适用于一般工程结构所需的热轧钢板、钢带、钢管、盘条、型钢、棒钢等，可供焊接、铆接、栓接等结构件使用。其中牌号Q195与Q275碳素结构钢是不分质量等级的，Q215、Q235、Q255牌号的碳素结构钢，当质量等级为“A”、“B”时，在保证力学性能的要求下，化学成分可根据需方要求作适当调整。

Q195、Q215钢含碳量很低，强度不高，但具有良好的塑性、韧性和焊接性能，常用作铁钉、铁丝、钢窗及各种薄板，如黑铁皮、白铁皮（镀锌薄钢板）、马口铁（镀锡薄钢板）等强度要求不高的工件。在某些场合可以代替优质碳素结构钢08或10钢，制造冲压、焊接结构件。

Q235A、Q255A可用于农机具中不太重要的工件。如拉杆、小轴、链等。也常用于建筑钢筋、钢板、型钢等；Q235B、Q255B可作为建筑工程中质量要求较高的焊接结构件。在机械中可用作一般的转动轴、吊钩、自行车架等；Q235C、Q235D质量较好，可作一些重要的焊接结构件及机件。

Q255、Q275钢强度较高，其中Q275属于中碳钢，可用作制造摩擦离合器、刹车钢带等。在某些场合可以代替30钢、40钢用于制造稍重要的某些零件（如齿轮、链轮等），以降低原材料成本。

总之，牌号中的A级钢，一般用于不经锻压加工和热处理的工程结构件或普通零件（如制造机器中受力不大的铆钉、螺钉、螺母等）；有时也可制造不重要的渗碳件。B级钢常

表1-1 碳素结构钢的牌号、成分和力学性能（摘自GB700-88）

注：1.带“*”号处Q235-A、B级沸腾钢锰的质量分数上限为0.60%。

2.本类钢通常不进行热处理而直接使用，因此只考虑其力学性能和有害杂质含量，不考虑碳含量。

用以制造稍为重要的机器零件和作船用钢板，并可代替相应含碳量的优质碳素结构钢。

2．优质碳素结构钢这类钢中硫、磷等有害杂质含量相对较低，夹杂物也较少，化学成分控制较严格，质量比普通碳素结构钢好。常用于较为重要的机件。这类钢可以通过各种热处理调整零件的力学性能。出厂状态可以是热轧后空冷，也可以是退火、正火等状态，一般随用户需要而定。表1-2列出了优质碳素结构钢的牌号、成分和性能（GB699-88）。

2.本类钢往往要进行各种热处理后才能使用，因此除考虑有害杂质含量外，还必须考虑其碳含量。

优质碳素结构钢的牌号一般用两位数字表示。这两位数字表示钢中平均碳的质量分数的万倍。这类钢全部是优质级，不标质量等级符号。如45表示该钢的w C=0.45%，即钢中碳的质量分数为万分之四十五。这类钢中有三个钢号是沸腾钢，其钢号尾部标有F，它们是08F、10F、15F。半镇静钢标“b”，镇静钢一般不标符号。

高级优质碳素结构钢在牌号后加符号“A”，特级碳素结构钢在牌号后加符号“E”。专用优质碳素结构钢还要在牌号的头部（或尾部）加上代表产品用途的符号，例如平均碳含量为2.0%的锅炉用钢，其牌号表示为“20g”等。

优质碳素结构钢按含锰量的不同，分为普通含锰量(w Mn=0.25%~0.8%)和较高含锰量(w Mn=0.7%~1.2%)两组。含锰量较高的一组在其数字的尾部加“Mn”，如15Mn 、45Mn等。注意这类钢仍属于优质碳素结构钢，不要和低合金高强度结构钢混淆。

优质碳素结构钢总共有31个钢号。含有低碳钢、中碳钢和高碳钢。随着钢中碳的质量分数的不同，具有不同的力学性能，可用来制造各种不同类型的机械零件。例如：08F钢的碳的质量分数低、塑性好，强度较低。可用于各种冷变形加工成型件。

10~25等的低碳钢的焊接性能和冷冲压工艺性很好，可用来制造各种标准件、轴套、容器等。也可以通过适当的热处理（渗碳、淬火、回火）制成表面硬度高、心部有较高的强度和韧性的耐磨损、耐冲击的零件。如齿轮、凸轮、销轴、摩擦片、水泥钉等。如优质碳素结构钢中的15、20钢作渗碳钢用时，其价格便宜，但淬透性低，故渗碳淬火后心部强度与合金渗碳钢相比较低，表层强度及耐磨性也不够高，淬火时变形开裂倾向大。常用于承受载荷较低、形状简单、不太重要的但要求耐磨的小型零件。对于形状简单、尺寸较小、精度要求不高的量具也可用渗碳钢（15、20、15Cr等钢）制造，并经渗碳淬火处理。

45等的中碳钢通过适当热处理（调质、表面淬火等）可获得良好的综合力学性能的机件及表面耐磨、心部韧性好的零件。如传动轴、发动机连杆、机床齿轮等。如35~45或40Mn、50Mn等可作调质钢使用（其中以45钢应用最广），但与合金调质钢相比碳素钢调质钢的淬透性较差，调质后的性能随零件尺寸的增大而降低，所以只有小尺寸的零件调质后才能获得均匀的较高的综合力学性能（一般ζb=570~650MPa，ζs=320~400MPa，A K=32~56J）。这类钢一般用水淬，故变形与开裂倾向较大，只适宜制造载荷较低、形状简单、尺寸较小的调质工件。

高碳碳素结构钢经适当热处理后可获得高的ζe和屈强比以及足够的韧性和耐磨性。可用于制造小线径的弹簧、重钢轨、轧辊、铁锹、钢丝绳等。如60、65~85或60Mn、65Mn、75Mn等可作弹簧钢使用。碳素弹簧钢与合金弹簧钢相比价格较为便宜，热处理后具有一定的强度，但淬透性较差，当直径＞12~15mm时，油淬不能淬透，使屈服点以及屈强比降低，从而降低了弹簧的寿命。如用水淬又易开裂与变形。故碳素弹簧钢只宜作线径较小的不太重要的弹簧，这类弹簧能承受静载荷及有限次数的循环载荷。其中以65Mn在热成形弹簧中应用最广。

3．碳素工具钢这类钢的平均含碳量在0.65%~1.35%范围内，主要用于制作各种小型工具。可进行淬火、低温回火处理获得高的硬度和高耐磨性。这类钢可分为优质碳素工具钢（简称碳素工具钢，其w S≤0.03%，w P≤0.035%）和高级优质碳素工具钢（w S≤0.02%，w P≤0.03%）两大类。

碳素工具钢的牌号一般用标志性符号“T”加上碳的质量分数的千倍表示。其中标志性符号“T”是碳字的汉语拼音字头。如T10，T12等。一般优质碳素工具钢不加质量等级符号，而高级优质碳素工具钢则在其数字后面再加上“A”字，如T8A，T12等。这类钢锰的质量分数一般都严格控制在0.4%以下，个别钢为了提高其淬透性，锰的质量分数的上限可扩大到0.6%，这时，在牌号的尾部标以Mn，如T8Mn，T8MnA。

碳素工具钢淬火后的硬度虽然相近，但随着含碳量的增加，未溶渗碳体的含量增多，使钢的耐磨性增加，而韧性降低。如T7、T8适合于制造承受一定冲击而要求韧性较高的刃具，如木工用斧、钳工用凿子等，淬火、低温回火后的硬度为48~54HRC（工作部分）；T9、T10、T11钢用于制造冲击较小而要求高硬度与耐磨的刃具，如小钻头、丝锥、手锯条等，淬火、低温回火后的硬度为60~62HRC，T10A钢还可用于制造一些尺寸不大、形状简单、工作负荷不大的冷作模具；T12、T13钢硬度及耐磨性最高，但韧性最差，用于制造不承受冲击的刃具，如锉刀、铲刮刀等，淬火、低温回火后的硬度为62~65HRC。高级优质的T7A~T13A比相应的优质碳素工具钢有较小的淬火开裂倾向，适于制造形状较复杂的刃具。对于形状简单、尺寸较小、精度要求不高的量具也可用碳素工具钢T10A、T12A制造。此外，T7~T12、T7A~T12A还可用于尺寸较小、形状简单的塑料模具。表1-3列出碳素工具钢的牌号、成分、性能（GB1298-86）及用途。

4．一般工程用铸造碳素钢在工业生产中会遇到一些形状复杂的零件，不便于用锻压制成毛坯，而铸铁又保证不了其塑性的要求，这时可采用含碳量小于0.65%的钢铸造成型，为铸钢件。

这类钢的牌号用标志性符号“ZG”加上最低屈服点值-最低抗拉强度值表示。其中标志性符号“ZG”是铸钢这两个字的汉语拼音字头。如ZG340-640。表示其屈服强度不小于340MPa，抗拉强度不低于640MPa的铸钢。表1-4列出了一般工程用铸造碳钢的牌号、成分、性能（GB11352-1989）和用途。

其他类型的铸钢件还有，焊接结构用碳素铸钢件（GB/T7659-1987），如ZG230-450H；低合金铸钢件（GB/T14408-1993），如ZGD535-720；耐热铸钢件（GB/T8492-1987），如ZG40Cr30Ni20；不锈耐酸钢铸件（GB2100-1980），如ZG1Cr18Ni9Ti；中、高强度不锈钢铸件（GB6967-1986），如ZG10Cr13Ni1Mo等。

1.2 钢的合金化原理

合金钢是在碳钢的基础上，为了改善碳钢的力学性能或获得某些特殊性能，有目的地在冶炼钢的过程中加入某些元素（称为合金元素）而得到的多元合金。常用的合金元素有：锰、硅、铬、镍、钼、钨、钒、钛、锆、钴、铝、硼及稀土元素等。磷、氮等元素在某些情况下也会起到有益的作用。与碳钢相比合金钢的性能有显著提高，

一、合金元素在钢中的存在形式

1．形成铁基固溶体

（1）形成铁基置换固溶体遵循Hume-Rothery定律，形成置换固溶体的条件是：①溶剂与溶质的点阵相同；②原子尺寸因素以及组元的电子结构。

合金元素与铁形成置换固溶体的基本规律是：①Ni 、Co 、Mn 、Cr 、V 的原子尺寸与点阵相同的Fe 晶体的原子尺寸差小于8%，因此这些元素可与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 具有的原子尺寸因素超过8%（分别为10%和11%），因此只能形成较宽溶解度的有限固溶体。如αFe -Mo 和αFe -W 等。③原子半径在尺寸因素极限（15%）附近的元素（Ti 、Nb 、Ta ）只能形成具有较窄溶解度的有限固溶体；尺寸因素超过15%的一些元素（Zr 、Hf 、Pb ）在Fe 具有很小的溶解度。

必须指出，上述铁基固溶体的形成规律，仅是对Fe-Me 二元系统而言的。对多元系统其形成规律要复杂得多。

（2）形成铁基间隙固溶体 遵循H ?gg 定则，间隙固溶体的形成条件是：

59.0 Me X r r 。间隙固溶体总是有限固溶体，并且间隙原子仅占据溶剂金属的部分间隙位置，即总有部分间隙没有被填满。

合金元素与铁形成间隙固溶体的基本规律是：①对α-Fe ，间隙原子优先占据的位置是八面体间隙；对γ-Fe ，间隙原子优先占据的位置是八面体或四面体间隙。②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．形成合金渗碳体（与氮化物）

碳化物和氮化物属于间隙化合物相，它是过渡族金属与碳或氮作用形成的。碳化物、氮化物和碳、氮化物是钢中的基本强化相。

过渡族金属与碳、氮的亲和力、碳化物和氮化物的强度（或稳定性）按下列规律递减：Hf 、Zr 、Ti 、Ta 、Nb 、V 、W 、Mo 、Cr 、Mn 、Fe 。其中Ⅳ、Ⅴ族金属的碳化物与氮化物具有简单的点阵结构，如TiC 、VC 、TiN 、TaC 等，Ⅵ、Ⅶ、Ⅷ金属的碳化物与氮化物具有复杂的点阵结构，如Cr 7C 3、Cr 23C 6、W 2C 、Mo 2C 、(W 、Mo 、Fe)6C 等。

与合金碳化物相比，铁的碳化物是最不稳定的。渗碳体中Fe 的原子可以被若干合金元素的原子所取代。如(Fe,Mn)3C 、(Fe,Cr)23C 等。

3．形成金属间化合物

金属化合物通常分为正常价化合物、电子化合物及间隙化合物三类。金属间化合物通常仅指电子化合物。在奥氏体不锈钢、马氏体时效钢及许多高温合金中较为重要的金属间化合物是ζ(Cr 46Fe 54)、χ(Cr 21Mo 17Fe 62)、η(TiFe 2)、μ(Co 7Mo 6)、R(Cr 18Co 51Mo 31)、P(Cr 18Ni 40Mo 42)、Ni 3(Al,Ti)、Ni 3(Al,Nb)、NiAl 、NiTi 、FeAl 、δ(TiAl 3)、γ(TiAl )、α2(Ti 3Al )等。

4．形成非金属相（非碳化合物）及非晶体相

钢中的非金属相主要是指铁及其合金元素生成的氧化物（FeO 、MnO 、TiO 2、SiO 2、Al 2O 3、Cr 2O 3、MgO ·Al 2O 3、MnO ·Al 2O 3）、硫化物（MnS 、FeS ）、硅酸盐（2MnO ·SiO 2、CaO ·SiO 2）等。氧化物和硅酸盐一般无塑性，在钢进行热加工时可能引起发裂或其它缺陷，并使钢的切削性能恶化；硫化物一般具有塑性，变形后增加钢的各向异性。必须注意的是，低熔点的非金属夹杂物或能生成沿晶界分布的低熔点共晶物（主要是FeS ）时将引起钢的热脆性，对性能特别有害。为了防止钢的这种热脆性，一般通过加入适当的锰，形成高熔点的硫化物MnS ，并改善其分布。也有通过加入稀土元素生成稀土硫化物的办法。

非金属夹杂物在结构钢中可能引起钢的韧性、塑性和疲劳强度的降低，还会降低钢的抗蚀性和耐磨性，并影响钢的淬透性。非金属夹杂物一般都是有害的。

此外，AlN也是一种非金属夹杂物，呈密排六方点阵，它不属于间隙相。熔点为1870℃，在钢中有较高的稳定性，有时可利用的弥散析出来改善钢的性能，这时不应该把它看着非金属夹杂物，而应该把它当做非金属相。与此类似的还有一些稀土氧化物质点，有时也被用来作为弥散质点来强化钢或其它有色金属合金。

在特殊条件下（如快速冷却凝固），可使某些金属或合金形成非晶体相结构。这种非晶体相具有一些特殊的性能，如各向同性，较晶体相高得多的强度和较高的抗腐蚀性能等。钢中非晶体相的作用目前仍缺乏较详细的实验和理论依据。

二、合金元素与铁和碳的相互作用及其对奥氏体层错能的影响

合金元素加入钢中之后，对钢的相变、组织和性能的影响一般取决于合金元素与铁和碳的相互作用。

1．合金元素与铁的相互作用

合金元素对Fe的同素异构转变有很大的影响，这一影响主要是通过合金元素在α-Fe 和γ-Fe中的固溶度以及对γ-Fe存在的温度区间的影响表现出来。而这两者又取决于合金元素与铁所构成的二元合金状态图。为此可以将合金元素分为两大类型，即γ相稳定化元素和α相稳定化元素。

（1）γ相稳定化元素γ相稳定化元素使A3降低，A4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。根据铁与合金元素构成的相图的不同，可分为如下两种情况：

①开启γ相区(无限扩大γ相区) 合金元素与γ-Fe形成无限固溶体，与α-Fe形成有限固溶体。它们均使A3（GS线）降低，A4（JN线）升高。如图1-1。这类合金元素主要有Mn、Ni、Co等。如果加入足够量的Ni或Mn，可完全使体心立方的α相从相图上消失，γ相保持到室温（即A1点降低），故而由γ相区淬火到室温较易获得亚稳的奥氏体组织，它们是不锈钢中常用作获得奥氏体的元素。

图1-1 扩大γ相区并与γ-Fe无限互溶的Fe-Me相图(a)及Fe-Ni相图(b)

②扩展γ相区(有限扩大γ相区) 虽然γ相区也随合金元素的加入而扩大，但由于合金元素与α-Fe和γ-Fe均形成有限固溶体，并且也使A3（GS线）降低，A4（JN线）升

高，但最终不能使γ相区完全开启。如图1-2。这类合金元素主要有C、N、Cu、Zn、Au 等。γ相区借助C及N而扩展，当C含量在0~2.11%（重量）范围内，均可以获得均匀化的固溶体（奥氏体），这构成了钢的整个热处理的基础。

图1-2 扩大γ相区并与γ-Fe有限互溶的Fe-Me相图(a)及Fe-C相图(b)

（2）α相稳定化元素合金元素使A4降低，A3升高，在较宽的成分范围内，促使铁素体形成，即缩小了γ相区。根据铁与合金元素构成的相图的不同，又可分为如下两种情况：

①封闭γ相区(无限扩大α相区) 合金元素使A3升高，A4下降，以致达到某一含量时，A3与A4重合，γ相区被封闭，或者说这些合金元素促进了体心立方铁（铁素体）的形成，其结果使δ相与α相区连成一片。当合金元素超过一定含量时，合金不再有α═γ相变，与α-Fe形成无限固溶体（这类合金不能用正常的热处理制度）。如图1-3。这类合金元素有：Si、Al 和强碳化物形成元素Cr、W、Mo、V、Ti及P、Be等。但应该指出，含Cr 量小于7%时，A3下降；含Cr量大于7%时，A3才上升。

图1-3 封闭γ相区并与α-Fe无限互溶的Fe-Me相图(a)及Fe-Cr相图(b)

②缩小γ相区(但不能使γ相区封闭) 合金元素使A3升高，A4下降，使相区缩小但不能使其完全封闭。如图1-4。这类合金元素有：B、Nb、Zr、Ta等。

综上所述，可将合金元素分为两大类：将扩大γ相区的元素称为奥氏体形成元素；将

缩小或封闭γ相区的元素称为铁素体的形成元素。显然，这种分类对生产实际有重要的指导意义。如为了保证钢具有良好的耐蚀性，需要在室温下获得单相组织，就可以运用上述合金元素与铁的相互作用规律，通过控制钢中合金元素的种类和含量，使钢在室温下获得单相组织。如欲发展奥氏体钢时，需要往钢中加入Ni 、Mn 、N 等奥氏体形成元素；欲发展铁素体钢时，需要往钢中加入大量的Cr 、Si 、Al 、Mo 、Ti 等铁素体形成元素。

图1-4 缩小γ相区的Fe-Me 相图(a)及Fe-Nb 相图(b)

最后应该指出，同时向钢中加入两类合金元素时，其作用往往相互有所抵消。但也有例外，例如是Cr 铁素体形成元素，在Cr18%与Ni 同时加入时却促进了奥氏体的形成。

2．合金元素与碳的相互作用

合金元素与钢中碳的作用主要表现在是否易于形成碳化物，或者形成碳化物倾向性的大小，以及合金元素对钢中碳的活度或扩散的影响。

（1）形成碳化物 碳化物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。合金元素按照它们与碳的相互作用，可分为两大类：碳化物形成元素和非碳化物形成元素。碳化物形成元素包括Fe 、Mn 、Cr 、W 、Mo 、V 、Nb 、Zr 、Ti 等。它们都是过渡族元素；非碳化物形成元素包括Ni 、Si 、Co 、Al 、Cu 、N 、P 、S 等，它们与碳不能形成碳化物，但可固溶于Fe 中形成固溶体，或者形成其它化合物，如氮化物等。碳化物是钢中主要的强化相。

①形成碳化物的规律性 从周期表中的位置来看，碳化物形成元素（Ti 、V 、Cr 、Mn 、Zr 、Nb 、W 、Mo 等）均位于Fe 的左侧，而非碳化物形成元素（Ni 、Si 、Co 、Al 、Cu ）等均处于周期表Fe 的右侧。尽管Ni 和Co 也可形成独立的碳化物，但由于其稳定性很差（比Fe 3C 还小），在钢中不会出现，故通常被当作非碳化物形成元素看待。Mn 是碳化物形成元素，但Mn 极易溶入渗碳体中，故钢中没有发现Mn 的独立碳化物。

碳化物形成元素均有一个未填满的d 电子层，当形成碳化物时，碳首先将其外层电子填入合金元素的d 电子层，从而使形成的碳化物具有金属键结合的性质。因此，具有金属的特性。合金元素与Fe 原子比较，d 电子越是不满，形成碳化物的能力就越强，即与碳的

亲和力越大，所形成的碳化物也就越稳定。

应该指出，碳化物的稳定性并不是单纯地由d 电子层的未填满程度所决定的。例如金属元素与碳结合生成碳化物时的热效应亦会影响所生成的碳化物的稳定性。一般说来，碳化物的生成热越大，其稳定性就越高。

按照碳化物形成元素所生成的碳化物稳定程度由强到弱的顺序，可将这些元素依此排列为：Ti 、Zr 、Nb 、V 、Mo 、W 、Cr 、Mn 、Fe 。

按照碳化物晶格类型的不同，碳化物可分为两类： 当Me C r r >0.59（其中C r 为碳原子半径，Me r 为合金元素的原子半径）时，碳与合金元

素形成一种复杂点阵结构的碳化物。Cr 、Mn 、Fe 属于这类元素，它们形成下列形式的碳化物：Cr 23C 6、Cr 7C 3、Fe 3C 。 当Me C r r ≤0.59时，形成简单点阵的碳化物（间隙相）。Mo 、W 、V 、Ti 、Nb 、Ta 、Zr 均属于此类元素，它们形成的碳化物是：MeX 型（WC 、VC 、TiC 、NbC 、TaC 、ZrC ）和Me 2X 型（W 2C 、Mo 2C 、Ta 2C ）。此类碳化物具有下列特点：碳化物硬度大、熔点高（可高达3000℃），分解温度高（可达1200℃）；间隙相碳化物虽然含有50%~60%的非金属原子，但仍具有明显的金属特性；可以溶入各类金属原子，呈缺位溶入固溶体形式，在合金钢中常遇到这类碳化物。

实际上钢中的碳化物，除了上述两种类型外，在某些条件下，还可出现下述两种情形：一种是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铁原子，常以合金渗碳体的形式出现，如：(FeCr)3、(FeMn)3C 等；另一种是合金元素含量有所升高，但仍不足以生成自己特有的碳化物，这时将生成具有复杂结构的合金碳化物，如：Fe 3W 3C 、Fe 4W 2C 、Fe 3Mo 3C 等。

除去含量条件以外，保证元素在钢中的扩散也是形成碳化物的必要条件。因此，碳化物的形成过程与热处理工艺有着极为密切的关系。

②碳化物的特性 如果将纯金属和碳化物的硬度作比较，便可看出碳化物的强化能力是很大的，如表1-5所示。形成碳化物倾向性越强的元素，其碳化物硬度也越高。

另外，碳化物是一种很重要的强化相，形成碳化物能力越强的元素，其碳化物稳定性越高。稳定的碳化物具有高熔点、高分解温度，难于溶入固溶体，因而也难以聚集长大。其碳化物稳定性由弱到强的顺序是：Fe 3C 、M 23C 6、M 6C 、MC 。

如果碳化物稳定性高，在温度和应力长期作用下不易聚集长大，则可大大提高材料的性能和使用寿命。稳定性的另一个含义是指碳化物和固溶体（基体）之间不易在高温下因原子扩散作用而发生合金元素的再分配。碳化物的稳定性对于钢的热强性也很重要。首先碳化物可使钢在更高的温度下工作并保持其较高的强度和硬度。其次在达到相同硬度的条件下，碳化物稳定性高的钢可以在更高的温度下回火，使钢的塑性、韧性更好。所以合金

钢的综合性能比碳钢的好。

各种碳化物虽然像一般化合物一样，可以写成元素间有一定配比的分子式，但是正因为碳化物具有金属特性，所以并不像普通的酸、碱、盐那样在成分上很固定，而是常常以其分子式所代表的化合物为基底，固溶入各种合金元素，即合金元素在碳化物中有一定的溶解度。例如Fe 3C 能溶解大量的合金元素。据报道，Fe 3C 中可溶解的Cr 量达25%。而Mn 在Fe 3C 中的溶解度是无限的，即随Mn 含量的不断增加，可由 Fe 3C 变为 (FeMn)3C ，直到Mn 3C 。(FeW)3C 的成分随W 量增加可变为 Fe 4W 2C 。即使是间隙型碳化物的成分也不是很固定的。

（2）合金元素对固溶体中碳的活度及扩散系数的影响

①合金元素对碳在固溶体中活度的影响 决定C 在固溶体中行为的最完备的特性是其活度。由物理化学知识知道，组元的活度i α与其原子百分浓度i N 相联系，即

i i i N γα=

其中i γ为i 组元的活度系数。组元的活度系数的特点是强烈地与其原子状态相联系，即与组元原子在固溶体中的可动性、组元保留在固溶体中或从固溶体中析出为另一相的能力紧密联系着。

为了评价合金元素在合金固溶体中对碳的活度M C α的影响，在相同状态下选择具有相

同含碳量的非合金铁中的碳的活度C α进行比较。这时可以用碳在合金与非合金铁中的活度系数比值C M C γγ即碳本身的相对活度系数C f 来表征合金元素在Fe-C 合金中对碳的活

度的影响。如果C f ＞1，则表明合金元素提高碳在铁素体和奥氏体中的活度；如果C f ＜1，即表明合金元素降低碳在固溶体中的活度。

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。碳化物形成元素增加固溶体中碳与合金元素之间的结合力，从而使处于间隙位置的碳原子向占据点阵结点上的碳化物形成元素相“靠拢”的几率提高，并使碳在固溶体中的活动性降低，从而降低其活度。置换了固溶体中铁原子的非碳化物形成元素，相反将“推开”碳原子，提高其活动性，即增加碳的活度，同时将出现碳从固溶体中析出的倾向。

合金元素对碳在奥氏体中相对活度系数的影响如图1-5。由图可见，合金元素形成碳化物的能力愈强，即在周期表中处于铁的愈左边的过渡族元素则将愈使C f ＜1。在奥氏体中的非碳化物形成元素Co 、N 和Si 促使C f ＞1。

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。

②合金元素对C 在奥氏体中的扩散激活能和扩散系数的影响 合金钢的相变问题，除了需要考虑热力学因素外，还必须考虑动力学因素。在动力学因素中，必须考虑碳在奥氏体和铁素体中扩散，合金元素本身在奥氏体和铁素体中的扩散、合金元素对碳在奥氏体和铁素体中扩散系数的影响以及合金元素对铁的自扩散的影响。

我们知道，置换原子的扩散比间隙原子的扩散要慢几个数星级（表1-6）。另外由于γ-Fe 的密排结构；而α-Fe 排列较松弛，原子相应更快地热激活并易于通过点阵中的空位和相邻的溶质原子。在所有情况下，对每一种元素，在α-Fe 中扩散的激活能必低于同一元素在γ-Fe 中的扩散激活能。所以间隙溶质原子和置换溶质原子在铁素体中的扩散比在奥氏体中快。

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C f 的影响

合金元素对C 在奥氏体中的扩散激活能和扩散系数的影响如图1-6。由图可知，碳化物形成元素如Cr 、Mo 和W 等升高扩散激活能，降低扩散系数，这是由于碳化物形成元素降低了C 的活度，即提高了C 在奥氏体中结合力，因而使扩散激活能升高扩散系数下降。

而非碳化物形成元素如Ni 、Co 等降低扩散激活能，升高扩散系数，这是由于非碳化物形成元素Ni 和Co 提高了C 的活度，即降低了C 在奥氏体中的结合力，因而使扩散激活能下降，扩散系数升高。需要指出的是Si 是个例外，它能升高扩散激活能，降低扩散系数，造成这个例外的原因，则是由于Si 虽提高C 的活度，但同时降低了Fe 原子的活动性，即增加了Fe 在固溶体中的结合能，因而得到与Ni 、Co 相反的结果。

总之，合金元素与碳的相互作用具有重大的实际意义。一方面它关系到所形成的碳化

物的种类、性质和在钢中的分布。而所有这些都会直接影响到钢的性能，如钢的强度、硬图1-6 合金元素对C 在奥氏体中的扩散激活能和扩散系数的影响

度、耐磨性、塑性、韧性、红硬性和某些特殊性能。同时对钢的热处理亦有较大的影响，如奥氏体化温度和时间，奥氏体晶粒的长大等。另一方面由于合金元素与碳有着不同的亲和力，对相变过程中碳的扩散速度亦有较大影响；强碳化物形成元素阻碍碳的扩散，降低碳原子的扩散速度；弱碳化物形成元素Mn以及大多数非碳化物形成元素则无此作用，甚至某些元素如Co还有增大碳原子扩散的作用。因而合金元素与碳的作用对钢的相变有重要影响（后有详细讨论）。

3．合金元素对奥氏体层错能的影响

奥氏体层错能是一个很重要的参量。奥氏体层错能对于钢的组织和性能有重大的影响。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。例如高Mn钢和高Ni钢都是奥氏体型钢，但加工硬化趋势相差很大。高Ni 钢易于变形加工，而高Mn钢则难于变形加工。造成这种性能差异的原因主要是由于Ni 和Mn对奥氏体层错能的影响不同所致。一般情况下，Ni、Cu和C等元素使奥氏体层错能提高，而Mn、Cr、Ru和Ir则降低奥氏体的层错能。

三、合金元素对Fe-Fe3C相图的影响

合金元素对Fe-Fe3C相图的影响与对纯铁的影响类似，但相对要复杂一些。影响主要分两个方面：

1．合金元素对奥氏体、铁素体区存在范围的影响扩大γ相区的合金元素(如Ni、Co、Mn等)均扩大铁碳相图中奥氏体存在的区域。其中完全扩大γ相区的合金元素Ni或Mn 的含量较多时，可使钢在室温下得到单相奥氏体组织，例如1Cr18Ni9高镍奥氏体不锈钢和ZGMn13高锰耐磨钢等。缩小γ相区的合金元素(如Cr、W、Mo、V、Ti、Si等)均缩小铁碳相图中奥氏体存在的区域。其中完全封闭γ相区的合金元素（例如Cr、Ti、Si等）超过一定含量后，可使钢在包括室温在内的广大范围内获得单相铁素体组织，例如1Cr17Ti 高铬铁素体不锈钢等。合金元素对Fe-Fe3C相图中奥氏体区的影响如图1-7所示。

图1-7 合金元素对Fe-Fe3C相图中奥氏体区的影响

2．合金元素对Fe-Fe3C相图共析点S的影响扩大γ相区的元素使铁碳合金相图中

的共析转变温度下降；缩小γ相区的元素使铁碳合金相图中的共析转变温度上升，并都使共析反应在一个温度范围内进行（图1-8）。合金元素还对共析点（S）和共晶点（E）的成分产生影响。几乎所有合金元素都是共析点碳含量降低（图1-9）；共晶点也有类似的规律，尤其以强碳化物形成元素的作用最为强烈。大多数合金元素均使ES线左移。E点左移，这就意味着钢中含碳量不到2.11%就会出现共晶莱氏体，例如含碳量不超过1.0%的高速钢，在铸态条件下已具有莱氏体组织；S点左移，这就意味着钢中含碳量不到0.77%时，钢就会变为过共析钢而析出二次渗碳体，也就是说合金元素使S点左移，减低了共析体中的含碳量，这样一来，合金钢加热到略高于A1时，所得到的奥氏体的含碳量总比碳钢为低。例如含碳量为0.3%的热模具钢已为过共析钢。由此可见，要判断一个合金钢是亚共析钢还是过共析钢，不能像碳钢那样根据Fe-Fe3C相图。而应根据Fe-C-Me三元相图和多元铁基合金系相图来进行分析。

四、合金元素对钢的热处理的影响

合金元素对钢的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．合金元素对钢加热时奥氏体形成过程的影响

合金元素对钢加热时奥氏体形成过程的影响在于：一方面合金元素的加入改变了临界点的温度、S点的位置和碳在奥氏体中的溶解度，使奥氏体形成的温度条件和碳浓度条件发生了变化；另一方面，由于奥氏体的形成是一个扩散过程，合金元素原子不仅本身扩散困难，而且还将影响铁和碳原子的扩散，从而影响奥氏体化过程。

（1）合金元素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。Co和Ni等非碳化物形成元素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。Cr、Mo、W、V等强碳化物形成元素与碳的亲和力较大，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。

图1-8 合金元素对共析温度的影响图1-9 合金元素对共析含碳量的影响

奥氏体形成后，还残留有一些稳定性各不相同的碳化物。稳定性高的碳化物，要求其分解并溶入奥氏体中，必须提高加热温度，甚至超过其平衡临界点几十或几百度。最初形

成的奥氏体，其成分并不均匀，而且由于碳化物的不断溶入，不均匀程度更加严重。要使奥氏体均匀，碳和合金元素均需扩散。由于合金元素的扩散很缓慢，因此对合金钢应采取较高的加热温度和较长的保温时间，以得到比较均匀的奥氏体，从而充分发挥合金元素的作用。但对需要具有较多未溶碳化物的合金工具钢，则不应采用过高的加热温度和过长的保温时间。部分强碳化物在奥氏体中溶解度与温度的关系如图1-10。

（2）合金元素对奥氏体晶粒的大小的影响合金元素对减小奥氏体晶粒长大倾向的作用也各不相同。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，也能强烈组织晶粒长大（图1-11、图1-12）；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。

图1-10 碳化物和氮化物在奥氏体中溶解度与温度的关系

图1-11 AlN含量对奥氏体晶粒度的影响图1-12 MnNiMo钢中的AlN质点（电解萃取碳复型）

2．合金元素对钢的过冷奥氏体分解转变的影响

合金元素可以使钢的C曲线发生显著变化。除Co外，几乎所有的合金元素使C曲线右移（即增大过冷奥氏体的稳定性，推迟珠光体型的转变）。C曲线右移的结果，降低了钢的临界冷却速度，提高了钢的淬透性。这对许多合金钢来讲是非常重要的。合金元素对淬透性影响的大小取决于该元素的作用强度（即单位含量对淬透性的提高量）及其可能的溶解量。这样，钢中最常用的提高淬透性的合金元素主要有以下六种：Cr、Mn、Mo、Si、Ni、B。前五种合金元素，除了有较强的提高钢的淬透性的能力以外，还可以大量地溶入钢中（固溶强化），故是提高淬透性最为有效的元素。硼的加入量很小（一般只有0.0005%~0.003%），但作用强度很大，又比较便宜，也是一种主要的提高淬透性的合金元素。但目前含硼钢的淬透性不稳定，淬透性带波动幅度较宽。Mo的价格较贵，一般不单纯作为提高淬透性的元素使用。因此以提高淬透性为目的的常用元素只用Cr、Mn、Si、Ni、B五种。图1-13为常用合金元素对奥氏体恒温转变曲线的影响。

(a) 强碳化物形成元素(b) 中等及弱碳化物形成元素

(c) 非碳化物形成元素

图1-13 合金元素对奥氏体恒温转变曲线的影响

应该强调指出的是，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。含Cr、Mo、W、V等强碳化物形成元素的钢，若淬火加热温度不高，保温时间较短，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。另外，两种或多种合金元素的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，例如铬锰钢、铬镍钢等。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的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。同样合金元素的加入也影响着贝氏体型的转变。在贝氏体转变中，除了间隙原子