合金化原理
合集下载
相关主题
- 1、下载文档前请自行甄别文档内容的完整性，平台不提供额外的编辑、内容补充、找答案等附加服务。
- 2、"仅部分预览"的文档,不可在线预览部分如存在完整性等问题,可反馈申请退款(可完整预览的文档不适用该条件!)。
- 3、如文档侵犯您的权益，请联系客服反馈,我们会尽快为您处理(人工客服工作时间：9:00-18:30)。
能力，还能与硫形成MnS,以消除硫的有害作用。这些反应产物大部分进入炉渣而被除去，小部分残留于钢中成 为非金属夹杂物。此外，在室温下锰能溶于铁素体， 对钢有一定强化作用。锰也能溶于渗碳体中，形成合金渗 碳体。但锰作为少量杂质存在时，它对钢的性能影响不显著。
硅 硅在钢中作为杂质存在时，一般均小于0.4％,它也来自生铁与脱氧剂。在室温下硅能溶于铁素体，对钢有一
合金元素的固溶规律， 即Hume-Rothery规律
决定组元在置换固溶体中的溶解 度因素是点阵结构、原子半径和电 子因素，无限固溶必须使这些因素 相同或相似.
二、间隙固溶体
① 有限固溶 C、N、B、O等
② 溶解度
溶剂金属点阵结构：同一溶剂金属不 同点阵结构，溶解度是不同的—— 如γ-Fe与α-Fe 。
回火时析出, 大于 650~700时转变为
M6C
少数高合金工具钢
高合金工具钢, 如高速钢, Cr12MoV, 3Cr2W8V等
1150~1300
同上
大于1100~1150 几乎不溶解
含钒大于0.3%的 含钒合金钢
几乎所有含铌、钛 钢种
碳（氮）化物
一、钢中常见的碳化物 K类型、大小、形状和分布对钢的性能有很
无 限
无 限
~3
76
10
0.2 0.02 0.1
度 γFe
0.68
无无无
~1.4 12.8
*
限
限
限
8.5 2.06 2.8
注：有些元素的固溶度与C量有关
不同元素的固溶情况是不同的。为什么? 简单地说：这与合金元素在元素周期表中的位置有关。
常用合金元素点阵结构、电子结构和原子半径
第四 周期
Ti V Cr Mn Fe Co Ni Cu
铬对钢γ区的影响
锰对钢γ区的影响
形成碳化物
合金元素按其与钢中碳的亲和力的大小, 可分为碳化物形成元 素和非碳化物形成元素两大类。
常见非碳化物形成元素有：Ni、Co、Cu、Si、Al、N、B 等。它们基本上都溶于铁素体和奥氏体中。
常见碳化物形成元素 有：Zr、Ti、Nb、V、W、Mo、Cr、 Mn 、Fe等(按形成的碳化物的稳定性程度由强到弱的次序排 列)，它们在钢中一部分固溶于基体相中，一部分形成合金渗 碳体, 含量高时可形成新的合金碳化物。
3、回火态 低回: Me不重新分布；> 400℃，Me开始 重新分布。非K形成元素仍在基体中，K形成元素逐步进 入析出的K中，其程度决定于回火温度和时间。
溶入强者,使K稳定性↑ ;溶入弱者,使K稳定性↓
3、强者先，依次成
K形成元素中，强者优先与C结合，随C↑， 依次形成K。如：在含Cr、W钢中，随C↑，依 次形成W6C，Cr23C6 ，Cr7C3 , Fe3C。
如果钢中C量有限，则弱的K形成元素溶入固 溶体。如：在低碳含Cr、V的钢中，大部分Cr都 在基体固溶体中。
钢中的金属间化合物
1.ơ相 2.AB2相 3.AB3相
书P11-
Me在不同状态钢中的分布
1、退火、正火态 非K形成元素基本上固溶于基体中， 而K形成元素视C和本身量多少而定。优先形成K，余量溶 入基体。
2、淬火态 Me分布与淬火工艺有关。溶入A体的元素 淬火后存在于M、B中或AR中；未溶者仍在K中。
碳化物类型 M3C M23C6 M7C3 M2C M6C MC
钢中常见碳化物的类型及基本特性
常见碳化物
硬度/HV
熔点/摄氏度
在钢中溶解的温 度范围/摄氏度
含有此类碳化物的 钢种
Fe3C (Fe, Me)3C*
Cr23C6
900~1050 稍大于900~1050
1000~1100
~1650 1550
定的强化作用。但硅作为少量杂质存在时，它对钢的性能影响也不显著。
硫 硫是由生铁及燃料带入钢中的杂质。 在固态下，硫在铁中的溶解度极小，而是以FeS的形态存在于钢中。
由于FeS的塑性差，使含硫较多的钢脆性较大。更严重的是，FeS与Fe可形成低熔点（985℃）的共晶体，分布在 奥氏体的晶界上。当钢加热到约1200℃进行热压力加工时，晶界上的共晶体已溶化，晶粒间结合被破坏，使钢 材在加工过程中沿晶界开裂，这种现象称为热脆性。为了消除硫的有害作用，必须增加钢中含锰量。锰与硫优 先形成高熔点（1620℃）的硫化锰，并呈粒状分布在晶粒内，它在高温下具有一定塑造性，从而避免了热脆性。 硫化物是非金属夹杂物，会降低钢的机械性能，并在轧制过程中形成热加工纤维组织。因此，通常情况下，硫 是有害的杂质。在钢中要严格限制硫的含量。但含硫量较多的钢，可形成较多的MnS，在切削加工中，MnS能 起断屑作用，可改善钢的切削加工性，这是硫有利的一面。
rc/rMe < 0.59 —简单点阵结构，如Mo、W、V、Ti 等，形成VC等MC型，W2C等M2C型 。
2、相似者相溶
完全互溶：原子尺寸、电化学因素均相似。 如Fe3C，Mn3C →(Fe,Mn)3C；TiC ~ VC。
有限溶解：一般K都能溶解其它元素，形成复合K 如Fe3C中可溶入一定量的Cr、W、V等. 最大值为 < 20%Cr，< 2%W，< 0.5%V； MC型不溶入Fe，但可溶入少量W、Mo。
K类型与Me的原子半径有关。 各元素的rc/rMe的值如下：
Me Fe Mn Cr V Mo W Ti Nb rc/rMe 0.61 0.60 0.61 0.57 0.56 0.55 0.53 0.53
rc/rMe > 0.59 —复杂点阵结构，如Cr、Mn、Fe ， 形成Cr7C3、Cr23C6、Fe3C、Mn3C等形式的K；
点阵 结构
bcc bcc bcc
bcc或fcc
fcc/ hcp
fcc
fcc
百度文库电子 结构
原子半径 /nm
2
0.145
3
0.136
5
0.128
5
0.131
6
0.127
7
0.126
8
0.124
10
0.128
ΔR，% 14.2 7.1 0.8 3.1 — 0.8 2.4 0.8
注：1、电子结构是3d层电子数；2、原子半径是配位数12的数值
扩大γ相区的元素
亦称奥氏体稳定化元素, 主要是Mn、Ni、Co、C、N、Cu等, 它们使A3点(γ相 α相的转变点)下降, A4点(δ相 γ相的转变点)上升, 从而扩大γ相的存在范围。
其中Ni、Mn等加入到一定量后, 可使γ相区扩大到室温以下, 使α相区消失, 称 为完全扩大γ相区元素。另外一些元素(如C、N、Cu等), 虽然扩大γ相区, 但
溶质原子大小：r↓，溶解度↑。 N溶解度比C大 : RN=0.071nm， RC=0.077nm。
③间隙位置 优先占据有利间隙位置—— 畸变为最小。 间隙位置总是没有被填满 —— 最小自由能原理。
Me对Fe-C相图的影响
一、对S、E点的影响
A形成元素均使S、E点向左下方移动， F形成元素使S、E点向左上方移动。 S点左移—意味着共析C量减小 ； E点左移—意味着出现莱氏体的C量降低 。
（1）Ni、Mn、Co与γ-Fe的点阵结构、原子 半径和电子结构相似——无限固溶；
（2）Cr、V与α-Fe的点阵结构、原子半径和
电子结构相似——无限固溶；
结
论
（3）Cu和γ-Fe点阵结构、原子半径相近，
但电子结构差别大——有限固溶；
（4）原子半径对溶解度影响：ΔR≤±8%， 可以形成无限固溶；≤±15%，形成有限 固溶； >±15%，溶解度极小。
Ac1至950~1000 Ac1至1050~1200
950~1100
碳钢
低合金钢
高合金工具钢及不 锈钢、耐热钢
Cr7C3
W2C Mo2C Fe3W3C Fe3Mo3C
VC NbC TiC
1600~1800 1200~1300 1800~3200
1665
2830 3500 3200
大于950, 直到熔点
M6C：例Fe3W3C 。复杂六方点阵 。 K也有空位存在 ；可形成复合K , 如 (Cr,Fe,Mo，…)7C3
复杂点阵结构：M23C6 、M7C3 、M3C。 特点：硬度、熔点较低，稳定性较差；
简单点阵结构：M2C、MC。又称间隙相。 特点：硬度高，熔点高，稳定性好。
二、K形成的一般规律
1、K类型
磷 磷由生铁带入钢中，在一般情况下，钢中的磷能全部溶于铁素体中。 磷有强烈的固溶强化作用，使钢的强
度、硬度增加，但塑性、韧性则显著降低。这种脆化现象在低温时更为严重，故称为冷脆。一般希望冷脆转变 温度低于工件的工作温度，以免发生冷脆。而磷在结晶过程中，由于容易产生晶内偏析，使局部地区含磷量偏 高，导致冷脆转变温度升高，从而发生冷脆。冷脆对在高寒地带和其它低温条件下工作的结构件具有严重的危 害性，此外，磷的偏析还使钢材在热轧后形成带状组织。因此，通常情况下，磷也是有害的杂质。在钢中也要 严格控制磷的含量。但含磷量较多时，由于脆性较大，在制造炮弹钢以及改善钢的切削加工性方面则是有利的。
合金元素对共析温度的影响
合金元素对共析碳量的影响
二、对临界点的影响
A形成元素Ni、Mn等使A1（A3）线向下移动； F形成元素Cr、Si等使A1（A3）线向上移动。
三、对γ-Fe区的影响
A形成元素Ni、Mn等使γ-相区扩大→钢在室 温下也为A体 — 奥氏体钢；
F形成元素Cr、Si等使γ-相区缩小→钢在高温 下仍为F体 — 铁素体钢。
4、强者稳，溶解难， 析出难，聚集长大也是难
具有简单晶体结构的碳化物间隙相加热时不 易溶解进入奥氏体中，因而可阻止加热过程中奥 氏体晶粒的长大，细化晶粒。另外，在回火过程 中析出可起二次硬化的作用，并可用于提高耐热 钢的热强性。
MC型在1000℃以上才开始溶解；回火时， 在500~700℃才析出，并且不易长大，产生“二 次硬化”效果。这在高合金钢中是很重要的强 化方法。
钢的合金化原理
钢中的Me 1、杂质元素（impurity- element）
常存杂质
冶炼残余，由脱氧剂带入。 Mn、Si、Al；S、P难清除。
隐存杂质
生产过程中形成， 微量元素O、H、N等。
常存杂质
与炼钢时的矿石、废钢有关， 如Cu、Sn、Pb、Cr等。
常存杂质对钢性能的影响
锰 锰在钢中作为杂质存在时，一般均小于0.8％ 。它来自作为炼钢原料的生铁及脱氧剂锰铁。锰有很好的脱氧
合金元素与铁、碳的作用
合金元素加入钢中后，主要以三种形式存在钢中。即：
与铁形成固溶体； 与碳(氮)形成碳(氮)化物； 在高合金钢中还可能形成金属间化合物。
溶于铁中
几乎所有的合金元素（除Pb外）都可溶 入铁中, 形成合金铁素体或合金奥氏体, 按其 对α-Fe或γ-Fe的作用, 可将合金元素分为扩大 奥氏体相区和缩小奥氏体相区两大类。
不能扩大到室温, 故称之为部分扩大γ相区的元素。
(a)Fe-Mn相图
(b)Fe-Cu相图
缩小γ相区元素
亦称铁素体稳定化元素, 主要有Cr、Mo、W、V、Ti、Al、Si、B、Nb、Zr等。它们 使A3点上升, A4点下降(铬除外, 铬质量分数小于7%时, A3点下降; 大于7%后,A3点迅 速上升), 从而缩小γ相区存在的范围, 使铁素体稳定区域扩大。按其作用不同可分为 完全封闭γ相区的元素(如Cr、Mo、W、V、Ti、Al、Si等)和部分缩小γ相区的元素
重要的作用。
非K形成元素：Ni、Si、Al、Cu等 K形成元素：
Ti、Nb、V；W、Mo、Cr；Mn、Fe （由强到弱排列）
钢中常见的K类型有： M3C：渗碳体，正交点阵； M7C3：例Cr7C3，复杂六方 ； M23C6：例Cr23C6，复杂立方 ； M2C：例Mo2C、W2C。密排六方 ； MC：例VC、TiC，简单面心立方点阵 ；
氢氢脆是溶于钢中的氢，聚合为氢分子，造成应力集中，超过钢的强度极限，在钢内部形成细小的裂纹。又称
白点。
2、合金元素（alloying-element） 为合金化目的加入，其加入量有一定范围
的元素称为合金元素。 钢中常用合金元素： Si、Mn、Cr、Ni、W、Mo、V、Ti等。
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。
(如B、Nb、Zr等)。
(a)Fe-Cr相图
(b)Fe-Nb相图
(a) Ni，Mn，Co
(b) C，N，Cu
(c) Cr，V
(d) Nb,B等
图1 合金元素和Fe的作用状态
铁基固溶体
一、置换固溶体
合金元素在铁点阵中的固溶情况
Me
Ti
V Cr Mn Co Ni Cu C N
溶 解
αFe
~7
(1340℃)
硅 硅在钢中作为杂质存在时，一般均小于0.4％,它也来自生铁与脱氧剂。在室温下硅能溶于铁素体，对钢有一
合金元素的固溶规律， 即Hume-Rothery规律
决定组元在置换固溶体中的溶解 度因素是点阵结构、原子半径和电 子因素，无限固溶必须使这些因素 相同或相似.
二、间隙固溶体
① 有限固溶 C、N、B、O等
② 溶解度
溶剂金属点阵结构：同一溶剂金属不 同点阵结构，溶解度是不同的—— 如γ-Fe与α-Fe 。
回火时析出, 大于 650~700时转变为
M6C
少数高合金工具钢
高合金工具钢, 如高速钢, Cr12MoV, 3Cr2W8V等
1150~1300
同上
大于1100~1150 几乎不溶解
含钒大于0.3%的 含钒合金钢
几乎所有含铌、钛 钢种
碳（氮）化物
一、钢中常见的碳化物 K类型、大小、形状和分布对钢的性能有很
无 限
无 限
~3
76
10
0.2 0.02 0.1
度 γFe
0.68
无无无
~1.4 12.8
*
限
限
限
8.5 2.06 2.8
注：有些元素的固溶度与C量有关
不同元素的固溶情况是不同的。为什么? 简单地说：这与合金元素在元素周期表中的位置有关。
常用合金元素点阵结构、电子结构和原子半径
第四 周期
Ti V Cr Mn Fe Co Ni Cu
铬对钢γ区的影响
锰对钢γ区的影响
形成碳化物
合金元素按其与钢中碳的亲和力的大小, 可分为碳化物形成元 素和非碳化物形成元素两大类。
常见非碳化物形成元素有：Ni、Co、Cu、Si、Al、N、B 等。它们基本上都溶于铁素体和奥氏体中。
常见碳化物形成元素 有：Zr、Ti、Nb、V、W、Mo、Cr、 Mn 、Fe等(按形成的碳化物的稳定性程度由强到弱的次序排 列)，它们在钢中一部分固溶于基体相中，一部分形成合金渗 碳体, 含量高时可形成新的合金碳化物。
3、回火态 低回: Me不重新分布；> 400℃，Me开始 重新分布。非K形成元素仍在基体中，K形成元素逐步进 入析出的K中，其程度决定于回火温度和时间。
溶入强者,使K稳定性↑ ;溶入弱者,使K稳定性↓
3、强者先，依次成
K形成元素中，强者优先与C结合，随C↑， 依次形成K。如：在含Cr、W钢中，随C↑，依 次形成W6C，Cr23C6 ，Cr7C3 , Fe3C。
如果钢中C量有限，则弱的K形成元素溶入固 溶体。如：在低碳含Cr、V的钢中，大部分Cr都 在基体固溶体中。
钢中的金属间化合物
1.ơ相 2.AB2相 3.AB3相
书P11-
Me在不同状态钢中的分布
1、退火、正火态 非K形成元素基本上固溶于基体中， 而K形成元素视C和本身量多少而定。优先形成K，余量溶 入基体。
2、淬火态 Me分布与淬火工艺有关。溶入A体的元素 淬火后存在于M、B中或AR中；未溶者仍在K中。
碳化物类型 M3C M23C6 M7C3 M2C M6C MC
钢中常见碳化物的类型及基本特性
常见碳化物
硬度/HV
熔点/摄氏度
在钢中溶解的温 度范围/摄氏度
含有此类碳化物的 钢种
Fe3C (Fe, Me)3C*
Cr23C6
900~1050 稍大于900~1050
1000~1100
~1650 1550
定的强化作用。但硅作为少量杂质存在时，它对钢的性能影响也不显著。
硫 硫是由生铁及燃料带入钢中的杂质。 在固态下，硫在铁中的溶解度极小，而是以FeS的形态存在于钢中。
由于FeS的塑性差，使含硫较多的钢脆性较大。更严重的是，FeS与Fe可形成低熔点（985℃）的共晶体，分布在 奥氏体的晶界上。当钢加热到约1200℃进行热压力加工时，晶界上的共晶体已溶化，晶粒间结合被破坏，使钢 材在加工过程中沿晶界开裂，这种现象称为热脆性。为了消除硫的有害作用，必须增加钢中含锰量。锰与硫优 先形成高熔点（1620℃）的硫化锰，并呈粒状分布在晶粒内，它在高温下具有一定塑造性，从而避免了热脆性。 硫化物是非金属夹杂物，会降低钢的机械性能，并在轧制过程中形成热加工纤维组织。因此，通常情况下，硫 是有害的杂质。在钢中要严格限制硫的含量。但含硫量较多的钢，可形成较多的MnS，在切削加工中，MnS能 起断屑作用，可改善钢的切削加工性，这是硫有利的一面。
rc/rMe < 0.59 —简单点阵结构，如Mo、W、V、Ti 等，形成VC等MC型，W2C等M2C型 。
2、相似者相溶
完全互溶：原子尺寸、电化学因素均相似。 如Fe3C，Mn3C →(Fe,Mn)3C；TiC ~ VC。
有限溶解：一般K都能溶解其它元素，形成复合K 如Fe3C中可溶入一定量的Cr、W、V等. 最大值为 < 20%Cr，< 2%W，< 0.5%V； MC型不溶入Fe，但可溶入少量W、Mo。
K类型与Me的原子半径有关。 各元素的rc/rMe的值如下：
Me Fe Mn Cr V Mo W Ti Nb rc/rMe 0.61 0.60 0.61 0.57 0.56 0.55 0.53 0.53
rc/rMe > 0.59 —复杂点阵结构，如Cr、Mn、Fe ， 形成Cr7C3、Cr23C6、Fe3C、Mn3C等形式的K；
点阵 结构
bcc bcc bcc
bcc或fcc
fcc/ hcp
fcc
fcc
百度文库电子 结构
原子半径 /nm
2
0.145
3
0.136
5
0.128
5
0.131
6
0.127
7
0.126
8
0.124
10
0.128
ΔR，% 14.2 7.1 0.8 3.1 — 0.8 2.4 0.8
注：1、电子结构是3d层电子数；2、原子半径是配位数12的数值
扩大γ相区的元素
亦称奥氏体稳定化元素, 主要是Mn、Ni、Co、C、N、Cu等, 它们使A3点(γ相 α相的转变点)下降, A4点(δ相 γ相的转变点)上升, 从而扩大γ相的存在范围。
其中Ni、Mn等加入到一定量后, 可使γ相区扩大到室温以下, 使α相区消失, 称 为完全扩大γ相区元素。另外一些元素(如C、N、Cu等), 虽然扩大γ相区, 但
溶质原子大小：r↓，溶解度↑。 N溶解度比C大 : RN=0.071nm， RC=0.077nm。
③间隙位置 优先占据有利间隙位置—— 畸变为最小。 间隙位置总是没有被填满 —— 最小自由能原理。
Me对Fe-C相图的影响
一、对S、E点的影响
A形成元素均使S、E点向左下方移动， F形成元素使S、E点向左上方移动。 S点左移—意味着共析C量减小 ； E点左移—意味着出现莱氏体的C量降低 。
（1）Ni、Mn、Co与γ-Fe的点阵结构、原子 半径和电子结构相似——无限固溶；
（2）Cr、V与α-Fe的点阵结构、原子半径和
电子结构相似——无限固溶；
结
论
（3）Cu和γ-Fe点阵结构、原子半径相近，
但电子结构差别大——有限固溶；
（4）原子半径对溶解度影响：ΔR≤±8%， 可以形成无限固溶；≤±15%，形成有限 固溶； >±15%，溶解度极小。
Ac1至950~1000 Ac1至1050~1200
950~1100
碳钢
低合金钢
高合金工具钢及不 锈钢、耐热钢
Cr7C3
W2C Mo2C Fe3W3C Fe3Mo3C
VC NbC TiC
1600~1800 1200~1300 1800~3200
1665
2830 3500 3200
大于950, 直到熔点
M6C：例Fe3W3C 。复杂六方点阵 。 K也有空位存在 ；可形成复合K , 如 (Cr,Fe,Mo，…)7C3
复杂点阵结构：M23C6 、M7C3 、M3C。 特点：硬度、熔点较低，稳定性较差；
简单点阵结构：M2C、MC。又称间隙相。 特点：硬度高，熔点高，稳定性好。
二、K形成的一般规律
1、K类型
磷 磷由生铁带入钢中，在一般情况下，钢中的磷能全部溶于铁素体中。 磷有强烈的固溶强化作用，使钢的强
度、硬度增加，但塑性、韧性则显著降低。这种脆化现象在低温时更为严重，故称为冷脆。一般希望冷脆转变 温度低于工件的工作温度，以免发生冷脆。而磷在结晶过程中，由于容易产生晶内偏析，使局部地区含磷量偏 高，导致冷脆转变温度升高，从而发生冷脆。冷脆对在高寒地带和其它低温条件下工作的结构件具有严重的危 害性，此外，磷的偏析还使钢材在热轧后形成带状组织。因此，通常情况下，磷也是有害的杂质。在钢中也要 严格控制磷的含量。但含磷量较多时，由于脆性较大，在制造炮弹钢以及改善钢的切削加工性方面则是有利的。
合金元素对共析温度的影响
合金元素对共析碳量的影响
二、对临界点的影响
A形成元素Ni、Mn等使A1（A3）线向下移动； F形成元素Cr、Si等使A1（A3）线向上移动。
三、对γ-Fe区的影响
A形成元素Ni、Mn等使γ-相区扩大→钢在室 温下也为A体 — 奥氏体钢；
F形成元素Cr、Si等使γ-相区缩小→钢在高温 下仍为F体 — 铁素体钢。
4、强者稳，溶解难， 析出难，聚集长大也是难
具有简单晶体结构的碳化物间隙相加热时不 易溶解进入奥氏体中，因而可阻止加热过程中奥 氏体晶粒的长大，细化晶粒。另外，在回火过程 中析出可起二次硬化的作用，并可用于提高耐热 钢的热强性。
MC型在1000℃以上才开始溶解；回火时， 在500~700℃才析出，并且不易长大，产生“二 次硬化”效果。这在高合金钢中是很重要的强 化方法。
钢的合金化原理
钢中的Me 1、杂质元素（impurity- element）
常存杂质
冶炼残余，由脱氧剂带入。 Mn、Si、Al；S、P难清除。
隐存杂质
生产过程中形成， 微量元素O、H、N等。
常存杂质
与炼钢时的矿石、废钢有关， 如Cu、Sn、Pb、Cr等。
常存杂质对钢性能的影响
锰 锰在钢中作为杂质存在时，一般均小于0.8％ 。它来自作为炼钢原料的生铁及脱氧剂锰铁。锰有很好的脱氧
合金元素与铁、碳的作用
合金元素加入钢中后，主要以三种形式存在钢中。即：
与铁形成固溶体； 与碳(氮)形成碳(氮)化物； 在高合金钢中还可能形成金属间化合物。
溶于铁中
几乎所有的合金元素（除Pb外）都可溶 入铁中, 形成合金铁素体或合金奥氏体, 按其 对α-Fe或γ-Fe的作用, 可将合金元素分为扩大 奥氏体相区和缩小奥氏体相区两大类。
不能扩大到室温, 故称之为部分扩大γ相区的元素。
(a)Fe-Mn相图
(b)Fe-Cu相图
缩小γ相区元素
亦称铁素体稳定化元素, 主要有Cr、Mo、W、V、Ti、Al、Si、B、Nb、Zr等。它们 使A3点上升, A4点下降(铬除外, 铬质量分数小于7%时, A3点下降; 大于7%后,A3点迅 速上升), 从而缩小γ相区存在的范围, 使铁素体稳定区域扩大。按其作用不同可分为 完全封闭γ相区的元素(如Cr、Mo、W、V、Ti、Al、Si等)和部分缩小γ相区的元素
重要的作用。
非K形成元素：Ni、Si、Al、Cu等 K形成元素：
Ti、Nb、V；W、Mo、Cr；Mn、Fe （由强到弱排列）
钢中常见的K类型有： M3C：渗碳体，正交点阵； M7C3：例Cr7C3，复杂六方 ； M23C6：例Cr23C6，复杂立方 ； M2C：例Mo2C、W2C。密排六方 ； MC：例VC、TiC，简单面心立方点阵 ；
氢氢脆是溶于钢中的氢，聚合为氢分子，造成应力集中，超过钢的强度极限，在钢内部形成细小的裂纹。又称
白点。
2、合金元素（alloying-element） 为合金化目的加入，其加入量有一定范围
的元素称为合金元素。 钢中常用合金元素： Si、Mn、Cr、Ni、W、Mo、V、Ti等。
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。
(如B、Nb、Zr等)。
(a)Fe-Cr相图
(b)Fe-Nb相图
(a) Ni，Mn，Co
(b) C，N，Cu
(c) Cr，V
(d) Nb,B等
图1 合金元素和Fe的作用状态
铁基固溶体
一、置换固溶体
合金元素在铁点阵中的固溶情况
Me
Ti
V Cr Mn Co Ni Cu C N
溶 解
αFe
~7
(1340℃)