金属材料学金属材料合金化基础(第一章)

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。

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讲课内容
补充说
明
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）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1-2 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1-3 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)
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
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
图1-7 合金元素对Fe-Fe3C相图中奥氏体区的影响
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；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
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。

图1-12 MnNiMo钢中的AlN质点（电解萃取碳复型）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。

(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
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，除了间隙原子碳能作长距离扩散外，铁和置换溶质元素都不能显著地扩散。

贝氏体转变是由单相γ相分解为α相和碳化
物两相，α相是领先相。

合金元素的作用是通过对γ→α转变和碳原子的扩散的影响而起作用。

贝氏体转变中，合金元素的作用首先表现在对贝氏体转变上限温度B S点的影响。

碳、锰、镍、铬、钼、钒、钛等元素都降低B S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。

此外，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。

钢中碳量增加不利于α相的形核和长大，因为α相的形核必须在极低碳区，α相的长大必须以碳从α/γ相界γ相一侧前沿扩散开去为先决条件。

转变温度愈低，碳的作用愈明显。

碳化物形成元素增加碳原子的扩散激活能，减慢碳的扩散，对贝氏体转变有一定延缓作用，如钨、铜、钛、钒等元素。

硅特别强烈地阻碍贝氏体转变时碳化物的形成，促使尚未转变的奥氏体富集碳，因而使贝氏体转变孕育期延长，转变速度减慢。

图1-14 Mn和Mo对贝氏体转变的影响
（图中曲线旁的数字，分别表示Mn或Mo的百分含量）奥氏体形成元素镍和锰降低B S点，降低奥氏体的化学自由能，增高α相的化学自由能，使贝氏体转变的驱动力减小，孕育期延长，转变速度减慢。

钴由于升高A3点，降低α相的化学自由能，使转变的驱动力增加，促进贝氏体转变。

铬是碳化物形成元素，也是稳定奥氏体的元素，它与锰的作用相似，使B S点下降，并使碳的扩散减慢，有效地减慢贝氏体转变。

马氏体转变是无扩散型转变，形核和长大速度极快，所以合金元素对马氏体转变动力学影响很小。

合金元素的作用表现在对马氏体点M s~M f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以外，绝大多数合金元素都使M s和M f下降（图1-15）。

奥氏体形成元素锰、镍、碳、氮对降低M s点，提高奥氏体稳定温度范围有显著作用。

铬使M s点下降的强烈作用与铬使A3点下降（铬的质量分数小于7.5％）的作用是分不开的。

在低合金钢中，一般随钢中合金元素增加，M s和M f点继续下降，室温下将保留更多的残留奥氏体量，
合金元素对残余奥氏体量的影响见图1-16。

因此在相同的含碳量下，合金钢中残余奥氏体的含量甚至可高达30%~40%以上。

这对钢的性能将产生很大影响。

残余奥氏体量过高时钢的硬度降低，疲劳抗力下降。

对于合金结构钢，为了将残余奥氏体量控制在合适的范围，往往要进行附加的处理，例如冷处理或多次回火。

多次回火过程中残余奥氏体发生合金碳化物的析出，使残余奥氏体的M s、M f点升高，而在回火后的冷却过程中，转变为马氏体或贝氏体（称为二次淬火），从而使残余奥氏体量减少。

下列元素可明显地降低钢的Ms和Mf点，并增加残余奥氏体量，按照作用的强弱可列为：
Mn、Cr、Ni、Mo、W、Si
对于奥氏体不锈钢，为了要在室温下或零温度下获得稳定的单相奥氏体组织，必须加入大量奥氏体形成元素。

除在高温得到单一γ相外，还要使M s点远低于室温或零下，通常是加入镍、锰、铬、碳、氮等元素。

图1-15 合金元素对1.0%C碳钢的影响
此外，合金元素还影响马氏体的形态，Ni、Cr、Mn、Mo、Co等均增大片状马氏体形成的倾向。

合金元素的加入也影响马氏体的亚结构。

马氏体亚结构基本有两种，一种是具有位错结构的板条马氏体。

另一种是具有孪晶结构的针状马氏体。

合金元素的含量和马氏体转变温度决定钢的滑移和孪生的临界分切应力，从而影响马氏体的亚结构。

当M s点温度较高时，由于滑移的临界分切应力较低，在M s点以下形成位错结构的马氏体；在M s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。

在Fe-C合金中，分界温度约为200℃。

高于200℃形成位错亚结构，低于200℃形成孪晶亚结构。

一般钢中碳或氮w＜0.4％的钢都是位错马氏体，w(C)＞0.6％的钢为孪晶马氏体。

合金元素如锰、铬、镍、钼或钴都增加形成孪晶马氏体倾向。

图1-16 合金元素对1.0%C碳钢1150℃淬火后残余奥氏体含量的影响
3．合金元素对淬火钢的回火转变过程的影响
回火过程是使钢获得预期性能的关键工序。

合金元素的主要作用是提高钢的回火稳定性，即钢对回火时发生软化过程的抵抗能力，使回火过程各个阶段的转变速度大大减慢，将其推向更高的温度。

（1）合金元素对淬火钢回火转变过程中马氏体分解的影响合金元素对淬火钢回火转变过程中马氏体分解的第一阶段（80℃~170℃）没有影响。

马氏体在发生第二阶段分解时，碳化物形成元素V、Nb、Cr、Mo、W等对碳有较强的亲和力，溶于马氏体中的碳化物形成元素阻碍碳从马氏体中析出，因而使马氏体分解的第二阶段减慢。

在碳钢中，实际上所有的碳从马氏体的析出温度都在250℃~350℃左右，而在含碳化物形成元素的钢中，可将这一过程推移到更高的温度（400℃~500℃），其中V、Nb的作用比Cr、W、Mo更强烈。

含强碳化物形成元素的钢中，回火时碳化物转变的另一种机制是直接从马氏体相中析出特殊碳化物，同时伴有渗碳体的溶解。

居于这一类的元素有V、Nb、Ti等。

图1-17是质量分数分别为0.3％C、2.1％V钢淬火和回火时，低于500℃钒仍固溶于马氏体，强烈阻碍马氏体分解，只有40％的碳以Fe3C析出，大部分碳仍保留在马氏体基体中。

当高于500℃，直接从马氏体基体相中析出VC，VC形核的有利位置是位错。

VC的形状呈细片状，约1nm厚，与基体保持共格。

VC不断析出，同时Fe、C逐渐溶解。

直到700℃，VC已全部析出，Fe3C全部溶解。

非碳化物形成元素对这一过程影响不大，但Si的作用比较独特，可以显著减慢马氏体的分解速度。

如w Si=2%的钢，可把马氏体的分解温度提高到350℃以上。

图1-17 钒钢1250℃淬火不同温度回火2小时碳化物成分、结构和硬度的变化
图1-18 钒钢（0.32C,1.36V）、钼钢（0.11C,2.14Mo）和
铬钢（0.19C,2.91Cr）回火时的二次硬化
（2）合金元素对淬火钢回火转变过程中残余奥氏体转变的影响合金元素大都使残余奥氏体的分解温度向高温方向推移。

其中尤以Cr、Mn、Si的作用最为显著。

在含有较多的W、Mo、V等合金元素的高合金钢中（如高速钢），由于残余奥氏体在回火过程中析出碳化物，造成残余奥氏体中的碳及合金元素贫化，使其M s点高于室温，因而在冷却过程中转变为马氏体。

通过这种回火之后，淬火钢的硬度不但没有降低，反而有所升高，这种现象称为二次淬火。

（3）合金元素对淬火钢回火转变过程中碳化物的形成、聚集和长大的影响合金元素对ε-碳化物的形成没有影响。

随着回火温度的升高，碳钢中的ε-碳化物于200℃转变为渗碳体，合金元素中唯有Si和
合理选用合金元素的能力。

（1）塑性、韧性指标 钢的塑性有两个基本指标，即均匀真应变u ε和断裂真应变T ε（或总真应变）。

均匀真应变相应可转换成工程均匀延
伸率u δ，其物理意义是表征均匀塑性变形能力的大小，主要取决于塑性
失稳是否易于出现；断裂真应变相应可转换成工程延伸率T δ，其物理意
义是表征钢的极限塑性变形的能力。

断裂真应变T ε除与均匀真应变有关
外，还取决于颈缩后继续变形的程度，即P u T εεε+=。

式中P ε为颈缩后
的变形，主要取决于微孔坑或微裂纹形成的难易程度。

因此，要提高钢的塑性，在提高均匀塑性的同时，还应尽量避免或推迟微孔坑的形成。

韧性是指材料对断裂的抗力。

金属的断裂为裂纹的形成和扩展的过程。

按照断裂的性质分，它可分为两类：脆性断裂和韧性断裂。

脆性断裂时不发生明显的塑性变形，而韧性断裂时则发生明显的塑性变形。

实际金属存在三种基本形式的断裂：第一种为解理断裂，即金属沿特定的晶面（钢的解理面为{100}）断开，为典型的和最重要的脆性断裂形式，多发生在温度低、加载速度大、金属塑性差的情况下。

第二种为韧窝断裂，即以金属中某些第二相粒子或夹杂物为中心形成孔洞，然后孔洞长大、汇合而导致断裂，在断口上有大量窝坑，是一种韧性断裂形式。

第三种是沿晶断裂，即裂纹沿晶界产生并沿晶界传播而发生断裂，是一种很脆的断裂形式，主要是由于晶界上元素富集，析出第二相特别是脆性相所引起。

三种基本断裂形式的示意图如图1-19所示。

（a ）延性断裂 （b ）解理断裂 （c ）沿晶断裂
图1-19 三种基本断裂形式的示意图
钢的韧性通常用冲击韧性k α、断裂韧度IC K 和脆性转变温度C T 等来表示。

（2）合金元素对钢的塑性的影响及其改善途径 在α-Fe 中加入合金元素时，一般都使钢的塑性下降。

强化效果越大的合金元素使塑性下降得越多。

间隙式溶质原子（C 、N ）使塑性下降的程度较置换式溶质原子大得多。

在置换式溶质原子中，以Si 和Mn 使塑性损失较大，而且其加入数量越多，均匀应变就越低。

一般认为细化晶粒的合金元素对改善钢的均匀塑性贡献不大，但对极限塑性却会有一定好处。

这是因为随着晶粒尺寸的减小，使应力集中减弱，推迟孔坑或微裂纹的形成。

例如，在工具钢中加入细化晶粒的合金元素，对塑性改善或提高断裂抗力会有一定好处，这是工具钢合金化的一个主要的出发点。

一般说来，第二相强化对极限塑性有害。

极限塑性除与均匀真应变
氧化时生成的Fe 2O 3。

反之，不连续的或者多孔状的氧化膜对基体金属没有保护作用。

例如，有些金属氧化物，如Mo 2O 3、WO 3在高温下具有挥发性，完全没有覆盖基体的保护作用。

由上可知，氧化膜的形成及氧化膜的结构和性质是化学腐蚀的重要特征。

因此要提高金属耐化学腐蚀的能力，主要是通过合金化或其它方法，在金属表面形成一层稳定的、完整的、致密的并与基体结合牢固的氧化膜（也称钝化膜）。

电化学腐蚀是金属与介质发生电化学过程而使金属发生破坏的过程，如大气腐蚀、在各种电解液中的腐蚀等。

在生产实际中遇到的腐蚀主要是电化学腐蚀。

在金属材料中，它是由不同种金属元素或金属材料中不同相之间的电极电位的不同构成原电池而产生的。

用硝酸酒精浸蚀碳钢能显示珠光体组织特征就是这一原理。

图1-20是珠光体电化学腐蚀的示意图。

图1-20(a)为把Fe 3C 和α-Fe 比作插在电解槽中的两个电极构成的微电池。

由于Fe 3C 的电极电位较高，α-Fe 的电极电位较低，当有导线连通Fe 3C 和α-Fe 时即构成远电池，此时导线中就有电流通过。

那么在阳极上的α-Fe 原子失去电子变成离子进入溶液：
+++⇔Fe 3e -Fe
在阴极上的Fe 3C 将通过导线得到电子，有氢气逸出：
↑⇔++2H 2
11e 33H 这种原电池腐蚀是在显微组织的不同相之间产生的，故称为微电池腐蚀。

珠光体组织产生微电池腐蚀的结果是α-Fe 被腐蚀，H +离子被还原，Fe 3C 不被腐蚀。

图1-20(b)表示在珠光体上形成的很多的这种微电池。

α-Fe 被腐蚀形成的条带凹陷，相对于α-Fe ，Fe 3C 不被腐蚀的条带凸起。

从而可在光学显微镜下观察到珠光体的条纹，如图1-20(c)所示。

由此可见，电化学腐蚀的特点是：有液体电介质存在，不同金属或不同相之间有电极电位差并连通或接触，同时有腐蚀电流产生。

图1-20 珠光体组织发生电化学腐蚀的示意图
a) 珠光体的电化学腐蚀原理 b) 珠光体的微电池腐蚀 c) 珠光体组织的成像
（2）钢铁材料腐蚀的基本类型
腐蚀是材料失效的基本方式之一，工程上常见的腐蚀失效形式主要
电势差变小。

当包括电池内、外电阻在内的总电阻趋近于零时，电流达到最大值I max，此时阴、阳极极化曲线相交于点S，两极电势相等，即△E＝IR＝0。

但实际上根本得不到交点S，因为总电阻不可能等于零，即使两电极短路，外电阻等于零、仍有电池内阻存在。

因此，电流只能达到接近于I max的I0。

（a）腐蚀极化图测量装置示意图
E
阳极极化
阴极极化
通路后E阳
通路后E阴
起始电
位差V0
Eº阳
Eº阴
通路前通路后I
图1-21腐蚀电流在电路接通后
阳极、阴极的电位变化
素；同时钼不仅能增强钝化能力，而且还可升高F点电位的元素，说明钼的钝化能够提高钢抗点蚀的性能。

其次讨论合金元素对铁的电极电位的影响。

一般说来，合金固溶体的电极电位总是比其它合金化合物的电极电位低，因此在电化学腐蚀过程中，合金固溶体总是作为阳极而被腐蚀。

显然。

对于钢铁材料，提高铁基固溶体的电极电位即可提高其耐蚀性能。

研究表明，钢中加入Cr、Ni、Si等元素均能提高其电极电位。

但实用中由于Ni较缺，而Si的大量加入会使钢变脆，因此只有Cr才是显著提高铁基固溶体电极电位的常用合金元素。

铁基固溶体的电极电位随Cr的加入量的变化规律如图1-24所示。

由图可见，铁基固溶体中Cr的含量达12.5%原子比（即1/8）时，电极电位有一个突跃升高；当Cr的含量提高到25%原子比（即2/8）时，铁基固溶体的电极电位又有一个突跃的升高。

这一现象称为二元合金固溶体电位的n/8规律。

Tammann首先总结和发现了这一规律，并且发现许多二元合金固溶体合金中存在这种规律，所以又把这个规律称为Tammann定律。

如Cr的加入使铁基固溶体的电极电位第一次升高后，可使铁基固溶体的电位达到+0.2V。

这个正的电位已能使钢耐大气、水蒸气和稀硝酸的腐蚀。

如果要使钢耐更强烈的腐蚀介质的腐蚀，则可以再增加Cr含量，使其达到第二个突然升高。

图1-23(b)给出了合金元素对纯铁在硫酸中
极化曲线特性点位置的影响规律
（5）合金元素对不锈钢基体组织和力学性能的影响
前文已经指出，为了减少微电池的数量，可将金属材料设计成单相组织。

因此在这个意义上讲，不锈钢的基体组织不仅是获得所需力学性。