碳钢材料金相图淬火退火回火相关知识.docx
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碳钢材料金相图淬火退火回火相关知识
碳钢材料金相图
A_铁素体v_奥氏体
退火
退火：
将金属缓慢加热到一定温度，保持足够时间，然后以适宜速度冷却（通常是缓慢冷却，有时是控制冷却）的一种金属热处理[1]工艺。
目的是使经过铸造、锻轧、焊接或切削加工的材料或工件软化，改善塑性和韧性，使化学成分均匀化，去除残余应力，或得到预期的物理性能。
退火工艺随目的之不同而有多种，如重结晶退火、等温退火、均匀化退火、球化退火、去除应力退火、再结晶退火，以及稳定化退火、磁场退火等等。
1、金属工具使用时因受热而失去原有的硬度。
2、把金属材料或工件加热到一定温度并持续一定时间后，使缓慢冷却。
退火可以减低金属硬度和脆性，增加可塑性。
也叫焖火。
退火的一个最主要工艺参数是最高加热温度（退火温度），大多数合金的退火加热温度的选择是以该合金系的相图为基础的,如碳素钢以铁碳平衡图为基础（图1）。
各种钢（包括碳素钢及合金钢）的退火温度，视具体退火目的的不同而在各该钢种的Ac3以上、Ac1以上或以下的某一温度。
各种非铁合金的退火温度则在各该合金的固相线温度以下、固溶度线温度以上或以下的某一温度。
重结晶退火应用于平衡加热和冷却时有固态相变（重结晶）发生的合金。
其退火温度为各该合金的相变温度区间以上或以内的某一温度。
加热和冷却都是缓慢的。
合金于加热和冷却过程中各发生一次相变重结晶，故称为重结晶退火，常被简称为退火。
这种退火方法，相当普遍地应用于钢。
钢的重结晶退火工艺是:
缓慢加热到Ac3（亚共析钢）或Ac1（共析钢或过共析钢）以上30～50℃，保持适当时间，然后缓慢冷却下来。
通过加热过程中发生的珠光体（或者还有先共析的铁素体或渗碳体）转变为奥氏体（第一回相变重结晶）以及冷却过程中发生的与此相反的第二回相变重结晶，形成晶粒较细、片层较厚、组织均匀的珠光体（或者还有先共析铁素体或渗碳体）。
退火温度在Ac3以上（亚共析钢）使钢发生完全的重结晶者，称为完全退火，退火温度在Ac1与Ac3之间（亚共析钢）或Ac1与Acm之间（过共析钢）,使钢发生部分的重结晶者,称为不完全退火。
前者主要用于亚共析钢的铸件、锻轧件、焊件，以消除组织缺陷（如魏氏组织、带状组织等），使组织变细和变均匀，以提高钢件的塑性和韧性。
后者主要用于中碳和高碳钢及低合金结构钢的锻轧件。
此种锻、轧件若锻、轧后的冷却速度较大时，形成的珠光体较细、硬度较高；若停锻、停轧温度过低，钢件中还有大的内应力。
此时可用不完全退火代替完全退火，使珠光体发生重结晶,晶粒变细，同时也降低硬度，消除内应力,改善被切削性。
此外,退火温度在Ac1与Acm之间的过共析钢球化退火,也是不完全退火。
重结晶退火也用于非铁合金，例如钛合金于加热和冷却时发生同素异构转变，低温为α相（密排六方结构），高温为β相（体心立方结构），其中间是“α＋β”两相区，即相变温度区间。
为了得到接近平衡的室温稳定组织和细化晶粒，也进行重结晶退火，即缓慢加热到高于相变温度区间不多的温度，保温适当时间，使合金转变为β相的细小晶粒；然后缓慢冷却下来，使β相再转变为α相或α＋β两相的细小晶粒。
等温退火应用于钢和某些非铁合金如钛合金的一种控制冷却的退火方法。
对钢来说，是缓慢加热到Ac3（亚共析钢）或Ac1（共析钢和过共析钢）以上不多的温度，保温一段时间,使钢奥氏体化,然后迅速移入温度在A1以下不多的另一炉内，等温保持直到奥氏体全部转变为片层状珠光体（亚共析钢还有先共析铁素体；过共析钢还有先共析渗碳体）为止，最后以任意速度冷却下来（通常是出炉在空气中冷却）。
等温保持的大致温度范围在所处理钢种的等温转变图上A1至珠光体转变鼻尖温度这一区间之内（见过冷奥氏体转变图）；具体温度和时间，主要根据退火后所要求的硬度来确定（图2）。
等温温度不可过低或过高，过低则退火后硬度偏高；过高则等温保持时间需要延长。
钢的等温退火的目的，与重结晶退火基本相同,但工艺操作和所需设备都比较复杂,所以通常主要是应用于过冷奥氏体在珠光体型相变温度区间转变相当缓慢的合金钢。
后者若采用重结晶退火方法，往往需要数十小时，很不经济；采用等温退火则能大大缩短生产周期，并能使整个工件获得更为均匀的组织和性能。
等温退火也可在钢的热加工的不同阶段来用。
例如,若让空冷淬硬性合金钢由高温空冷到室温时，当心部转变为马氏体之时，在已发生了马氏体相变的外层就会出现裂纹;若将该类钢的热钢锭或钢坯在冷却过程中放入700℃左右的等温炉内，保持等温直到珠光体相变完成后，再出炉空冷，则可免生裂纹。
含β相稳定化元素较高的钛合金，其β相相当稳定，容易被过冷。
过冷的β相，其等温转变动力学曲线（图3）与钢的过冷奥氏体等温转变图相似。
为了缩短重结晶退火的生产周期并获得更细、更均匀的组织，亦可采用等温退火。
均匀化退火亦称扩散退火。
应用于钢及非铁合金（如锡青铜、硅青铜、白铜、镁合金等）的铸锭或铸件的一种退火方法。
将铸锭或铸件加热到各该合金的固相线温度以下的某一较高温度,长时间保温,然后缓慢冷却下来。
均匀化退火是使合金中的元素发生固态扩散，来减轻化学成分不均匀性（偏析），主要是减轻晶粒尺度内的化学成分不均匀性（晶内偏析或称枝晶偏析）。
均匀化退火温度所以如此之高，是为了加快合金元素扩散，尽可能缩短保温时间。
合金钢的均匀化退火温度远高于Ac3，通常是1050～1200℃。
非铁合金锭进行均匀化退火的温度一般是“0.95×固相线温度（K）”,均匀化退火因加热温度高，保温时间长，所以热能消耗量大。
球化退火只应用于钢的一种退火方法。
将钢加热到稍低于或稍高于Ac1的温度或者使温度在A1上下周期变化，然后缓冷下来。
目的在于使珠光体内的片状渗碳体以及先共析渗碳体都变为球粒状，均匀分布于铁素体基体中（这种组织称为球化珠光体）。
具有这种组织的中碳钢和高碳钢硬度低、被切削性好、冷形变能力大。
对工具钢来说，这种组织是淬火前最好的原始组织。
球化退火的具体工艺（图4）有：
①普通（缓冷）球化退火（图4a），缓冷适用于多数钢种，尤其是装炉量大时，操作比较方便，但生产周期长；②等温球化退火（图4b），适用于多数钢种，特别是难于球化的钢以及球化质量要求高的钢（如滚动轴承钢）；其生产周期比普通球化退火短，不过需要有能够控制共析转变前冷却速率的炉子；③周期球化退火（图4c），适用于原始组织为片层状珠光体组织的钢，其生产周期也比普通球化退火短，不过在设备装炉量大的条件下，很难按控制要求改变温度，故在生产中未广泛采用；④低温球化退火（图4d），适用于经过冷形变加工的钢以及淬火硬化过的钢（后者通常称为高温软化回火）；⑤形变球化退火，形变加工对球化有加速作用,将形变加工与球化结合起来,可缩短球化时间。
它适用于冷、热形变成形的钢件和钢材（如带材）（图4e是在Acm或Ac3与Ac1之间进行短时间、大形变量的热形变加工者；图4f是在常温先予以形变加工者；图4g是利用锻造余热进行球化者）。
再结晶退火应用于经过冷变形加工的金属及合金的一种退火方法。
目的为使金属内部组织变为细小的等轴晶粒，消除形变硬化，恢复金属或合金的塑性和形变能力（回复和再结晶）。
若欲保持金属或合金表面光亮，则可在可控气氛的炉中或真空炉中进行再结晶退火。
去除应力退火铸、锻、焊件在冷却时由于各部位冷却速度不同而产生内应力，金属及合金在冷变形加工中以及工件在切削加工过程中也产生内应力。
若内应力较大而未及时予以去除，常导致工件变形甚至形成裂纹。
去除应力退火是将工件缓慢加热到较低温度（例如，灰口铸铁是500～550℃，钢是500～650℃），保温一段时间,使金属内部发生弛豫，然后缓冷下来。
应该指出,去除应力退火并不能将内应力完全去除，而只是部分去除，从而消除它的有害作用。
还有一些专用退火方法，如不锈耐酸钢稳定化退火；软磁合金磁场退火；硅钢片氢气退火；可锻铸铁可锻化退火等。
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退火annealing
将工件加热到预定温度，保温一定的时间后缓慢冷却的金属热处理工艺。
退火的目的在于：
①改善或消除钢铁在铸造、锻压、轧制和焊接过程中所造成的各种组织缺陷以及残余应力，防止工件变形、开裂。
②软化工件以便进行切削加工。
③细化晶粒，改善组织以提高工件的机械性能。
④为最终热处理（淬火、回火）作好组织准备。
常用的退火工艺有：
①完全退火。
用以细化中、低碳钢经铸造、锻压和焊接后出现的力学性能不佳的粗大过热组织。
将工件加热到铁素体全部转变为奥氏体的温度以上30～50℃，保温一段时间，然后随炉缓慢冷却，在冷却过程中奥氏体再次发生转变，即可使钢的组织变细。
②球化退火。
用以降低工具钢和轴承钢锻压后的偏高硬度。
将工件加热到钢开始形成奥氏体的温度以上20～40℃，保温后缓慢冷却，在冷却过程中珠光体中的片层状渗碳体变为球状，从而降低了硬度。
③等温退火。
用以降低某些镍、铬含量较高的合金结构钢的高硬度，以进行切削加工。
一般先以较快速度冷却到奥氏体最不稳定的温度，保温适当时间，奥氏体转变为托氏体或索氏体，硬度即可降低。
④再结晶退火。
用以消除金属线材、薄板在冷拔、冷轧过程中的硬化现象（硬度升高、塑性下降）。
加热温度一般为钢开始形成奥氏体的温度以下50～150℃，只有这样才能消除加工硬化效应使金属软化。
⑤石墨化退火。
用以使含有大量渗碳体的铸铁变成塑性良好的可锻铸铁。
工艺操作是将铸件加热到950℃左右，保温一定时间后适当冷却，使渗碳体分解形成团絮状石墨。
⑥扩散退火。
用以使合金铸件化学成分均匀化，提高其使用性能。
方法是在不发生熔化的前提下，将铸件加热到尽可能高的温度，并长时间保温，待合金中各种元素扩散趋于均匀分布后缓冷。
⑦去应力退火。
用以消除钢铁铸件和焊接件的内应力。
对于钢铁制品加热后开始形成奥氏体的温度以下100～200℃，保温后在空气中冷却，即可消除内应力。
退火
为了消除塑料制品的内应力或控制结晶过程，将制品加热到适当的温度并保持一定时间，而后慢慢冷却的操作。
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退火annealing
加热使DNA双螺旋解开，在一定的条件下，两条互补的单链依靠彼此的碱基配对重新形成双链DNA的过程，亦即复性过程。
热变性的DNA单链在缓慢冷却过程中可以达到很好的退火。
退火的两条单链可以来自同一个双链的DNA分子，也可以来自不同的DNA分子。
退火是变性的逆转过程，它受温度、时间、DNA浓度、DNA顺序的复杂性等因素的影响。
如PCR反应中引物与模板DNA的退火，核酸杂交中探针与被检DNA的退火。
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退火annealing
在半导体技术中也常常采用退火技术。
例如：
（1）半导体芯片在经过离子注入以后就需要退火。
因为往半导体中注入杂质离子时，高能量的入射离子会与半导体晶格上的原子碰撞，使一些晶格原子发生位移，结果造成大量的空位，将使得注入区中的原子排列混乱或者变成为非晶区，所以在离子注入以后必须把半导体放在一定的温度下进行退火，以恢复晶体的结构和消除缺陷。
同时，退火还有激活施主和受主杂质的功能，即把有些处于间隙位置的杂质原子通过退火而让它们进入替代位置。
退火的温度一般为200~800C，比热扩散掺杂的温度要低得多。
（2）蒸发电极金属以后需要进行退火，使得半导体表面与金属能够形成合金，以接触良好（减小接触电阻）。
这时的退火温度要选取得稍高于金属-半导体的共熔点（对于Si-Al合金，为570度）。
钢板
亿元感应洁具
steelsheet（s）andplate（s）
钢板是平板状，矩形的，可直接轧制或由宽钢带剪
钢板
切而成。
钢板按厚度分，薄钢板<4毫米（最薄0.2毫米），厚钢板4~60毫米，特厚钢板60~115毫米。
[1]钢板按轧制分，分热轧的和冷轧的。
薄板的宽度为500~1500毫米；厚的宽度为600~3000毫米。
薄板按钢种分，有普通钢、优质钢、合金钢、弹簧钢、不锈钢、工具钢、耐热钢、轴承钢、硅钢和工业纯铁薄板等；按专业用途分，有油桶用板、搪瓷用板、防弹用板等；按表面涂镀层分，有镀锌薄板、镀锡薄板、镀铅薄板、塑料复合钢板等。
厚钢板的钢种大体上和薄钢板相同。
在品各方面，除了桥梁钢板、锅炉钢板、汽车制造钢板、压力容器钢板和多层高压容器钢板等品种纯属厚板外，有些品种的钢板如汽车大梁钢板（厚2.5~10毫米）、花纹钢板（厚2.5~8毫米）、不锈钢板、耐热钢板等品种是同薄板交叉的。
另，钢板还有材质一说，并不是所有的钢板都是一样的，材质不一样，其钢板所用到的地方，也不一样。
合金钢
（一）
概述
随着科学技术和工业的发展，对材料提出了更高的要求，如更高的强度，抗高温、高压、低温，耐腐蚀、磨损以及其它特殊物理、化学性能的要求，碳钢已不能完全满足要求。
碳钢的在性能上主要有以下几方面的不足：
（1）淬透性低一般情况下，碳钢水淬的最大淬透直径只有10mm-20mm。
（2）强度和屈强比较低如普通碳钢Q235钢的σs为235MPa，而低合金结构钢16Mn的σs则为360MPa以上。
40钢的σs/σb仅为0.43,远低于合金钢。
（3）回火稳定性差由于回火稳定性差，碳钢在进行调质处理时，为了保证较高的强度需采用较低的回火温度，这样钢的韧性就偏低；为了保证较好的韧性，采用高的回火温度时强度又偏低，所以碳钢的综合机械性能水平不高。
（4）不能满足特殊性能的要求碳钢在抗氧化、耐蚀、耐热、耐低温、耐磨损以及特殊电磁性等方面往往较差，不能满足特殊使用性能的需求。
一.合金钢的分类
按合金元素含量多少，分为
低合金钢（合金元素总量低于5%）、
中合金钢（合金元素总量为5%-10%）
高合金钢（合金元素总量高于10%）。
按所含的主要合金元素，分为
铬钢（Cr-Fe-C）
铬镍钢（Cr-Ni-Fe-C）
锰钢（Mn-Fe-C）
硅锰钢（Si-Mn-Fe-C）
按小试样正火或铸态组织，分为
珠光体钢
马氏体钢
铁素体钢
奥氏体钢
莱氏体钢
按用途分类
合金结构钢
合金工具钢
特殊性能钢
二.合金钢的编号
牌号首部用数字标明碳含量。
规定结构钢以万分之一为单位的数字（两位数）、工具钢和特殊性能钢以千分之一为单位的数字（一位数）来表示碳含量，而工具钢的碳含量超过1%时，碳含量不标出。
在表明碳含量数字之后，用元素的化学符号表明钢中主要合金元素，含量由其后面的数字标明，平均含量少于1.5%时不标数,平均含量为1.5%～2.49%、2.5%～3.49%……时,相应地标以2、3……。
合金结构钢40Cr，平均碳含量为0.40%，主要合金元素Cr的含量在1.5%以下。
合金工具钢5CrMnMo,平均碳含量为0.5%,主要合金元素Cr、Mn、Mo的含量均在1.5%以下。
专用钢用其用途的汉语拼音字首来标明。
如:
滚珠轴承钢,在钢号前标以“G”。
GCr15表示含碳量约1.0%、铬含量约1.5%（这是一个特例,铬含量以千分之一为单位的数字表示）的滚珠轴承钢。
Y40Mn,表示碳含量为0.4%、锰含量少于1.5%的易切削钢等等。
对于高级优质钢，则在钢的末尾加“A”字表明，例如20Cr2Ni4
§7-1钢的合金化
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。
钢的合金化目的是希望利用合金元素与铁、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。
一、合金元素与铁、碳的相互作用
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；与碳形成碳化物；在高合金钢中还可能形成金属间化合物。
1.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。
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-Feα-Fe的转变点）下降,A4点（γ-Fe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,但不能扩大到室温,故称之为部分扩大γ相区的元素。
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,铬含量小于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（如B、Nb、Zr等）。
2.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：
Mn、Cr、W、V、Nb、Zr、Ti等（按形成的碳化物的稳定性程度由弱到强的次序排列），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合物。
二、合金元素对Fe-Fe3C相图的影响
1.对奥氏体和铁素体存在范围的影响
扩大或缩小γ相区的元素均同样扩大或缩小Fe-Fe3C相图中的γ相区,且同样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（如1Cr18Ni9奥氏体不锈钢和ZGMn13高锰钢等），而Cr、Ti、Si等超过一定含量时,可使钢在室温获得单相铁素体组织（如1Cr17Ti高铬铁素体不锈钢等）。
2.对Fe-Fe3C相图临界点（S和E点）的影响
扩大γ相区的元素使Fe-Fe3C相图中的共析转变温度下降,缩小γ相区的元素则使其上升,并都使共析反应在一个温度范围内进行。
几乎所有的合金元素都使共析点（S）和共晶点（E）的碳含量降低，即S点和E点左移,强碳化物形成元素的作用尤为强烈。
三、合金元素对钢热处理的影响
合金元素的加入会影响钢在热处理过程中的组织转变。
1.合金元素对加热时相转变的影响
合金元素影响加热时奥氏体形成的速度和奥氏体晶粒的大小。
（1）对奥氏体形成速度的影响：
Cr、Mo、W、V等强碳化物形成元素与碳的亲合力大,形成难溶于奥氏体的合金碳化物,显著减慢奥氏体形成速度；Co、Ni等部分非碳化物形成元素,因增大碳的扩散速度,使奥氏体的形成速度加快；Al、Si、Mn等合金元素对奥氏体形成速度影响不大。
（2）对奥氏体晶粒大小的影响：
大多数合金元素都有阻止奥氏体晶粒长大的作用,但影响程度不同。
强烈阻碍晶粒长大的元素有：
V、Ti、Nb、Zr等；中等阻碍晶粒长大的元素有：
W、Mn、Cr等；对晶粒长大影响不大的元素有：
Si、Ni、Cu等；促进晶粒长大的元素：
Mn、P等。
2.合金元素对过冷奥氏体分解转变的影响
除Co外,几乎所有合金元素都增大过冷奥氏体的稳定性,推迟珠光体类型组织的转变,使C曲线右移,即提高钢的淬透性。
常用提高淬透性的元素有：
Mo、Mn、Cr、Ni、Si、B等。
必须指出,加入的合金元素,只有完全溶于奥氏体时,才能提高淬透性。
如果未完全溶解,则碳化物会成为珠光体的核心,反而降低钢的淬透性。
另外,两种或多种合金元素的同时加入（如,铬锰钢、铬镍钢等）,比单个元素对淬透性的影响要强得多。
除Co、Al外,多数合金元素都使Ms和Mf点下降。
其作用大小的次序是：
Mn、Cr、Ni、Mo、W、Si。
其中Mn的作用最强,Si实际上无影响。
Ms和Mf点的下降,使淬火后钢中残余奥氏体量增多。
残余奥氏体量过多时,可进行冷处理（冷至Mf点以下）,以使其转变为马氏体;或进行多次回火,这时残余奥氏体因析出合金碳化物会使Ms、Mf点上升,并在冷却过程中转变为马氏体或贝氏体（即发生所谓二次淬火）。
3.合金元素对回火转变的影响
（1）提高回火稳定性合金元素在回火过程中推迟马氏体的分解和残余奥氏体的转变（即在较高温度才开始分解和转变），提高铁素体的再结晶温度,使碳化物难以聚集长大，因此提高了钢对回火软化的抗力,即提高了钢的回火稳定性。
提高回火稳定性作用较强的合金元素有：
V、Si、Mo、W、Ni、Co等。
（2）产生二次硬化一些Mo、W、V含量较高的高合金钢回火时,硬度不是随回火温度升高而单调降低,而是到某一温度（约400℃）后反而开始增大,并在另一更高温度（一般为550℃左右）达到峰值。
这是回火过程的二次硬化现象,它与回火析出物的性质有关。
当回火温度低于450℃时,钢中析出渗碳体;在450℃以上渗碳体溶解,钢中开始沉淀出弥散稳定的难熔碳化物Mo2C、W2C、VC等,使硬度重新升高,称为沉淀硬化。
回火时冷却过程中残余奥氏体转变为马氏体的二次淬火所也可导致二次硬化。
试一试：
碳质量分数为0.35%的钼钢的回火温度与硬度的关系
产生二次硬化效应的合金元素
产生二次硬化的原因合金元素
残余奥氏体的转变沉淀硬化Mn、Mo、W、Cr、Ni、Co①、VV、Mo、W、Cr、Ni①、Co①
①仅在高含量并有其他合金元素存在时,由于能生成弥散分布的金属间化合物才有效。
（3）增大回火脆性和碳钢一样,合金钢也产生回火脆性,而且更明显。
这是合金元素的不利影响。
在450℃-600℃间发生的第二类回火脆性（高温回火脆性）主要与某些杂质元素以及合金元素本身在原奥氏体晶界上的严重偏聚有关,多发生在含Mn、Cr、Ni等元素的合金钢中。
这是一种可逆回火脆性,回火后快冷（通常用油冷）可防止其发生。
钢中加入适当Mo或W（0.5%Mo,1%W）也可基本上消除这类脆性。
四、合金元素对钢的机械性能的影响
提高钢的强度是加入合金元素的主要目的之一。
欲提高强度,就要设法增大位错运动的阻力。
金属中的强化机制主要有固溶强化、位错强化、细晶强化、第二相（沉淀和弥散）强化。
合金元素的强化作用,正是利用了这些强化机制。
1.对退火状态下钢的机械性能的影响
结构钢在退火状态下的基本相是铁素体和碳化物。
合金元素溶于铁素体中,形成合金铁素体,依靠固溶强化作用,提高强度和硬度,但同时降低塑性和韧性。
2.对退火状态下钢的机械性能的影响
由于合金元素的加入降低了共析点的碳含量、使C曲线右移,从而使组织中的珠光体的比例增大,使珠光体层片距离减小,这也使钢的强度增加,塑性下降。
但是在退火状态下,合金钢没有很大的优越性。
由于过冷奥氏体稳定性增大,合金钢在正火状态下可得到层片距离更小的珠光体,或贝氏体甚至马氏体组织,从而强度大为增加。
Mn
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