金属材料学 第3.docx

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金属材料学第3

第三章钢的合金化概论

第一节合金元素在钢中的作用

Me加入钢中后，将使钢的组织及性能发生改变，要研究Me对钢的这种作用，我们可以从Fe-C-Me三元或多元相图来进行讨论分析。

但Fe-C-Me三元或多元相图很复杂。

人们发现，Me对钢的作用主要取决于Me及C的相互作用，故一般分开来讨论Me与Fe及Me与C的相互作用。

一、合金元素与铁的相互作用

我们知道，纯Fe的同素异构转变是在一个恒定温度下进行的。

A3：

910℃α→γ

A4：

1390γ→δ℃

从Fe-Fe3C（C）平衡相图，我们可以发现，随C%的增加，这个同素异构转变已不再在恒温下进行，而是在一个温度范围里进行。

A4增加，A3下降，γ相的存在范围扩大了。

而且，随C%增加，还产生了新的相变及相变产物。

Me与Fe的作用同C与Fe的作用相似。

按Me与Fe的形成的二元状态图类型可将Me分为两大类：

第一类为扩大γ相区Me：

Ni、Mn、Co、N、Cu等。

这类元素共同点是使A4↑，A3↓（Co例外，当Co含量＜0.45%时，A3↑）

这类元素中，Ni、Mn、Co（铂、铱）能和γ相完全互溶。

C、N、Cu（Zn、Au、H）只能部分溶于γ-Fe中，这些元素在含量较低时能扩大γ相区。

但由于它们在γ-Fe中的溶解度有限，所以达到某一含量后γ区又缩小，最后消失。

第二类为缩小γ相区Me：

这些元素的共同点是使A4↓，A3↑，（Cr除外，当Cr＜7%时，A3↓。

＞7%时，A3↑）。

这些Me元素有：

Cr、V、Mo、W、Ti、Si、Al、P、Sb、Sn、Ge、As、Be、Nb、Sr、Zr、Ta等

能完全封闭γ相区

与α-Fe能缩小γ相区，但γ相区

完全互溶　　　　　　　　　与α-Fe不能完全被γ＋α区包围

部分互溶

A形成元素：

在γ-Fe中有较大溶解度并稳定γ固溶体的Me。

F形成元素：

在α-Fe中有较大溶解度并使γ固溶体不稳定的Me。

对Me与Fe相互作用产生的影响，目前还没有完满的理论来解释。

一般认为是下列几种因素共同作用的结果：

1Me的点阵类型。

2尺寸因素（RMe/RFe）。

3电化学因素（原子的电子结构及其相互作用）

如果Me与γ-Fe或α-Fe具有相同的晶体结构、原子半径及化学性质相近，则可完全互溶，如Ni、Mn、Co与γ-Fe。

在上述各Fe基二元合金中，Me除溶于γ-Fe或α-Fe外，当元素含量高时还可能形成金属间化合物。

例如Fe-Cr、Fe-V、Fe-Mo系中可能产生分子式相当于FeCr、FeV、FeMo的金属间化合物，一般称为σ相。

二、合金元素与碳的相互作用

按Me与C的相互作用可分为：

㈠非C化物形成元素：

Ni、Si、Co、Al、Cu、Ag、N、P、S等，它们与C不形成C化物（Ni和Co虽然能形成K，但它们稳定性很差，在铜中不会出现，故仍属于非K元素）。

在平衡态钢中一般固溶于α相中，也有极少量溶于K中，也可能有微量变成夹杂物。

C、Si含量较高钢中，Si还有促使K分解的作用（石墨化作用）

㈡K形成元素：

都是过渡族元素，按元素与C的亲和力大小及所形成K稳定性排次序，K形成元素有：

强Zr、Ti、Nb、V、W、Mo、Cr、Mn、Fe弱

　强K形成元素　　中强K形成元素　　弱K形成元素

㈢K的基本形成规律

C原子和Me原子半径比

RC/RMe＞0.59的元素，形成具有复杂点阵结构的K。

这些元素有Cr、Mn、Fe。

形成的K有Cr23C6、Cr7C3、Mn3C、Fe3C等（稳定性自左向右依次降低），这些K的熔点、稳定性都较低，加热时易溶入A中，K类型：

M23C6、M7C3、M3C型。

对RC/RMe≤0.59的元素，形成具有简单点阵结构的K（间隙相），这些元素有Zr、Ti、Nb、V、Ta等，K类型有MC型（TiC、ZrC、VC、NbC、TaC）。

这些K熔点、稳定性都较高，加热时不易溶入A中。

W和Mo既可形成简单点阵结构的K，又可形成复杂K。

当钢中含有多种K元素时，C首先与强K元素结合，如C有剩余，则再与次强K元素结合，如C不是，则次强K元素部分或部分进入固溶体，更弱的K元素则全部进入固溶体。

三、合金元素对铁碳状态图的影响

㈠对单一γ相区的影响

A形成元素Ni、Mn、Co等扩大γ相区

F形成元素Cr、Mo、Ti等缩小γ相区，甚至完全消失

㈡对E、S点的影响（指成分）

Ni、Mn、Co等扩大γ相区元素都使E、S点，A3（GS）线向左下方移动

Cr、Mo、Si等缩小γ相区元素都使E、S点、A3（GS）线向左上方移动

S点左移意味着共析点的C量减小，这样一来，原来属于亚共析钢成份的C钢，当其中加入的Me量超过一定量时，将变成过共析钢，如4Cr13。

E点左移意味着出现莱氏体的C量减小，如W18Cr4V（0.8%C）为莱氏体钢。

Me对γ相区的影响是对应于Me固溶入γ相中才有效，对于强K元素，加入钢中后，将形成稳定性很高的K，这些K加热时不容易溶入A中，这种不仅Me未充分溶入A中，还占据了A中C量，使A中C量低于钢的平均C量，因此，为了满足钢进行共析转变的C浓度条件，钢中的C量应高些。

㈢对临界点的影响（指温度）

S点、GS线向下移动表明A1、A3减小，（扩大γ相区元素）

S点、GS线向上移动表明A1、A3减大，（缩小γ相区元素）

大多数Me使ES线左移，即Acm增加

四、合金元素在钢中的分布

㈠Me在钢中的存在形式

不同Me与Fe和C作用反映出不同特点，故在不同外界条件影响下，Me将出现不同存在形式：

1．存在于固溶体中（F、A）

2．形成各种K

3．存在于夹杂物中（一些较活泼元素与钢中O、N、S等化合形式夹杂物）

4．存在于金属间化合物中，如σ-相

5．Me的含量超过它在钢中的溶解度后，将以较纯的金属相存在，如Ag、Pb等

㈡Me在钢中的分布

由于Me与Fe、C作用表现出不同的特性，故Me在钢中的分布是不均匀的，其分布还受HT工艺条件的直接影响，故分别讨论在退火，正火，淬火，回火状态下的分布状况。

1．退火状态：

同平衡态。

非K元素基本上溶于F中，在K中溶解度极微，K元素大部分处于K中，若钢中C量不足，则部分溶入F中，其中Mn稍有例外，它一小部分溶于渗碳体中，而大部分溶于F中。

2．正火状态：

正火组织为F＋P的钢，Me分布与退火态同。

3．淬火状态：

在淬火状态下，Me的分布与淬火加热温度有关，加热时溶入A中的Me，淬火后存在于M及Ar中，加热时未溶入A中的Me（即原以K形式在），淬火后仍存在于K中。

4．回火状态：

低温回火时，因温度低，Me不能扩散，不会引起Me的重新分布，即保持淬火态时的分布，当回火温度升高时，Me将重新分布，非K元素进入F中，K元素进入K中（即K析出），重新分布的剧烈程度取决于回火温度和回火时间。

对每一种Me，都有一个显著加速Me重新分布的温度――富集温度

Mn：

350℃Cr：

450℃W：

550℃Mo：

550℃V：

650℃

结构钢中Me在各种状态下的各相中的分布

第二节钢的强、韧化

第三节合金元素对钢相变和热处理的影响

一、对加热转变的影响

㈠对A形成速度的影响：

我们知道，Me加入钢中，改变了A的形成温度，即改变了A1、A3、Acm点，故合金钢与C在相同温度进行转变时，基过热度不同，从而影响A的形成速度。

另外，我们也知道，A的形成要经过K的溶解、C和Me的扩散。

K元素使这个过程大大下降。

其原因为：

1K元素与C有较强亲和力，大大降低C在A中扩散速度。

2Me在γ相中的扩散速度更小，仅为C的几/千~几/万。

3合金K稳定，加热时不易溶入A中，故对含K元素的合金钢特别是含有强K元素的合金钢，A化加热温度较高，加热时间较长，而非K元素Ni、Co等。

降低C在A的扩散激合能，加速C的扩散，加速A的形成。

㈡对A晶粒长大的影响

除C、P、N、B（中、高C钢中的）Mn促进A晶粒长大外，其余元素都降低A晶粒长大，尤其是少量Al和强K元素，显著降低A晶粒长大。

在低C钢中，少量Mn有细化晶粒作用。

中等以上C时，Cr对A晶粒有细化作用。

由于Me降低A晶粒长大，故合金钢除高、中C、Mn负外，一般不易过热。

细化晶粒的作用：

①便于HT操作，淬火变形开裂小，加热周期短。

　　　　　　　　②有较高综合机械性能。

粗晶粒优点：

易切削、淬透性高。

对Me阻碍A晶粒长大的理论，现在还没有一个统一的认识，一般用机械理论来解释：

强K元素和少量Al等，在钢中形成无数弥散的K、N化物。

氧化物质点。

分布于A晶界阻止晶界的扩散和移动。

但Si、Ni就无法用这个理论来解释。

C、P、N、B促进A晶粒长大是由于它们在A晶界的内吸附降低晶界原子的扩散激活能。

二、对过冷奥氏体冷却转变的影响

㈠对P转变的影响：

除Co、Al外，所有溶入A中的Me都不同程度地推迟P转变。

其中Ti、Nb、V、Mo、W等作用较强。

Cr、Ni中等。

Si、Cu作用较弱。

Me推迟P转变原因可从动力学和热力学两个方面解释。

动力学：

合金A→P时，需进行C和Me的扩散和再分配。

由于大多Me降低C的扩散和Fe的自扩散，而Me的扩散和再分配。

由于大多Me降低C的扩散和Fe的扩散，而Me本身扩散速度更慢。

这就势必减慢P的形成。

热力学：

由于加了Me后，P和A之间的自由能差降低，降低了相变驱动力，提高α相的形核功，使相变不容易进行。

如：

Ni↑C的扩散速度，↓两相自由能差，↑α相形核功，↓P转变。

Co↑C的扩散速度，↑两相自由能差，↑α相形核功，↑P转变。

低、中碳钢中的微量B、大大提高先共析F的孕育期，大大降低它的形核率，提高P转变的孕育期，面对P转变形核率无影响，B还推迟贝氏体转变，这是因为B是内吸附元素，它聚集在A晶界，使A晶界表面能降低，阻碍α相和碳化物在A晶界形核。

㈡对B转变的影响

除Co、Al外，所有溶入A中的Me都不同程度推迟B转变。

推迟作用：

强C、Mn、Cr、Ni、Si、Mo、W、V、Cu弱　　　

　　　　　　　推迟作用大　　　　　推迟作用小

Me对B转变的影响主要取决于Me对γ→α两相自由能差及C的扩散速度的影响。

因为α相形核在低C区，α相长大要把扩散走，因此，钢中C量提高，对α相的形核长大不利，降低B转变。

Si强烈阻止B转变时的K的形成，促进尚未转变的A聚集C，因而降低B转变。

两相自由能差　　　　C的扩散速度　　　　　B转变

MnCr　　　　　　　↓　　　　　　　　　↓　　　　　　　　　↓

Ni　　　　　　　　↓　　　　　　　　　↑　　　　　　　　　↓

WMoV　　　　　　稍↑　　　　　　　　　↓　　　　　　　　稍↓　

Co　　　　　　　　↑　　　　　　　　　↑　　　　　　　　　↑

Al　　　　　　　　↑　　　　　　　　　↓　　　　　　　　　↑

㈢对M转变的影响

Me对M转变的影响，主要表现在它对Ms、Mf点的影响

除Co、Al提高Ms点外，大多数Me溶入A中能降低Ms点，

从强到弱顺序为：

C、Mn、Cr、Ni、V、Mo、W、Cu、Si。

Me对Ms点的影响可从热力学理论解释，Me使α相和γ相之间的自由能差降低，故使Ms点降低。

Me对Mf的影响同Ms点，凡提高Ms点的Me都提高Mf点，反之降低。

Me对Ms点的影响与C对Ms点的影响类似，接近直接。

人们通过对不同元素对Ms点的影响规律的大量实验分析，总结了许多根据钢的化学成分计算Ms点的经验公式，下面介绍应用较多的三种。

1．Ms（℃）＝

-45Mn-35V-30Cr-20Ni-16M0-8W-5Si+6Co+15Al

式中：

　　　x：

钢中含C量且≤0.05时

y：

负中含C量且≥0.05时

2．对成分为：

0.32~0.44%C、0.44~1.38%Mn、0.74~4.23%Ni、0.28~1.44%Cr、0.1~0.51%Mo的合金钢、不同M转变量的温度计算公式：

Mx（℃）=K-474C－33Mn-17Ni-17Cr-21Mo

Ms点时，K＝561　

M10点时，K＝551±3

M50点时，K＝514±9

M90点时，K＝458±12　　

Mf点时，K＝346±15

Ms=538-317C-33Mn-28Cr-17Ni-11Si-11Mo-11W

3．对含C量为0.2~0.8%C的工业用钢：

Ms=520-320C-50Mn-30Cr-20（Ni+Mo）-5（Cu+Si）

例：

40CrNiMo平均化学成分为：

0.4%C、0.27%Si、0.65%Mn、0.75%Cr、1.5%Ni、0.2%Mo

公式3：

Ms（℃）=520-320×0.4-50×0.65-30×0.75-20（1.5+0.2）-5×0.27=301.65℃

公式1：

Ms（℃）=287.4Ms℃

而根据有关图表查得其Ms点为290℃，可见用经验公式计算还是比较准确的。

㈣对Ar的影响：

凡降低Ms点的Me，都提高淬火后的Ar量，作用顺序与降低Ms的顺序相同。

㈤对A等温转变曲线的影响：

按Me对C曲线影响的不同特点，可将其分成三类。

第一类：

非K元素Ni、Si、Cu等和弱K元素Mn，大致保持C钢C曲线的形状，只是使整个曲线向右作不同程度的移动。

第二类：

非K元素Co、Al，基本不改变C曲线形状，但使整个曲线左移。

第三类：

K元素除Mn外，渗入A时，不单使C曲线右移，还使其形状发生变化。

从HT原理可知，合金钢的C曲线有五种形式：

A型：

P、B转变重叠，含非K元素及弱K元素Mn的C钢及低合金钢的C曲线属此型。

B型：

P、B转变部分重叠，两鼻子在时间坐标上相近，温度坐标不同。

C型：

P、B转变部分重叠，两鼻子在时间和温度坐标上都不同。

含K元素，且在一定含量之内的钢有此型C曲线。

其中，C量高时，B转变区鼻子较P区鼻子右移较多。

一般高C合金钢，弹簧钢和轴承钢的C曲线属此，而C量低时，P区较B区右移较多，一般合金渗C钢和钢属此类型。

D型：

P、B转变曲线被完全分开，P区右移较B区显著。

当Me含量高时，P区不出现，K元素含量较高的低、中C钢属此。

E型：

此型与D型相反，Me对B转变的推迟作用比对P大，C曲线上B区不出现，含K元素较多的高C钢及含Cr较高的钢属此型。

当提高A稳定性元素含量很高时，不但阻止了A的分解，而且使Ms点降至室温下，长时间保温后，常看不到过冷A分解为P和B，这些钢的C曲线如图。

㈥对钢的淬透性的影响：

除Co外，大多数渗入A中的Me都提高过冷A的稳定性，使C曲线右移，淬火临界速度↓，淬透性↑。

对低、中碳合金钢，提高淬透性作用Mn、Mo、Cr较强，Si、Ni中等

低中碳合金结构钢的微量B大大提高淬透性

对C%≥1.0%的高碳工具钢，Si的作用应提到首位。

多种Me元素的影响比单个更大，故对要求Me含量少，淬透性高的钢都采用多元少量合金化的原则。

配合原则：

①提高A稳定性元素Cr、W、Mo、V等与②强化F元素Ni、Si、Mn等配合。

如30CrMnSi、40CrMnMo

Me提高淬透性的好处：

①对大件能使整个截面都淬透，因火后整个截面组织一致，有较高机械性能。

②对复杂的、怕变形的零件，可通过油淬、分级淬火、等温淬火等降低变形开裂。

当钢淬不透时，会得到非马组织，会引起调质后钢的性能恶化。

随着温度提高，这些组织的硬度、σb都趋于一致。

但σs、σp、Sk、Tk等按M、B、T、P组织逐渐降低。

三、对淬火钢回火转变的影响

我们知道，碳钢的回火转变过程包括以下几个阶段。

①＜100℃，　M中C的偏聚

②100~250℃，ε-K相的析出，M正方度部分消失，即M的分解。

③200~300℃，Ar的转变

4250~350℃，ε-K相转变为Fe3C，M正方度全部消失，此时M分解完毕。

5＞350℃，渗碳体粗化、转化；α相回复，再结晶。

Me加入后，将对这些过程产生影响。

㈠对M分解的影响；

低温回火时，除Si能降低M分解外，其它Me对M分解的影响不大。

因为此时温度低，Me不能扩散或活动能力小，它们仍均匀分布在α相和ε-K相中不作重新分布。

Si可提高ε-K相的稳定性，使之不易转变为Fe3C，这是因为①Si可推迟ε-K相的形核，阻碍其长大。

②Si在Fe3C的溶解度不及小。

只有等Si扩散开去后，Fe3C才能在那个地方形核和长大，而Si的扩散缓慢，扩散温度较高。

故，300℃回火时，Si仍能有效降低M分解。

中、高温回火时，Me的活动能力提高，将对M分解有效降低M分解，一些较强的K元素V、Nb、Cr、Mo、W等阻碍M分解，因为这些元素与C的亲和力较强，使C的扩散速度降低，K的析出，长大受到阻碍，即把更多的C保留在M中。

㈡对K粗化和转化的影响：

前面讲过，Me只有在超过富集温度后，非K元素往α相中富集，而K元素入渗碳体中富集，并形成合金渗碳体，同时还将发生渗碳体和合金渗碳体的聚集长大。

较强的K元素V、Nb、W、Mo、Cr阻碍碳的扩散，阻碍渗碳体的聚集长大。

当Me往合金渗碳体中　　集越来越多时，将引起它的转化，析出特殊K。

如Cr钢回火时K的转变为：

ε-FexC→（Fe,Cr）3C→（Fe,Cr）3C+（Fe,Cr）7C3→（Fe,Cr）7C3→（Fe,Cr）7C3+（Fe,Cr）23C6→（Fe,Cr）23C6。

若Cr含量不够高，可中止在其中的任何阶段。

K的转化方式有两种：

①原位形核转变：

特殊K由原来合金渗碳体，经点阵重构而来。

②异位形核（独立形核）转变：

特殊K直接从α相中析出，同时伴随合金渗碳体的溶解。

㈢对Ar转变的影响

Ar的转变规律基本上遵循过冷A桓温转变的规律，但转变的孕育期显著缩短。

合金钢中Ar的转变情况与C钢Ar的转变情况基本相似，只是Me可以改变Ar分解的温度、速度、从而可能对Ar转变的性质、类型发生影响。

Me一般提高Ar的分解温度区域。

Ni、W、Mo、V的作用弱，而Cr、Mn、Si作用强。

㈣对α相回复再结晶的影响：

一般Me在中、高温度回火时，阻碍M的分解、阻止C和Fe的扩散、从而阻止回复、再结晶。

（Co、Mo、W、Cr、V显著提高F的再结晶温度。

Mn、Si、Ni次之。

㈤对淬火钢回火稳定性的影响：

Si是提高低、中温回火稳定性的有效元素，在300℃左右效果最佳。

到400℃左右作用减弱，较强K元素V、Mo等在中温时作用接近Si（但一般用Si来提高回火稳定性，因为Si易溶于A中，且较便宜），到高温（500℃以上）。

由于出现“二次硬化”作用。

V、Mo的作用远大于Si。

Cr中温作用小于Si，Mn温度低时作用很小，但在高温时作用强（因为在高温时Mn可以进入Cem中，阻止Cem的粗化）。

Ni在所有温度下对回火稳定性的影响都很小。

提高回火稳定性的好处：

①在同一温度回火，可得到比C钢较高的强度、硬度。

②在相同强、硬度下，合金钢的回火温度和时间要比碳钢高和长，利于消除残余应力，提高综合机械性能。

㈥合金钢的回火脆性及防止：

合金钢的回火脆包括二类：

第一类回火脆（不可逆、低温）：

几乎所有的合金钢都具有第一类回火脆，主要产生在低、中碳高合金钢中，Mo、W、V、Al等元素可稍↓第一类回火脆敏感性，而Mn、Cr则↑回火脆性敏感性。

产生原因：

与回火M的分解和沿晶界析出的K有关。

防止方法：

1加入Si等，使发生回火脆的温度推移到较高温度。

2加入细化晶粒的W、Mo、V等，或Al脱氧。

3采用等温淬火。

4回火时旅行快速加热短时间保温，使引起变脆现象的过程来不及发展。

第二类回火脆性（可逆、高温）：

主要产生在含Mn、Cr、Ni等元素的调质钢中，Mo、W可↓回火脆性敏感性。

产生原因：

由于某些微量杂质元素的原A晶界偏聚引起。

防止措施：

1回火后快冷：

小件油冷，大件水冷，工件过大时水冷也难以完全防止回火脆。

2对大型件，快冷会提高内应力，不允许。

故一般采用含W、Mo的钢。

3细化晶粒（合金化或HT时）

4避免在回火脆的温度范围回火，必需在此温度回火时，可用高频或电热法快速加

热、然后在水中或油中冷却。

5提高冶金质量，降低有害元素。

第四节合金元素对钢性能的影响

一、合金元素对钢机械性能的影响

钢的性能主要取决于钢的成分和组织，而组织又很大程度上取决于HT方式，故只能按不同HT状态讨论Me的影响。

㈠Me对退火态钢的性能的影响：

以结构钢为例。

退火态下，钢的基本组成相为F＋K。

Me提高退火态钢的温度，原因：

①强化F。

②降低共析C量，相对地提高P量来提高温度。

③Me使C曲线右移，在相同冷却条件下，使F和K两相混合物的分散度提高，从而提高强度。

所有Me溶入F都提高F的温度，强化程度

强　P、Si、Ti、Mn、Al、Cu、Ni、W、Mo、V、Co、Cr　弱

凡提高强度的Me（Ni除外），均降低延伸率δ和冲击韧性αK。

强化效果强，降低得也多，而Ni不但提高强度，而且始终使塑性和韧性保持高水平。

㈡Me对正火态钢性能的影响：

Me对正火态钢机械性能的影响比退火态要大得多，其原因主要是Me（Co除外）提高过冷A稳定性，从而使合金钢在空冷后可能得到的组织是S、T、B或M。

㈢Me对淬火、回火态钢的影响：

首先，Me改变了淬火钢的组织和性能，表现在：

1除Co、Al外，所有Me都提高钢的淬透性，首先使较大尺寸的整个截面得到均

匀M组织。

2大多Me（Mn除外）都降低A晶粒长大，从而细化晶粒，使M均匀而细小。

3除Co、Al外，Me含量较多时，降低Ms、提高Ar量，使淬火钢硬度降低，塑性、

韧性提高。

4淬火钢的性能主要取决于含C量，即主要取决于C在α固溶体中过饱和度。

Me

的加入可起补充强化作用，稍微提高σb。

Me对淬火回火态钢的性能表现在：

37CrNi3A40#

1淬火后硬度和C钢几乎相同，低温回火后也基本相同，但中、高温回火时，合

金钢的硬度下降得比碳钢慢，即在相同温度回火，合金钢硬度高于碳钢，抗回火软化能力强。

2合金钢温度指标（σs、σb）高于碳钢。

3塑性指标（δ、ψ），低温回火合金钢高于碳钢，高温回火两者没有显著差别。

4αK：

低温回火时合金钢高于碳钢，中温回火合金钢αK大大降低和碳钢差不多，

甚至低于碳钢，高温回火，合金钢αK值又逐渐升高，超过碳钢。

㈣Me对低温性能的影响：

Me对脆性转变温度的影响

提高脆性转变温度

降低脆性转变温度

先提高、后降低

先提高、后无影响

B,P,C,Si,Cr,Mo,Cu

Ni,Mn

Ti,V

Al

二、合金元素对钢工艺性能的影响

㈠对冷加工性能的影响：

钢的冷作加工性与钢的冷作硬化率密切相关，冷作硬化率越高，在变形过程中会很快变硬变脆，对冷作加工不利。

Me溶入回溶体（γ-Fe、α-Fe），都提高其强度、硬度和冷作硬化率。

从而降低钢的延展性。

P、S、Si、C提高硬化率最显著。

Ni、Cr、V、Cu等溶入固溶体也会降低钢的延展性，Al可使钢晶粒细化，含少量的Al可提高深冲压钢板的表面质量。

㈡对热压力加工性能的影响：

钢的热压力加工性与许多因素。

Me的影响将表现在以下几个方面：

1提高钢的热变形抗力，使热压力加工变得困难。

如Mo、W、V、Cr。

2与钢中的O、S形成夹杂，增加钢的热脆性，给热压力加工造成困难。

3通过对钢的铸态组织的影响，如提高铸钢的枝状晶、使塑性降低。

给热压力加工

带来困难。

（Si、Ni、Cr）都存在这种倾向，Mn奥氏体钢的粒状晶较严重。

）

4某些含强K元素的高合金钢，如高速钢，因