钢是铁基合金，钢中除Fe元素外，还有以下4类元素：

常存元素：C、Si、Mn、P、S，即钢中的五大元素；

偶存元素：由于矿石、废钢中含有的、在冶炼及工艺操作时带入钢中的元素，如Cu等；

隐存元素：原子半径较小的非金属元素，如H、O、N等；

合金元素：为保证获得所要求的组织结构、物理-化学和力学性能而特别添加到钢中的化学元素。

钢中除基本元素碳以外，相对于合金元素，不是“特别添加”的元素，又称为“杂质”或“残余元素”。同一元素既可作为杂质，又可作为添加的合金元素，一般根据其含量而定。如P，一般看作杂质元素，其含量≤0.05%，在耐蚀钢中，P含量可达0.06%～0.15%，可看作是提高耐蚀性的合金元素。

元素在钢中有以下四种存在形态：

（1）以固溶体的溶质形式存在，可以溶入铁素体、奥氏体和马氏体中。

（2）形成强化相，如形成碳化物或金属间化合物等。

（3）形成非金属夹杂物，如氧化物（Al2O3、SiO2等）、氮化物（AlN）和硫化物（MnS、FeS等）。

（4）以游离态存在，如碳以石墨状态存在。

元素以固溶体的溶质形式和强化相的形式存在，对钢的性能将产生有利的作用。而元素以非金属夹杂物的形式存在，则对钢的性能产生有害作用，应在冶炼时尽量减少钢中的非金属夹杂物。元素以游离态存在，一般也有害，应尽量避免。

元素以哪种形式存在，主要取决于元素的种类、含量、冶炼方法及热处理工艺等。

6.2.1.1　合金元素与铁和碳的相互作用

合金元素加入钢中后，可以改变铁的同素异晶转变温度 A3和A4，从而使“Fe-Me”二元相图出现扩大γ相区和缩小γ相区两大类型。合金元素也可依此分为奥氏体形成元素和铁素体形成元素两大类。

（1）奥氏体形成元素（又称扩大γ相区元素或γ稳定化元素）

它们使 A3点降低，A4点升高，在较宽的成分范围内，促使奥氏体形成，即扩大了γ相区。这类合金元素都能与γ-Fe形成固溶体。锰（Mn）、镍（Ni）、钴（Co）等能与γ-Fe形成无限固溶体，而与α-Fe形成有限固溶体，当合金元素超过某一限量后，可在室温得到稳定的γ相。如图6.1（a）所示。碳（C）、氮（N）、铜（Cu）、锌（Zn）、金（Au）与γ-Fe形成有限的固溶体，与α- Fe形成更加有限的固溶体，如图6.1（b）所示。

图6.1　合金元素对γ相区的影响（扩大γ相区）

（2）铁素体形成元素（又称缩小γ相区元素或α稳定化元素）

它们使A3点升高，A4点降低，在较宽的成分范围内，促进铁素体形成。铬（Cr）、钒（V）、钼（Mo）、钨（W）、钛（Ti）、硅（Si）、铝（Al）、磷（P）等元素，使γ相区缩小到一个很小的面积，形成由γ＋α两相区封闭的γ相区，如图6.2（a）所示。硼（B）、铌（Nb）、钽（Ta）、锆（Zr）等元素，使γ相区缩小，但并未完全封闭，如图6.2（b）所示。

图6.2　合金元素对γ相区的影响（缩小γ相区）

由于合金元素对Fe-Me二元相图的影响不同，则通过控制钢中合金元素的种类和含量可获得所需要的组织。如欲发展奥氏体钢时，需向钢中加入大量的 Ni、Mn、N 等奥氏体形成元素；欲发展铁素体钢时，需向钢中加入大量的Cr、Si、Al、Ti等铁素体形成元素。同时向钢中加入两类元素时，其作用往往相互抵消。但也有例外，如Cr是铁素体形成元素，在钢中同时加入Cr和Ni时却促进奥氏体的形成。

合金元素与碳的相互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上。碳化物是钢中的基本强化相，它们的种类、数量、形状、大小及其在基体中的分布情况，对钢的力学性能和加工工艺性能有强烈的影响。

合金元素按照与碳的相互作用，可分为两大类：

（1）非碳化物形成元素：包括Ni、Co、Al、Cu、Si、N、P、S等，它们不能与碳相互作用而形成碳化物，但可溶入Fe中形成固溶体，或者形成金属间化合物等其他化合物。其中硅反而能起促进碳化物分解（称为石墨化）的作用。

（2）碳化物形成元素：Fe、Mn、Cr、W、Mo、V、Zr、Nb、Ti、Ta等，它们均可与碳作用，在钢中形成碳化物。它们均属于元素周期表中的过渡族元素。

钢中常用的合金元素，按形成碳化物的强弱，又常分成以下三类：

Zr、Ti、Nb、V：强碳化物形成元素。

W、Mo、Cr：中等强度碳化物形成元素。

Mn、Fe：弱碳化物形成元素，但Mn极易溶入Fe3C中，无独立碳化物出现。

碳化物的类型有MeC型和Me2C型简单点阵的碳化物、复杂六方结构的Me6C型合金碳化物、合金渗碳体等。

MeC型和Me2C型碳化物有VC、TiC、NbC、W2C、Mo2C等，复杂点阵结构的碳化物有复杂立方的Cr23C6，复杂六方的Cr7C3和正交晶系的Fe3C等。

当合金元素含量不足以形成自己特有的碳化物时，则形成 Me6C 型合金碳化物，如Fe3W3C、Fe4W2C、Fe3Mo3C等。

当合金元素含量很少时，则只能形成合金渗碳体，如（FeCr）3C、（FeMn）3C。

碳化物的硬度比相应的纯金属要高出数十倍到上百倍，熔点一般也较相应的纯金属高，特别是MeC型和Me2C型碳化物的熔点，一般在3 000 °C左右。常用纯金属与碳化物的硬度及熔点见表6.8。碳化物硬度越高，熔点越高，则稳定性越强。

表6.8　纯金属与碳化物的硬度及熔点

碳化物的稳定性高低对钢的性能有很重要的意义。碳化物稳定性高，可使钢在高温下工作并保持其较高的强度和硬度，则钢的红硬性、热强性好。相同硬度条件下，碳化物稳定性高的钢，可在更高温度下回火，使钢的塑性、韧性更好。因此合金钢较相同硬度的碳钢，综合力学性能好。碳化物的稳定性高，在高温和应力作用下不易聚集长大，也不易因原子扩散作用而发生合金元素的再分配，则钢的抗扩散蠕变性能好。

碳化物的稳定性高低对钢的热处理也有很重要的影响。合金碳化物稳定性高，合金钢奥氏体化的温度要高，保温时间要延长。碳化物的稳定性过高，加热时不溶于奥氏体，随后冷却时加速奥氏体的分解，降低了钢的淬透性；碳化物的稳定性低，加热时溶于奥氏体中，增大了过冷奥氏体的稳定性，则可提高淬透性。碳化物的稳定性高，淬火钢的回火稳定性高。

6.2.1.2　合金元素对Fe-Fe3C相图的影响

Fe-Fe3C 相图是对碳素钢进行热处理时选择加热温度的依据。合金钢实质上是三元或多元合金，应建立三元或多元合金相图，作为研究合金钢中相和组织转变的基础。但是三元合金相图，尤其是多元合金相图研究得很少，实际应用上，仍以“Fe-C”二元合金相图为基础，考虑合金元素对Fe-Fe3C相图的影响。

奥氏体形成元素，随其含量的增加，使F-Fe3C相图中的E点和S点向左、下方移动，GS线下沉，即降低A3点，同时也使共析温度A1点降低，使γ相区向左下方移动，如图6.3所示。当Ni、Mn含量足够高时，可使γ相扩展到室温以下，得到奥氏体钢。

铁素体形成元素，随其含量的增加，使F-Fe3C相图中的E点和S点向左、上方移动，GS线上移，即提高A3点，同时也使A1点提高，使γ相区向左上方缩小，如图6.4所示。当Cr含量足够时，可使γ相区消失，得到铁素体钢。

图6.3　锰对γ相区的影响

图6.4　铬对γ相区的影响

所有合金元素均使S点左移，这意味着共析点的碳浓度移向低碳方向，使共析体中的含碳量降低，即合金钢中含碳量不到0.77%，就属于过共析钢，而有Fe3CⅡ析出，如wC=0.4%的40Cr13钢已不是亚共析钢，而是过共析钢。

共析体中的含碳量降低还表明，合金钢加热至略高于Ac1点时，所得到的奥氏体中的含碳量总比碳钢低。

所有的合金元素也均使E点左移，这意味着出现共晶产物——莱氏体的含碳量从2.11%，向低碳方向移动，合金钢中含碳量不到2%，就会出现共晶莱氏体，例如，高速钢W18Cr4V的wC=0.7%～0.8%，其铸态组织中，就出现了合金莱氏体。

6.2.1.3　合金元素对钢在加热和冷却时转变的影响

（1）对钢在加热时转变过程的影响

将钢加热到A1点以上发生奥氏体相变时，合金元素并未改变奥氏体的形成机理，但合金元素将影响钢中奥氏体的形成、碳化物的溶解、奥氏体成分均匀化、奥氏体晶粒长大这四个相变基本过程的速度。

奥氏体形成元素降低A1点，相对增加了过热度，也就增大了奥氏体的形成速度。

铁素体形成元素升高A1点，则相对减慢了奥氏体的形成速度。

另一方面碳化物形成元素，降低碳在奥氏体中的扩散系数，减慢奥氏体形成速度，非碳化物形成元素Ni、Co增大碳在奥氏体中的扩散系数，增大奥氏体的形成速度。

奥氏体形成后，还残留有一些碳化物，残留碳化物溶解进奥氏体中，有如下一些规律：

在同一温度下，稳定性越高的碳化物，溶解度越低，要使其溶解到奥氏体中，加热温度要求越高，如Cr为800～900 °C，W为1 000 °C，V为1 200 °C才开始溶解。

当钢中有多种碳化物时，最早溶入奥氏体的，是稳定性最差的碳化物，最后溶入的是稳定性最高的碳化物。（Fe，Cr）3C、（Cr，Fe）23C6、（Cr，Fe）7C3稳定性依次递增，则依次溶解。

合金元素在钢中的溶解度越大，越有用。Cr、Mo、V的碳化物在钢中有较大的溶解度，是最有用的合金碳化物。

Ti、Nb、V的碳化物的溶解度随温度的降低而下降，数量足够时，随着温度降低，将沉淀析出，带来析出强化效应。

钢中的合金元素在原始组织中的分配是不均匀的，碳化物形成元素大部分处于碳化物中，非碳化物形成元素则几乎都处于铁素体中。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，因而，合金钢奥氏体形成后，除了碳的均匀化外，还进行着合金元素的均匀化。由于合金元素在奥氏体中的扩散系数是碳的 1/10 000～1/1 000，所以合金钢的奥氏体均匀化过程都比碳钢慢，其加热保温时间要比碳钢长，这样才能保证奥氏体达到需要的均匀化程度。

奥氏体晶粒易长大的钢，其过热敏感性就强，热处理时加热温度就难掌握；晶粒粗大的钢，其力学性能不良，塑性、韧性较低，一般钢产品希望得到细晶粒的组织。

合金元素对奥氏体晶粒长大的影响可归纳如下：

强碳化物形成元素，如Ti、V、Zr、Nb等，显著地阻碍奥氏体晶粒长大，起细化晶粒作用；W、Mo、Cr阻止奥氏体晶粒长大作用中等。

Al含量少时，仅以非金属夹杂物形式（AlN）存在，阻止奥氏体晶粒长大，当含量较高，溶入固溶体时，则促使奥氏体晶粒粗化；Si、Ni、Co、Cu轻微阻止奥氏体晶粒长大；Mn、P则促使奥氏体晶粒长大；间隙原子C、N、B促使奥氏体晶粒长大。

（2）合金元素对过冷奥氏体分解的影响

合金元素会影响过冷奥氏体等温转变曲线——C曲线（TTT图）的位置和形状。

非碳化物形成元素，只改变C曲线的位置，不改变C曲线的形状，Ni、Si、Cu使C曲线右移，Al、Co使C曲线左移。

碳化物形成元素，既改变C曲线的位置，也改变C曲线的形状，使珠光体转变和贝氏体转变分开，有多种类型。

合金元素，除Co、Al外均延迟珠光体和贝氏体的转变。

按照单个元素对珠光体相变速度作用的方向和强度可排列如下：

不论哪一种合金元素，对贝氏体转变的滞缓作用都比该元素对珠光体的作用小。按照单个元素对贝氏体相变速度作用的方向和强度可排列如下：

合金元素对珠光体及贝氏体转变影响的意义：推迟珠光体和贝氏体转变（使C曲线右移），即提高了过冷奥氏体的稳定性，降低了钢的临界冷却速度，提高了钢的淬透性。在钢中最常用的提高淬透性的元素是：Mn、Cr、Ni、Si、Mo、B。

B、Mo强烈推迟珠光体转变，推迟贝氏体作用较弱，这两个元素共同作用，可获得贝氏体钢。

合金元素只有溶入奥氏体中才能起上述作用，否则未溶碳化物或夹杂物将起非均质晶核的作用，促进过冷奥氏体转变，使C曲线左移。

除Co，Al外，大多数固溶于奥氏体的合金元素均使Ms和Mf点降低，按其影响程度由强到弱排序为C、Mn、Cr、Ni、Mo、W、Si。

合金元素降低Ms的意义：Ms点越低，淬火钢中马氏体的转变量越少，残余奥氏体数量越多，相同含碳量下，合金钢中的残余奥氏体比碳钢多。残余奥氏体多，则钢的硬度将下降。

6.2.1.4　对淬火钢回火转变的影响

回火过程是使钢获得预期性能的关键工序。淬火钢的组织主要是马氏体和残余奥氏体（过共析钢中有未溶碳化物），这两种组织在热力学上都是不稳定的。在回火加热时，随着回火温度的升高，钢中必然产生一系列逐步趋向稳定的组织状态的变化，淬火钢回火时可能发生的组织状态变化有：马氏体的分解，碳化物的形成、转变及聚集长大；α相的回复与再结晶，残余奥氏体的转变等。合金元素的存在，使进行回火转变的这几个过程的温度范围都相应地有所提高，从而使合金钢显示出较高的回火稳定性。

在200 °C以下，合金元素对马氏体的分解速度几乎没有影响。

在200 °C以上，碳化物形成元素，强烈推迟马氏体的分解。因为它们对碳有较强的亲和力，阻碍碳从马氏体中析出，V、Nb的作用强于Cr、Mo、W的作用。

马氏体分解温度范围：碳钢100～300 °C，合金钢300～500 °C。非碳化物形成元素和弱碳化物形成元素Mn不推迟马氏体的分解。

马氏体开始分解时，首先形成ε-碳化物（FexC），且与α相保持共格关系，随着回火温度的提高，两者的共格关系陆续破坏。碳钢中的ε-碳化物于260 °C转变为Fe3C，合金钢中的ε-碳化物则转变为合金渗碳体。合金元素中唯有Si和Al推迟这一转变，使转变温度升高到350 °C。

回火温度高于α相再结晶温度后，非碳化物形成元素从渗碳体中向α相扩散，碳化物形成元素从α相中向渗碳体中扩散，并在渗碳体中扩散和富集，超过该元素在渗碳体中的饱和浓度后，便发生由渗碳体向特殊碳化物的转变过程。即提高回火温度，碳化物核心开始聚集长大，此温度对碳钢为 350～400 °C，合金钢为 450～600 °C。

ε-碳化物→合金渗碳体→特殊碳化物

在淬火钢组织中，总有一定数量的残余奥氏体，绝大多数合金元素（Co、Al除外），均降低 Ms点，增加淬火钢中的奥氏体量。中碳结构钢残余奥氏体一般为 3%～5%，个别可达10%～15%，低碳马氏体的板条相界处也可以存在 2%～3%的残余奥氏体薄膜，高速钢残余奥氏体量可达20%～40%。

中、低合金钢，残余奥氏体在Ms～A1温度区间回火时，转变产物与过冷奥氏体在 A1～Ms温度区间恒温分解产物相似，在较高温度范围内，残余奥氏体转变为珠光体，在中温区，残余奥氏体转变为贝氏体。

高合金钢，残余奥氏体能在回火冷却过程中转变为马氏体。因为在回火保温中，残余奥氏体中析出了特殊碳化物，使碳和合金元素贫化，Ms点升高，在回火冷却中残余奥氏体转变为马氏体，使钢的硬度提高，这种现象称为二次淬火。

淬火钢回火时，α相还会发生回复与再结晶，其过程类似于冷变形钢加热时所发生的情况（因为淬火后的位错密度与冷变形后的位错密度均高达 108～1010/mm2），其区别仅在于原始组织结构不同。

合金元素能不同程度地提高α相的再结晶温度，见表 6.9，使α相的马氏体形态和其中碎化了的嵌镶块结构保留到更高的温度，对保持回火组织的强度、提高钢的热强性都有重要贡献。淬火合金钢回火时，有两个相反的因素影响着强度，一方面由于马氏体分解产生弱化作用，另一方面特殊碳化物质点的弥散析出导致钢的强化，当强化作用大于弱化作用时，在-Tσ回火，HRC-T回火曲线上出现一个峰值，称为二次硬化峰（见图6.5）。

表6.9　不同合金元素对铁素体再结晶温度的影响

图6.5　淬火钢回火时，由于马氏体分解（1）和弥散碳化物质点析出（2）引起的强度变化及其总效果（3）

淬火钢在回火时出现的硬度回升现象称为二次硬化。原因主要是特殊碳化物的弥散硬化，二次淬火也是高合金钢出现二次硬化现象的原因。

直接形核方式析出的特殊碳化物，就是弥散析出的，因此V、Nb、Ti、Mo、W和高Cr钢中均显示二次硬化效应。(www.daowen.com)

弥散质点的数量越多，二次硬化效应越大，即合金元素的含量越高，二次硬化效应越显著。

二次硬化峰也与回火时残余奥氏体→马氏体（二次淬火）相联系，如高速钢的回火。

淬火钢在一定温度范围内回火时，表现出明显的脆化现象，即回火脆性。合金钢中有两类回火脆性。

第一类回火脆性：在较低回火温度250～350 °C内发生，又称“低温回火脆性”，不可逆，与回火后冷速无关，在产生回火脆性温度保温后，不论快冷、慢冷，钢都具有低的冲击韧性，不可能用热处理和合金化的方法消除，但Mo、W、V、Al可稍减弱此脆性，并将此温度推向高温，碳钢这一温度区间为250～350 °C，Cr、Mo、W可将其推迟至300～400 °C，Si最显著，使之延迟到400～450 °C（1%～1.5%Si）。

第二类回火脆性：淬火钢在450～650 °C回火时产生的脆化现象，又称“高温回火脆性”，它是可逆的，与回火后的冷却速度有关。回火后慢冷则产生脆性，回火后快冷则不产生或大大减轻脆性，已产生了回火脆性的钢，重新回火快冷则可消除已产生的脆性。

第二类回火脆性产生的原因是，一定元素偏聚于晶界，从而降低了晶界的结合力，使钢表现出脆性。产生偏聚的元素有H、N、O、Si、P、S等。

根据合金元素对第二类回火脆性的作用，可将其分为三大类：

增加回火脆性敏感性的元素：Mn、Cr、Ni（与其他元素一起加入时）P、V等，它们或与偏聚元素一起偏聚或促进其他元素偏聚；

无明显影响的元素：Ti、Zr、Si、Ni（单一元素作用时）；

降低回火脆性敏感性的元素：Mo、W，它们有抑制有害元素偏聚的作用。

回火脆性是一种使钢材韧性明显降低而易脆断的不良现象，因此工业上必须防止或避免回火脆性的产生。

第一类回火脆性，与钢的成分的关系不大，只能采用不在发生脆性的温度范围内回火来避免。第二类回火脆性，必须防止或消除有害杂质在晶界上的偏聚。对于小尺寸工件，回火后应快冷（水冷或油冷）；对于大尺寸工件，可加入Mo、W等合金元素，以降低回火脆性敏感性，提高冶金质量，尽可能降低钢中的有害元素含量，这也是降低回火脆性敏感性的有效措施。

6.2.1.5　合金元素对钢的强韧性的影响

结构材料的强度和韧性，常常是一对矛盾，提高了强度，塑性和韧性往往会降低。

金属材料的基本强化机制主要有固溶强化、界面强化（细晶强化）、析出强化（沉淀强化）、位错强化（加工硬化）等。

在实际强化金属时，常常同时采用多种强化机制。

金属强化机制的作用，通常是通过添加合金元素来实现的，因此也称作合金强化。下面给出一组数据看看合金强化的效果。

Fe 单晶体：Re=28 MPa ；Fe多晶体：Re=140 MPa ；低碳钢：Re=180～340 MPa，Rm=320～600 MPa ；普通低合金钢：Rm=1 600 MPa ；高合金结构钢：Rm=2 500～3 000 MPa 。

由此可以看出合金强化的效果是非常显著的。

合金化提高强度的机制，对于金属基体（钢主要为铁素体），由固溶强化、界面强化（细化晶粒）机制起作用；对于第二相来说，其形态不同，则起作用的机制不同，主要有析出强化（弥散质点）和界面强化（如两相合金珠光体等）机制。

（1）合金元素对铁素体的强化作用

铁素体是钢的基本组成相之一，在结构钢中其所占比例可高达 95%，合金元素对铁素体的强化作用机制有固溶强化和界面强化2种。

图 6.6 所示为合金元素的浓度对低碳铁素体屈服强度的影响。从图6.6中可见：C、N是钢中重要的强化元素。间隙溶质原子（C、N）的强化效应远比置换溶质原子强烈，其强化作用相差 10～100 倍。但在室温下，它们在铁素体中的溶解度十分有限，固溶强化作用受到限制。Si、Mn、Cr、Ni、Mo等的固溶强化作用不可忽视。

图6.6　合金元素在低碳铁素体钢中的强化效果

多种元素同时存在时，强化作用可叠加，使总强化效果增大，尤其是Si、Mn。

Al、Nb、V、Ti、Zr等元素，形成细小难溶的第二相质点，阻碍奥氏体晶界移动，可细化铁素体晶粒。

正火、反复快速奥氏体化及控制轧制等也可细化晶粒。

（2）合金元素对钢中第二相强化作用的影响

合金元素对钢中第二相的大小、形态及分布都有影响。

合金元素以弥散的第二相形式在钢中析出时，将产生析出强化作用。例如，马氏体时效钢18Ni加入Ti和Mo等元素，在时效时析出Fe2Mo、Ni3Ti、Ni3Mo等金属间化合物强化相，可以获得良好的析出强化效果。钢中加入V、Ti、W、Mo、Nb等元素，在淬火回火时可析出弥散分布的特殊碳化物质点，产生二次硬化，也使钢强化。

合金元素使两相合金的界面细化，也能产生界面强化作用，使合金的强度提高，如珠光体。α相的Rm=230 MPa ，而珠光体的Rm=750 MPa ，提高了3倍多。

加入合金元素Cr，Mn、Mo、W、V等增加过冷奥氏体稳定性，使C曲线右移，在同样的冷却条件下，可得到细片状珠光体，相界面增加，可达到强化目的。

合金元素在强化铁素体的同时，将降低其塑性和韧性，固溶强化效果越大，塑、韧性下降越多，所以溶质的浓度应控制。图 6.7 所示为合金元素对铁素体韧脆转变温度（断口形貌转折温度T50）的影响。多数合金元素处于低浓度范围时，稍稍降低T50，当其含量增大时，将逐步升高T50。只有Ni在所有浓度情况下，均降低T50。能降低T50的合金浓度界限，V、Cr、Si均小于1%，Mn小于2%。

所以合金化的一般原则是“少量多元”。

图6.7　合金元素对铁素体 T50转折温度的影响

6.2.1.6　合金元素对钢的工艺性能的影响

（1）对铸造性能的影响

铸造性能是指钢在铸造时的流动性、收缩特点、偏析等方面的综合性能，它主要与钢的固相线和液相线温度高低及结晶温区的大小有关。

合金元素对铸造性能的影响，主要取决于它们对F-Fe3C相图的影响，使固、液相线的温度越低及结晶温区越窄，则铸造性能愈好。

Cr、Mo、V、Ti、Al等元素在钢中形成高熔点碳化物或氧化物质点，增大了钢的黏度，降低了流动性，使铸造性能恶化。

（2）对塑性加工性能的影响

塑性加工分热加工和冷加工。

热加工工艺性能通常由热加工时钢的塑性和变形抗力、可加工温度范围、抗氧化能力、对热加工后冷却的要求等来评价。

合金元素溶入固溶体中或在钢中形成碳化物（Cr、W、Mo），都使钢的热变形抗力提高，热塑性明显下降，从而使热加工性能降低。若碳化物弥散分布，对塑性影响不大（如Nb、Ti、V的碳化物）。

合金元素一般会降低钢的导热性，使钢的淬透性提高，增加钢热加工时的开裂倾向。

总的说来，合金钢的热加工工艺性能比碳钢要差得多，加热和冷却都必须缓慢进行。

冷加工工艺性能主要包括钢的冷变形能力和钢件表面质量两方面。合金元素溶入固溶体中或在钢中形成碳化物都提高钢的冷加工硬化率，使钢变硬、变脆，易开裂或难于继续变形。

碳含量的增高，使钢的延伸性能变坏，所以，冷冲压钢都是低碳钢。

Si、Cr、V、Cu等会降低钢的深冲性能，Nb、Ti、Zr和Re因能改善碳化物的形态，从而可提高钢的冲压性能。

（3）对焊接性能的影响

焊接性能是指钢的可焊性和焊接区的使用性能，主要由焊后开裂的敏感性和焊接区的硬度来评判。焊缝区在焊后冷却时，越易形成马氏体，则焊后开裂的敏感性越高，焊接区的硬度越高，焊接性能越差。

碳显著增加钢的淬透性，而且使马氏体的比容增加，故碳的质量分数对钢的焊接性能影响最大。焊接性能好的钢都是低碳钢。合金元素都提高钢的淬透性，促进脆性组织（马氏体）的形成，使焊接性能变坏。合金元素质量分数越高，焊接性能越差。合金元素对钢的焊接性能的影响可与碳的作用相比较，而以碳当量[C]表示。

常采用的计算公式有：

公式中元素符号表示质量百分数。通常认为，[C]＜0.35%，焊接性能良好；[C]＞0.4%，焊接有困难，焊接前应于100～200 °C进行预热；[C]＞0.6%的钢必须预热，同时在整个焊接过程中工件应保持在200～400 °C，焊后立即正火。

但钢中含有少量Nb、Ti、Zr和V，形成稳定的碳化物，使晶粒细化并降低淬透性，可改善钢的焊接性能。

（4）对切削性能的影响

切削性能主要表示钢被切削加工的难易程度和加工表面的质量好坏，通常由切削抗力大小、刀具寿命、表面光洁度和断屑性等因素来衡量。

切削性能与钢的硬度密切相关，钢最适合于切削加工的硬度为170～230 HB。硬度过低，切削时易黏刀，形成刀瘤，加工表面光洁度差；硬度过高，切削抗力大，刀具易磨损。

一般合金钢的切削性能比碳钢差，但适当加入S、P、Pb等元素可以大大改善钢的切削性能。

（5）对热处理工艺性能的影响

热处理工艺性能反映热处理的难易程度和热处理产生缺陷的倾向，主要包括淬透性、过热敏感性、回火脆化倾向和氧化脱碳倾向等。

合金钢的淬透性高，淬火时可以采用比较缓慢的冷却方法，不但操作比较容易，而且可以减少工件的变形和开裂倾向。

氧化脱碳倾向含Si钢最明显，其次是含Ni钢和含Mo钢。加入Mn、Si会增大钢的过热敏感性。

6.2.1.7　合金钢的定义与分类

合金钢是指在化学成分上特别添加合金元素，用以保证一定的生产和加工工艺以及所要求的组织与性能的铁基合金。

合金钢的分类方法有很多种，常用的有以下几种：

（1）按用途合金钢可分为：

①合金结构钢：主要用于制造重要的机械零件和工程构件的钢，包括低合金高强度结构钢、调质钢、弹簧钢、渗碳钢、滚动轴承钢等。

②合金工具钢：主要用于制造重要的工具及模具的钢，包括刃具钢、模具钢、量具钢等。

③特殊性能钢：主要用于制造有特殊物理、化学、力学性能要求的钢，包括不锈钢、耐热钢、耐磨钢等。

（2）按合金元素的含量合金钢可分为：

①低合金钢：钢中合金元素总的质量分数wMe≤5%。

②中合金钢：钢中合金元素总的质量分数5%＜wMe≤10%。

③高合金钢：钢中合金元素总的质量分数wMe＞10%。

（3）按冶金质量（主要依据对钢中杂质元素S、P的含量限制分类）合金钢可分为：

①普通质量钢：钢中杂质元素S、P的含量分别为wS≤0.050%，wP≤0.045%。

②优质钢：钢中杂质元素S、P的含量分别为wS≤0.035%，wP≤0.035%

③高级优质钢：钢中杂质元素S、P的含量分别为wS≤0.025%，wP≤0.025%。

④特级优质钢：钢中杂质元素S、P的含量分别为wS≤0.015%，wP≤0.025%。

在给钢产品命名时，往往把成分、质量和用途分类方法结合起来，如优质碳素结构钢、合金工具钢等。

6.2.1.8　合金钢的编号原则

合金钢的编号原则在GB/T 221—2008《钢铁产品牌号表示方法》中给予了规定。

一般原则为

平均碳含量＋合金元素符号＋合金元素平均含量

平均碳含量——以数字表示，不同种类的钢，其单位不同。结构钢以万分之一（0.01%）为一个单位；工具钢以千分之一（0.1%）为一个单位。

合金元素符号——以汉字或化学元素符号表示。

合金元素平均含量——以1%为一个单位，含量≤1.5%，不标出。

高级优质钢，在钢号尾部加符号“A”。特级优质钢，在钢号尾部加符号“E”。

例：12CrNi3A、9SiCr。

滚动轴承钢的编号为特例：

GCr××

“G”——“滚”字汉语拼音的第一个字母，表示专用钢；

“Cr”——合金元素铬的化学符号；

“××”——铬含量，以0.1%为单位，而含碳量不标出。

例：GCr15。

6.2.1.9　合金结构钢的分类

合金结构钢按用途分为构件用钢和机器零件用钢。构件用钢主要采用低合金高强度结构钢，机器零件用钢主要有调质钢、弹簧钢、滚动轴承钢及渗碳钢。