在合金鋼和鑄鐵中，添加鉬，可以高效而經(jīng)濟(jì)地獲得以下優(yōu)勢(shì)：

其最終用途涵蓋以下領(lǐng)域的全部工程產(chǎn)品：

汽車、造船、航空航天

鉆探、采礦、加工

發(fā)電設(shè)備包括鍋爐、汽輪機(jī)和發(fā)電機(jī)

容器、儲(chǔ)罐和熱交換器

化工和石化

海上油氣、石油專用管材（OCTG）

這些領(lǐng)域的工程材料大都需要鉬來(lái)滿足高端應(yīng)用的性能要求，而添加少量的鉬即可獲得所需的特性。實(shí)際上，除了高速鋼和馬氏體時(shí)效鋼之外，鉬含量一般在0.2-0.5%之間，很少超過(guò)1%。

鉬的冶金學(xué)作用

碳鋼中添加合金元素如鉻、鉬、鎢等可改善硬度、強(qiáng)度和韌性等性能。提高低合金鋼強(qiáng)度的經(jīng)典方法包括：固溶強(qiáng)化、調(diào)質(zhì)處理、析出強(qiáng)化和控制軋制。

在所有這些方法中，鉬都是有效的強(qiáng)化元素。

大多數(shù)低合金鋼都經(jīng)過(guò)調(diào)質(zhì)處理即淬火+回火 (Q+T)

硬化

鋼在加熱之后淬火的目的是硬化，即在工件的全部橫截面產(chǎn)生硬化的顯微組織。

當(dāng)一個(gè)圓鋼棒從高達(dá)900°C的溫度淬火時(shí)，其表面部位將比中心部位冷卻更快。

圖1 圓棒淬火

在實(shí)驗(yàn)室采用末端淬火試驗(yàn)進(jìn)行模擬 (Jominy 試驗(yàn))。將標(biāo)準(zhǔn)試樣加熱，然后一端進(jìn)行水淬。樣品的冷卻速率在噴水冷卻的一端最高，相對(duì)的另一端最低。樣品冷卻后，打磨表面，獲得硬度分布數(shù)據(jù)。沿試樣方向硬度的變化反映了不同冷卻速率帶來(lái)的金相組織的變化。

圖2 鋼斷面的模擬冷卻

圖3的曲線比較了不同合金含量的鋼的硬度分布。不含鉬的碳錳鋼僅在靠近樣品淬火端的部位硬化，遠(yuǎn)離淬火端的部位硬度下降很快。增加鉬含量，則遠(yuǎn)離淬火端的部位也可保持較硬的金相組織，這意味著對(duì)于較高鉬含量的鋼，可采用較慢的冷卻速率來(lái)硬化，淬透性得到改善。淬透性表示鋼材淬硬層的深度。

圖3 喬米尼淬透性曲線：淬透性隨Mo含量增加而提高

標(biāo)準(zhǔn)的調(diào)質(zhì)鋼常常采用一系列合金元素包括錳、鉻、鉬、鎳和硅的組合。

鋼硬化是基于鐵存在兩種晶體結(jié)構(gòu)這一事實(shí)：

溫度在912°C以下及1394°C至熔點(diǎn)時(shí)，鐵為體心立方晶體結(jié)構(gòu)，叫做鐵素體。較低溫度范圍的鐵素體也被稱為 α 鐵，在較高溫度范圍為 δ鐵。

溫度為912°C至 1394°C時(shí)，鐵為面心立方結(jié)構(gòu)，叫做 γ 鐵或奧氏體。將純鐵加熱到 912°C 以上，其結(jié)構(gòu)從鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。當(dāng)鐵從奧氏體化區(qū)域冷卻到912°C以下，不管冷卻速度如何，會(huì)形成體心立方結(jié)構(gòu)。

純鐵不能被硬化處理。

添加碳使鐵轉(zhuǎn)變?yōu)榭捎不匿?(合金元素如錳、鉬和鉻提高了鋼的淬透性)。

碳在鐵中以固溶體和碳化物形式存在。值得注意的是，面心立方結(jié)構(gòu)奧氏體的各個(gè)面比體心立方結(jié)構(gòu)鐵素體的各個(gè)面大約25%，因此碳在奧氏體中的溶解度明顯大于其在鐵素體中的溶解度。

當(dāng)碳含量為0.4%的鋼加熱到鐵素體-奧氏體 (α -γ 鐵）轉(zhuǎn)變溫度之上時(shí)，碳和其它合金元素進(jìn)入寬敞的奧氏體面心立方結(jié)構(gòu)的固溶體中。隨后的冷卻經(jīng)過(guò)γ-α 轉(zhuǎn)變溫度，進(jìn)入狹窄的鐵素體結(jié)構(gòu)，它沒(méi)有足夠的空間使碳留在固溶體中。

所以，如果冷卻速率低，則在與轉(zhuǎn)變相關(guān)的過(guò)程中形成碳化物。因此，室溫下的金相組織由鐵素體和滲碳體組成，鐵素體和滲碳體的片層狀結(jié)構(gòu)叫做珠光體，見圖4。關(guān)鍵因素是，有足夠的時(shí)間使碳原子移動(dòng)穿過(guò)晶格形成滲碳體，結(jié)果形成了較軟的鐵素體和珠光體組織。

圖4 鐵素體-珠光體金相組織 -- 較軟有韌性  

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逐步加快冷卻速率減少了滲碳體的形成。水淬的冷卻速率很快，它完全壓制了滲碳體的形成。在這種情形下，碳被迫進(jìn)入鐵素體結(jié)構(gòu)的狹窄空間，由此形成的金相組織叫做馬氏體。這是最硬和最脆的鋼，見圖5。

圖5 馬氏體金相組織--硬且脆

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在普通碳鋼中，僅在靠近淬火表面的區(qū)域可達(dá)到形成馬氏體所需要的高冷卻速率，而工件內(nèi)部結(jié)構(gòu)仍然較軟。較大的斷面進(jìn)行水淬也會(huì)有淬火開裂的危險(xiǎn)。

這就是鉬和其它合金元素發(fā)揮作用的地方。合金元素減慢了碳原子擴(kuò)散進(jìn)入鐵晶格的速度，延遲了奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變。因?yàn)轳R氏體可在較慢的冷卻速度下形成，因此提高了鋼的淬透性。如圖6所示，鉬在這方面的作用非常有效。

圖6 淬透性放大系數(shù)表示淬硬深度隨合金元素百分比增加的速度

而且，在中等冷卻速率下，較大橫斷面的鋼尤其是含鉬合金鋼中會(huì)形成貝氏體結(jié)構(gòu)。此時(shí)，在冷卻過(guò)程中發(fā)生奧氏體-鐵素體轉(zhuǎn)變之前，已出現(xiàn)一些碳化物的形核。

在實(shí)踐中，調(diào)質(zhì)鋼部件金相組織的成分兼有馬氏體和貝氏體。

回火

淬硬鋼必須進(jìn)行回火處理即再次加熱，原因有兩個(gè)：首先，部件邊部和核心冷卻速率不同造成的內(nèi)應(yīng)力必須消除；其次，為避免脆裂，高硬度的馬氏體和貝氏體必須進(jìn)行軟化處理。

軟化處理必然帶來(lái)延展性的改善，強(qiáng)度的損失，碳鋼尤為明顯。而合金元素的重要功能則是延遲回火軟化。

借助鉬形成碳化物的能力，鉬與鉻、釩的精心組合可十分有效地延遲回火過(guò)程中強(qiáng)度的喪失并改善斷裂韌性，所產(chǎn)生的回火馬氏體結(jié)構(gòu)，強(qiáng)度非常高且韌性尚可。

圖7顯示了鉬含量對(duì)碳含量為0.35%的碳鋼回火處理后硬度的影響。鉬大大延遲了鋼的軟化，當(dāng)鉬含量足夠高時(shí)，硬度曲線甚至?xí)S著回火溫度的升高而上升，這叫做二次硬化。

圖7 鉬含量對(duì)回火軟化的影響

回火二次硬化效應(yīng)是鉬在高速鋼和某些工具鋼及模具鋼中發(fā)揮的重要作用。

回火脆性

當(dāng)鋼回火后慢速通過(guò)450 - 550°C溫度區(qū)間時(shí)，可能出現(xiàn)回火脆性。這是因?yàn)殡s質(zhì)如磷、砷、銻和錫等在晶界的偏析。與其它合金元素和雜質(zhì)相比，鉬原子非常大，它有效地阻礙了這些元素的遷移，因此可抗回火脆性。

圖8顯示了兩個(gè)鋼的韌性-脆性轉(zhuǎn)變溫度，表示鋼使用溫度的低限而不發(fā)生脆性失效。

圖8 兩個(gè)回火鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度與回火后冷卻速率的關(guān)系

兩個(gè)鋼，一個(gè)不含鉬，一個(gè)含0.15%鉬，如果回火后水淬，則具有基本相同的韌性-脆性轉(zhuǎn)變行為（轉(zhuǎn)變溫度-50°C)，但是，如果鋼回火后在爐子里慢慢冷卻，情況就不一樣了。鉻鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度變成+25°C，而鉻-鉬鋼仍然保持在 -50°C。緩慢的冷卻速率沒(méi)有使含鉬鋼脆化，因此，含鉬鋼不太容易發(fā)生回火脆性。

氫脆

氫脆和硫化物應(yīng)力開裂

正如前面所描述的，調(diào)質(zhì)鋼所獲得的強(qiáng)度水平主要是基于馬氏體的高強(qiáng)度，馬氏體金相組織的特征是高密度位錯(cuò)和高內(nèi)應(yīng)力。

遺憾的是，正是這些條件增強(qiáng)了氫在鋼中的擴(kuò)散，造成氫脆。回火雖然降低了內(nèi)應(yīng)力和馬氏體的位錯(cuò)密度，因而減少了氫的擴(kuò)散，但是強(qiáng)度也下降到不足的水平。而鉬通過(guò)固溶強(qiáng)化作用和與其它合金元素如鉻和鈮共同形成復(fù)合碳化物兩種方式有效地減輕了這種影響。

在以硫化氫為氫的主要來(lái)源的情況下，氫脆現(xiàn)象被稱為硫化物應(yīng)力開裂。鉬所具有的抗硫化物應(yīng)力開裂能力對(duì)于開發(fā)石油專用管材（OCTG）所需的各類鋼種起了關(guān)鍵作用，它們廣泛用于化工、石化和油氣工業(yè)。

高溫氫腐蝕

在溫度大約200°C 以上的氫腐蝕環(huán)境（對(duì)于石油蒸餾和催化重整等工藝是常見的工況條件），碳鋼的使用受到嚴(yán)重限制。擴(kuò)散進(jìn)鋼中的氫與鋼中的碳結(jié)合形成甲烷和其它物質(zhì)，其結(jié)果首先是脫碳，隨后是由于局部氣體壓力大導(dǎo)致的裂紋。

圖9 比較了暴露在540°C的加壓氫氣環(huán)境中，各類鋼斷裂強(qiáng)度的損失。未添加合金元素的碳鋼，強(qiáng)度損失明顯，暴露不到50小時(shí)，損失原來(lái)強(qiáng)度的50%以上；添加0.5%Mo或1%Cr-0.5%Mo之后略有改善，但對(duì)于此工況條件還是不夠的。而2.25%Cr + 1% Mo 的合金含量可提供如下程度的保護(hù)：經(jīng)過(guò)500小時(shí)的暴露之后，原先的斷裂強(qiáng)度絲毫沒(méi)有降低。

圖9 鋼的成分和暴露時(shí)間對(duì)鋼的強(qiáng)度的影響，540°C，63巴加壓氫氣環(huán)境

過(guò)去將Cr+Mo在這方面的積極作用解釋為碳化物的形成，現(xiàn)在認(rèn)為是這些元素降低了晶界的能量。無(wú)論如何，加入適當(dāng)含量的Mo和Cr，鋼可抗氫腐蝕，避免脫碳、裂紋和強(qiáng)度損失。

可熱處理工程用鋼

可熱處理鋼的應(yīng)用貫穿機(jī)械工程的全部領(lǐng)域，特別是涉及動(dòng)態(tài)應(yīng)力的場(chǎng)合。應(yīng)用實(shí)例包括：

• 汽車部件如曲軸、半軸、轉(zhuǎn)向部件；

• 機(jī)車建造、造船和重型發(fā)動(dòng)機(jī)的軸；

• 機(jī)床和一般機(jī)械工程部件；

• 電廠的汽輪機(jī)和發(fā)電機(jī)軸；

• 油氣工業(yè)的部件和配件；

• 緊固件如高強(qiáng)度螺栓；

• 飛機(jī)起落裝置和控制部件；

• 油氣勘探工具等。

表1 標(biāo)準(zhǔn)熱處理工程鋼

鋼種的選擇應(yīng)針對(duì)應(yīng)用環(huán)境，選擇滿足性能要求的牌號(hào)。

隨著對(duì)較高強(qiáng)度和韌性的需求不斷增長(zhǎng)，要求材料提高合金含量以改善淬透性：

• 非合金鋼的碳含量整體從0.22%提高到0.55%；
  

• 然后是一系列 1%Cr 和 1%Cr/0.25%Mo 鋼，碳含量再次從0.25%提高到0.55%；
  

• 對(duì)于較高應(yīng)力的部件，采用Cr-Ni-Mo 鋼，Ni和Cr含量均增加至1%-2%之間；
  

• 在Ni-Cr-Mo 鋼中，NI含量可高達(dá)4%，Mo含量可高達(dá)0.7%，以確保部件如發(fā)電機(jī)軸的完全硬化；
  

• 在Cr-Mo-V鋼中，一部分碳被合金元素Mo取代以獲得良好的焊接性能或額外的高韌性，Mo含量可達(dá)到0.9%。
  

對(duì)于這些鋼種，鉬最重要的作用是提高淬透性，并且促使在材料的全部橫斷面形成均勻的硬化顯微組織。這從以下系列鋼種可以看出：

表2 非合金化 1Cr、1Cr0.25Mo鋼

添加1%Cr使屈服強(qiáng)度提高了大約50%，再添加0.25%的Mo進(jìn)一步提高了強(qiáng)度，且完全硬化部分直徑從100mm延長(zhǎng)到500mm。

圖1 添加Cr 和 CrMo 元素對(duì)調(diào)質(zhì)鋼屈服強(qiáng)度的影響

添加1%Cr 將韌性提高了15%，再添加 0.25% Mo將這一優(yōu)異的韌性延伸到直徑500mm的橫截面（DIN EN17201對(duì)各類幾何形狀熱處理直徑的確定進(jìn)行了標(biāo)準(zhǔn)化）

圖2 添加Cr 和 CrMo 對(duì)調(diào)質(zhì)鋼斷裂韌性的影響

圖3 說(shuō)明了對(duì)于不同的碳含量，添加Cr 和 CrMo 對(duì)力學(xué)性能的影響。高強(qiáng)度和高缺口沖擊功的良好組合位于曲線圖的右上部分。普通碳鋼中添加1%Cr后，使性能數(shù)據(jù)向好的方向移動(dòng)。通過(guò)添加0.25%Mo，則使高強(qiáng)度和足夠的韌性進(jìn)一步得到提升。

圖3 添加Cr 和 CrMo 對(duì)力學(xué)性能的影響

鉬與高強(qiáng)度低合金鋼 

高強(qiáng)度低合金鋼（HSLA）原本是在20世紀(jì)60年代為大口徑油氣管道而開發(fā)的。油氣項(xiàng)目所用的管線材料，要求比低碳鋼更高的強(qiáng)度和韌性，同時(shí)具有低碳鋼良好的焊接性。

油氣工業(yè)目前仍然是高強(qiáng)度低合金鋼最重要的應(yīng)用領(lǐng)域，但汽車行業(yè)、海上與陸上工程結(jié)構(gòu)領(lǐng)域目前也大量使用高強(qiáng)度低合金鋼。

目前的高強(qiáng)度低合金鋼金相組織有傳統(tǒng)的鐵素體-珠光體、貝氏體、馬氏體和多相組織。每一種都有熱軋和冷軋產(chǎn)品。當(dāng)今的高強(qiáng)度低合金鋼的屈服強(qiáng)度從260MPa 到1000 MPa以上不等。

當(dāng)要求屈服強(qiáng)度必須超過(guò)550MPa，或要求特殊的金相組織時(shí)，需要在高強(qiáng)度低合金鋼中添加鉬。鉬對(duì)于貝氏體（針狀鐵素體）和多相組織（常見于雙相鋼、復(fù)相鋼或TRIP 相變誘導(dǎo)塑性鋼中）的形成特別有利。

熱機(jī)械軋制工藝及鈮（Nb）、釩（V）和鈦（Ti）微合金化元素的采用這兩項(xiàng)技術(shù)進(jìn)步，使HSLA鋼在大口徑管道中的成功使用成為可能。由于這些技術(shù)進(jìn)展，可以生產(chǎn)制造出更高強(qiáng)度的鋼而不需要成本高昂的額外熱處理。 早期的HSLA管線鋼管通常依靠減少珠光體 - 鐵素體金相組織來(lái)使管線鋼達(dá)到X60和X65。 但是更高強(qiáng)度的管線鋼需要采用新的工藝路線和新的化學(xué)成分等不同的方法來(lái)實(shí)現(xiàn)。 20世紀(jì)70年代和80年代早期的廣泛研究，采用各種Mo-Nb組合的化學(xué)成分，成功地開發(fā)出比X70更高的強(qiáng)度。 隨著加速冷卻等新工藝技術(shù)的引入，可以通過(guò)更簡(jiǎn)潔的無(wú)鉬鋼種設(shè)計(jì)，開發(fā)出更高的強(qiáng)度的鋼種。

主流HSLA管線鋼通常碳含量為0.05-0.09％，錳含量高達(dá)2％，及少量（通常最多0.1％）的鈮，釩和鈦的組合。該材料的優(yōu)選生產(chǎn)路線是熱機(jī)械軋制，最大程度使晶粒細(xì)化，從而改善機(jī)械性能。 晶粒細(xì)化是唯一同時(shí)提高強(qiáng)度和韌性的強(qiáng)化機(jī)制。

然而，由于許多軋鋼廠終軋后無(wú)法采用所要求的冷卻速度，甚至沒(méi)有所需要的加速冷卻設(shè)備，唯一可行的解決方案是選用合金元素如Mo來(lái)獲得所希望的材料性能（見表1 和2）。并且，隨著X70成為現(xiàn)代管線項(xiàng)目的材料主力和螺旋焊管的日益普及，在過(guò)去的幾年中，對(duì)爐卷軋機(jī)（Steckel軋機(jī)）或傳統(tǒng)的帶鋼熱軋機(jī)（HSM）所生產(chǎn)的高性價(jià)比厚鋼板和熱軋卷的需求顯著增長(zhǎng)。因此，許多鋼廠為滿足當(dāng)今日益增長(zhǎng)的管線需求，重新引入并利用1970年代取得的冶金學(xué)成果，采用鉬合金化。

表1 含Mo的X70-80管線鋼

表2 含Mo X70和X80管線鋼的典型化學(xué)成分

未來(lái)長(zhǎng)距離輸氣管道一個(gè)明顯趨勢(shì)是向更高輸送壓力方向發(fā)展，這要求鋼材具備X80的特性或更高的性能。 鋼鐵生產(chǎn)商正在這方面取得良好進(jìn)展，特別是對(duì)于厚斷面熱軋帶鋼。 這里鉬的回歸發(fā)揮了重要作用，添加0.1％--0.3％的鉬，不僅有助于生產(chǎn)晶粒度非常細(xì)的結(jié)構(gòu)，而且還大大增強(qiáng)了微合金元素所帶來(lái)的析出硬化效果。 此外，鉬合金化幫助促進(jìn)屈服曲線的連續(xù)并避免所謂的包辛格效應(yīng)，這對(duì)于采用基于應(yīng)變的設(shè)計(jì)規(guī)范很重要。

圖1 19mm熱軋鋼板的抗拉強(qiáng)度與鉬含量的關(guān)系

中國(guó)已建成的第二條西氣東輸油氣管道橫跨近5000公里，大規(guī)模采用了具有針狀鐵素體金相組織的X80級(jí)管線鋼。 大部分管線采用熱軋厚（18.4 mm）鋼帶制成的螺旋焊管。 管道材料為低C（<0.07％）、含Nb（0.07-0.10％）和Mo（0.2-0.3％）鋼。 即使合金含量很低，最終的成品管道也含有大約10,000噸的鉬。

有一種觀點(diǎn)認(rèn)為鉬合金化會(huì)導(dǎo)致成本劣勢(shì)，但經(jīng)過(guò)全面的成本效益分析，可以證明這種觀點(diǎn)是錯(cuò)誤的。將常用的NbV微合金化X70鋼與當(dāng)今先進(jìn)的低碳 NbMo鋼相比較，后者的合金元素成本確實(shí)更貴。 但是，由于后者生產(chǎn)工藝效率更高，質(zhì)量成本更低，因此基于熱軋帶鋼的NbMo鋼制造總成本更低。 此外，NbMo合金鋼的加工制造如同X80。 在項(xiàng)目中使用X80而不是X70，需要的鋼材更少，可以大大節(jié)省成本（參見圖2和圖3），因?yàn)椴牧铣杀炯s占管道項(xiàng)目總成本的30％。

圖2 X70和X80管坯的生產(chǎn)成本結(jié)構(gòu)（基于2007年平均鐵合金價(jià)格）

圖3 在固定輸送壓力下，長(zhǎng)250公里、直徑48英寸管道的鋼材消耗量與強(qiáng)度等級(jí)的關(guān)系。

結(jié)構(gòu)鋼板的應(yīng)用十分多樣化，其整體趨勢(shì)是向強(qiáng)度更高的厚板或特厚板發(fā)展。這樣的話，即便最強(qiáng)大的冷卻裝置也可能會(huì)達(dá)到極限，因此鉬合金化在此變得意義重大。如今，屈服強(qiáng)度高達(dá)700MPa 的厚板采用熱機(jī)械軋制來(lái)生產(chǎn)，取代了較傳統(tǒng)和昂貴的淬火-回火工藝。根據(jù)不同的強(qiáng)度和韌性要求，必須采用不同的冷卻方式如加速冷卻（ACC）、強(qiáng)化加速冷卻（HACC）或直接淬火和自回火（DQST）。在這種復(fù)雜的鋼中，鉬與其它合金元素如Cr和Ni、以及微合金化元素 Nb, Ti 及B等結(jié)合，形成貝氏體或針狀鐵素體等具有極細(xì)晶粒尺寸的金相組織。有了高強(qiáng)度鋼，可以采用較薄的板制造結(jié)構(gòu)部件，這樣可節(jié)約材料，降低運(yùn)輸、吊裝和焊接成本。

傳統(tǒng)的高強(qiáng)度低合金結(jié)構(gòu)鋼在常溫下有良好的強(qiáng)度，但在高溫下會(huì)嚴(yán)重地軟化，因此它們不適合在比環(huán)境溫度高得多的溫度下使用。當(dāng)建筑發(fā)生火災(zāi)時(shí)就會(huì)出問(wèn)題。如果火災(zāi)下鋼結(jié)構(gòu)軟化，則結(jié)構(gòu)會(huì)在其自重下坍塌。所以耐火鋼必須能抵抗大約400-700°C 溫度區(qū)間的熱激活變形（蠕變）長(zhǎng)達(dá)若干小時(shí)。

在日本，鋼在600°C時(shí)必須保持強(qiáng)度最低為所規(guī)定室溫屈服強(qiáng)度的2/3，才被認(rèn)為具有耐火性能。與普通碳鋼相比，添加了Nb、Mo、 V和/或 Ti 的HSLA鋼在高溫下具有較高的強(qiáng)度，其中，MoNb合金鋼（Mo含量高達(dá)0.6%）表現(xiàn)最佳。Mo通過(guò)鐵素體的固溶強(qiáng)化和 Mo₂C 顆粒的二次析出使鋼強(qiáng)化。Nb 使晶粒細(xì)化，形成NbC析出相，進(jìn)一步增加強(qiáng)度。此外，Mo 在NbC與基體界面偏聚可抑制NbC析出物的粗化。

與其它行業(yè)相比，汽車工業(yè)對(duì)輕量化的追求要強(qiáng)烈得多，這帶動(dòng)了鋼鐵行業(yè)前所未有的創(chuàng)新，以便能生產(chǎn)出具有高強(qiáng)度和良好冷成形性的合金材料。當(dāng)今，乘用車的車身采用高強(qiáng)度鋼的比例可高達(dá)80％，其中大部分是傳統(tǒng)的（鐵素體，鐵素體 - 珠光體或貝氏體）高強(qiáng)度低合金鋼，多相鋼的比例不斷增加。成熟鋼種的抗拉強(qiáng)度可達(dá)1500MPa，新開發(fā)的牌號(hào)可達(dá)到2000MPa。在屈服強(qiáng)度超過(guò)700MPa的汽車用鋼中，Mo合金化有其重要作用。Mo促進(jìn)了貝氏體金相組織的形成，其具有比鐵素體- 珠光體金相組織更高的強(qiáng)度。這些貝氏體鋼對(duì)于結(jié)構(gòu)加固件，車輪，底盤零件和卡車車架特別有用。 Mo與Nb和Ti等微合金化元素的協(xié)同作用也引領(lǐng)了超高強(qiáng)度鐵素體鋼的發(fā)展，這些鋼的強(qiáng)度是通過(guò)大量沉淀硬化獲得的。Mo在這些鋼中的作用是多方面的：

Mo在熱機(jī)械軋制期間延遲了微合金化元素的析出；

Mo在熱軋過(guò)程中通過(guò)晶界的溶質(zhì)拖曳延遲了再結(jié)晶；

Mo延遲了從奧氏體到鐵素體的轉(zhuǎn)變，從而產(chǎn)生更細(xì)的晶粒尺寸；

Mo可防止鐵素體中析出的細(xì)小NbC或TiC顆粒的粗化（奧斯特瓦爾德熟化）（圖4）

圖4 添加Mo對(duì)鐵素體中Ti/Nb碳化物析出的抗粗化作用

多相鋼如DP（雙相）、TRIP（相變誘導(dǎo)塑性）和CP（復(fù)相）鋼可以直接利用軋制熱量或通過(guò)采用額外的熱處理（通常在冷軋后）來(lái)生產(chǎn)。 后者通常是汽車用鋼常規(guī)的做法。 Mo合金化的主要作用是改變CCT曲線中的相區(qū)，相區(qū)規(guī)定了轉(zhuǎn)變冷卻速率的處理窗口，從而最大程度地減少了最終帶材產(chǎn)品的性能變化。

對(duì)于軋制態(tài)的雙相鋼，在最終淬火將剩余的富碳奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體之前，冷卻模式必須能夠形成足夠的先共析鐵素體基體而不使珠光體成核。 這通常在兩步冷卻過(guò)程中實(shí)現(xiàn)。 Mo對(duì)珠光體“鼻子”有明顯的影響，非常有效地延緩了珠光體的形成。 它對(duì)先共析鐵素體反應(yīng)的延遲作用小得多，因此大大增加了所允許冷卻速率的窗口區(qū)間并使生產(chǎn)過(guò)程更加穩(wěn)健。

對(duì)于冷軋帶鋼，可通過(guò)Ar1和Ar3溫度之間的臨界區(qū)退火來(lái)調(diào)節(jié)多相顯微組織中的鐵素體量。 新形成的奧氏體部分在處理期間富含碳，之后在連續(xù)退火線（CAL）或連續(xù)鍍鋅線（CGL）中，在足夠高的冷卻速率下轉(zhuǎn)變成馬氏體。 Mo合金化降低了產(chǎn)生完全馬氏體轉(zhuǎn)變所需的臨界冷卻速率。 因此，仍然可以使用并非專門用于生產(chǎn)DP鋼的CGL，這樣，鋼廠對(duì)生產(chǎn)的規(guī)劃和安排具有更大的靈活性。

TRIP鋼臨界區(qū)退火之后并不立即淬火至馬氏體轉(zhuǎn)變溫度以下，而是在中間溫度下形成不含碳化物的貝氏體。 在該溫度下保持一段時(shí)間后，不含碳化物的貝氏體轉(zhuǎn)變成殘余奧氏體和貝氏體鐵素體。 鉬使這種貝氏體轉(zhuǎn)變極為緩慢。 如果保溫時(shí)間較長(zhǎng)的話，可以獲得TRIP輔助的DP鋼。 減少貝氏體區(qū)域的保持時(shí)間可得到DP鋼，這是優(yōu)先轉(zhuǎn)變成馬氏體的結(jié)果。 添加Mo有助于在加工后獲得較高的馬氏體和較低的殘留奧氏體含量，由此顯著地提高了抗拉強(qiáng)度，且不會(huì)對(duì)焊接性能造成太大的影響（就碳當(dāng)量而言）。

當(dāng)無(wú)碳化物的貝氏體分解成殘余奧氏體，馬氏體和貝氏體鐵素體等若干組織成分時(shí)，則獲得了復(fù)相（CP）鋼的顯微組織。 馬氏體組織提高了抗拉強(qiáng)度，貝氏體鐵素體提高屈服強(qiáng)度，殘余奧氏體組織提高延伸率。

通常的Mo合金化HSLA鋼表現(xiàn)出優(yōu)異的冷成形性能，下圖為測(cè)試樣品表現(xiàn)及利用了上述優(yōu)良性能的汽車部件。其中左上為多次彎曲（“手帕”）測(cè)試， 右上為擴(kuò)孔試驗(yàn)。左下為高度變形的懸架臂， 右下為成型車輪。

耐熱鋼--牌號(hào)與應(yīng)用 

大型汽輪機(jī)需要抗蠕變鋼，以確保安全，經(jīng)濟(jì)的運(yùn)行

圖1 運(yùn)行條件對(duì)發(fā)電廠效率和排放的影響

抗蠕變鐵素體鋼目前仍然是全球電廠，煉油廠和石油化工廠的常用材料。這類鋼分為CMn鋼，Mo鋼，低合金CrMo鋼和9-12％Cr鋼。由于各類鋼有很多不同的鋼種，表1僅列出每類鋼的幾個(gè)代表性牌號(hào)。

不同合金鋼之間化學(xué)成分的變化帶來(lái)了金相組織的復(fù)雜性，導(dǎo)致合金之間的不同強(qiáng)化機(jī)制，以及蠕變斷裂強(qiáng)度在數(shù)量級(jí)上的不同。

P235鋼種及其Nb-微合金化衍生牌號(hào)P355是典型的CMn鋼，具有鐵素體 - 珠光體金相組織。碳和錳是對(duì)這些鋼的強(qiáng)度影響最為強(qiáng)烈的的合金元素。與P235相比，P355中添加Nb，細(xì)化了晶粒尺寸并具有更高的屈服強(qiáng)度，但蠕變斷裂強(qiáng)度的增加很有限，如圖2a所示。兩種鋼的使用溫度限值為400°C。

在Mo鋼中，0.3％鉬帶來(lái)的固溶硬化是蠕變斷裂強(qiáng)度增加的主要原因，見圖2a。9NiCuMoNb5-6-4，即廣為人知的牌號(hào)WB36，比16Mo3的屈服強(qiáng)度大幅增加，部分原因是由于鈮的晶粒細(xì)化效應(yīng)。銅析出帶來(lái)的額外硬化效應(yīng)也提高了屈服強(qiáng)度。

圖2 耐熱鋼的蠕變-斷裂強(qiáng)度（MPa）

由于蠕變塑性隨著鉬含量的增加而明顯下降，因此鉬強(qiáng)化作用的潛能未被充分利用。Mo鋼另一個(gè)應(yīng)用局限是500℃以上碳化鐵的分解--被稱為石墨化。這兩個(gè)問(wèn)題的解決方案是采用鉻和鉬兩元素組合的合金化。實(shí)際上，CrMo鋼是第一個(gè)允許發(fā)電廠的蒸汽溫度超過(guò)500°C的鋼。經(jīng)典CrMo鋼13CrMo4-5（T/P11）和11CrMo9-10（T/P22）的性能如圖2b所示。這些鋼的蠕變斷裂強(qiáng)度顯著優(yōu)于簡(jiǎn)單的Mo鋼(圖2a)。CrMo鋼可形成碳化鉻，在500°C以上較穩(wěn)定，可防止石墨化。鉻也提高了抗氧化性。新開發(fā)的7CrMoVTiB10-10（T/P24）和T/P23具有極高的強(qiáng)度性能（見圖2b）。這些鋼基于并具有類似于T/P22的顯微金相組織。在T/P24基礎(chǔ)上添加鈦，釩和硼，在T/P23中添加鎢，釩，鈮和硼，可以顯著提高它們的強(qiáng)度。

圖3 發(fā)電廠主蒸汽管道的材料

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