在合金钢和铸铁中，添加钼，可以高效而经济地获得以下优势：

其最终用途涵盖以下领域的全部工程产品：

汽车、造船、航空航天

钻探、采矿、加工

发电设备包括锅炉、汽轮机和发电机

容器、储罐和热交换器

化工和石化

海上油气、石油专用管材（OCTG）

这些领域的工程材料大都需要钼来满足高端应用的性能要求，而添加少量的钼即可获得所需的特性。实际上，除了高速钢和马氏体时效钢之外，钼含量一般在0.2-0.5%之间，很少超过1%。

钼的冶金学作用

碳钢中添加合金元素如铬、钼、钨等可改善硬度、强度和韧性等性能。提高低合金钢强度的经典方法包括：固溶强化、调质处理、析出强化和控制轧制。

在所有这些方法中，钼都是有效的强化元素。

大多数低合金钢都经过调质处理即淬火+回火 (Q+T)

硬化

钢在加热之后淬火的目的是硬化，即在工件的全部横截面产生硬化的显微组织。

当一个圆钢棒从高达900°C的温度淬火时，其表面部位将比中心部位冷却更快。

图1 圆棒淬火

在实验室采用末端淬火试验进行模拟 (Jominy 试验)。将标准试样加热，然后一端进行水淬。样品的冷却速率在喷水冷却的一端最高，相对的另一端最低。样品冷却后，打磨表面，获得硬度分布数据。沿试样方向硬度的变化反映了不同冷却速率带来的金相组织的变化。

图2 钢断面的模拟冷却

图3的曲线比较了不同合金含量的钢的硬度分布。不含钼的碳锰钢仅在靠近样品淬火端的部位硬化，远离淬火端的部位硬度下降很快。增加钼含量，则远离淬火端的部位也可保持较硬的金相组织，这意味着对于较高钼含量的钢，可采用较慢的冷却速率来硬化，淬透性得到改善。淬透性表示钢材淬硬层的深度。

图3 乔米尼淬透性曲线：淬透性随Mo含量增加而提高

标准的调质钢常常采用一系列合金元素包括锰、铬、钼、镍和硅的组合。

钢硬化是基于铁存在两种晶体结构这一事实：

温度在912°C以下及1394°C至熔点时，铁为体心立方晶体结构，叫做铁素体。较低温度范围的铁素体也被称为 α 铁，在较高温度范围为 δ铁。

温度为912°C至 1394°C时，铁为面心立方结构，叫做 γ 铁或奥氏体。将纯铁加热到 912°C 以上，其结构从铁素体转变为奥氏体。当铁从奥氏体化区域冷却到912°C以下，不管冷却速度如何，会形成体心立方结构。

纯铁不能被硬化处理。

添加碳使铁转变为可硬化的钢 (合金元素如锰、钼和铬提高了钢的淬透性)。

碳在铁中以固溶体和碳化物形式存在。值得注意的是，面心立方结构奥氏体的各个面比体心立方结构铁素体的各个面大约25%，因此碳在奥氏体中的溶解度明显大于其在铁素体中的溶解度。

当碳含量为0.4%的钢加热到铁素体-奥氏体 (α -γ 铁）转变温度之上时，碳和其它合金元素进入宽敞的奥氏体面心立方结构的固溶体中。随后的冷却经过γ-α 转变温度，进入狭窄的铁素体结构，它没有足够的空间使碳留在固溶体中。

所以，如果冷却速率低，则在与转变相关的过程中形成碳化物。因此，室温下的金相组织由铁素体和渗碳体组成，铁素体和渗碳体的片层状结构叫做珠光体，见图4。关键因素是，有足够的时间使碳原子移动穿过晶格形成渗碳体，结果形成了较软的铁素体和珠光体组织。

图4 铁素体-珠光体金相组织 -- 较软有韧性  

metallograph.de提供照片

逐步加快冷却速率减少了渗碳体的形成。水淬的冷却速率很快，它完全压制了渗碳体的形成。在这种情形下，碳被迫进入铁素体结构的狭窄空间，由此形成的金相组织叫做马氏体。这是最硬和最脆的钢，见图5。

图5 马氏体金相组织--硬且脆

metallograph.de提供照片

在普通碳钢中，仅在靠近淬火表面的区域可达到形成马氏体所需要的高冷却速率，而工件内部结构仍然较软。较大的断面进行水淬也会有淬火开裂的危险。

这就是钼和其它合金元素发挥作用的地方。合金元素减慢了碳原子扩散进入铁晶格的速度，延迟了奥氏体向铁素体的转变。因为马氏体可在较慢的冷却速度下形成，因此提高了钢的淬透性。如图6所示，钼在这方面的作用非常有效。

图6 淬透性放大系数表示淬硬深度随合金元素百分比增加的速度

而且，在中等冷却速率下，较大横断面的钢尤其是含钼合金钢中会形成贝氏体结构。此时，在冷却过程中发生奥氏体-铁素体转变之前，已出现一些碳化物的形核。

在实践中，调质钢部件金相组织的成分兼有马氏体和贝氏体。

回火

淬硬钢必须进行回火处理即再次加热，原因有两个：首先，部件边部和核心冷却速率不同造成的内应力必须消除；其次，为避免脆裂，高硬度的马氏体和贝氏体必须进行软化处理。

软化处理必然带来延展性的改善，强度的损失，碳钢尤为明显。而合金元素的重要功能则是延迟回火软化。

借助钼形成碳化物的能力，钼与铬、钒的精心组合可十分有效地延迟回火过程中强度的丧失并改善断裂韧性，所产生的回火马氏体结构，强度非常高且韧性尚可。

图7显示了钼含量对碳含量为0.35%的碳钢回火处理后硬度的影响。钼大大延迟了钢的软化，当钼含量足够高时，硬度曲线甚至会随着回火温度的升高而上升，这叫做二次硬化。

图7 钼含量对回火软化的影响

回火二次硬化效应是钼在高速钢和某些工具钢及模具钢中发挥的重要作用。

回火脆性

当钢回火后慢速通过450 - 550°C温度区间时，可能出现回火脆性。这是因为杂质如磷、砷、锑和锡等在晶界的偏析。与其它合金元素和杂质相比，钼原子非常大，它有效地阻碍了这些元素的迁移，因此可抗回火脆性。

图8显示了两个钢的韧性-脆性转变温度，表示钢使用温度的低限而不发生脆性失效。

图8 两个回火钢的韧脆转变温度与回火后冷却速率的关系

两个钢，一个不含钼，一个含0.15%钼，如果回火后水淬，则具有基本相同的韧性-脆性转变行为（转变温度-50°C)，但是，如果钢回火后在炉子里慢慢冷却，情况就不一样了。铬钢的韧脆转变温度变成+25°C，而铬-钼钢仍然保持在 -50°C。缓慢的冷却速率没有使含钼钢脆化，因此，含钼钢不太容易发生回火脆性。

氢脆

氢脆和硫化物应力开裂

正如前面所描述的，调质钢所获得的强度水平主要是基于马氏体的高强度，马氏体金相组织的特征是高密度位错和高内应力。

遗憾的是，正是这些条件增强了氢在钢中的扩散，造成氢脆。回火虽然降低了内应力和马氏体的位错密度，因而减少了氢的扩散，但是强度也下降到不足的水平。而钼通过固溶强化作用和与其它合金元素如铬和铌共同形成复合碳化物两种方式有效地减轻了这种影响。

在以硫化氢为氢的主要来源的情况下，氢脆现象被称为硫化物应力开裂。钼所具有的抗硫化物应力开裂能力对于开发石油专用管材（OCTG）所需的各类钢种起了关键作用，它们广泛用于化工、石化和油气工业。

高温氢腐蚀

在温度大约200°C 以上的氢腐蚀环境（对于石油蒸馏和催化重整等工艺是常见的工况条件），碳钢的使用受到严重限制。扩散进钢中的氢与钢中的碳结合形成甲烷和其它物质，其结果首先是脱碳，随后是由于局部气体压力大导致的裂纹。

图9 比较了暴露在540°C的加压氢气环境中，各类钢断裂强度的损失。未添加合金元素的碳钢，强度损失明显，暴露不到50小时，损失原来强度的50%以上；添加0.5%Mo或1%Cr-0.5%Mo之后略有改善，但对于此工况条件还是不够的。而2.25%Cr + 1% Mo 的合金含量可提供如下程度的保护：经过500小时的暴露之后，原先的断裂强度丝毫没有降低。

图9 钢的成分和暴露时间对钢的强度的影响，540°C，63巴加压氢气环境

过去将Cr+Mo在这方面的积极作用解释为碳化物的形成，现在认为是这些元素降低了晶界的能量。无论如何，加入适当含量的Mo和Cr，钢可抗氢腐蚀，避免脱碳、裂纹和强度损失。

可热处理工程用钢

可热处理钢的应用贯穿机械工程的全部领域，特别是涉及动态应力的场合。应用实例包括：

• 汽车部件如曲轴、半轴、转向部件；

• 机车建造、造船和重型发动机的轴；

• 机床和一般机械工程部件；

• 电厂的汽轮机和发电机轴；

• 油气工业的部件和配件；

• 紧固件如高强度螺栓；

• 飞机起落装置和控制部件；

• 油气勘探工具等。

表1 标准热处理工程钢

钢种的选择应针对应用环境，选择满足性能要求的牌号。

随着对较高强度和韧性的需求不断增长，要求材料提高合金含量以改善淬透性：

• 非合金钢的碳含量整体从0.22%提高到0.55%；
  

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

• 对于较高应力的部件，采用Cr-Ni-Mo 钢，Ni和Cr含量均增加至1%-2%之间；
  

• 在Ni-Cr-Mo 钢中，NI含量可高达4%，Mo含量可高达0.7%，以确保部件如发电机轴的完全硬化；
  

• 在Cr-Mo-V钢中，一部分碳被合金元素Mo取代以获得良好的焊接性能或额外的高韧性，Mo含量可达到0.9%。
  

对于这些钢种，钼最重要的作用是提高淬透性，并且促使在材料的全部横断面形成均匀的硬化显微组织。这从以下系列钢种可以看出：

表2 非合金化 1Cr、1Cr0.25Mo钢

添加1%Cr使屈服强度提高了大约50%，再添加0.25%的Mo进一步提高了强度，且完全硬化部分直径从100mm延长到500mm。

图1 添加Cr 和 CrMo 元素对调质钢屈服强度的影响

添加1%Cr 将韧性提高了15%，再添加 0.25% Mo将这一优异的韧性延伸到直径500mm的横截面（DIN EN17201对各类几何形状热处理直径的确定进行了标准化）

图2 添加Cr 和 CrMo 对调质钢断裂韧性的影响

图3 说明了对于不同的碳含量，添加Cr 和 CrMo 对力学性能的影响。高强度和高缺口冲击功的良好组合位于曲线图的右上部分。普通碳钢中添加1%Cr后，使性能数据向好的方向移动。通过添加0.25%Mo，则使高强度和足够的韧性进一步得到提升。

图3 添加Cr 和 CrMo 对力学性能的影响

钼与高强度低合金钢 

高强度低合金钢（HSLA）原本是在20世纪60年代为大口径油气管道而开发的。油气项目所用的管线材料，要求比低碳钢更高的强度和韧性，同时具有低碳钢良好的焊接性。

油气工业目前仍然是高强度低合金钢最重要的应用领域，但汽车行业、海上与陆上工程结构领域目前也大量使用高强度低合金钢。

目前的高强度低合金钢金相组织有传统的铁素体-珠光体、贝氏体、马氏体和多相组织。每一种都有热轧和冷轧产品。当今的高强度低合金钢的屈服强度从260MPa 到1000 MPa以上不等。

当要求屈服强度必须超过550MPa，或要求特殊的金相组织时，需要在高强度低合金钢中添加钼。钼对于贝氏体（针状铁素体）和多相组织（常见于双相钢、复相钢或TRIP 相变诱导塑性钢中）的形成特别有利。

热机械轧制工艺及铌（Nb）、钒（V）和钛（Ti）微合金化元素的采用这两项技术进步，使HSLA钢在大口径管道中的成功使用成为可能。由于这些技术进展，可以生产制造出更高强度的钢而不需要成本高昂的额外热处理。 早期的HSLA管线钢管通常依靠减少珠光体 - 铁素体金相组织来使管线钢达到X60和X65。 但是更高强度的管线钢需要采用新的工艺路线和新的化学成分等不同的方法来实现。 20世纪70年代和80年代早期的广泛研究，采用各种Mo-Nb组合的化学成分，成功地开发出比X70更高的强度。 随着加速冷却等新工艺技术的引入，可以通过更简洁的无钼钢种设计，开发出更高的强度的钢种。

主流HSLA管线钢通常碳含量为0.05-0.09％，锰含量高达2％，及少量（通常最多0.1％）的铌，钒和钛的组合。该材料的优选生产路线是热机械轧制，最大程度使晶粒细化，从而改善机械性能。 晶粒细化是唯一同时提高强度和韧性的强化机制。

然而，由于许多轧钢厂终轧后无法采用所要求的冷却速度，甚至没有所需要的加速冷却设备，唯一可行的解决方案是选用合金元素如Mo来获得所希望的材料性能（见表1 和2）。并且，随着X70成为现代管线项目的材料主力和螺旋焊管的日益普及，在过去的几年中，对炉卷轧机（Steckel轧机）或传统的带钢热轧机（HSM）所生产的高性价比厚钢板和热轧卷的需求显著增长。因此，许多钢厂为满足当今日益增长的管线需求，重新引入并利用1970年代取得的冶金学成果，采用钼合金化。

表1 含Mo的X70-80管线钢

表2 含Mo X70和X80管线钢的典型化学成分

未来长距离输气管道一个明显趋势是向更高输送压力方向发展，这要求钢材具备X80的特性或更高的性能。 钢铁生产商正在这方面取得良好进展，特别是对于厚断面热轧带钢。 这里钼的回归发挥了重要作用，添加0.1％--0.3％的钼，不仅有助于生产晶粒度非常细的结构，而且还大大增强了微合金元素所带来的析出硬化效果。 此外，钼合金化帮助促进屈服曲线的连续并避免所谓的包辛格效应，这对于采用基于应变的设计规范很重要。

图1 19mm热轧钢板的抗拉强度与钼含量的关系

中国已建成的第二条西气东输油气管道横跨近5000公里，大规模采用了具有针状铁素体金相组织的X80级管线钢。 大部分管线采用热轧厚（18.4 mm）钢带制成的螺旋焊管。 管道材料为低C（<0.07％）、含Nb（0.07-0.10％）和Mo（0.2-0.3％）钢。 即使合金含量很低，最终的成品管道也含有大约10,000吨的钼。

有一种观点认为钼合金化会导致成本劣势，但经过全面的成本效益分析，可以证明这种观点是错误的。将常用的NbV微合金化X70钢与当今先进的低碳 NbMo钢相比较，后者的合金元素成本确实更贵。 但是，由于后者生产工艺效率更高，质量成本更低，因此基于热轧带钢的NbMo钢制造总成本更低。 此外，NbMo合金钢的加工制造如同X80。 在项目中使用X80而不是X70，需要的钢材更少，可以大大节省成本（参见图2和图3），因为材料成本约占管道项目总成本的30％。

图2 X70和X80管坯的生产成本结构（基于2007年平均铁合金价格）

图3 在固定输送压力下，长250公里、直径48英寸管道的钢材消耗量与强度等级的关系。

结构钢板的应用十分多样化，其整体趋势是向强度更高的厚板或特厚板发展。这样的话，即便最强大的冷却装置也可能会达到极限，因此钼合金化在此变得意义重大。如今，屈服强度高达700MPa 的厚板采用热机械轧制来生产，取代了较传统和昂贵的淬火-回火工艺。根据不同的强度和韧性要求，必须采用不同的冷却方式如加速冷却（ACC）、强化加速冷却（HACC）或直接淬火和自回火（DQST）。在这种复杂的钢中，钼与其它合金元素如Cr和Ni、以及微合金化元素 Nb, Ti 及B等结合，形成贝氏体或针状铁素体等具有极细晶粒尺寸的金相组织。有了高强度钢，可以采用较薄的板制造结构部件，这样可节约材料，降低运输、吊装和焊接成本。

传统的高强度低合金结构钢在常温下有良好的强度，但在高温下会严重地软化，因此它们不适合在比环境温度高得多的温度下使用。当建筑发生火灾时就会出问题。如果火灾下钢结构软化，则结构会在其自重下坍塌。所以耐火钢必须能抵抗大约400-700°C 温度区间的热激活变形（蠕变）长达若干小时。

在日本，钢在600°C时必须保持强度最低为所规定室温屈服强度的2/3，才被认为具有耐火性能。与普通碳钢相比，添加了Nb、Mo、 V和/或 Ti 的HSLA钢在高温下具有较高的强度，其中，MoNb合金钢（Mo含量高达0.6%）表现最佳。Mo通过铁素体的固溶强化和 Mo₂C 颗粒的二次析出使钢强化。Nb 使晶粒细化，形成NbC析出相，进一步增加强度。此外，Mo 在NbC与基体界面偏聚可抑制NbC析出物的粗化。

与其它行业相比，汽车工业对轻量化的追求要强烈得多，这带动了钢铁行业前所未有的创新，以便能生产出具有高强度和良好冷成形性的合金材料。当今，乘用车的车身采用高强度钢的比例可高达80％，其中大部分是传统的（铁素体，铁素体 - 珠光体或贝氏体）高强度低合金钢，多相钢的比例不断增加。成熟钢种的抗拉强度可达1500MPa，新开发的牌号可达到2000MPa。在屈服强度超过700MPa的汽车用钢中，Mo合金化有其重要作用。Mo促进了贝氏体金相组织的形成，其具有比铁素体- 珠光体金相组织更高的强度。这些贝氏体钢对于结构加固件，车轮，底盘零件和卡车车架特别有用。 Mo与Nb和Ti等微合金化元素的协同作用也引领了超高强度铁素体钢的发展，这些钢的强度是通过大量沉淀硬化获得的。Mo在这些钢中的作用是多方面的：

Mo在热机械轧制期间延迟了微合金化元素的析出；

Mo在热轧过程中通过晶界的溶质拖曳延迟了再结晶；

Mo延迟了从奥氏体到铁素体的转变，从而产生更细的晶粒尺寸；

Mo可防止铁素体中析出的细小NbC或TiC颗粒的粗化（奥斯特瓦尔德熟化）（图4）

图4 添加Mo对铁素体中Ti/Nb碳化物析出的抗粗化作用

多相钢如DP（双相）、TRIP（相变诱导塑性）和CP（复相）钢可以直接利用轧制热量或通过采用额外的热处理（通常在冷轧后）来生产。 后者通常是汽车用钢常规的做法。 Mo合金化的主要作用是改变CCT曲线中的相区，相区规定了转变冷却速率的处理窗口，从而最大程度地减少了最终带材产品的性能变化。

对于轧制态的双相钢，在最终淬火将剩余的富碳奥氏体转变成马氏体之前，冷却模式必须能够形成足够的先共析铁素体基体而不使珠光体成核。 这通常在两步冷却过程中实现。 Mo对珠光体“鼻子”有明显的影响，非常有效地延缓了珠光体的形成。 它对先共析铁素体反应的延迟作用小得多，因此大大增加了所允许冷却速率的窗口区间并使生产过程更加稳健。

对于冷轧带钢，可通过Ar1和Ar3温度之间的临界区退火来调节多相显微组织中的铁素体量。 新形成的奥氏体部分在处理期间富含碳，之后在连续退火线（CAL）或连续镀锌线（CGL）中，在足够高的冷却速率下转变成马氏体。 Mo合金化降低了产生完全马氏体转变所需的临界冷却速率。 因此，仍然可以使用并非专门用于生产DP钢的CGL，这样，钢厂对生产的规划和安排具有更大的灵活性。

TRIP钢临界区退火之后并不立即淬火至马氏体转变温度以下，而是在中间温度下形成不含碳化物的贝氏体。 在该温度下保持一段时间后，不含碳化物的贝氏体转变成残余奥氏体和贝氏体铁素体。 钼使这种贝氏体转变极为缓慢。 如果保温时间较长的话，可以获得TRIP辅助的DP钢。 减少贝氏体区域的保持时间可得到DP钢，这是优先转变成马氏体的结果。 添加Mo有助于在加工后获得较高的马氏体和较低的残留奥氏体含量，由此显著地提高了抗拉强度，且不会对焊接性能造成太大的影响（就碳当量而言）。

当无碳化物的贝氏体分解成残余奥氏体，马氏体和贝氏体铁素体等若干组织成分时，则获得了复相（CP）钢的显微组织。 马氏体组织提高了抗拉强度，贝氏体铁素体提高屈服强度，残余奥氏体组织提高延伸率。

通常的Mo合金化HSLA钢表现出优异的冷成形性能，下图为测试样品表现及利用了上述优良性能的汽车部件。其中左上为多次弯曲（“手帕”）测试， 右上为扩孔试验。左下为高度变形的悬架臂， 右下为成型车轮。

耐热钢--牌号与应用 

大型汽轮机需要抗蠕变钢，以确保安全，经济的运行

图1 运行条件对发电厂效率和排放的影响

抗蠕变铁素体钢目前仍然是全球电厂，炼油厂和石油化工厂的常用材料。这类钢分为CMn钢，Mo钢，低合金CrMo钢和9-12％Cr钢。由于各类钢有很多不同的钢种，表1仅列出每类钢的几个代表性牌号。

不同合金钢之间化学成分的变化带来了金相组织的复杂性，导致合金之间的不同强化机制，以及蠕变断裂强度在数量级上的不同。

P235钢种及其Nb-微合金化衍生牌号P355是典型的CMn钢，具有铁素体 - 珠光体金相组织。碳和锰是对这些钢的强度影响最为强烈的的合金元素。与P235相比，P355中添加Nb，细化了晶粒尺寸并具有更高的屈服强度，但蠕变断裂强度的增加很有限，如图2a所示。两种钢的使用温度限值为400°C。

在Mo钢中，0.3％钼带来的固溶硬化是蠕变断裂强度增加的主要原因，见图2a。9NiCuMoNb5-6-4，即广为人知的牌号WB36，比16Mo3的屈服强度大幅增加，部分原因是由于铌的晶粒细化效应。铜析出带来的额外硬化效应也提高了屈服强度。

图2 耐热钢的蠕变-断裂强度（MPa）

由于蠕变塑性随着钼含量的增加而明显下降，因此钼强化作用的潜能未被充分利用。Mo钢另一个应用局限是500℃以上碳化铁的分解--被称为石墨化。这两个问题的解决方案是采用铬和钼两元素组合的合金化。实际上，CrMo钢是第一个允许发电厂的蒸汽温度超过500°C的钢。经典CrMo钢13CrMo4-5（T/P11）和11CrMo9-10（T/P22）的性能如图2b所示。这些钢的蠕变断裂强度显著优于简单的Mo钢(图2a)。CrMo钢可形成碳化铬，在500°C以上较稳定，可防止石墨化。铬也提高了抗氧化性。新开发的7CrMoVTiB10-10（T/P24）和T/P23具有极高的强度性能（见图2b）。这些钢基于并具有类似于T/P22的显微金相组织。在T/P24基础上添加钛，钒和硼，在T/P23中添加钨，钒，铌和硼，可以显著提高它们的强度。

图3 发电厂主蒸汽管道的材料

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