钢铁材料的力学性能根据微细组织的状态变化很大，所以应该通过适当地选择化学组成和生产工艺条件来达到组织的最佳化。作为组织构成要素有，晶体中的化学缺陷溶质元素（夹杂物和合金元素）、结构性缺陷的原子空位和位错、多晶体和包括结构/组成的不同的第二相时形成的晶界和异相界面。强化组织因子在塑性变形时，全部成为位错移动的障碍，所以通过其利用可以强化材料。一般如果强度提高，延性和韧性就会降低，所以实际应用上需要改善其平衡的材料设计。

　　如果使金属材料中的第二相粒子弥散，由于母相和粒子的弹性常数以及粒子的体积分数和形状的不同，宏观弹性性质也不同，因此，屈服强度可以根据各种强化机制进行设计。塑性变形后达到加工硬化后最大变形应力的抗拉强度，材料的断面边缘均匀减少边变形。关于延性，表示均匀变形极限应变的均匀伸长率、变形集中，断面收缩局部发生的缩颈现象开始后，直到断裂的变形量的局部伸长率，其后的断裂伸长率成为重要的参数。缩颈开始是变形应力σ达到超过加工硬化率（dσ/dε）的塑性不稳定条件时发生，所以，提高加工硬化率（σ=Aεn），即提高n，是提高延性的方法之一。

　　于是利用合金碳化物的纳米级析出的高强度铁素体钢被提出来了。钢的微细析出物被用于各种钢。可作为纳米级弥散的析出物有碳化物/氮化物、金属间化合物和铜（Cu）等。低合金钢最常用的析出物是碳化铁（渗碳体），其尺寸在含有高密度位错的微细弥散的回火马氏体中是数十纳米。为获得充分的强化量，需要高碳化。而添加碳化物生成元素的马氏体钢，经500℃以上温度回火处理，析出几纳米的合金碳化物。在添加钼（Mo）、钛（Ti）、铌（Nb）和钒（V）等钢中，与先析出渗碳体不同，是析出微细合金碳化物，呈回火二次硬化。具有Ti、Nb和V等B1（NaCl）型结构的合金碳化物的纳米级析出，因铁素体和碳化物间的界面本身或该碳化物周围的共格应变场成为氢陷阱，所以对抑制高强钢的延迟断裂有效。

　　铁素体析出的Cu，析出初期生成与具有bcc结构的铁素体共格的bcc团簇，随着时效的进行，从密排层状结构的9R向fcc结构转变。因Cu是软质粒子，所以在显示切断机制的析出强化时，也改善延性，该纳米级析出也用于提高超低碳IF钢的烘烤硬化性。另一方面，在马氏体时效钢和析出强化型不锈钢等高合金钢中，与合金碳化物析出的二次硬化相同，通过高温回火处理析出纳米级硬质相Ni3Al、Ni3Ti、FeMo等，强度显著提高。在最近高强钢的研发项目中，除合金设计和锻造/冷却工艺控制的进一步高强化以外，还进行构件内部强度分布控制、微细组织和材质预测模型的开发。最近，利用热轧后卷取工序的铁素体相变时发生的（Ti、Mo）C相界面析出的高强度、高延性低碳铁素体薄钢板也正在实用化。

　　在Fe-0.1%C-1.5%Mn钢中添加0.3%V的合金VC相界面析出组织的，用TEM以观察到相界面析出的特有的VC周期性点列状分布。如果含有这种合金碳化物纳米级析出的铁素体钢变形，碳化物成为位错运动的障碍，就会获得高的屈服强度。在中碳钢S45C中添加0.1%-0.5%V的合金，在VC完全固溶的温度下，奥氏体化后，在各种温度恒温相变，测定钢硬度的结果。不含V的S45C钢，从呈铁素体+珠光体组织的700℃到贝氏体混存的500℃，相变温度降低，硬度单调上升，但全贝氏体组织的450℃，与500℃相比，硬度下降。此外，由于添加V，铁素体+珠光体组织的硬度上升，其上升量是V添加量越多越大。0.3%V钢的硬度在600℃（873K）以上，明显高于S45C钢。但在开始生成贝氏体的580℃（853K）的低温硬度则大大减少。添加V钢不仅是初析铁素体，而且在珠光体组织中的铁素体层状部位也发生VC相界面析出，有助于钢的高强化。这一结果表明，为利用VC相界面析出实现钢的高强化，在铁素体/珠光体相变温度区域尽可能低的温度进行相变处理是有效的方法。