渗碳钢如何合金化

❶ 渗碳钢的热处理工艺路线及方法是什么

渗碳钢的热处理一般是渗碳后进行淬火及低温回火，以获得高硬度的表层及强而韧的心部。根据钢的成分的差异，常用的热处理方法有以下几种。
（1）渗碳后预冷直接淬火及低温回火
这种方法适用于合金元素含量较低又不易过热的钢，如20CrMnTi、20CrTi等。
（2）一次淬火
渗碳后缓冷至室温，重新加热淬火并低温回火。适用于渗碳时易过热的碳钢、低合金钢工件及固体渗碳后的零件等。
（3）两次淬火
渗碳后缓冷至室温，重新加热两次淬火并低温回火。适用于本质粗晶粒钢及对性能要求很高的工件，但生产周期长，成本高，易脱碳氧化和变形。
对于合金化程度较高的18Cr2Ni4WA等钢种，如果渗碳后预冷淬火，渗层将存在大量残留奥氏体，使硬度降低。为此，生产上采用渗碳空冷后进行高温回火，使残留奥氏体分解，然后再进行加热淬火和低温回火。
热处理和组织特点渗碳件一般的工艺路线为：下料→锻造→正火→机加工→渗碳→淬火+低温回火→磨削。渗碳温度为900~950℃，渗碳后的热处理通常采用直接淬火加低温回火，但对渗碳时易过热的钢种如20、20Mn2等，渗碳后需先正火，以消除晶粒粗大的过热组织，然后再淬火和低温回火。淬火温度一般为Ac1+30~50℃。使用状态下的组织为：表面是高碳回火马氏体加颗粒状碳化物加少量残余奥氏体（硬度达HRC58~62），心部是低碳回火马氏体加铁素体（淬透）或铁素体加托氏体（未淬透）。
渗碳是指使碳原子渗入到钢表面层的过程。也是使低碳钢的工件具有高碳钢的表面层，再经过淬火和低温回火，使工件的表面层具有高硬度和耐磨性，而工件的中心部分仍然保持着低碳钢的韧性和塑性。一般渗碳的温度为900~950℃，淬火温度为800~850℃油淬，回火温度为180~200℃。

❷ 试述渗碳钢的合金化思想及热处理特点

抛砖引玉一下，本人亦热处理工艺员。
渗碳钢大多是低碳合金钢或低碳钢，正火的目的如楼上所说很全，而低碳合金钢调质后渗碳淬火这样的工艺比比皆是，主要原因是热处理只是零件生产过程中的一道工序，而总工艺由机加工的工程师定，而那些人不是太专业，做了一次之后发现效果也很好，工艺定下来之后在想改就难了，殊不知正火对于机加工的切削及组织更有利，热处理效率更高，甚至成本也低。
飘过~~~~~~~

❸ 渗碳钢的详细信息

具有高碳的耐磨层和低碳的高强韧性心部，能承受巨大的冲击载荷、接触应力和耐磨。汽车、工程机械和机器制造等行业中，大量使用的齿轮，是渗碳钢应用中最具有代表性的实例。
渗碳钢常用的合金钢系列主要是CrMn系、Cr-Mo 系和Cr-Ni-Mo系等。
保证渗碳钢心部的组织和性能的核心是淬透性。一般用途的渗碳钢件的心部组织为50%左右的马氏体加其他非马氏体组织。重要用途（如航空渗碳齿轮），心部组织亦应为马氏体或马氏体/贝氏体组织。提高淬透性的常用合金元素有铬、锰、镍、钼和硼。从合金化的经济角度考虑，CrMn系（特别是含硼钢）值得推荐，但就生产和使用的角度而言，Cr-Mo 系钢更为优越。重要用途的、高质量要求的渗碳钢一般均含有一定量的钼，尤其是对于重载的大型渗碳件更需要。
当心部性能确定后，渗层组织和性能对其使用寿命具有决定性作用。渗层的组织要求为全马氏体和细小、弥散、球状分布的合金碳化物。保证渗层组织的核心仍然是淬透性。渗层应具有高的硬度、良好的显微组织、合理的残余应力分布和一定的韧性储备。
1、用途渗碳钢主要用于制造要求高耐磨性、承受高接触应力和冲击载荷的重要零件，如汽车、拖拉机的变速齿轮，内燃机上凸轮轴、活塞销等。
2、性能要求①表面具有高硬度和高耐磨性，心部具有足够的韧性和强度，即表硬里韧；②具有良好的热处理工艺性能，如高的淬透性和渗碳能力，在高的渗碳温度下，奥氏体晶粒长大倾向小以便于渗碳后直接淬火。
3、成分特点①低碳：含碳量一般为0.1~0.25%，以保证心部有足够的塑性和韧性，碳高则心部韧性下降。②合金元素：主加元素为Cr、Mn、Ni、B等，它们的主要作用是提高钢的淬透性，从而提高心部的强度和韧性；辅加元素为W、Mo、V、Ti等强碳化物形成元素，这些元素通过形成稳定的碳化物来细化奥氏体晶粒，同时还能提高渗碳层的耐磨性。
4、热处理和组织特点渗碳件一般的工艺路线为：下料→锻造→正火→机加工→渗碳→淬火+低温回火→磨削。渗碳温度为900~950℃，渗碳后的热处理通常采用直接淬火加低温回火，但对渗碳时易过热的钢种如20、20Mn2等，渗碳后需先正火，以消除晶粒粗大的过热组织，然后再淬火和低温回火。淬火温度一般为Ac1+30~50℃。使用状态下的组织为：表面是高碳回火马氏体加颗粒状碳化物加少量残余奥氏体（硬度达HRC58~62），心部是低碳回火马氏体加铁素体（淬透）或铁素体加托氏体（未淬透）。
5、常用钢种
根据淬透性不同，可将渗碳钢分为三类：
①低淬透性渗碳钢：典型钢种如20、20Cr等，其淬透性和心部强度均较低，水中临界直径不超过20~35mm。只适用于制造受冲击载荷较小的耐磨件，如小轴、小齿轮、活塞销等。
②中淬透性渗碳钢：典型钢种如20CrMnTi等，其淬透性较高，油中临界直径约为25~60mm，力学性能和工艺性能良好，大量用于制造承受高速中载、抗冲击和耐磨损的零件，如汽车、拖拉机的变速齿轮、离合器轴等。
③高淬透性渗碳钢：典型钢种如18Cr2Ni4WA等，其油中临界直径大于100mm，且具有良好的韧性，主要用于制造大截面、高载荷的重要耐磨件，如飞机、坦克的曲轴和齿轮等。

❹ 合金钢板的钢的合金化

在钢中加入合金元素后，钢的基本组元铁和碳与加入的合金元素会发生交互作用。钢的合金化目的是希望利用合金元素与铁、碳的相互作用和对铁碳相图及对钢的热处理的影响来改善钢的组织和性能。 合金元素加入钢中后，主要以三种形式存在钢中。即：与铁形成固溶体；与碳形成碳化物；在高合金钢中还可能形成金属间化合物。
1. 溶于铁中
几乎所有的合金元素（除Pb外）都可溶入铁中, 形成合金铁素体或合金奥氏体, 按其对α-Fe或γ-Fe的作用, 可将合金元素分为扩大奥氏体相区和缩小奥氏体相区两大类。
扩大γ相区的元素—亦称奥氏体稳定化元素, 主要是Mn、Ni、Co、C、N、Cu等, 它们使A3点(γ-Fe α-Fe的转变点)下降, A4点( γ-Fe的转变点)上升, 从而扩大γ-相的存在范围。其中Ni、Mn等加入到一定量后, 可使γ相区扩大到室温以下, 使α相区消失, 称为完全扩大γ相区元素。另外一些元素(如C、N、Cu等), 虽然扩大γ相区, 但不能扩大到室温, 故称之为部分扩大γ相区的元素。
缩小γ相区元素——亦称铁素体稳定化元素, 主要有Cr、Mo、W、V、Ti、Al、Si、B、Nb、Zr等。它们使A3点上升, A4点下降(铬除外, 铬含量小于7%时, A3点下降; 大于7%后,A3点迅速上升), 从而缩小γ相区存在的范围, 使铁素体稳定区域扩大。按其作用不同可分为完全封闭γ相区的元素(如Cr、Mo、W、V、Ti、Al、Si等)和部分缩小γ相区的元素(如B、Nb、Zr等)。
2. 形成碳化物
合金元素按其与钢中碳的亲和力的大小, 可分为碳化物形成元素和非碳化物形成元素两大类。
常见非碳化物形成元素有：Ni、Co、Cu、Si、Al、N、B等。它们基本上都溶于铁素体和奥氏体中。常见碳化物形成元素有：Mn、Cr、W、V、Nb、Zr、Ti等(按形成的碳化物的稳定性程度由弱到强的次序排列)，它们在钢中一部分固溶于基体相中，一部分形成合金渗碳体, 含量高时可形成新的合金碳化合物。 1. 对奥氏体和铁素体存在范围的影响
扩大或缩小γ相区的元素均同样扩大或缩小Fe-Fe3C相图中的γ相区, 且同样Ni或Mn的含量较多时, 可使钢在室温下得到单相奥氏体组织 (如1Cr18Ni9奥氏体不锈钢和ZGMn13高锰钢等)， 而Cr、Ti、Si等超过一定含量时, 可使钢在室温获得单相铁素体组织 (如1Cr17Ti高铬铁素体不锈钢等)。
2. 对Fe-Fe3C相图临界点(S和E点)的影响
扩大γ相区的元素使Fe-Fe3C相图中的共析转变温度下降, 缩小γ相区的元素则使其上升, 并都使共析反应在一个温度范围内进行。几乎所有的合金元素都使共析点(S)和共晶点(E)的碳含量降低，即S点和E点左移, 强碳化物形成元素的作用尤为强烈。 合金元素的加入会影响钢在热处理过程中的组织转变。
1. 合金元素对加热时相转变的影响
合金元素影响加热时奥氏体形成的速度和奥氏体晶粒的大小。
(1)对奥氏体形成速度的影响： Cr、Mo、W、V等强碳化物形成元素与碳的亲合力大, 形成难溶于奥氏体的合金碳化物, 显著减慢奥氏体形成速度；Co、Ni等部分非碳化物形成元素, 因增大碳的扩散速度, 使奥氏体的形成速度加快；Al、Si、Mn等合金元素对奥氏体形成速度影响不大。
(2)对奥氏体晶粒大小的影响：大多数合金元素都有阻止奥氏体晶粒长大的作用, 但影响程度不同。强烈阻碍晶粒长大的元素有：V、Ti、Nb、Zr等；中等阻碍晶粒长大的元素有：W、Mn、Cr等；对晶粒长大影响不大的元素有：Si、Ni、Cu等；促进晶粒长大的元素：Mn、P等。
2. 合金元素对过冷奥氏体分解转变的影响除Co外, 几乎所有合金元素都增大过冷奥氏体的稳定性, 推迟珠光体类型组织的转变, 使C曲线右移, 即提高钢的淬透性。常用提高淬透性的元素有：Mo、Mn、Cr、Ni、Si、B等。必须指出, 加入的合金元素, 只有完全溶于奥氏体时, 才能提高淬透性。如果未完全溶解, 则碳化物会成为珠光体的核心, 反而降低钢的淬透性。另外, 两种或多种合金元素的同时加入(如, 铬锰钢、铬镍钢等), 比单个元素对淬透性的影响要强得多。
除Co、Al外, 多数合金元素都使Ms和Mf点下降。其作用大小的次序是：Mn、Cr、Ni、Mo、W、Si。其中Mn的作用最强, Si实际上无影响。Ms和Mf点的下降, 使淬火后钢中残余奥氏体量增多。残余奥氏体量过多时,可进行冷处理(冷至Mf点以下), 以使其转变为马氏体; 或进行多次回火, 这时残余奥氏体因析出合金碳化物会使Ms、Mf点上升, 并在冷却过程中转变为马氏体或贝氏体(即发生所谓二次淬火)。
3. 合金元素对回火转变的影响
(1)提高回火稳定性 合金元素在回火过程中推迟马氏体的分解和残余奥氏体的转变(即在较高温度才开始分解和转变)， 提高铁素体的再结晶温度, 使碳化物难以聚集长大，因此提高了钢对回火软化的抗力, 即提高了钢的回火稳定性。提高回火稳定性作用较强的合金元素有：V、Si、Mo、W、Ni、Co等。
(2)产生二次硬化 一些Mo、W、V含量较高的高合金钢回火时, 硬度不是随回火温度升高而单调降低, 而是到某一温度(约400℃)后反而开始增大, 并在另一更高温度(一般为550℃左右)达到峰值。这是回火过程的二次硬化现象, 它与回火析出物的性质有关。当回火温度低于450℃时, 钢中析出渗碳体; 在450℃以上渗碳体溶解, 钢中开始沉淀出弥散稳定的难熔碳化物Mo2C、W2C、VC等, 使硬度重新升高, 称为沉淀硬化。回火时冷却过程中残余奥氏体转变为马氏体的二次淬火所也可导致二次硬化。
试一试：碳质量分数为0.35%的钼钢的回火温度与硬度的关系
产生二次硬化效应的合金元素
产生二次硬化的原因 合 金 元 素
残余奥氏体的转变 沉淀硬化 Mn、Mo、W、Cr、Ni、Co①、V V、Mo、W、Cr、Ni①、Co①
①仅在高含量并有其他合金元素存在时, 由于能生成弥散分布的金属间化合物才有效。
(3)增大回火脆性 和碳钢一样, 合金钢也产生回火脆性, 而且更明显。这是合金元素的不利影响。在450℃-600℃间发生的第二类回火脆性(高温回火脆性) 主要与某些杂质元素以及合金元素本身在原奥氏体晶界上的严重偏聚有关, 多发生在含Mn、Cr、Ni等元素的合金钢中。 这是一种可逆回火脆性, 回火后快冷(通常用油冷)可防止其发生。钢中加入适当Mo或W(0.5%Mo, 1%W)也可基本上消除这类脆性。 提高钢的强度是加入合金元素的主要目的之一。欲提高强度, 就要设法增大位错运动的阻力。金属中的强化机制主要有固溶强化、位错强化、细晶强化、第二相(沉淀和弥散)强化。合金元素的强化作用, 正是利用了这些强化机制。
1. 对退火状态下钢的机械性能的影响
结构钢在退火状态下的基本相是铁素体和碳化物。合金元素溶于铁素体中, 形成合金铁素体, 依靠固溶强化作用, 提高强度和硬度, 但同时降低塑性和韧性。
2.对退火状态下钢的机械性能的影响
由于合金元素的加入降低了共析点的碳含量、使C曲线右移, 从而使组织中的珠光体的比例增大, 使珠光体层片距离减小, 这也使钢的强度增加, 塑性下降。但是在退火状态下, 合金钢没有很大的优越性。
由于过冷奥氏体稳定性增大, 合金钢在正火状态下可得到层片距离更小的珠光体, 或贝氏体甚至马氏体组织, 从而强度大为增加。Mn、Cr、Cu的强化作用较大, 而Si、Al、V、Mo等在一般含量(例如一般结构钢的实际含量)下影响很小。
3. 对淬火、回火状态下钢的机械性能的影响
合金元素对淬火、回火状态下钢的强化作用最显著, 因为它充分利用了全部的四种强化机制。淬火时形成马氏体, 回火时析出碳化物, 造成强烈的第二相强化，同时使韧性大大改善, 故获得马氏体并对其回火是钢的最经济和最有效的综合强化方法。
合金元素加入钢中, 首要的目的是提高钢的淬透性, 保证在淬火时容易获得马氏体。其次是提高钢的回火稳定性, 使马氏体的保持到较高温度，使淬火钢在回火时析出的碳化物更细小、均匀和稳定。这样, 在同样条件下, 合金钢比碳钢具有更高的强度。 1. 合金元素对钢铸造性能的影响
固、液相线的温度愈低和结晶温区愈窄, 其铸造性能愈好。合金元素对铸造性能的影响, 主要取决于它们对Fe-Fe3C相图的影响。另外, 许多元素, 如Cr、Mo、V、Ti、Al等在钢中形成高熔点碳化物或氧化物质点, 增大钢的粘度, 降低流动性, 使铸造性能恶化。
2.合金元素对钢塑性加工性能的影响
塑性加工分热加工和冷加工。合金元素溶入固溶体中, 或形成碳化物(如Cr、Mo、W等), 都使钢的热变形抗力提高和热塑性明显下降而容易锻裂。一般合金钢的热加工工艺性能比碳钢要差得多。
3. 合金元素对钢焊接性能的影响
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。但钢中含有少量Ti和V, 可改善钢的焊接性能。
4. 合金元素对钢切削性能的影响 切削性能与钢的硬度密切相关, 钢是适合于切削加工的硬度范围为170HB～230HB。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. 合金元素对钢热处理工艺性能的影响
热处理工艺性能反映钢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,可减少工件的变形和开裂倾向。加入锰、硅会增大钢的过热敏感性。

❺ 合金渗碳钢中常含哪些合金元素它们对渗碳钢的热处理，组织和性能有何影响

常见的有Cr、Mn、Ti等元素，其主要作用是形成固溶体或碳化物，可提高钢的强度和硬度，同时还能细化组织和晶粒。

❻ 合金渗碳钢的热处理及性能

预先热处理为正火，其目的是为了改变锻造状态的不正常组织，获得合适的硬度以利切削加工。最终热处理一般是渗碳后淬火加上低温回火。使表层获得高碳回火马氏体加碳化物，表面硬度一般为58～64HRC；而心部组织则视钢的淬透性高低及零件尺寸的大小而定，可得到低碳回火马氏体或其他非马氏体组织，心部具有良好的强韧性。

❼ 热处理问题

1、渗碳在热处理中的术语叫固溶渗碳，对于固溶渗碳，首先要从材料的晶格状态着手
2、材料的晶格形式有“面心立方晶格”和“体心立方晶格”
3、“体心立方晶格”的结构较“面心立方晶格”的结构要稳定，换言之，“体心立方晶格”的材料要比“面心立方晶格”的材料要硬
4、不管是什么形式的晶格，在合金的分子与分子之间都存在间隙，将碳元素渗透到这些间隙中，叫固溶渗碳，渗碳的目的是提高材料的硬度
5、碳素工具钢的硬度是以碳元素与合金元素之间的金属键形成稳定结构而获得硬度的，适合做一般的工具，如：锉刀，铰刀
6、低合金钢的硬度是以合金元素之间形成稳定结构而获得的硬度，其硬度要高于碳素工具钢，适合做常规车刀、铣刀
7、高速钢加入了耐高温成分，适合做高硬度材料的加工道具，如车削轧辊的刀具

❽ 合金化是什么

提高钢的强度既简便又便宜的方法是增加碳含量。然而，这种方法使其他所希望的性能遭到消弱，如成型性，焊接性，韧性和其他一些性能。几个性能都重要的情况下的几种应用，碳含量必须保持在低水平。在低碳钢中为了获得高强度并同时保持高水平的综合性能最经济的方法是应用微合金化技术。

为什么要高强度

应用高强度钢可以降低板厚度从而在许多应用中降低重量。在汽车工业，车体减轻可以节省燃油从而保护环境（减少排气量）。在造船工业，船体减轻可以装载更多的货物。图3显示的是管道在管线结构中的应用。对于一个18m长，外径1000mm的管道，当用高强度钢X70代替低强度钢时其重量可以从14t降低到6t。另一个重要的例子是民用建筑，如图4所示，的建筑形式，用460MPa的高强度钢代替低强度钢（235MPa）可以节省材料40%，重量降低超过50%，焊接材料可以节约超过70%。
微合金化的效果

图5表明了主要微合金化元素Nb，V和Ti对提高强度和韧性的作用以及其强化机理。这三个元素均是通过细化晶粒和沉淀强化提高强度，但每种机理强化程度不同。Nb具有最强的晶粒细化强化效果，而V具有最强的沉淀强化效果，Ti介于上述两者之间。如图6所示，晶粒细化是唯一的能够同时提高韧性的强化机理。因此，当同时需要高强度和高韧性综合性能时就需要添加铌，譬如管线钢和结构钢。在图5中还可以反映出铌是经济有效的。如要使低碳钢的屈服强度提高100MPa，需要添加0.02%的铌，而钒则需要添加两倍的量。

铌的晶粒细化引起的强烈效果与其在轧制时通过固溶，特别是碳氮化铌析出延迟奥氏体再结晶有关系。图7显示了分别含Nb，V，Ti钢的效果。铌阻止在轧制最后阶段奥氏体的再结晶，促进了扁平晶粒的变形，从而导致非常细的铁素体晶粒。

铌的另一个重要影响是在中低碳钢中降低转变温度促使贝氏体组织的形成，这一研究已经比较多了，如图8所示。降低转变温度是由于在轧制过程中仍有一部分铌留在固溶体中而没有发生沉淀反应。这一效果在同时加入Nb和Mo或同时加入Nb和B时由于协同作用而加强，如图所示。其中一个实际例子是X80管线钢，铁素体-低珠光体组织在得到韧性要求的同时却达不到强度级别。

微合金化不仅仅对轧制产品有作用。V可以在热处理级别钢种提高强度，而铌可以细化晶粒。如图9所示，在正常热处理之后，铌明显的细化了晶粒。

为了得到所希望的高水平性能，在炼钢时很好的控制杂质含量如S、N、P等也是非常重要的，特别是对需要高韧性的板材产品。图10表明了S是如何影响冲击性能的。为了把S含量控制在低的水平，应用硫化物形状控制（通常用钙处理）对于避免生成对横向韧性有损害的延长硫化镁是非常重要的。

如图11所示，氮对热影响区的韧性的损害是非常大的，因此低氮是值得提倡的。这一损害可以用钛固定游离的氮以降低其影响。氮化钛在高温时非常稳定，因此它可以阻止晶粒的增长。图12显示了钛固氮处理提高热影响区韧性的益处。然而用钛需要很好的控制手段。加入到钢中的钛的量要以固定氮所需要的量为上限。如果多加了钛将促使形成碳化钛，这样对热影响区的韧性有损害，如图13所示。氮对焊接金属的韧性也是有影响的，如图14。
板材产品的微合金化
板材产品方面的技术进展可以作如下描述：

50年代后期： Nb的引入
60年代： 控制轧制的试验探索
70年代： 全面实行微合金化和控制轧制
80年代： 实行加速冷却
90年代： 实行直接淬火
图15表示的是微合金化元素Nb、V和Ti在不同的冷却工艺下在板材中的强化效果，Nb的提高强韧性的效果尤为突出。
微合金化板材有着非常广泛的应用，如管线钢，造船钢，海洋平台，民用建筑（桥梁、高架桥，建筑）以及其它领域。

如表1所示，管线钢产品的发展，表明虽然碳的含量在不断降低，但其强度却在增加，这一原因前面已经说明。提高到X80级的产品已经进行商业生产，一些钢铁公司已经开发了X100级别。提高抗氢致裂纹需要更严格的炼钢工艺并需要非常低的碳和硫含量，如表2所列的工业产品。

最后，表3对几种管线钢进行了总结，包括热轧和炉卷产品。在表中我们可以注意到一些钢中的含铌量高于正常情况的含铌量，在0.07~0.09%之间。这些钢最近几年在北美已经进行商业生产。高铌含量可以把奥氏体再结晶延迟到更高的温度（如图7所示），这使控轧工艺更加宽松，如高的终轧温度，这对有功率限制的钢板轧机是有益的。而且，这些超低碳高Nb钢具有非常好的韧性特性。

对于海洋平台和造船业来讲，自70年代以来的趋势是降低含碳量，特别是在高焊接工作量并需要提高焊接性能的情况下。表4显示的是分别通过正常的热处理和加速冷却工艺生产的335MPa级的典型的化学成分。

在民用建筑方面，图16表明了在瑞典现代桥梁应用的高强度微合金化钢。用高强度钢，屈服强度460MPa级，热机械工艺（TMCP）可以降低重量15，000t，降低费用2500万美元。表5显示的是50mm厚结构板材产品典型的化学成分，工艺分别为正常情况（N），控轧（TM），淬火和回火（QT），热机械工艺（TMCP）和直接淬火（DQ）。最近几年，安全防火变得越来越重要。如图17所示，防火结构钢已经发展起来，该钢添加Nb和Mo以提高高温强度。
汽车工业用热轧和冷轧薄钢板

在70年代初第一次石油危机之后，微合金化热轧和冷轧薄钢板在汽车工业获得了广泛应用。用高强度钢代替低强度钢过去是现在依然是降低汽车车重的有效方法，以节省燃料。安全方面的需要也激发了高强度钢的应用。
热轧薄钢板

热轧低合金高强度钢（HSLA）薄钢板主要用于卡车的底盘部分，也用于大客车的车轮，轮毂等部件。传统的屈服强度水平在350MPa到550MPa之间，具有铁素体加少量珠光体组织。表6列出了一些典型的化学成分。过去，这些钢也用Ti作为主要微合金化元素来生产，尤其是在过去钢的含硫水平比较高。加入钛的另外一个主要作用是控制硫化物的形状。但是由于其碳化物形成的动力学原因，轧制工艺十分复杂，大部分情况下是不允许的，以避免出现典型的最终产品性能大范围的分散，图18。在铁素体-少量珠光体钢中，当薄板的厚度方向需要使用两种微合金化元素来获得更高的强度时，Nb和V的结合将使性能分散范围小些。以上考虑涉及到Ti的碳化物沉淀强化作用。如果只用来固定N，则Ti很有效。在含Nb钢中，强度进一步提高，因为更多的Nb将使铸造性能也得到改善。

最近，开发出690MPa级卡车大梁用钢，它利用了在由热带轧机直接轧出的贝氏体钢中所有的强化机理，图19。表7列出了两种欧洲产品的合金设计。

铁素体-贝氏体钢，含10~30%的贝氏体，用于车轮、轮毂和底盘，它比铁素体-珠光体钢具有更优越的凸缘压边延伸性能。与铁素体-马氏体——双相钢相反，当焊接的轮毂轮箍被拉伸时，使用这种钢不会出现局部颈缩。如图20所示，当合金设计、轧制参数——卷取温度——得到控制从而第二相主要为贝氏体相时，就可达到强度和成型性的最优配合。
冷轧薄钢板

传统的微合金高强度冷轧薄板用钢在汽车工业已使用了25年，但部分汽车零件不需要高的成型性。图21显示了罩式退火钢板的典型化学成分。传统的微合金钢也可在连续退火线上生产，此时，对于给定的钢种，可以获得更高的强度。例如，如图22所示的用于汽车侧挡板的双相钢。
更复杂形状的产品——汽车车体（integrated
panels）的开发以及传统钢达不到罩式退火同样的成型性而引入连续退火生产薄钢板，需要开发一种新的类型钢，即无间隙钢——超低碳IF钢。

无间隙钢添加Ti、Nb或Ti+Nb生成无间隙原子。尤其在镀锌产品中，TiNb无间隙钢可获得最优配合的机械性能以及更好的表面质量，如图23、24、25、26、27、28所示。仅添加Ti的无间隙钢易于产生表面缺陷。

匹兹堡大学的最新研究工作已经表明，当铌在铁素体晶界溶解时，它能起到重要的作用。晶界处溶解的铌改善冷加工脆性，并能降低镀锌产品的粉化趋势。
用于锻造的微合金钢

微合金化技术在锻造汽车零件钢中的应用允许除掉传统的淬回火热处理生产汽车零件，从而显著节省生产成本。表8列出了一些在市场上出现的钢种。

现已生产了仅含微合金元素V、仅含Nb以及Nb、V复合微合金钢。研究表明，复合添加Nb和V对提高强度比单独添加这两种微合金元素中的任何一种更有效。Nb提高了V的析出潜能。

在这种产品上，最新成果包括有直接淬火（马氏体）或空冷获得的低碳马氏体+贝氏体或贝氏体钢，它们表现出韧性得到改善。表9给出了一个例子。
高强度紧固件与悬挂弹簧

传统的冷锻高强度紧固件用钢为中碳钢，由淬回火得到最终产品所需的性能。用低碳微合金钢替代中碳钢，不需要热处理就能得到最终所需的机械性能，并且消除了在收线过程中的中间球化处理。表10给出了8.8级钢（铁素体—珠光体）与10.9级钢（铁素体—贝氏体）的化学成分。

悬挂弹簧是另一种使用微合金化技术而达到减重的产品。北美生产出热处理后抗拉强度为2000MPa级、HRc为53-55的钢。化学成分与机械性能在表11中列出。
渗碳钢

在渗碳处理钢中，尤其在温锻条件下，晶粒非正常长大较为普遍。这些钢中加入铌抑制晶粒非正常长大，这项技术已在日本使用多年，最近在北美也取得应用。微合金元素添加到这些钢中而带来的另一个好处是通过更高的加热温度而有可能减少渗碳时间。铌的加入抑制晶粒长大，因而使在更高温度渗碳成为可能。
结构用型钢

在结构用型钢技术上的最新主要进展是仅使用一种化学成分就可满足几种技术条件的含铌结构型钢/横梁钢已工业化。这种由Chaparral钢铁公司开发的“多级别”钢，典型的成分仅含0.01-0.02%Nb（目标为0.015%），这足够将ASTM
A36的屈服强度提高到345MPa以上而抗拉强度限制在550MPa以下，从而既能满足ASTM A36又能满足 ASTM
A572-50的技术条件。铌是选择性添加微量元素，因为为了满足50级钢的最低屈服强度要求，可能要多添加一些V，为0.02-0.03%（与0.015%Nb相比），这会提高结构型钢的抗拉强度，使它接近或超过550MPa，而当满足A572-50的技术要求时，又超过了A36所允许的要求。其它ASTM钢的技术要求可由A572-42、A572-50、A529-42、A5290-50、A709-36与A709-50等多级别钢满足。
钢筋

该产品用于大型混凝土结构以提高抗拉能力。大直径高强度级别钢筋添加了V和Nb。一些现代轧钢厂采用水冷技术取代微合金化提高强度。图29为V和Nb在焊接用钢筋中的强化效果。
世界微合金化钢的发展

世界微合金化钢的发展可由Nb的总消耗量来描述，因为Nb是一种主要微合金化元素，并且75%的Nb用于微合金化钢，见图30。70年代Nb的消耗量急剧上升。当时控轧工艺在全世界范围内被采用，同时汽车工业使用量也在增加。80年代是稳定期，但微合金化钢产量继续增加。Nb消耗量的稳定是因为钢铁厂效率的提高，如连铸设备的安装、加速冷却，对给定量的最终产品，这可节省原材料。然而在Nb消耗量达到饱和点后，在90年代Nb的需求又显著增加。这是受许多重要的钢铁公司产品结构调整的影响，他们的品种集中在附加值产品，包括微合金化钢。图31很好的显示出在欧洲微合金化钢增加情况。从图中明显看出，在该地区，与粗钢相比，FeNb的消耗量显著增加。在欧洲，每吨钢中的FeNb为60g。

除了微合金钢产量增加外，Nb使用领域也在增加。如图32所示，在70年代中期，Nb主要用在管线钢产品。为开发该产品中而发展起来的微合金化技术在随后的时间里被应用在其他领域，如该图所示的2000年情况。
结论
微合金化技术是一条生产高强度和其它所需性能的高质量产品的经济有效途径。
世界范围内的微合金化钢的产量不断增加。新的钢种已开发出来，并应用在许多领域，保持着钢在材料领域的良好竞争能力。

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