焊接金屬合金化的目的是什麼

㈠ 什麼是焊接化學治金過程的主要作用是什麼

形成焊縫和渣殼，實現焊縫合金化，脫硫脫氧脫磷，保護熔池不受外部氣體侵害等。

㈡ 什麼叫做焊縫金屬

由熔化的母材和填充金屬〔焊絲、焊條等〕凝固後形成的那部分金屬。

㈢ 什麼是脫氧，什麼是合金化，常見的合金起的作用是怎樣

在合金的熔煉中，使金屬液中的金屬氧化物還原而去除氧的過程稱為脫氧。生產中使用的脫氧方法有三種，即擴散脫氧、沉渣脫氧和真空脫氧。
1、擴散脫氧
這種脫氧方法在電爐煉鋼中有所應用，是通過含氧量低的渣，使鋼-渣界面處或渣的下層發生氧的擴散，使鋼液中的氧向渣中轉移，通過扒渣—造新渣—扒渣……的過程而達到脫氧的目的。
2、沉渣脫氧
把脫氧劑加入到金屬於液內，並採取措施使其充分擴散，直接和金屬液接觸並與金屬液中的氧發生反應，形成的產物不溶於金屬，且比重比金屬小，能從金屬液中排出，這種脫氧方法稱為沉渣脫氧。原則上較活潑的元素可以做還原劑。對煉鋼來說工業上常用
al、ca、si。
3、真空脫氧
通過真空熔煉手段，降低體系中的壓力，使co的分壓降低，促使鋼液中的［c］和［o］結全，生成
co，達到鋼液脫氧目的，這種脫氧方法稱真空脫氧。
參考資料：http://www.zz361.com/information_content.php?id=10011949

㈣ 焊縫金屬為什麼要合金化

合金化就是把所需要的合金元素，通過焊接材料過渡到焊縫金屬（或回堆焊金屬）中。通過加入答元素， 使金屬成為(在一定的工藝條件下) 具有預期性能的合金。為保證鋼的各種物理、化學性能，向鋼中加入合金添加劑將其成分調整到規定范圍的操作。那些在普通鋼中沒有的或含量較少的元素(C、Si、Mn、S或P)都屬於合金元素。合金添加劑既可以是純的材料(鎳、銅、鋁、石墨粉等)，也可以是鐵合金(錳鐵、硅鐵、釩鐵、鉻鐵等)，也可是合金元素的化合物(氧化物、碳化物、氮化物等)。在煉鋼生產中，一般脫氧與合金化幾乎同時進行，有時不可能把脫氧元素與合金元素截然分開。但脫氧與合金化二者的目的和物理化學反應過程是不同的。

㈤ 焊縫金屬合金化的目的有幾個方面

主要目的有以下方面：1.補償焊接過程中的元素蒸發與燒損；2.消除焊接缺陷、去除有害雜質；3.細化組織，改善焊縫組織和性能；4，獲得具有特殊性能的堆焊合金。

㈥ 焊接金屬合金化的目的有幾個方面

1.補充焊接中母材由於蒸發、氧化,以及殘留等原因造成的合金損失.
2.有利於消除焊接缺陷、改善焊縫的組織和性能
3可以獲得特殊性能的堆焊層以及實現異種金屬的焊接.

㈦ 切貝殼的鐵絲,很細,直徑1MM,怎麼焊接,用酒精燈,錫,和一種白色粉面,我接的地方總是很粗,不行

1 什麼是焊接？常用的焊接方法分為哪幾類？
通過加熱或加壓，或兩者並用，並且用或不用填充材料，使工件達到結合的一種加工工藝方法稱為焊接。
工件可以用各種同類或不同類的金屬、非金屬材料（塑料、石墨、陶瓷、玻璃等），也可以用一種金屬與一種非金屬材料。金屬的焊接在現代工業中具有廣泛的應用，因此狹義地講，焊接通常就是指金屬材料的焊接。
按照焊接過程中金屬材料所處的狀態不同，目前把焊接方法分為以下三類：
⑴熔焊 焊接過程中，將焊件接頭加熱至熔化狀態，不加壓力完成焊接的方法稱為熔焊。常用的熔焊方法有電弧焊、氣焊、電渣焊等。
⑵壓焊 焊接過程中，必須對焊件施加壓力（加熱或不加熱），以完成焊接的方法稱為壓焊。常用的壓焊方法有電阻焊（對焊、點焊、縫焊）、摩擦焊、旋轉電弧焊、超聲波焊等。
⑶釺焊 焊接過程中，採用比母材熔點低的金屬材料作釺料，將焊件和釺料加熱到高於釺料熔點、低於母材熔點的溫度，利用液態釺料潤濕母材，填充接頭間隙並與母材相互擴散實現連接焊件的方法稱為釺焊。常用的釺焊方法有火焰釺焊、感應釺焊、爐中釺焊、鹽浴釺焊和真空釺焊等。
2 焊接區內有哪些氣體？其來源如何？
焊接過程中，焊接區內充滿大量氣體。用酸性焊條焊接時，主要氣體成分是CO、H2、H2O；用鹼性焊條焊接時，主要氣體成分是CO、
CO2；埋弧焊時，主要氣體成分是CO、H2。
焊接區內的氣體主要來源於以下幾方面：一是為了保護焊接區域不受空氣的侵入，人為地在焊接區域添加一層保護氣體，如葯皮中的
造氣劑（澱粉、木粉、大理石等）受熱分解產生的氣體、氣體保護焊所採用的保護氣體（CO2氣體、Ar氣）等；其次是用潮濕的焊條或焊劑焊接時，析出的氣體、保護不嚴而侵入的空氣、焊絲和母材表面上的雜質（油污、鐵銹、油漆等）受熱產生的氣體，以及金屬和熔渣高溫蒸發所產生的氣體等。
3 試述氮、氫、氧對焊縫金屬的作用和影響
⑴氮 氮主要來自焊接區域周圍的空氣。手弧焊時，堆焊金屬中約含有0.025%的氮。氮是提高焊縫金屬強度、降低塑性和韌性的元素，也是在焊縫中產生氣孔的主要原因之一。
⑵氫 氫主要來源於焊條葯皮、焊劑中的水分、葯皮中的有機物，焊件和焊絲表面上的污物（鐵銹、油污）和空氣中的水分等。各種
焊接方法均使焊縫增氫，只是增氫的程度不同：手弧焊時用纖維素葯皮焊條焊得的焊縫含氫量比母材高出70倍；只有採用低氫型焊條施焊時，焊縫的含氫量才比較低；而用CO2氣體保護焊時，含氫量最低。
氫使焊縫金屬的塑性性嚴重下降，促使在焊接接頭中產生氣孔和延時裂紋，並且還會在拉伸試樣的斷面上形成白點。
⑶氧 氧主要來源於空氣、葯皮和焊劑中的氧化物、水分及焊接材料表面的氧化物。隨著焊縫中含氧量的增加，其強度、硬度和塑性
會明顯下降，還能引起金屬的熱脆、冷脆和時效硬化，並且也是焊縫中形成氣孔（CO氣孔）的主要原因之一。
總之，進入焊縫金屬中的氮、氫、氧都是屬於有害的元素。
4 為什麼對焊接區域要進行保護？如何保護？
對焊接區域進行保護的目的是防止空氣侵入熔滴和熔池，減少焊縫金屬中的氮、氧含量。保護的方式有下列三種：
⑴氣體保護 例如，氣體保護焊時採用保護氣體（CO2、H2、Ar）將焊接區域與空氣隔離起來。
⑵渣保護 在熔池金屬表面覆蓋一層熔渣使其與空氣分開隔離，如電渣焊、埋弧焊。
⑶氣—渣聯合保護 利用保護氣體和熔渣同時對熔化金屬進行保護，如手弧焊。
5 如何減少焊縫金屬中的含氧量？
對焊接區域進行保護、防止空氣與熔化金屬進行接觸是控制焊縫金屬中含氧量的重要措施，但是不能根本解決問題，因為氧還可以通
過許多其它渠道進入焊縫中，要徹底堵塞這些渠道事實上是不可能的，因此目前只能採取措施，對已進入熔化金屬中的氧進行脫氧處理。
6 焊縫金屬常用的脫氧方法有哪些？
利用熔渣或焊芯（絲）金屬與熔化金屬相互作用進行脫氧，是焊縫金屬常用的脫氧辦法。
⑴擴散脫氧 當溫度下降時，原先熔解於熔池中的FeO會不斷地向熔渣進行擴散，從而使焊縫中的含氧量下降，這種脫氧方法稱為擴
散脫氧。
如果熔渣中有強酸性氧化物SiO2、TiO2等，它們會與FeO生成復合物，其反應式為
（SiO2+FeO）= FeO·SiO2
（TiO2+FeO）= FeO·TiO2
反應的結果使熔渣中的自由FeO減少，這就使熔池金屬中的[FeO]不斷地向渣中擴散，焊縫金屬中的含量因此得以減少。
酸性熔渣（如焊條J422、焊劑HJK431熔化所成的熔渣）中含有較多量的SiO2、TiO，所以其脫氧方法主要是擴散脫氧。但是在焊接條件下，由於熔池冷卻速度快，熔渣和液體金屬相互作用的時間短，擴散脫氧進行得很不充分，因此用酸性焊條（劑）焊成的焊縫，其含氧量還比較高，焊縫金屬的塑性和韌性也比較低。
⑵用脫氧劑脫氧 在焊芯、葯皮或焊絲中加入某種元素，使它本身在焊接過程中被氧化，從而保證被焊金屬及其合金元素不被氧化或已被氧化的金屬還原出來，這種用來脫氧的元素稱為脫氧劑。常用的脫氧劑有碳、錳、硅、鈦和鋁。
鹼性焊條的脫氧劑以鐵合金的形式加入到葯皮中去，如錳鐵、硅鐵等。
埋弧焊常採用合金焊絲，如H08MnA、H10MnSi等。
用脫氧劑脫氧的效果比擴散脫氧好得多，所以用鹼性焊條施焊的焊縫，其含氧量比用酸性焊條施焊時要低，塑性、韌性相應得到提高，因此鹼性焊條常用來焊合金鋼及重要的焊接結構。
7 如何減少焊縫金屬中的含氫量？
減少焊縫金屬中含氫量的常用措施有：
1） 烘乾焊條的焊劑；
2） 清除焊件和焊絲表面上的雜質；
3） 在葯皮和焊劑中加入適量的氟石（CaF2）、硅砂（SiO2），兩者都具有較好的去氫效果；
4） 焊後立即對焊件加熱，進行後熱處理；
5） 採用低氫型焊條、超低氫型焊條和鹼性焊劑。
8 試述焊縫金屬中硫的危害性。如何脫硫？
硫是焊縫中常存的有害元素之一。硫能促使焊縫金屬產生熱裂紋、降低沖擊韌度和需腐蝕性，並能促使產生偏析。厚板焊接時，硫還
會引起層狀撕裂。
硫在液態金屬中以FeS的形式存在，熔渣中的Mn、MnO、CaO具有一定的脫硫作用；其反應式如下
[Mn]+[FeS] =[MnS]+[Fe]
[MnO]+[FeS]=[MnS]+[FeO]
[CaO]+[FeS] =[CaS]+[FeO]
生成的MnS、CaS都進入熔渣中，由於MnO、CaO均屬鹼性氧化物，在鹼性熔渣中含量較多，所以鹼性熔渣的脫硫能力比酸性熔渣
強。
9 試述焊金屬中磷的危害性。如何脫磷？
磷也是焊縫中常存的有害元素之一。磷會增加鋼的冷脆性，大幅度地降低焊縫金屬的沖擊韌度，並使脆性轉變溫度升高。焊接奧氏體
類鋼或焊縫中含碳量較高時，磷也會促使焊縫金屬產生熱裂紋。
磷在液態金屬中以Fe2P、P2O5形式存在。脫磷反應可分為兩步進行：第一步是將磷氧化成P2O5；第二步使之與渣中的鹼性氧化物CaO
生成穩定的復合物進入熔渣。其反應式為
2[Fe2P]+5（FeO=P2O5+11[Fe]
P2O5+3（CaO）=（CaO）3·P2O5
P2O5+4（CaO）=（CaO）4·P2O5
由於鹼性熔渣中含有較多的CaO，所以脫磷效果比酸性熔渣要好。
但是實際上，不論是鹼性熔渣還是酸性熔渣，其最終的脫硫、脫磷效果仍不理想。所以目前控制焊縫中的硫、磷含量，只能採取限制
原材料（母材、焊條、焊絲）中硫、磷含量的方法。
10 什麼是焊縫金屬的合金化？常用的合金化方式有哪些？
合金化就是把所需要的合金元素，通過焊接材料過渡到焊縫金屬（或堆焊金屬）中去。
合金化的目的：1）補償焊接過程中由於氧化、蒸發等原因造成的合金元素的損失；2）改善焊縫金屬的組織和性能；3）獲得具有特
殊性能的堆焊金屬。
常用的合金化方式有：應用合金焊絲；應用葯芯焊絲或葯芯焊條；應用合金葯皮或粘結焊劑；應用合金粉末；應用熔渣與金屬之間的
置換反應。
11 什麼是合金元素的過渡系數？
合金元素在焊接過程中總有一部分因氧化、蒸發等原因損耗掉，不可能全部過渡到焊縫中去。合金元素的過渡系數是指焊接材料中的
合金元素過渡到堆焊金屬中的數量與其原始含量的百分比，即

CF
η=———
CT

式中 η——某合金元素的過渡系數（%）；
CF——堆焊金屬中某合金元素的含量；
CT——焊條（焊絲、焊劑）中某合金元素的原始總含量。
手弧焊採用不同焊條型號時，合金元素的過渡系數η，見表1。
表1 手弧焊時合金元素的過渡系數η （%）
葯皮類型
焊條型號
C
Mn
Si
Cr
Mo
鈦 鈣 型
低氫鈉型
E4303
E5015
—
40～55
4～8
40～55
50～60
55～65
50～60
55～65
70～80
80～90
由表1可知，鹼性焊條（低氫鈉型）合金元素的過渡系數比酸性焊條（鈦鈣型）高。
12 什麼是焊接熔池的一次結晶？它有什麼特點？
熱源離開後，焊接熔池的金屬由液態轉變為固態的過程，稱為焊接熔池的一次結晶。焊接熔池的一次結晶具有如下特點：
⑴熔池的體積小、冷卻速度大 電弧焊時，熔池體積最大約為30cm3，液態金屬的質量不超過200g（單絲自動埋弧焊）。由於熔池的體積小，周圍又被冷金屬所包圍，所以熔池的冷卻速度很大，可達100℃/s，比鑄錠的冷卻速度大幾百到上萬倍，這就使含碳量高、含合金元素較多的鋼材，在焊接接頭中出現淬火硬組織（馬氏體）和結晶裂紋。
⑵熔池中的液態金屬處於過熱狀態 對於低碳和低合金鋼，弧焊時熔池的平均溫度為（1770±100）℃，超過了材料的熔點，處於過熱狀態。因此合金元素的燒損比較嚴重。
⑶熔池是在運動狀態下結晶 熔焊時，熔池隨熱源作同速移動，在熔池中金屬的熔化和結晶過程同時進行，即熔池的前半部處在熔化
過程，後半部處在結晶過程，故熔池內的熔化金屬處於運動狀態下結晶。
13 什麼是偏析？焊縫中會產生哪幾種偏析現象？
合金中各組成元素在結晶時分布不均勻的現象稱為偏析。焊接熔池一次結晶過程中，由於冷卻速度快，已凝固的焊縫金屬中化學成分
來不及擴散，造成分布不均，產生偏析。
焊縫中的偏析現象有以下三種：
⑴顯微偏析 熔池一次結晶時，最先結晶的結晶中心金屬最純，後結晶部分含其它合金元素和雜質略高，最後結晶部分，即結晶的外
端和前緣所含其它合金元素和雜質最高。在一個柱狀晶粒內部和晶粒之間的化學成分分布不均現象稱為顯微偏析。
⑵區域偏析 熔池一次結晶時，由於柱狀晶體的不斷長大和推移，會把雜質「趕」向熔池中心，使熔池中心的雜質含量比其它部位多，
這種現象稱為區域偏析。
焊縫的斷面形狀對區域偏析的分布影響很大。窄而深的焊縫，各柱狀晶的交界在其焊縫的中心，因此焊縫中心聚集有較多的雜質，見
圖1。這種焊縫在其中心部位極易產生熱裂紋。寬而淺的焊縫，雜質則聚集在焊縫的上部，見圖1b，這種焊縫具有較高的抗熱裂能力。
⑶層狀偏析 熔池在一次結晶的過程中，要不斷地放出結晶潛熱，當結晶潛熱達到一定數值時，熔池的結晶就出現暫時的停頓。以後
隨著熔池的散熱，結晶又重新開始，形成周期性的結晶，伴隨著出現結晶前沿液體金屬中雜質濃度的周期變動，產生周期性的偏析稱為層狀偏析。層狀偏析集中了一些有害元素，因此缺陷往往出現在層狀偏析中。由層狀偏析所造成的氣孔。
14 如何改善焊縫一次結晶組織？什麼是變質處理？
通過焊接材料（焊條、焊劑）向熔池中加入某些合金元素如V、Mo、Ti、Nb、A1、B、N等，可以細化晶粒，得到細晶組織，從而既
可保證強度和塑性，又能提高抗裂性，這種方法稱為變質處理。變質處理對改善焊縫的一次結晶組織十分有效。例如，E5015MoV焊條，就是在原來E5015焊條的基礎上，在葯皮中再加入少量的鉬鐵和釩鐵，它具有更高的抗裂性能。
15 什麼是焊縫金屬的二次結晶？
一次結晶結束後，熔池就轉變為固體的焊縫。高溫的焊縫金屬冷卻到室溫時，要經過一系列的組織相變過程，這種相變過程稱為焊縫
金屬的二次結晶。
低碳鋼焊縫金屬二次結晶結束時，其組織為鐵素體加珠光體。由鐵碳合金狀態圖可知，其中鐵素體約佔82%，珠光體約佔18%，焊縫
金屬的硬度約為83HBS。但鐵碳合金狀態圖是在材料極緩慢的冷卻條件下獲得的，實際上焊縫金屬二次結晶時的冷卻速度相當快，因此組織中的珠光體含量會增加，冷卻速度越高，珠光體含量也越多，焊縫的硬度和強度也隨之增加，例如，當焊縫金屬的冷卻速度為110℃s時，其硬度可達96HBS，這就是為什麼當焊縫金屬為低碳鋼，冷卻時盡管並未出現淬火組織，但其硬度仍會增加的原因。
16 多層多道焊為什麼可以提高焊縫金屬的塑性？
多層多道焊可以提高焊縫金屬的質量，特別是塑性，這是因為後層（道）焊縫對前層（道）焊縫具有熱處理的作用，相當於對前層（道）
焊縫進行了一次正火處理，因而改善了二次組織。對最後一道焊縫，可在其焊縫上再施焊一條退火焊道。有的工廠，當焊接接頭的彎曲試樣試驗不合格時，採取改變原來的焊接工藝參數的措施，將單層焊縫改成多層焊縫，用小電流進行快速施焊，對提高彎曲試樣的試驗合格率（塑性指標）有一定效果。
應當指出，多層多道焊對提高手弧焊的質量效果較好。埋弧焊時，由於每層焊道厚度可達6～10mm，但次一層焊縫的熱作用只達3～
4mm，所以熱處理效果較差。
17 什麼是焊接熱循環？焊接熱循環的主要參數有哪些？
在焊接熱源作用下，焊件上某點的溫度隨時間變化的過程稱為該點的焊接熱循環。
當熱源向該點靠近時，該點的溫度隨之升高，直到達到最大值；隨著熱源的離開，溫度又逐漸降低，整個過程可以用一條曲線來表示，
這種曲線稱為焊接熱循環曲線，見圖3。顯然，在焊縫兩側距焊縫遠近不同的各點，所經歷的熱循環並不相同，距焊縫越近的各點，加熱達到的最高溫度越高，越遠的各點加熱的最高溫度越低。
焊接熱循環的主要參數是加熱速度、加熱所達到的最高溫度、在組織轉變溫度以上停留的時間和冷卻速度。
單層電弧焊和電渣焊低合金鋼時的熱循環參數見表2。
表2 低合金鋼的焊接熱循環參數
板厚
（mm）
焊接方法
焊接線能量（J/cm）
900℃時的加
熱速度(℃/s)
900℃以上的
停留時間（s）
19 焊接時，如何選擇線能量？
生產中，根據不同的材料成分，在保證焊縫成形良好的前提下，適當調節焊接工藝參數，以合適的線能量進行焊接，可以保證焊接接
頭具有良好的性能。例如，焊件裝配定位焊時，由於焊縫長度短，截面積小，冷卻速度快，焊縫容易開裂，特別是對於一些淬硬傾向較大的鋼種更是如此，此時應該選擇較大的線能量進行焊接，以防焊縫開裂。但是對於強度等級較高的低合金鋼、低溫鋼，線能量必須嚴格控制，因為線能量增大會導致焊接接頭塑性和韌性的下降。特別是當焊接奧氏體不銹鋼時，為了提高焊接接頭的耐蝕性，一定要採用小電流、快速焊的工藝參數，使線能量保持在最低值。
20 什麼是預熱？預熱有何作用？
焊前對焊件整體或焊接區域局部進行加熱的工藝手段稱為預熱。對於焊接強度級別較高、有淬硬傾向的鋼材、導熱性能特別良好的材
料、厚度較大的焊件，以及當焊接區域周圍環境溫度太低時，焊前往往需要對焊件進行預熱。預熱的主要目的是降低焊接接頭的冷卻速度，預熱溫度見表3。從表中可以看出，預熱能夠降低冷卻速度，但又基本上不影響在高溫停留的時間，這是十分理想的。所以當焊接具有淬硬傾向的鋼材時，降低冷卻速度減小淬硬傾向的主要工藝措施，是進行預熱，而不是增大線能量。
21 什麼是層間溫度？如何正確選擇層間溫度？
對焊件進行多層多道焊時，當焊接後道焊逢時，前道焊縫的最低溫度，稱為層間溫度。對於要求預熱焊接的材料，當需要進行多層焊
時，其層間溫度應等於或略高於預熱溫度，如層間溫度低於預熱溫度，應重新進行預熱。
焊接奧低體不銹鋼時，為保持焊接接頭有較高的耐蝕性，需要有較快的冷卻速度，因此此時需要控制較低的層間溫度，即在前道焊縫
冷卻到較低溫度時，再進行後道焊縫的焊接。
22 什麼是焊接影響區？它有什麼特性？
焊接（或切割）過程中，緊靠焊縫的母材因受熱影響（但未熔化）而發生金相組織力學性能變化的區域稱為焊接熱影響區。
熔焊時，焊接接頭由兩個相互聯系、而其組織和性能又有區別的兩個部分，即焊縫區和熱影響區所組成。實踐表明，焊接接頭的質量
不僅決定於焊縫區，並且在相當程度上還決定於熱影響區，有時熱影響區存在的問題比焊縫區還要復雜，特別是合金鋼焊接時更是如此。所以，研究、掌握熱影響區在焊接過程中組織和性能的變化，有著十分重要的意義。
23 試述固態無組織轉變材料的焊接熱影響區特點。
固態無組織轉變的純金屬（如A1、Cu、Ni、MoT W等）以及單相固溶體合金（如Zn的質量分數＜39%的α黃銅，Ni-Cu合金以及超
低碳鉻鎳奧氏體不銹鋼和超低碳高鉻純鐵素體不銹鋼等）在加熱和冷卻時都不會發生組織轉變，因此其焊接熱影響區非常簡單，只有過熱區和再結晶區（母材焊前為冷軋狀態）兩個區段。
⑴過熱區 由於這類材料在冷卻過程中沒有任何組織轉變，因此加熱過程中長大了的晶粒在冷卻過程中不會有組織轉變引起的重結晶細化作用，所以過熱區內的晶粒長得十分粗大，並且無法通過熱處理（如鋼材的正火處理）來進行細化。過熱區內材料的塑性和韌性很差，為此應該採用小線能量進行焊接，並且要盡量防止在同一部位進行重復焊接，以免晶粒越長越大。
⑵再結晶區 如母材焊前處於冷軋狀態，焊後過熱區和母材之間存在著一個具有較細晶粒的再結晶區。但在再結晶區中，由於冷軋狀態的母材組織發生了再結晶，原先冷軋過程中的冷作硬化效應完全消失，因此強度降低但塑性得到了改善。
如果母材焊前是處於熱軋狀態或冷軋後的退火狀態，則焊後熱影響區無再結晶區。
24 試述固態有同素異構轉變的純金屬或單相合金的焊接熱影響區特點。
Fe、Mn、Ti、Co等金屬屬於固態有同素異構轉變的純金屬以及以這些金屬為基能形成有同素異構轉變的單相合金，其焊接熱影響區
可分成過熱區、重結晶區、不完全重結晶區（單相合金）和再結晶區幾個區段。
其特別是除了23例題中所講過的過熱區和再結晶區外，還有一個由同素異構轉變引起的重結晶區，這一區位於過熱區和再結晶區之間，其組織特徵為由重結晶組織轉變而引起的晶粒細化，即相當於鋼材進行正火處理後所得到的細晶組織，
這一區段的沖擊韌性較高。
如果母材是單相合金，如α-Ti和純Ti相比較，在固態下都只有一個α β的同素異構轉變，它們在高溫時均為β相，低溫時均
為α相，所不同之處是純金屬的同素異構轉變是在某一固定溫度下進行的，而單相合金的同素異構轉變是在某一溫度范圍內進行的，因此其熱影響區的重結晶區還可進一步分為重結晶區Ⅱ和不完全重結晶區Ⅱ′兩部分。
此外，有些具有同素異構轉變的純金屬，如Ti和Co等、單相合金如α-Ti，在快速冷卻條件下會產生馬氏體轉變，如純Ti和α-Ti合金，快速冷卻時在焊接熱影響區都能發現β→α′轉變，α′稱為鈦馬氏體。
25 試述不易淬火鋼的焊接熱影響區特點。
不易淬火鋼，如低碳鋼和合金元素較少的低合金高強鋼（16Mn、15MnTi、15MnV鋼），在固態下合金中除了有同素異構轉變外，還有成分變化和第二相析出，即共析轉變和 Fe3C的析出，其焊接熱影響區可分為過熱區、重結晶區、不完全重結晶區和再結晶區等四個區段。
⑴過熱區（又稱粗晶區） 該區緊鄰焊縫，溫度范圍是從晶粒急劇長大的溫度開始，一直到固相線的溫度區間為止，對低碳鋼為1100～
1490℃。該區母材中的鐵素體和珠光體全部變為奧氏體，奧氏體晶粒長得非常粗大，冷卻後使金屬的沖擊韌度大大降低，一般比基本金屬低25%～30%，是熱影響區中的薄弱環節。
⑵重結晶區（又稱正火區域或細晶區） 指過熱區以下，加熱溫度在A3以上的區域，對低碳鋼為900～1100℃。空冷後得到均勻而細
小的鐵素體和珠光體，相當於熱處理中的正火組織。重結晶區由於晶粒細小均勻，因此既具有較高的強度，又有較好的塑性和韌性，這是熱影響區中綜合力學性能最好的區域。但由於整個焊接接頭的性能取決於接頭中的最薄弱區域，所以該區性能雖好，但卻發揮不了作用。
⑶不完全重結晶區（又稱不完全正火區或部分相變區） 指加熱溫度在Ac1～Ac3之間的區域，對低碳鋼為750～900℃。該區母材中的
全部珠光體和部分鐵素體轉變為晶粒比較細小的奧氏體，但仍保留部分鐵素體。冷卻時，奧氏體又轉變為細小的鐵素體和珠光體，而未溶入奧氏體的鐵素體不發生轉變，晶粒比較粗大，故冷卻後的組織晶粒大小極不均勻，所以力學性能也不均勻，強度有所下降。
⑷再結晶區 指加熱溫度在450℃～Ac1之間的區域，對低碳鋼為450～750℃。對於經過壓力加工，即經過塑性變形的母材，晶粒發生破碎現象，在此溫度區域內，再次變成完整的晶粒，稱為再結晶。在本區域沒有發生同素異構轉變，組織沒有變化，因此金屬的力學性能變化不大，僅塑性稍有改善。對於焊前未經塑性變形的母材，本區不出現。
26 什麼是魏氏組織？它對焊接接頭的性能有何影響？
不易淬火鋼焊接熱影響區中的過熱區，由於奧氏體晶粒長得非常粗大，這種粗大的奧氏體在較快的冷卻速度下會形成一種特殊的過熱
組織，其組織特徵為在一個粗大的奧氏體晶粒內會形成許多平行的鐵素體針片，在鐵素體針片之間的剩餘奧氏體最後轉變為珠光體，這種過熱組織稱為魏氏組織。魏氏組織不僅晶粒粗大，而且由於大量鐵素體針片形成的脆弱面，使金屬的韌性急劇下降，這是不易淬火鋼焊接接頭變脆的一個主要原因。
魏氏組織的形成決定於過熱區的過熱程度，即金屬在高溫下停留的時間。手弧焊時，熱影響區在高溫下停留的時間較短，晶粒長大並
不嚴重；而電渣焊時，熱影響區在高溫下停留的時間很長，晶粒嚴重長大。因此，電渣焊就比手弧焊容易出現粗大的魏氏組織。對於同一種焊接方法，施焊時採用的線能量越大，高溫下停留的時間越長，過熱越嚴重，奧氏體晶粒長得越粗大，越容易得到魏氏組織，焊接接頭的性能就越差，這是低碳鋼焊接時引起熱影響區性能變壞的一個主要問題。
27 試述易淬火鋼的焊接熱影響區特點。
易淬火鋼包括碳鋼（35、40、45、50鋼）、低碳調質高強鋼（ωC一≤0.25%）、中碳調質高強鋼（ωC為0.25%～0.45%）、耐熱鋼和低溫
鋼，其熱影響區在焊接空冷條件下也能得到馬氏組織，處於淬火狀態。如果母材焊前處於退火狀態，則焊後熱影響區的組織可分為完全淬火區和不完全淬火區兩個區段，如果母材焊前處於淬火狀態，則還會形成一個回火區。
⑴完全淬火區 指加熱溫度超過Ac3以上的區段，焊後奧氏體全部轉變為馬氏體，包括了相當於低碳鋼焊接熱影響區中的過熱區和重結晶區。該區由於存在淬火組織，所以強度和硬度增高，塑性和韌性下降，並且容易產生冷裂紋。
⑵不完全淬火區 指加熱溫度在Ac1～Ac3之間的區段，焊後奧氏體轉變為馬氏體，原鐵素體保持不變，僅有不同程度的長大，最後形成馬氏體-鐵素體的組織。該區段的組織和性能很不均勻，塑性和韌性下降。
⑶回火區 如果母材焊前處於淬火狀態，則在溫度低於Ac1的區段，會發生程度不同的回火過程，稱為回火區。回火區的硬度下降、塑性增高。
28 試述異種鋼焊接熱影響區碳的擴散及其影響。
異種鋼焊接時，母材成分與焊縫成分相差較大，碳會從母材向焊縫擴散，在母材熔合線附近形成一個1～2個晶粒寬度的「脫碳層」，
在焊縫一側相應地出現一個「增碳層」。促使碳由母材向焊縫擴散的因素有：
當焊縫為液態時，由於碳在液態金屬中的深解度大於固體金屬，故促使碳由熔合線附近的母材金屬向焊縫擴散遷移。
1） 加熱溫度和時間對碳的擴散影響很大。在Q235-A和Cr25Ni13的異種鋼接頭中， 當加熱到350℃才開始發現有脫碳層，當加熱
到高於550℃時，脫碳層才顯著，超過600℃後更為嚴重，特別是在800℃時。Q235-A和Cr25Ni13異種鋼焊接時，加熱溫度和時間對脫碳層寬度（B）的影響，見圖8。因此，單道焊時一般不易形成碳的擴散層，通常是在接頭經焊後熱處理或高溫長期工作時才明顯。
碳擴散層是異種鋼焊接接頭中的薄弱環節，它對接頭的常溫和高溫瞬時力學性能影響不大，但將降低接頭的高溫持久強度，一般要降
低10%～20%左右。

㈧ 合金鋼板的鋼的合金化

在鋼中加入合金元素後，鋼的基本組元鐵和碳與加入的合金元素會發生交互作用。鋼的合金化目的是希望利用合金元素與鐵、碳的相互作用和對鐵碳相圖及對鋼的熱處理的影響來改善鋼的組織和性能。 合金元素加入鋼中後，主要以三種形式存在鋼中。即：與鐵形成固溶體；與碳形成碳化物；在高合金鋼中還可能形成金屬間化合物。
1. 溶於鐵中
幾乎所有的合金元素（除Pb外）都可溶入鐵中, 形成合金鐵素體或合金奧氏體, 按其對α-Fe或γ-Fe的作用, 可將合金元素分為擴大奧氏體相區和縮小奧氏體相區兩大類。
擴大γ相區的元素—亦稱奧氏體穩定化元素, 主要是Mn、Ni、Co、C、N、Cu等, 它們使A3點(γ-Fe α-Fe的轉變點)下降, A4點( γ-Fe的轉變點)上升, 從而擴大γ-相的存在范圍。其中Ni、Mn等加入到一定量後, 可使γ相區擴大到室溫以下, 使α相區消失, 稱為完全擴大γ相區元素。另外一些元素(如C、N、Cu等), 雖然擴大γ相區, 但不能擴大到室溫, 故稱之為部分擴大γ相區的元素。
縮小γ相區元素——亦稱鐵素體穩定化元素, 主要有Cr、Mo、W、V、Ti、Al、Si、B、Nb、Zr等。它們使A3點上升, A4點下降(鉻除外, 鉻含量小於7%時, A3點下降; 大於7%後,A3點迅速上升), 從而縮小γ相區存在的范圍, 使鐵素體穩定區域擴大。按其作用不同可分為完全封閉γ相區的元素(如Cr、Mo、W、V、Ti、Al、Si等)和部分縮小γ相區的元素(如B、Nb、Zr等)。
2. 形成碳化物
合金元素按其與鋼中碳的親和力的大小, 可分為碳化物形成元素和非碳化物形成元素兩大類。
常見非碳化物形成元素有：Ni、Co、Cu、Si、Al、N、B等。它們基本上都溶於鐵素體和奧氏體中。常見碳化物形成元素有：Mn、Cr、W、V、Nb、Zr、Ti等(按形成的碳化物的穩定性程度由弱到強的次序排列)，它們在鋼中一部分固溶於基體相中，一部分形成合金滲碳體, 含量高時可形成新的合金碳化合物。 1. 對奧氏體和鐵素體存在范圍的影響
擴大或縮小γ相區的元素均同樣擴大或縮小Fe-Fe3C相圖中的γ相區, 且同樣Ni或Mn的含量較多時, 可使鋼在室溫下得到單相奧氏體組織 (如1Cr18Ni9奧氏體不銹鋼和ZGMn13高錳鋼等)， 而Cr、Ti、Si等超過一定含量時, 可使鋼在室溫獲得單相鐵素體組織 (如1Cr17Ti高鉻鐵素體不銹鋼等)。
2. 對Fe-Fe3C相圖臨界點(S和E點)的影響
擴大γ相區的元素使Fe-Fe3C相圖中的共析轉變溫度下降, 縮小γ相區的元素則使其上升, 並都使共析反應在一個溫度范圍內進行。幾乎所有的合金元素都使共析點(S)和共晶點(E)的碳含量降低，即S點和E點左移, 強碳化物形成元素的作用尤為強烈。 合金元素的加入會影響鋼在熱處理過程中的組織轉變。
1. 合金元素對加熱時相轉變的影響
合金元素影響加熱時奧氏體形成的速度和奧氏體晶粒的大小。
(1)對奧氏體形成速度的影響： Cr、Mo、W、V等強碳化物形成元素與碳的親合力大, 形成難溶於奧氏體的合金碳化物, 顯著減慢奧氏體形成速度；Co、Ni等部分非碳化物形成元素, 因增大碳的擴散速度, 使奧氏體的形成速度加快；Al、Si、Mn等合金元素對奧氏體形成速度影響不大。
(2)對奧氏體晶粒大小的影響：大多數合金元素都有阻止奧氏體晶粒長大的作用, 但影響程度不同。強烈阻礙晶粒長大的元素有：V、Ti、Nb、Zr等；中等阻礙晶粒長大的元素有：W、Mn、Cr等；對晶粒長大影響不大的元素有：Si、Ni、Cu等；促進晶粒長大的元素：Mn、P等。
2. 合金元素對過冷奧氏體分解轉變的影響除Co外, 幾乎所有合金元素都增大過冷奧氏體的穩定性, 推遲珠光體類型組織的轉變, 使C曲線右移, 即提高鋼的淬透性。常用提高淬透性的元素有：Mo、Mn、Cr、Ni、Si、B等。必須指出, 加入的合金元素, 只有完全溶於奧氏體時, 才能提高淬透性。如果未完全溶解, 則碳化物會成為珠光體的核心, 反而降低鋼的淬透性。另外, 兩種或多種合金元素的同時加入(如, 鉻錳鋼、鉻鎳鋼等), 比單個元素對淬透性的影響要強得多。
除Co、Al外, 多數合金元素都使Ms和Mf點下降。其作用大小的次序是：Mn、Cr、Ni、Mo、W、Si。其中Mn的作用最強, Si實際上無影響。Ms和Mf點的下降, 使淬火後鋼中殘余奧氏體量增多。殘余奧氏體量過多時,可進行冷處理(冷至Mf點以下), 以使其轉變為馬氏體; 或進行多次回火, 這時殘余奧氏體因析出合金碳化物會使Ms、Mf點上升, 並在冷卻過程中轉變為馬氏體或貝氏體(即發生所謂二次淬火)。
3. 合金元素對回火轉變的影響
(1)提高回火穩定性 合金元素在回火過程中推遲馬氏體的分解和殘余奧氏體的轉變(即在較高溫度才開始分解和轉變)， 提高鐵素體的再結晶溫度, 使碳化物難以聚集長大，因此提高了鋼對回火軟化的抗力, 即提高了鋼的回火穩定性。提高回火穩定性作用較強的合金元素有：V、Si、Mo、W、Ni、Co等。
(2)產生二次硬化 一些Mo、W、V含量較高的高合金鋼回火時, 硬度不是隨回火溫度升高而單調降低, 而是到某一溫度(約400℃)後反而開始增大, 並在另一更高溫度(一般為550℃左右)達到峰值。這是回火過程的二次硬化現象, 它與回火析出物的性質有關。當回火溫度低於450℃時, 鋼中析出滲碳體; 在450℃以上滲碳體溶解, 鋼中開始沉澱出彌散穩定的難熔碳化物Mo2C、W2C、VC等, 使硬度重新升高, 稱為沉澱硬化。回火時冷卻過程中殘余奧氏體轉變為馬氏體的二次淬火所也可導致二次硬化。
試一試：碳質量分數為0.35%的鉬鋼的回火溫度與硬度的關系
產生二次硬化效應的合金元素
產生二次硬化的原因 合 金 元 素
殘余奧氏體的轉變 沉澱硬化 Mn、Mo、W、Cr、Ni、Co①、V V、Mo、W、Cr、Ni①、Co①
①僅在高含量並有其他合金元素存在時, 由於能生成彌散分布的金屬間化合物才有效。
(3)增大回火脆性 和碳鋼一樣, 合金鋼也產生回火脆性, 而且更明顯。這是合金元素的不利影響。在450℃-600℃間發生的第二類回火脆性(高溫回火脆性) 主要與某些雜質元素以及合金元素本身在原奧氏體晶界上的嚴重偏聚有關, 多發生在含Mn、Cr、Ni等元素的合金鋼中。 這是一種可逆回火脆性, 回火後快冷(通常用油冷)可防止其發生。鋼中加入適當Mo或W(0.5%Mo, 1%W)也可基本上消除這類脆性。 提高鋼的強度是加入合金元素的主要目的之一。欲提高強度, 就要設法增大位錯運動的阻力。金屬中的強化機制主要有固溶強化、位錯強化、細晶強化、第二相(沉澱和彌散)強化。合金元素的強化作用, 正是利用了這些強化機制。
1. 對退火狀態下鋼的機械性能的影響
結構鋼在退火狀態下的基本相是鐵素體和碳化物。合金元素溶於鐵素體中, 形成合金鐵素體, 依靠固溶強化作用, 提高強度和硬度, 但同時降低塑性和韌性。
2.對退火狀態下鋼的機械性能的影響
由於合金元素的加入降低了共析點的碳含量、使C曲線右移, 從而使組織中的珠光體的比例增大, 使珠光體層片距離減小, 這也使鋼的強度增加, 塑性下降。但是在退火狀態下, 合金鋼沒有很大的優越性。
由於過冷奧氏體穩定性增大, 合金鋼在正火狀態下可得到層片距離更小的珠光體, 或貝氏體甚至馬氏體組織, 從而強度大為增加。Mn、Cr、Cu的強化作用較大, 而Si、Al、V、Mo等在一般含量(例如一般結構鋼的實際含量)下影響很小。
3. 對淬火、回火狀態下鋼的機械性能的影響
合金元素對淬火、回火狀態下鋼的強化作用最顯著, 因為它充分利用了全部的四種強化機制。淬火時形成馬氏體, 回火時析出碳化物, 造成強烈的第二相強化，同時使韌性大大改善, 故獲得馬氏體並對其回火是鋼的最經濟和最有效的綜合強化方法。
合金元素加入鋼中, 首要的目的是提高鋼的淬透性, 保證在淬火時容易獲得馬氏體。其次是提高鋼的回火穩定性, 使馬氏體的保持到較高溫度，使淬火鋼在回火時析出的碳化物更細小、均勻和穩定。這樣, 在同樣條件下, 合金鋼比碳鋼具有更高的強度。 1. 合金元素對鋼鑄造性能的影響
固、液相線的溫度愈低和結晶溫區愈窄, 其鑄造性能愈好。合金元素對鑄造性能的影響, 主要取決於它們對Fe-Fe3C相圖的影響。另外, 許多元素, 如Cr、Mo、V、Ti、Al等在鋼中形成高熔點碳化物或氧化物質點, 增大鋼的粘度, 降低流動性, 使鑄造性能惡化。
2.合金元素對鋼塑性加工性能的影響
塑性加工分熱加工和冷加工。合金元素溶入固溶體中, 或形成碳化物(如Cr、Mo、W等), 都使鋼的熱變形抗力提高和熱塑性明顯下降而容易鍛裂。一般合金鋼的熱加工工藝性能比碳鋼要差得多。
3. 合金元素對鋼焊接性能的影響
合金元素都提高鋼的淬透性, 促進脆性組織(馬氏體)的形成, 使焊接性能變壞。但鋼中含有少量Ti和V, 可改善鋼的焊接性能。
4. 合金元素對鋼切削性能的影響 切削性能與鋼的硬度密切相關, 鋼是適合於切削加工的硬度范圍為170HB～230HB。一般合金鋼的切削性能比碳鋼差。但適當加入S、P、Pb等元素可以大大改善鋼的切削性能。
5. 合金元素對鋼熱處理工藝性能的影響
熱處理工藝性能反映鋼熱處理的難易程度和熱處理產生缺陷的傾向。主要包括淬透性、過熱敏感性、回火脆化傾向和氧化脫碳傾向等。合金鋼的淬透性高, 淬火時可以採用比較緩慢的冷卻方法,可減少工件的變形和開裂傾向。加入錳、硅會增大鋼的過熱敏感性。

㈨ 合金化是什麼

提高鋼的強度既簡便又便宜的方法是增加碳含量。然而，這種方法使其他所希望的性能遭到消弱，如成型性，焊接性，韌性和其他一些性能。幾個性能都重要的情況下的幾種應用，碳含量必須保持在低水平。在低碳鋼中為了獲得高強度並同時保持高水平的綜合性能最經濟的方法是應用微合金化技術。

為什麼要高強度

應用高強度鋼可以降低板厚度從而在許多應用中降低重量。在汽車工業，車體減輕可以節省燃油從而保護環境（減少排氣量）。在造船工業，船體減輕可以裝載更多的貨物。圖3顯示的是管道在管線結構中的應用。對於一個18m長，外徑1000mm的管道，當用高強度鋼X70代替低強度鋼時其重量可以從14t降低到6t。另一個重要的例子是民用建築，如圖4所示，的建築形式，用460MPa的高強度鋼代替低強度鋼（235MPa）可以節省材料40%，重量降低超過50%，焊接材料可以節約超過70%。
微合金化的效果

圖5表明了主要微合金化元素Nb，V和Ti對提高強度和韌性的作用以及其強化機理。這三個元素均是通過細化晶粒和沉澱強化提高強度，但每種機理強化程度不同。Nb具有最強的晶粒細化強化效果，而V具有最強的沉澱強化效果，Ti介於上述兩者之間。如圖6所示，晶粒細化是唯一的能夠同時提高韌性的強化機理。因此，當同時需要高強度和高韌性綜合性能時就需要添加鈮，譬如管線鋼和結構鋼。在圖5中還可以反映出鈮是經濟有效的。如要使低碳鋼的屈服強度提高100MPa，需要添加0.02%的鈮，而釩則需要添加兩倍的量。

鈮的晶粒細化引起的強烈效果與其在軋制時通過固溶，特別是碳氮化鈮析出延遲奧氏體再結晶有關系。圖7顯示了分別含Nb，V，Ti鋼的效果。鈮阻止在軋制最後階段奧氏體的再結晶，促進了扁平晶粒的變形，從而導致非常細的鐵素體晶粒。

鈮的另一個重要影響是在中低碳鋼中降低轉變溫度促使貝氏體組織的形成，這一研究已經比較多了，如圖8所示。降低轉變溫度是由於在軋制過程中仍有一部分鈮留在固溶體中而沒有發生沉澱反應。這一效果在同時加入Nb和Mo或同時加入Nb和B時由於協同作用而加強，如圖所示。其中一個實際例子是X80管線鋼，鐵素體-低珠光體組織在得到韌性要求的同時卻達不到強度級別。

微合金化不僅僅對軋制產品有作用。V可以在熱處理級別鋼種提高強度，而鈮可以細化晶粒。如圖9所示，在正常熱處理之後，鈮明顯的細化了晶粒。

為了得到所希望的高水平性能，在煉鋼時很好的控制雜質含量如S、N、P等也是非常重要的，特別是對需要高韌性的板材產品。圖10表明了S是如何影響沖擊性能的。為了把S含量控制在低的水平，應用硫化物形狀控制（通常用鈣處理）對於避免生成對橫向韌性有損害的延長硫化鎂是非常重要的。

如圖11所示，氮對熱影響區的韌性的損害是非常大的，因此低氮是值得提倡的。這一損害可以用鈦固定游離的氮以降低其影響。氮化鈦在高溫時非常穩定，因此它可以阻止晶粒的增長。圖12顯示了鈦固氮處理提高熱影響區韌性的益處。然而用鈦需要很好的控制手段。加入到鋼中的鈦的量要以固定氮所需要的量為上限。如果多加了鈦將促使形成碳化鈦，這樣對熱影響區的韌性有損害，如圖13所示。氮對焊接金屬的韌性也是有影響的，如圖14。
板材產品的微合金化
板材產品方面的技術進展可以作如下描述：

50年代後期： Nb的引入
60年代： 控制軋制的試驗探索
70年代： 全面實行微合金化和控制軋制
80年代： 實行加速冷卻
90年代： 實行直接淬火
圖15表示的是微合金化元素Nb、V和Ti在不同的冷卻工藝下在板材中的強化效果，Nb的提高強韌性的效果尤為突出。
微合金化板材有著非常廣泛的應用，如管線鋼，造船鋼，海洋平台，民用建築（橋梁、高架橋，建築）以及其它領域。

如表1所示，管線鋼產品的發展，表明雖然碳的含量在不斷降低，但其強度卻在增加，這一原因前面已經說明。提高到X80級的產品已經進行商業生產，一些鋼鐵公司已經開發了X100級別。提高抗氫致裂紋需要更嚴格的煉鋼工藝並需要非常低的碳和硫含量，如表2所列的工業產品。

最後，表3對幾種管線鋼進行了總結，包括熱軋和爐卷產品。在表中我們可以注意到一些鋼中的含鈮量高於正常情況的含鈮量，在0.07~0.09%之間。這些鋼最近幾年在北美已經進行商業生產。高鈮含量可以把奧氏體再結晶延遲到更高的溫度（如圖7所示），這使控軋工藝更加寬松，如高的終軋溫度，這對有功率限制的鋼板軋機是有益的。而且，這些超低碳高Nb鋼具有非常好的韌性特性。

對於海洋平台和造船業來講，自70年代以來的趨勢是降低含碳量，特別是在高焊接工作量並需要提高焊接性能的情況下。表4顯示的是分別通過正常的熱處理和加速冷卻工藝生產的335MPa級的典型的化學成分。

在民用建築方面，圖16表明了在瑞典現代橋梁應用的高強度微合金化鋼。用高強度鋼，屈服強度460MPa級，熱機械工藝（TMCP）可以降低重量15，000t，降低費用2500萬美元。表5顯示的是50mm厚結構板材產品典型的化學成分，工藝分別為正常情況（N），控軋（TM），淬火和回火（QT），熱機械工藝（TMCP）和直接淬火（DQ）。最近幾年，安全防火變得越來越重要。如圖17所示，防火結構鋼已經發展起來，該鋼添加Nb和Mo以提高高溫強度。
汽車工業用熱軋和冷軋薄鋼板

在70年代初第一次石油危機之後，微合金化熱軋和冷軋薄鋼板在汽車工業獲得了廣泛應用。用高強度鋼代替低強度鋼過去是現在依然是降低汽車車重的有效方法，以節省燃料。安全方面的需要也激發了高強度鋼的應用。
熱軋薄鋼板

熱軋低合金高強度鋼（HSLA）薄鋼板主要用於卡車的底盤部分，也用於大客車的車輪，輪轂等部件。傳統的屈服強度水平在350MPa到550MPa之間，具有鐵素體加少量珠光體組織。表6列出了一些典型的化學成分。過去，這些鋼也用Ti作為主要微合金化元素來生產，尤其是在過去鋼的含硫水平比較高。加入鈦的另外一個主要作用是控制硫化物的形狀。但是由於其碳化物形成的動力學原因，軋制工藝十分復雜，大部分情況下是不允許的，以避免出現典型的最終產品性能大范圍的分散，圖18。在鐵素體-少量珠光體鋼中，當薄板的厚度方向需要使用兩種微合金化元素來獲得更高的強度時，Nb和V的結合將使性能分散范圍小些。以上考慮涉及到Ti的碳化物沉澱強化作用。如果只用來固定N，則Ti很有效。在含Nb鋼中，強度進一步提高，因為更多的Nb將使鑄造性能也得到改善。

最近，開發出690MPa級卡車大梁用鋼，它利用了在由熱帶軋機直接軋出的貝氏體鋼中所有的強化機理，圖19。表7列出了兩種歐洲產品的合金設計。

鐵素體-貝氏體鋼，含10~30%的貝氏體，用於車輪、輪轂和底盤，它比鐵素體-珠光體鋼具有更優越的凸緣壓邊延伸性能。與鐵素體-馬氏體——雙相鋼相反，當焊接的輪轂輪箍被拉伸時，使用這種鋼不會出現局部頸縮。如圖20所示，當合金設計、軋制參數——卷取溫度——得到控制從而第二相主要為貝氏體相時，就可達到強度和成型性的最優配合。
冷軋薄鋼板

傳統的微合金高強度冷軋薄板用鋼在汽車工業已使用了25年，但部分汽車零件不需要高的成型性。圖21顯示了罩式退火鋼板的典型化學成分。傳統的微合金鋼也可在連續退火線上生產，此時，對於給定的鋼種，可以獲得更高的強度。例如，如圖22所示的用於汽車側擋板的雙相鋼。
更復雜形狀的產品——汽車車體（integrated
panels）的開發以及傳統鋼達不到罩式退火同樣的成型性而引入連續退火生產薄鋼板，需要開發一種新的類型鋼，即無間隙鋼——超低碳IF鋼。

無間隙鋼添加Ti、Nb或Ti+Nb生成無間隙原子。尤其在鍍鋅產品中，TiNb無間隙鋼可獲得最優配合的機械性能以及更好的表面質量，如圖23、24、25、26、27、28所示。僅添加Ti的無間隙鋼易於產生表面缺陷。

匹茲堡大學的最新研究工作已經表明，當鈮在鐵素體晶界溶解時，它能起到重要的作用。晶界處溶解的鈮改善冷加工脆性，並能降低鍍鋅產品的粉化趨勢。
用於鍛造的微合金鋼

微合金化技術在鍛造汽車零件鋼中的應用允許除掉傳統的淬回火熱處理生產汽車零件，從而顯著節省生產成本。表8列出了一些在市場上出現的鋼種。

現已生產了僅含微合金元素V、僅含Nb以及Nb、V復合微合金鋼。研究表明，復合添加Nb和V對提高強度比單獨添加這兩種微合金元素中的任何一種更有效。Nb提高了V的析出潛能。

在這種產品上，最新成果包括有直接淬火（馬氏體）或空冷獲得的低碳馬氏體+貝氏體或貝氏體鋼，它們表現出韌性得到改善。表9給出了一個例子。
高強度緊固件與懸掛彈簧

傳統的冷鍛高強度緊固件用鋼為中碳鋼，由淬回火得到最終產品所需的性能。用低碳微合金鋼替代中碳鋼，不需要熱處理就能得到最終所需的機械性能，並且消除了在收線過程中的中間球化處理。表10給出了8.8級鋼（鐵素體—珠光體）與10.9級鋼（鐵素體—貝氏體）的化學成分。

懸掛彈簧是另一種使用微合金化技術而達到減重的產品。北美生產出熱處理後抗拉強度為2000MPa級、HRc為53-55的鋼。化學成分與機械性能在表11中列出。
滲碳鋼

在滲碳處理鋼中，尤其在溫鍛條件下，晶粒非正常長大較為普遍。這些鋼中加入鈮抑制晶粒非正常長大，這項技術已在日本使用多年，最近在北美也取得應用。微合金元素添加到這些鋼中而帶來的另一個好處是通過更高的加熱溫度而有可能減少滲碳時間。鈮的加入抑制晶粒長大，因而使在更高溫度滲碳成為可能。
結構用型鋼

在結構用型鋼技術上的最新主要進展是僅使用一種化學成分就可滿足幾種技術條件的含鈮結構型鋼/橫梁鋼已工業化。這種由Chaparral鋼鐵公司開發的「多級別」鋼，典型的成分僅含0.01-0.02%Nb（目標為0.015%），這足夠將ASTM
A36的屈服強度提高到345MPa以上而抗拉強度限制在550MPa以下，從而既能滿足ASTM A36又能滿足 ASTM
A572-50的技術條件。鈮是選擇性添加微量元素，因為為了滿足50級鋼的最低屈服強度要求，可能要多添加一些V，為0.02-0.03%（與0.015%Nb相比），這會提高結構型鋼的抗拉強度，使它接近或超過550MPa，而當滿足A572-50的技術要求時，又超過了A36所允許的要求。其它ASTM鋼的技術要求可由A572-42、A572-50、A529-42、A5290-50、A709-36與A709-50等多級別鋼滿足。
鋼筋

該產品用於大型混凝土結構以提高抗拉能力。大直徑高強度級別鋼筋添加了V和Nb。一些現代軋鋼廠採用水冷技術取代微合金化提高強度。圖29為V和Nb在焊接用鋼筋中的強化效果。
世界微合金化鋼的發展

世界微合金化鋼的發展可由Nb的總消耗量來描述，因為Nb是一種主要微合金化元素，並且75%的Nb用於微合金化鋼，見圖30。70年代Nb的消耗量急劇上升。當時控軋工藝在全世界范圍內被採用，同時汽車工業使用量也在增加。80年代是穩定期，但微合金化鋼產量繼續增加。Nb消耗量的穩定是因為鋼鐵廠效率的提高，如連鑄設備的安裝、加速冷卻，對給定量的最終產品，這可節省原材料。然而在Nb消耗量達到飽和點後，在90年代Nb的需求又顯著增加。這是受許多重要的鋼鐵公司產品結構調整的影響，他們的品種集中在附加值產品，包括微合金化鋼。圖31很好的顯示出在歐洲微合金化鋼增加情況。從圖中明顯看出，在該地區，與粗鋼相比，FeNb的消耗量顯著增加。在歐洲，每噸鋼中的FeNb為60g。

除了微合金鋼產量增加外，Nb使用領域也在增加。如圖32所示，在70年代中期，Nb主要用在管線鋼產品。為開發該產品中而發展起來的微合金化技術在隨後的時間里被應用在其他領域，如該圖所示的2000年情況。
結論
微合金化技術是一條生產高強度和其它所需性能的高質量產品的經濟有效途徑。
世界范圍內的微合金化鋼的產量不斷增加。新的鋼種已開發出來，並應用在許多領域，保持著鋼在材料領域的良好競爭能力。

㈩ 將金屬材料製成合金的目的

把金屬材料製成合金的目的，主要有下列幾個方面:
1)多數合金熔點低於其組分中任一種組成金屬的熔點；
(2)硬度比其組分中任一金屬的硬度大；
(3)合金的導電性和導熱性低於任一組分金屬。利用合金的這一特性，可以製造高電阻和高熱阻材料。還可製造有特殊性能的材料，如在鐵中摻入15％鉻和9％鎳得到一種耐腐蝕的不銹鋼，適用於化學工業。
(4)有的抗腐蝕能力強(如不銹鋼)
更加准確的說法是，合金（Alloy）可為「合成金屬」的簡稱，它是由兩種或兩種以上的金屬元素或金屬元素與非金屬元素熔合在一起、具有金屬特性的物質。製成合金的目的是為了改善金屬的各種性能。合金中的相結構有兩種基本結構類型。即固溶體和化合物。
合金的硬度一般比它的成分金屬的大
。合金的熔點一般比它的各成分金屬的低
。合金的機械性能方面明顯優於各成分金屬合金的化學性質與成分金屬不同。鑒於此，合金比純的金屬的用途更廣。這些都是把金屬材料製成合金的主要目的。