焊接金属合金化的目的是什么

㈠ 什么是焊接化学治金过程的主要作用是什么

形成焊缝和渣壳，实现焊缝合金化，脱硫脱氧脱磷，保护熔池不受外部气体侵害等。

㈡ 什么叫做焊缝金属

由熔化的母材和填充金属〔焊丝、焊条等〕凝固后形成的那部分金属。

㈢ 什么是脱氧，什么是合金化，常见的合金起的作用是怎样

在合金的熔炼中，使金属液中的金属氧化物还原而去除氧的过程称为脱氧。生产中使用的脱氧方法有三种，即扩散脱氧、沉渣脱氧和真空脱氧。
1、扩散脱氧
这种脱氧方法在电炉炼钢中有所应用，是通过含氧量低的渣，使钢-渣界面处或渣的下层发生氧的扩散，使钢液中的氧向渣中转移，通过扒渣—造新渣—扒渣……的过程而达到脱氧的目的。
2、沉渣脱氧
把脱氧剂加入到金属于液内，并采取措施使其充分扩散，直接和金属液接触并与金属液中的氧发生反应，形成的产物不溶于金属，且比重比金属小，能从金属液中排出，这种脱氧方法称为沉渣脱氧。原则上较活泼的元素可以做还原剂。对炼钢来说工业上常用
al、ca、si。
3、真空脱氧
通过真空熔炼手段，降低体系中的压力，使co的分压降低，促使钢液中的［c］和［o］结全，生成
co，达到钢液脱氧目的，这种脱氧方法称真空脱氧。
参考资料：http://www.zz361.com/information_content.php?id=10011949

㈣ 焊缝金属为什么要合金化

合金化就是把所需要的合金元素，通过焊接材料过渡到焊缝金属（或回堆焊金属）中。通过加入答元素， 使金属成为(在一定的工艺条件下) 具有预期性能的合金。为保证钢的各种物理、化学性能，向钢中加入合金添加剂将其成分调整到规定范围的操作。那些在普通钢中没有的或含量较少的元素(C、Si、Mn、S或P)都属于合金元素。合金添加剂既可以是纯的材料(镍、铜、铝、石墨粉等)，也可以是铁合金(锰铁、硅铁、钒铁、铬铁等)，也可是合金元素的化合物(氧化物、碳化物、氮化物等)。在炼钢生产中，一般脱氧与合金化几乎同时进行，有时不可能把脱氧元素与合金元素截然分开。但脱氧与合金化二者的目的和物理化学反应过程是不同的。

㈤ 焊缝金属合金化的目的有几个方面

主要目的有以下方面：1.补偿焊接过程中的元素蒸发与烧损；2.消除焊接缺陷、去除有害杂质；3.细化组织，改善焊缝组织和性能；4，获得具有特殊性能的堆焊合金。

㈥ 焊接金属合金化的目的有几个方面

1.补充焊接中母材由于蒸发、氧化,以及残留等原因造成的合金损失.
2.有利于消除焊接缺陷、改善焊缝的组织和性能
3可以获得特殊性能的堆焊层以及实现异种金属的焊接.

㈦ 切贝壳的铁丝,很细,直径1MM,怎么焊接,用酒精灯,锡,和一种白色粉面,我接的地方总是很粗,不行

1 什么是焊接？常用的焊接方法分为哪几类？
通过加热或加压，或两者并用，并且用或不用填充材料，使工件达到结合的一种加工工艺方法称为焊接。
工件可以用各种同类或不同类的金属、非金属材料（塑料、石墨、陶瓷、玻璃等），也可以用一种金属与一种非金属材料。金属的焊接在现代工业中具有广泛的应用，因此狭义地讲，焊接通常就是指金属材料的焊接。
按照焊接过程中金属材料所处的状态不同，目前把焊接方法分为以下三类：
⑴熔焊 焊接过程中，将焊件接头加热至熔化状态，不加压力完成焊接的方法称为熔焊。常用的熔焊方法有电弧焊、气焊、电渣焊等。
⑵压焊 焊接过程中，必须对焊件施加压力（加热或不加热），以完成焊接的方法称为压焊。常用的压焊方法有电阻焊（对焊、点焊、缝焊）、摩擦焊、旋转电弧焊、超声波焊等。
⑶钎焊 焊接过程中，采用比母材熔点低的金属材料作钎料，将焊件和钎料加热到高于钎料熔点、低于母材熔点的温度，利用液态钎料润湿母材，填充接头间隙并与母材相互扩散实现连接焊件的方法称为钎焊。常用的钎焊方法有火焰钎焊、感应钎焊、炉中钎焊、盐浴钎焊和真空钎焊等。
2 焊接区内有哪些气体？其来源如何？
焊接过程中，焊接区内充满大量气体。用酸性焊条焊接时，主要气体成分是CO、H2、H2O；用碱性焊条焊接时，主要气体成分是CO、
CO2；埋弧焊时，主要气体成分是CO、H2。
焊接区内的气体主要来源于以下几方面：一是为了保护焊接区域不受空气的侵入，人为地在焊接区域添加一层保护气体，如药皮中的
造气剂（淀粉、木粉、大理石等）受热分解产生的气体、气体保护焊所采用的保护气体（CO2气体、Ar气）等；其次是用潮湿的焊条或焊剂焊接时，析出的气体、保护不严而侵入的空气、焊丝和母材表面上的杂质（油污、铁锈、油漆等）受热产生的气体，以及金属和熔渣高温蒸发所产生的气体等。
3 试述氮、氢、氧对焊缝金属的作用和影响
⑴氮 氮主要来自焊接区域周围的空气。手弧焊时，堆焊金属中约含有0.025%的氮。氮是提高焊缝金属强度、降低塑性和韧性的元素，也是在焊缝中产生气孔的主要原因之一。
⑵氢 氢主要来源于焊条药皮、焊剂中的水分、药皮中的有机物，焊件和焊丝表面上的污物（铁锈、油污）和空气中的水分等。各种
焊接方法均使焊缝增氢，只是增氢的程度不同：手弧焊时用纤维素药皮焊条焊得的焊缝含氢量比母材高出70倍；只有采用低氢型焊条施焊时，焊缝的含氢量才比较低；而用CO2气体保护焊时，含氢量最低。
氢使焊缝金属的塑性性严重下降，促使在焊接接头中产生气孔和延时裂纹，并且还会在拉伸试样的断面上形成白点。
⑶氧 氧主要来源于空气、药皮和焊剂中的氧化物、水分及焊接材料表面的氧化物。随着焊缝中含氧量的增加，其强度、硬度和塑性
会明显下降，还能引起金属的热脆、冷脆和时效硬化，并且也是焊缝中形成气孔（CO气孔）的主要原因之一。
总之，进入焊缝金属中的氮、氢、氧都是属于有害的元素。
4 为什么对焊接区域要进行保护？如何保护？
对焊接区域进行保护的目的是防止空气侵入熔滴和熔池，减少焊缝金属中的氮、氧含量。保护的方式有下列三种：
⑴气体保护 例如，气体保护焊时采用保护气体（CO2、H2、Ar）将焊接区域与空气隔离起来。
⑵渣保护 在熔池金属表面覆盖一层熔渣使其与空气分开隔离，如电渣焊、埋弧焊。
⑶气—渣联合保护 利用保护气体和熔渣同时对熔化金属进行保护，如手弧焊。
5 如何减少焊缝金属中的含氧量？
对焊接区域进行保护、防止空气与熔化金属进行接触是控制焊缝金属中含氧量的重要措施，但是不能根本解决问题，因为氧还可以通
过许多其它渠道进入焊缝中，要彻底堵塞这些渠道事实上是不可能的，因此目前只能采取措施，对已进入熔化金属中的氧进行脱氧处理。
6 焊缝金属常用的脱氧方法有哪些？
利用熔渣或焊芯（丝）金属与熔化金属相互作用进行脱氧，是焊缝金属常用的脱氧办法。
⑴扩散脱氧 当温度下降时，原先熔解于熔池中的FeO会不断地向熔渣进行扩散，从而使焊缝中的含氧量下降，这种脱氧方法称为扩
散脱氧。
如果熔渣中有强酸性氧化物SiO2、TiO2等，它们会与FeO生成复合物，其反应式为
（SiO2+FeO）= FeO·SiO2
（TiO2+FeO）= FeO·TiO2
反应的结果使熔渣中的自由FeO减少，这就使熔池金属中的[FeO]不断地向渣中扩散，焊缝金属中的含量因此得以减少。
酸性熔渣（如焊条J422、焊剂HJK431熔化所成的熔渣）中含有较多量的SiO2、TiO，所以其脱氧方法主要是扩散脱氧。但是在焊接条件下，由于熔池冷却速度快，熔渣和液体金属相互作用的时间短，扩散脱氧进行得很不充分，因此用酸性焊条（剂）焊成的焊缝，其含氧量还比较高，焊缝金属的塑性和韧性也比较低。
⑵用脱氧剂脱氧 在焊芯、药皮或焊丝中加入某种元素，使它本身在焊接过程中被氧化，从而保证被焊金属及其合金元素不被氧化或已被氧化的金属还原出来，这种用来脱氧的元素称为脱氧剂。常用的脱氧剂有碳、锰、硅、钛和铝。
碱性焊条的脱氧剂以铁合金的形式加入到药皮中去，如锰铁、硅铁等。
埋弧焊常采用合金焊丝，如H08MnA、H10MnSi等。
用脱氧剂脱氧的效果比扩散脱氧好得多，所以用碱性焊条施焊的焊缝，其含氧量比用酸性焊条施焊时要低，塑性、韧性相应得到提高，因此碱性焊条常用来焊合金钢及重要的焊接结构。
7 如何减少焊缝金属中的含氢量？
减少焊缝金属中含氢量的常用措施有：
1） 烘干焊条的焊剂；
2） 清除焊件和焊丝表面上的杂质；
3） 在药皮和焊剂中加入适量的氟石（CaF2）、硅砂（SiO2），两者都具有较好的去氢效果；
4） 焊后立即对焊件加热，进行后热处理；
5） 采用低氢型焊条、超低氢型焊条和碱性焊剂。
8 试述焊缝金属中硫的危害性。如何脱硫？
硫是焊缝中常存的有害元素之一。硫能促使焊缝金属产生热裂纹、降低冲击韧度和需腐蚀性，并能促使产生偏析。厚板焊接时，硫还
会引起层状撕裂。
硫在液态金属中以FeS的形式存在，熔渣中的Mn、MnO、CaO具有一定的脱硫作用；其反应式如下
[Mn]+[FeS] =[MnS]+[Fe]
[MnO]+[FeS]=[MnS]+[FeO]
[CaO]+[FeS] =[CaS]+[FeO]
生成的MnS、CaS都进入熔渣中，由于MnO、CaO均属碱性氧化物，在碱性熔渣中含量较多，所以碱性熔渣的脱硫能力比酸性熔渣
强。
9 试述焊金属中磷的危害性。如何脱磷？
磷也是焊缝中常存的有害元素之一。磷会增加钢的冷脆性，大幅度地降低焊缝金属的冲击韧度，并使脆性转变温度升高。焊接奥氏体
类钢或焊缝中含碳量较高时，磷也会促使焊缝金属产生热裂纹。
磷在液态金属中以Fe2P、P2O5形式存在。脱磷反应可分为两步进行：第一步是将磷氧化成P2O5；第二步使之与渣中的碱性氧化物CaO
生成稳定的复合物进入熔渣。其反应式为
2[Fe2P]+5（FeO=P2O5+11[Fe]
P2O5+3（CaO）=（CaO）3·P2O5
P2O5+4（CaO）=（CaO）4·P2O5
由于碱性熔渣中含有较多的CaO，所以脱磷效果比酸性熔渣要好。
但是实际上，不论是碱性熔渣还是酸性熔渣，其最终的脱硫、脱磷效果仍不理想。所以目前控制焊缝中的硫、磷含量，只能采取限制
原材料（母材、焊条、焊丝）中硫、磷含量的方法。
10 什么是焊缝金属的合金化？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，通过焊接材料过渡到焊缝金属（或堆焊金属）中去。
合金化的目的：1）补偿焊接过程中由于氧化、蒸发等原因造成的合金元素的损失；2）改善焊缝金属的组织和性能；3）获得具有特
殊性能的堆焊金属。
常用的合金化方式有：应用合金焊丝；应用药芯焊丝或药芯焊条；应用合金药皮或粘结焊剂；应用合金粉末；应用熔渣与金属之间的
置换反应。
11 什么是合金元素的过渡系数？
合金元素在焊接过程中总有一部分因氧化、蒸发等原因损耗掉，不可能全部过渡到焊缝中去。合金元素的过渡系数是指焊接材料中的
合金元素过渡到堆焊金属中的数量与其原始含量的百分比，即

CF
η=———
CT

式中 η——某合金元素的过渡系数（%）；
CF——堆焊金属中某合金元素的含量；
CT——焊条（焊丝、焊剂）中某合金元素的原始总含量。
手弧焊采用不同焊条型号时，合金元素的过渡系数η，见表1。
表1 手弧焊时合金元素的过渡系数η （%）
药皮类型
焊条型号
C
Mn
Si
Cr
Mo
钛 钙 型
低氢钠型
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，碱性焊条（低氢钠型）合金元素的过渡系数比酸性焊条（钛钙型）高。
12 什么是焊接熔池的一次结晶？它有什么特点？
热源离开后，焊接熔池的金属由液态转变为固态的过程，称为焊接熔池的一次结晶。焊接熔池的一次结晶具有如下特点：
⑴熔池的体积小、冷却速度大 电弧焊时，熔池体积最大约为30cm3，液态金属的质量不超过200g（单丝自动埋弧焊）。由于熔池的体积小，周围又被冷金属所包围，所以熔池的冷却速度很大，可达100℃/s，比铸锭的冷却速度大几百到上万倍，这就使含碳量高、含合金元素较多的钢材，在焊接接头中出现淬火硬组织（马氏体）和结晶裂纹。
⑵熔池中的液态金属处于过热状态 对于低碳和低合金钢，弧焊时熔池的平均温度为（1770±100）℃，超过了材料的熔点，处于过热状态。因此合金元素的烧损比较严重。
⑶熔池是在运动状态下结晶 熔焊时，熔池随热源作同速移动，在熔池中金属的熔化和结晶过程同时进行，即熔池的前半部处在熔化
过程，后半部处在结晶过程，故熔池内的熔化金属处于运动状态下结晶。
13 什么是偏析？焊缝中会产生哪几种偏析现象？
合金中各组成元素在结晶时分布不均匀的现象称为偏析。焊接熔池一次结晶过程中，由于冷却速度快，已凝固的焊缝金属中化学成分
来不及扩散，造成分布不均，产生偏析。
焊缝中的偏析现象有以下三种：
⑴显微偏析 熔池一次结晶时，最先结晶的结晶中心金属最纯，后结晶部分含其它合金元素和杂质略高，最后结晶部分，即结晶的外
端和前缘所含其它合金元素和杂质最高。在一个柱状晶粒内部和晶粒之间的化学成分分布不均现象称为显微偏析。
⑵区域偏析 熔池一次结晶时，由于柱状晶体的不断长大和推移，会把杂质“赶”向熔池中心，使熔池中心的杂质含量比其它部位多，
这种现象称为区域偏析。
焊缝的断面形状对区域偏析的分布影响很大。窄而深的焊缝，各柱状晶的交界在其焊缝的中心，因此焊缝中心聚集有较多的杂质，见
图1。这种焊缝在其中心部位极易产生热裂纹。宽而浅的焊缝，杂质则聚集在焊缝的上部，见图1b，这种焊缝具有较高的抗热裂能力。
⑶层状偏析 熔池在一次结晶的过程中，要不断地放出结晶潜热，当结晶潜热达到一定数值时，熔池的结晶就出现暂时的停顿。以后
随着熔池的散热，结晶又重新开始，形成周期性的结晶，伴随着出现结晶前沿液体金属中杂质浓度的周期变动，产生周期性的偏析称为层状偏析。层状偏析集中了一些有害元素，因此缺陷往往出现在层状偏析中。由层状偏析所造成的气孔。
14 如何改善焊缝一次结晶组织？什么是变质处理？
通过焊接材料（焊条、焊剂）向熔池中加入某些合金元素如V、Mo、Ti、Nb、A1、B、N等，可以细化晶粒，得到细晶组织，从而既
可保证强度和塑性，又能提高抗裂性，这种方法称为变质处理。变质处理对改善焊缝的一次结晶组织十分有效。例如，E5015MoV焊条，就是在原来E5015焊条的基础上，在药皮中再加入少量的钼铁和钒铁，它具有更高的抗裂性能。
15 什么是焊缝金属的二次结晶？
一次结晶结束后，熔池就转变为固体的焊缝。高温的焊缝金属冷却到室温时，要经过一系列的组织相变过程，这种相变过程称为焊缝
金属的二次结晶。
低碳钢焊缝金属二次结晶结束时，其组织为铁素体加珠光体。由铁碳合金状态图可知，其中铁素体约占82%，珠光体约占18%，焊缝
金属的硬度约为83HBS。但铁碳合金状态图是在材料极缓慢的冷却条件下获得的，实际上焊缝金属二次结晶时的冷却速度相当快，因此组织中的珠光体含量会增加，冷却速度越高，珠光体含量也越多，焊缝的硬度和强度也随之增加，例如，当焊缝金属的冷却速度为110℃s时，其硬度可达96HBS，这就是为什么当焊缝金属为低碳钢，冷却时尽管并未出现淬火组织，但其硬度仍会增加的原因。
16 多层多道焊为什么可以提高焊缝金属的塑性？
多层多道焊可以提高焊缝金属的质量，特别是塑性，这是因为后层（道）焊缝对前层（道）焊缝具有热处理的作用，相当于对前层（道）
焊缝进行了一次正火处理，因而改善了二次组织。对最后一道焊缝，可在其焊缝上再施焊一条退火焊道。有的工厂，当焊接接头的弯曲试样试验不合格时，采取改变原来的焊接工艺参数的措施，将单层焊缝改成多层焊缝，用小电流进行快速施焊，对提高弯曲试样的试验合格率（塑性指标）有一定效果。
应当指出，多层多道焊对提高手弧焊的质量效果较好。埋弧焊时，由于每层焊道厚度可达6～10mm，但次一层焊缝的热作用只达3～
4mm，所以热处理效果较差。
17 什么是焊接热循环？焊接热循环的主要参数有哪些？
在焊接热源作用下，焊件上某点的温度随时间变化的过程称为该点的焊接热循环。
当热源向该点靠近时，该点的温度随之升高，直到达到最大值；随着热源的离开，温度又逐渐降低，整个过程可以用一条曲线来表示，
这种曲线称为焊接热循环曲线，见图3。显然，在焊缝两侧距焊缝远近不同的各点，所经历的热循环并不相同，距焊缝越近的各点，加热达到的最高温度越高，越远的各点加热的最高温度越低。
焊接热循环的主要参数是加热速度、加热所达到的最高温度、在组织转变温度以上停留的时间和冷却速度。
单层电弧焊和电渣焊低合金钢时的热循环参数见表2。
表2 低合金钢的焊接热循环参数
板厚
（mm）
焊接方法
焊接线能量（J/cm）
900℃时的加
热速度(℃/s)
900℃以上的
停留时间（s）
19 焊接时，如何选择线能量？
生产中，根据不同的材料成分，在保证焊缝成形良好的前提下，适当调节焊接工艺参数，以合适的线能量进行焊接，可以保证焊接接
头具有良好的性能。例如，焊件装配定位焊时，由于焊缝长度短，截面积小，冷却速度快，焊缝容易开裂，特别是对于一些淬硬倾向较大的钢种更是如此，此时应该选择较大的线能量进行焊接，以防焊缝开裂。但是对于强度等级较高的低合金钢、低温钢，线能量必须严格控制，因为线能量增大会导致焊接接头塑性和韧性的下降。特别是当焊接奥氏体不锈钢时，为了提高焊接接头的耐蚀性，一定要采用小电流、快速焊的工艺参数，使线能量保持在最低值。
20 什么是预热？预热有何作用？
焊前对焊件整体或焊接区域局部进行加热的工艺手段称为预热。对于焊接强度级别较高、有淬硬倾向的钢材、导热性能特别良好的材
料、厚度较大的焊件，以及当焊接区域周围环境温度太低时，焊前往往需要对焊件进行预热。预热的主要目的是降低焊接接头的冷却速度，预热温度见表3。从表中可以看出，预热能够降低冷却速度，但又基本上不影响在高温停留的时间，这是十分理想的。所以当焊接具有淬硬倾向的钢材时，降低冷却速度减小淬硬倾向的主要工艺措施，是进行预热，而不是增大线能量。
21 什么是层间温度？如何正确选择层间温度？
对焊件进行多层多道焊时，当焊接后道焊逢时，前道焊缝的最低温度，称为层间温度。对于要求预热焊接的材料，当需要进行多层焊
时，其层间温度应等于或略高于预热温度，如层间温度低于预热温度，应重新进行预热。
焊接奥低体不锈钢时，为保持焊接接头有较高的耐蚀性，需要有较快的冷却速度，因此此时需要控制较低的层间温度，即在前道焊缝
冷却到较低温度时，再进行后道焊缝的焊接。
22 什么是焊接影响区？它有什么特性？
焊接（或切割）过程中，紧靠焊缝的母材因受热影响（但未熔化）而发生金相组织力学性能变化的区域称为焊接热影响区。
熔焊时，焊接接头由两个相互联系、而其组织和性能又有区别的两个部分，即焊缝区和热影响区所组成。实践表明，焊接接头的质量
不仅决定于焊缝区，并且在相当程度上还决定于热影响区，有时热影响区存在的问题比焊缝区还要复杂，特别是合金钢焊接时更是如此。所以，研究、掌握热影响区在焊接过程中组织和性能的变化，有着十分重要的意义。
23 试述固态无组织转变材料的焊接热影响区特点。
固态无组织转变的纯金属（如A1、Cu、Ni、MoT W等）以及单相固溶体合金（如Zn的质量分数＜39%的α黄铜，Ni-Cu合金以及超
低碳铬镍奥氏体不锈钢和超低碳高铬纯铁素体不锈钢等）在加热和冷却时都不会发生组织转变，因此其焊接热影响区非常简单，只有过热区和再结晶区（母材焊前为冷轧状态）两个区段。
⑴过热区 由于这类材料在冷却过程中没有任何组织转变，因此加热过程中长大了的晶粒在冷却过程中不会有组织转变引起的重结晶细化作用，所以过热区内的晶粒长得十分粗大，并且无法通过热处理（如钢材的正火处理）来进行细化。过热区内材料的塑性和韧性很差，为此应该采用小线能量进行焊接，并且要尽量防止在同一部位进行重复焊接，以免晶粒越长越大。
⑵再结晶区 如母材焊前处于冷轧状态，焊后过热区和母材之间存在着一个具有较细晶粒的再结晶区。但在再结晶区中，由于冷轧状态的母材组织发生了再结晶，原先冷轧过程中的冷作硬化效应完全消失，因此强度降低但塑性得到了改善。
如果母材焊前是处于热轧状态或冷轧后的退火状态，则焊后热影响区无再结晶区。
24 试述固态有同素异构转变的纯金属或单相合金的焊接热影响区特点。
Fe、Mn、Ti、Co等金属属于固态有同素异构转变的纯金属以及以这些金属为基能形成有同素异构转变的单相合金，其焊接热影响区
可分成过热区、重结晶区、不完全重结晶区（单相合金）和再结晶区几个区段。
其特别是除了23例题中所讲过的过热区和再结晶区外，还有一个由同素异构转变引起的重结晶区，这一区位于过热区和再结晶区之间，其组织特征为由重结晶组织转变而引起的晶粒细化，即相当于钢材进行正火处理后所得到的细晶组织，
这一区段的冲击韧性较高。
如果母材是单相合金，如α-Ti和纯Ti相比较，在固态下都只有一个α β的同素异构转变，它们在高温时均为β相，低温时均
为α相，所不同之处是纯金属的同素异构转变是在某一固定温度下进行的，而单相合金的同素异构转变是在某一温度范围内进行的，因此其热影响区的重结晶区还可进一步分为重结晶区Ⅱ和不完全重结晶区Ⅱ′两部分。
此外，有些具有同素异构转变的纯金属，如Ti和Co等、单相合金如α-Ti，在快速冷却条件下会产生马氏体转变，如纯Ti和α-Ti合金，快速冷却时在焊接热影响区都能发现β→α′转变，α′称为钛马氏体。
25 试述不易淬火钢的焊接热影响区特点。
不易淬火钢，如低碳钢和合金元素较少的低合金高强钢（16Mn、15MnTi、15MnV钢），在固态下合金中除了有同素异构转变外，还有成分变化和第二相析出，即共析转变和 Fe3C的析出，其焊接热影响区可分为过热区、重结晶区、不完全重结晶区和再结晶区等四个区段。
⑴过热区（又称粗晶区） 该区紧邻焊缝，温度范围是从晶粒急剧长大的温度开始，一直到固相线的温度区间为止，对低碳钢为1100～
1490℃。该区母材中的铁素体和珠光体全部变为奥氏体，奥氏体晶粒长得非常粗大，冷却后使金属的冲击韧度大大降低，一般比基本金属低25%～30%，是热影响区中的薄弱环节。
⑵重结晶区（又称正火区域或细晶区） 指过热区以下，加热温度在A3以上的区域，对低碳钢为900～1100℃。空冷后得到均匀而细
小的铁素体和珠光体，相当于热处理中的正火组织。重结晶区由于晶粒细小均匀，因此既具有较高的强度，又有较好的塑性和韧性，这是热影响区中综合力学性能最好的区域。但由于整个焊接接头的性能取决于接头中的最薄弱区域，所以该区性能虽好，但却发挥不了作用。
⑶不完全重结晶区（又称不完全正火区或部分相变区） 指加热温度在Ac1～Ac3之间的区域，对低碳钢为750～900℃。该区母材中的
全部珠光体和部分铁素体转变为晶粒比较细小的奥氏体，但仍保留部分铁素体。冷却时，奥氏体又转变为细小的铁素体和珠光体，而未溶入奥氏体的铁素体不发生转变，晶粒比较粗大，故冷却后的组织晶粒大小极不均匀，所以力学性能也不均匀，强度有所下降。
⑷再结晶区 指加热温度在450℃～Ac1之间的区域，对低碳钢为450～750℃。对于经过压力加工，即经过塑性变形的母材，晶粒发生破碎现象，在此温度区域内，再次变成完整的晶粒，称为再结晶。在本区域没有发生同素异构转变，组织没有变化，因此金属的力学性能变化不大，仅塑性稍有改善。对于焊前未经塑性变形的母材，本区不出现。
26 什么是魏氏组织？它对焊接接头的性能有何影响？
不易淬火钢焊接热影响区中的过热区，由于奥氏体晶粒长得非常粗大，这种粗大的奥氏体在较快的冷却速度下会形成一种特殊的过热
组织，其组织特征为在一个粗大的奥氏体晶粒内会形成许多平行的铁素体针片，在铁素体针片之间的剩余奥氏体最后转变为珠光体，这种过热组织称为魏氏组织。魏氏组织不仅晶粒粗大，而且由于大量铁素体针片形成的脆弱面，使金属的韧性急剧下降，这是不易淬火钢焊接接头变脆的一个主要原因。
魏氏组织的形成决定于过热区的过热程度，即金属在高温下停留的时间。手弧焊时，热影响区在高温下停留的时间较短，晶粒长大并
不严重；而电渣焊时，热影响区在高温下停留的时间很长，晶粒严重长大。因此，电渣焊就比手弧焊容易出现粗大的魏氏组织。对于同一种焊接方法，施焊时采用的线能量越大，高温下停留的时间越长，过热越严重，奥氏体晶粒长得越粗大，越容易得到魏氏组织，焊接接头的性能就越差，这是低碳钢焊接时引起热影响区性能变坏的一个主要问题。
27 试述易淬火钢的焊接热影响区特点。
易淬火钢包括碳钢（35、40、45、50钢）、低碳调质高强钢（ωC一≤0.25%）、中碳调质高强钢（ωC为0.25%～0.45%）、耐热钢和低温
钢，其热影响区在焊接空冷条件下也能得到马氏组织，处于淬火状态。如果母材焊前处于退火状态，则焊后热影响区的组织可分为完全淬火区和不完全淬火区两个区段，如果母材焊前处于淬火状态，则还会形成一个回火区。
⑴完全淬火区 指加热温度超过Ac3以上的区段，焊后奥氏体全部转变为马氏体，包括了相当于低碳钢焊接热影响区中的过热区和重结晶区。该区由于存在淬火组织，所以强度和硬度增高，塑性和韧性下降，并且容易产生冷裂纹。
⑵不完全淬火区 指加热温度在Ac1～Ac3之间的区段，焊后奥氏体转变为马氏体，原铁素体保持不变，仅有不同程度的长大，最后形成马氏体-铁素体的组织。该区段的组织和性能很不均匀，塑性和韧性下降。
⑶回火区 如果母材焊前处于淬火状态，则在温度低于Ac1的区段，会发生程度不同的回火过程，称为回火区。回火区的硬度下降、塑性增高。
28 试述异种钢焊接热影响区碳的扩散及其影响。
异种钢焊接时，母材成分与焊缝成分相差较大，碳会从母材向焊缝扩散，在母材熔合线附近形成一个1～2个晶粒宽度的“脱碳层”，
在焊缝一侧相应地出现一个“增碳层”。促使碳由母材向焊缝扩散的因素有：
当焊缝为液态时，由于碳在液态金属中的深解度大于固体金属，故促使碳由熔合线附近的母材金属向焊缝扩散迁移。
1） 加热温度和时间对碳的扩散影响很大。在Q235-A和Cr25Ni13的异种钢接头中， 当加热到350℃才开始发现有脱碳层，当加热
到高于550℃时，脱碳层才显著，超过600℃后更为严重，特别是在800℃时。Q235-A和Cr25Ni13异种钢焊接时，加热温度和时间对脱碳层宽度（B）的影响，见图8。因此，单道焊时一般不易形成碳的扩散层，通常是在接头经焊后热处理或高温长期工作时才明显。
碳扩散层是异种钢焊接接头中的薄弱环节，它对接头的常温和高温瞬时力学性能影响不大，但将降低接头的高温持久强度，一般要降
低10%～20%左右。

㈧ 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。

㈨ 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。

㈩ 将金属材料制成合金的目的

把金属材料制成合金的目的，主要有下列几个方面:
1)多数合金熔点低于其组分中任一种组成金属的熔点；
(2)硬度比其组分中任一金属的硬度大；
(3)合金的导电性和导热性低于任一组分金属。利用合金的这一特性，可以制造高电阻和高热阻材料。还可制造有特殊性能的材料，如在铁中掺入15％铬和9％镍得到一种耐腐蚀的不锈钢，适用于化学工业。
(4)有的抗腐蚀能力强(如不锈钢)
更加准确的说法是，合金（Alloy）可为“合成金属”的简称，它是由两种或两种以上的金属元素或金属元素与非金属元素熔合在一起、具有金属特性的物质。制成合金的目的是为了改善金属的各种性能。合金中的相结构有两种基本结构类型。即固溶体和化合物。
合金的硬度一般比它的成分金属的大
。合金的熔点一般比它的各成分金属的低
。合金的机械性能方面明显优于各成分金属合金的化学性质与成分金属不同。鉴于此，合金比纯的金属的用途更广。这些都是把金属材料制成合金的主要目的。