合金化原理-2

1、 合金元素對(duì)相變基本因素的影響合金元素對(duì)相變基本因素的影響 合金元素對(duì)奧氏體形成的影響合金元素對(duì)奧氏體形成的影響 合金元素對(duì)過(guò)冷奧氏體分解的影合金元素對(duì)過(guò)冷奧氏體分解的影 響響 合金元素對(duì)相變基本因素的影響合金元素對(duì)相變基本因素的影響 合金元素對(duì)合金元素對(duì)、 相自由能的相自由能的 影響影響 合金鋼中的擴(kuò)散合金鋼中的擴(kuò)散 碳在鐵中的活度碳在鐵中的活度 擴(kuò)散能力與溫度有關(guān)擴(kuò)散能力與溫度有關(guān)。 置換原子擴(kuò)散比間隙原置換原子擴(kuò)散比間隙原 子慢幾個(gè)數(shù)量級(jí)。子慢幾個(gè)數(shù)量級(jí)。 在特定溫度下，間隙原在特定溫度下，間隙原 子和置換原子在鐵素體子和置換原子在鐵素體 中的擴(kuò)散比在奧氏體中中的擴(kuò)散比在奧氏體中 快?？?/p>

2、。 對(duì)每一種元素，在對(duì)每一種元素，在-Fe-Fe中的擴(kuò)散激活能必低于同一中的擴(kuò)散激活能必低于同一 元素在元素在-Fe-Fe中的擴(kuò)散激活能。中的擴(kuò)散激活能。 合金元素對(duì)奧氏體形成的影響 原始無(wú)序組織原始無(wú)序組織 原始有序組織原始有序組織-鋼中的組織遺傳性鋼中的組織遺傳性 鋼的重結(jié)晶鋼的重結(jié)晶 碳化物在奧氏碳化物在奧氏 體中的溶體中的溶 解規(guī)律解規(guī)律 奧氏體的奧氏體的 晶粒長(zhǎng)大晶粒長(zhǎng)大 原始無(wú)序組織原始無(wú)序組織 特定的合金鋼特定的合金鋼和在一定的和在一定的重復(fù)加熱條件重復(fù)加熱條件下，將出現(xiàn)這種現(xiàn)象。合金化下，將出現(xiàn)這種現(xiàn)象。合金化 和加熱速度對(duì)出現(xiàn)組織遺傳的影響如下所列（和加熱速度對(duì)出現(xiàn)組織遺傳的

3、影響如下所列（” ” +”+”表示出現(xiàn)組織遺表示出現(xiàn)組織遺 傳；傳；”表示不出現(xiàn)）：表示不出現(xiàn)）： 快速加熱快速加熱 中速加熱中速加熱 緩慢加熱緩慢加熱 高合金鋼高合金鋼 + + + + + 合金鋼合金鋼 + + + + 低合金鋼和碳鋼低合金鋼和碳鋼 碳化物在奧氏體中的溶解規(guī)律 最穩(wěn)定的化合物的溶解度最低最穩(wěn)定的化合物的溶解度最低 CrCr、MoMo、V V的碳化物具有最大的溶解的碳化物具有最大的溶解 度，是潛在的最有用的合金碳化物，度，是潛在的最有用的合金碳化物， 這是因?yàn)楫?dāng)這是因?yàn)楫?dāng)時(shí)，他們最終可時(shí)，他們最終可 以形成較大的體積份額以形成較大的體積份額 TiTi、NbNb、V V的碳化物在

4、奧氏體中的的碳化物在奧氏體中的 溶解度隨溫度的降低而下降。溶解度隨溫度的降低而下降。 如果有足夠數(shù)量的合金元素存在的話，那么合金碳化物將在隨如果有足夠數(shù)量的合金元素存在的話，那么合金碳化物將在隨 后的冷卻過(guò)程發(fā)生沉淀。后的冷卻過(guò)程發(fā)生沉淀。 奧氏體的晶粒長(zhǎng)大 v 強(qiáng)烈形成穩(wěn)定碳化物的元素顯著地阻止奧氏體晶粒粗化。強(qiáng)烈形成穩(wěn)定碳化物的元素顯著地阻止奧氏體晶粒粗化。 v 形成間隙固溶體的元素，當(dāng)其溶于奧氏體時(shí)，促使奧氏體晶粒長(zhǎng)形成間隙固溶體的元素，當(dāng)其溶于奧氏體時(shí)，促使奧氏體晶粒長(zhǎng) 大粗化。大粗化。 Si Si、AlAl當(dāng)其含量極少，僅以非金屬夾雜物形式存在時(shí)，可以阻止奧氏體晶粒粗化。當(dāng)其含量極少

5、，僅以非金屬夾雜物形式存在時(shí)，可以阻止奧氏體晶粒粗化。 當(dāng)含量足夠高，作為合金元素溶入固溶體時(shí)，則促使奧氏體晶粒粗化。當(dāng)含量足夠高，作為合金元素溶入固溶體時(shí)，則促使奧氏體晶粒粗化。 vNiNi、CoCo、CuCu作用很不明顯作用很不明顯。 v 當(dāng)鋼當(dāng)鋼中碳量中碳量在中等以上時(shí)，在中等以上時(shí)，CrCr對(duì)奧氏體晶粒有對(duì)奧氏體晶粒有細(xì)化作用細(xì)化作用而而MnMn卻較卻較 明顯的明顯的促使晶粒長(zhǎng)大促使晶粒長(zhǎng)大。 v 但在但在低碳鋼低碳鋼中，中，MnMn對(duì)晶粒度有對(duì)晶粒度有細(xì)化細(xì)化作用，因此在研究普低鋼時(shí)，作用，因此在研究普低鋼時(shí)， 往往以錳來(lái)合金化。往往以錳來(lái)合金化。 v 我們知道，粗大的晶粒具有較低的

6、自由能，因此晶粒粗化過(guò)程我們知道，粗大的晶粒具有較低的自由能，因此晶粒粗化過(guò)程 是一個(gè)自發(fā)過(guò)程。那么為什么有的鋼晶粒容易變粗而有的鋼就不容易？是一個(gè)自發(fā)過(guò)程。那么為什么有的鋼晶粒容易變粗而有的鋼就不容易？ v 最先出現(xiàn)的說(shuō)法為機(jī)械阻礙法：奧氏體晶粒之所以不容易長(zhǎng)大，最先出現(xiàn)的說(shuō)法為機(jī)械阻礙法：奧氏體晶粒之所以不容易長(zhǎng)大， 是由于在晶界上有眾多的高度彌散的化合物質(zhì)點(diǎn)，這些質(zhì)點(diǎn)機(jī)械的阻是由于在晶界上有眾多的高度彌散的化合物質(zhì)點(diǎn)，這些質(zhì)點(diǎn)機(jī)械的阻 礙了奧氏體晶粒的長(zhǎng)大。這種高度彌散的化合物，可以使一些穩(wěn)定的礙了奧氏體晶粒的長(zhǎng)大。這種高度彌散的化合物，可以使一些穩(wěn)定的 碳化物、氮化物，甚至是其它非金屬

7、夾雜物。碳化物、氮化物，甚至是其它非金屬夾雜物。 v 另一種理論認(rèn)為合金元素對(duì)奧氏體晶粒粗化的作用，是由于合另一種理論認(rèn)為合金元素對(duì)奧氏體晶粒粗化的作用，是由于合 金元素溶入奧氏體之后，改變了晶界能，因而改變了奧氏體的長(zhǎng)大傾金元素溶入奧氏體之后，改變了晶界能，因而改變了奧氏體的長(zhǎng)大傾 向。還有一種理論則認(rèn)為合金元素對(duì)奧氏體晶粒長(zhǎng)大的影響，在很大向。還有一種理論則認(rèn)為合金元素對(duì)奧氏體晶粒長(zhǎng)大的影響，在很大 程度上取決于他們改變了原子間的結(jié)合強(qiáng)度，從而引起了激活能和鐵程度上取決于他們改變了原子間的結(jié)合強(qiáng)度，從而引起了激活能和鐵 的自擴(kuò)散系數(shù)的變化。的自擴(kuò)散系數(shù)的變化。 合金元素對(duì)過(guò)冷奧氏體分解的影

8、響合金元素對(duì)過(guò)冷奧氏體分解的影響 對(duì)過(guò)冷奧氏體穩(wěn)定性的對(duì)過(guò)冷奧氏體穩(wěn)定性的 影響影響 對(duì)珠光對(duì)珠光 體轉(zhuǎn)變體轉(zhuǎn)變 的影響的影響 對(duì)貝氏體對(duì)貝氏體 轉(zhuǎn)變的影轉(zhuǎn)變的影 響響 合金元素合金元素 對(duì)過(guò)冷奧氏體穩(wěn)定性的影響對(duì)過(guò)冷奧氏體穩(wěn)定性的影響 合金元素對(duì)C曲線的影響，一般分為兩種類型： v第一類：非碳化物形成元素 鋼中加入這些元素，C曲線仍 然保持與碳鋼相同的形式，只是位置有所改變。 v第二類：碳化物性能元素 鋼中加入這些元素以后，不但 使C 曲線位置移動(dòng)，而且也是C曲線的形狀改變，出現(xiàn)兩個(gè) 鼻溫，甚至使珠光體區(qū)域與貝氏區(qū)域完全分開(kāi)，出現(xiàn)一個(gè)過(guò) 冷奧氏體極端穩(wěn)定的溫度區(qū)間。 根據(jù)合金鋼的特點(diǎn)，可以把

9、過(guò)冷奧氏體的等溫分解曲線 及其相應(yīng)的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線分為六種基本類型。 對(duì)珠光體轉(zhuǎn)變的影響 v 珠光體轉(zhuǎn)變是典型的形核和長(zhǎng)大過(guò)程。 v 研究表明，合金元素，除Co、Al以外，當(dāng)其溶入奧氏體以后，均將延 遲過(guò)冷奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變。但是，為了完成合金奧氏體的共析分 解，除了C的擴(kuò)散以外，是否需要合金元素的擴(kuò)散再分配，長(zhǎng)期以來(lái) 存在兩種不同結(jié)論。 v 目前比較公認(rèn)的是：在某些鋼中，在滲碳體和鐵素體與奧氏體之間的 界面上，合金元素卻能產(chǎn)生再分配，但必須具有足夠高的溫度。 v Coates等人指出，珠光體轉(zhuǎn)變可以分成兩種長(zhǎng)大方式，既有再分配 的局部平衡及無(wú)再分配的局部平衡，兩者均與溫度和成分有關(guān)。 v

10、 易于形成奧氏體的合金元素，將使共析溫度下降，在滲碳體的溶解液 很小，促進(jìn)再分配反應(yīng)。強(qiáng)鐵素體形成元素，使共析反應(yīng)溫度升高， 同時(shí)能固溶于滲碳體內(nèi)，常常容易在較高的轉(zhuǎn)變溫度下出現(xiàn)再分配方 式的反應(yīng)。 v 珠光體生長(zhǎng)的無(wú)再分配情況，可能受奧氏體中C的體積擴(kuò)散所控制， 當(dāng)存在其他合金元素時(shí)，這種擴(kuò)散能力降低。 v 根據(jù)合金元素的作用特點(diǎn)，可分為下列幾種情況：根據(jù)合金元素的作用特點(diǎn)，可分為下列幾種情況： v （1 1）CrCr、MnMn、NiNi等對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變有較大的滯緩作用，因?yàn)檫@三個(gè)元素都能降低等對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變有較大的滯緩作用，因?yàn)檫@三個(gè)元素都能降低- 的轉(zhuǎn)變溫度，有都能減小奧氏體與鐵素體的自由能

11、差，從而減慢了的轉(zhuǎn)變溫度，有都能減小奧氏體與鐵素體的自由能差，從而減慢了 的轉(zhuǎn)變速度。 的轉(zhuǎn)變速度。 v （2 2）SiSi雖是非碳化物形成元素，但對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變有著頗為強(qiáng)烈的滯緩作用，其強(qiáng)烈雖是非碳化物形成元素，但對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變有著頗為強(qiáng)烈的滯緩作用，其強(qiáng)烈 的程度甚至可與的程度甚至可與CrCr、MnMn等元素比擬。等元素比擬。 v （3 3）MoMo、V V、W W等元素的作用不同于等元素的作用不同于CrCr、MnMn，因?yàn)檫@些元素不是降低，因?yàn)檫@些元素不是降低-轉(zhuǎn)變溫度，轉(zhuǎn)變溫度， 而是使之升高；不是減小奧氏體與鐵素體的自由能差，而是加大，所以對(duì)而是使之升高；不是減小奧氏體與鐵素體的自由能差

12、，而是加大，所以對(duì)-轉(zhuǎn)轉(zhuǎn) 變只有加速而沒(méi)有滯緩作用。但其對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變的滯緩作用，由于其降低了變只有加速而沒(méi)有滯緩作用。但其對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變的滯緩作用，由于其降低了C C的擴(kuò)散的擴(kuò)散 速度，因而顯得十分微弱。如圖速度，因而顯得十分微弱。如圖3-103-10所示，當(dāng)鋼中的所示，當(dāng)鋼中的MoMo由由0.017%0.017%增大到增大到0.77%0.77%時(shí)，珠時(shí)，珠 光體的孕育期被強(qiáng)烈的推遲，而貝氏體轉(zhuǎn)變的變化很小。光體的孕育期被強(qiáng)烈的推遲，而貝氏體轉(zhuǎn)變的變化很小。 v 加入合金元素以后，貝氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍也將有所變化。凡使加入合金元素以后，貝氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍也將有所變化。凡使-轉(zhuǎn)變溫度降低轉(zhuǎn)變溫度降低

13、 的合金元素，也將降低貝氏體轉(zhuǎn)變溫度，反之亦然。的合金元素，也將降低貝氏體轉(zhuǎn)變溫度，反之亦然。 微量元素微量元素 在周期表在周期表 中的位置中的位置 微量痕跡微量痕跡 元素對(duì)鋼元素對(duì)鋼 性能的有性能的有 害影響害影響 微量元素微量元素 對(duì)鋼的有對(duì)鋼的有 益效應(yīng)益效應(yīng) 鋼的微合鋼的微合 金化金化 鋼中常用微量元素在周期表中的位置如表所列。其中鋼中常用微量元素在周期表中的位置如表所列。其中 v 為常用微合金化元素；為常用微合金化元素； v 為偶用微合金元素；為偶用微合金元素； v 為凈化、變質(zhì)和控制夾雜物形態(tài)的元素；為凈化、變質(zhì)和控制夾雜物形態(tài)的元素； v 為改善切削性的元素；為改善切削性的元素；

14、 v 為痕跡有害元素。為痕跡有害元素。 族族 周期周期 ABBBAAAA 2BN 3PS 4CScTiVAsSe 5YZrNbSnSbTe 6LaLu HfTaPBi 7AcLr v與痕跡元素相聯(lián)系的有害效應(yīng)包括熱塑性的降低、與痕跡元素相聯(lián)系的有害效應(yīng)包括熱塑性的降低、 不同形式的脆性以及在淬透性、可焊性和耐蝕性不同形式的脆性以及在淬透性、可焊性和耐蝕性 上有害效應(yīng)。目前許多研究涉及高質(zhì)量的不銹鋼上有害效應(yīng)。目前許多研究涉及高質(zhì)量的不銹鋼 或鎳基合金，例如選擇鋼中的合金元素以得到不或鎳基合金，例如選擇鋼中的合金元素以得到不 同性能，從而使痕跡元素的有害影響變?yōu)殛P(guān)鍵問(wèn)同性能，從而使痕跡元素的有害

15、影響變?yōu)殛P(guān)鍵問(wèn) 題。題。 v當(dāng)前對(duì)痕跡元素有害影響的研究主要集中在晶界當(dāng)前對(duì)痕跡元素有害影響的研究主要集中在晶界 的行為和成分上。其動(dòng)態(tài)再結(jié)晶能力是至關(guān)重要的行為和成分上。其動(dòng)態(tài)再結(jié)晶能力是至關(guān)重要 的。如果有害痕跡元素存在水平高于的。如果有害痕跡元素存在水平高于ppmppm范圍，那范圍，那 么即使在低變形下，晶界也會(huì)斷裂。這些效應(yīng)可么即使在低變形下，晶界也會(huì)斷裂。這些效應(yīng)可 以通過(guò)完全去除有害痕跡元素或者添加一定的有以通過(guò)完全去除有害痕跡元素或者添加一定的有 益痕跡元素來(lái)抵消。益痕跡元素來(lái)抵消。 v 微量元素在鋼中的有益效應(yīng)，可以歸納為四個(gè)方面：（微量元素在鋼中的有益效應(yīng)，可以歸納為四個(gè)方面

16、：（1 1） 凈化作用；（凈化作用；（2 2）變質(zhì)作用；（）變質(zhì)作用；（3 3）控制夾雜物形態(tài)；（）控制夾雜物形態(tài)；（4 4） 微合金化作用。微合金化作用。 凈化作用凈化作用 控制夾雜物形態(tài)控制夾雜物形態(tài) 鋼的微合金化鋼的微合金化 微量元素微量元素 在鋼中的在鋼中的 作用作用 變質(zhì)作用變質(zhì)作用 v B B、ERER元素通過(guò)在鋼液中復(fù)雜的物理化學(xué)過(guò)程，元素通過(guò)在鋼液中復(fù)雜的物理化學(xué)過(guò)程， 改變鋼的凝固過(guò)程和鑄態(tài)組織。他們與鋼液反應(yīng)，改變鋼的凝固過(guò)程和鑄態(tài)組織。他們與鋼液反應(yīng)， 形成微細(xì)質(zhì)點(diǎn)，在凝固過(guò)程中促進(jìn)非自發(fā)形核，形成微細(xì)質(zhì)點(diǎn)，在凝固過(guò)程中促進(jìn)非自發(fā)形核， 降低形核功，增大形核率。他們都是表

17、面活性元降低形核功，增大形核率。他們都是表面活性元 素，吸附在正在長(zhǎng)大的固態(tài)晶核表面，形成薄膜，素，吸附在正在長(zhǎng)大的固態(tài)晶核表面，形成薄膜， 阻礙了晶體生長(zhǎng)所需的原子供應(yīng)，從而降低了晶阻礙了晶體生長(zhǎng)所需的原子供應(yīng)，從而降低了晶 體長(zhǎng)大率。由于這些原因，加體長(zhǎng)大率。由于這些原因，加B B和和ERER元素可以抑制元素可以抑制 柱狀晶的成長(zhǎng)，細(xì)化鑄態(tài)組織，進(jìn)而減少枝晶偏柱狀晶的成長(zhǎng)，細(xì)化鑄態(tài)組織，進(jìn)而減少枝晶偏 析和區(qū)域偏析，改善鋼的化學(xué)成分的均勻性。另析和區(qū)域偏析，改善鋼的化學(xué)成分的均勻性。另 外，稀土元素增大鋼的流動(dòng)性，改進(jìn)鋼錠的致密外，稀土元素增大鋼的流動(dòng)性，改進(jìn)鋼錠的致密 度，減少熱裂等，其

18、結(jié)果有效的改善鑄錠冶金質(zhì)度，減少熱裂等，其結(jié)果有效的改善鑄錠冶金質(zhì) 量以及變形后的鋼材質(zhì)量。量以及變形后的鋼材質(zhì)量。 夾雜物形態(tài)的控制夾雜物形態(tài)的控制 v （二）夾雜物最理想的形態(tài)是呈球狀，最壞的是共晶體桿狀物。但在（二）夾雜物最理想的形態(tài)是呈球狀，最壞的是共晶體桿狀物。但在 軋鋼時(shí)，由于塑性變形，他們都被拉長(zhǎng)。夾雜物的塑性是溫度和成分軋鋼時(shí)，由于塑性變形，他們都被拉長(zhǎng)。夾雜物的塑性是溫度和成分 的函數(shù)。因?yàn)椴僮鳁l件和其他冶金因素決定了軋制溫度，故控制塑性的函數(shù)。因?yàn)椴僮鳁l件和其他冶金因素決定了軋制溫度，故控制塑性 的唯一方法就是改變夾雜物的成分、使他變硬，所有夾雜物形態(tài)控制的唯一方法就是改變

19、夾雜物的成分、使他變硬，所有夾雜物形態(tài)控制 元素都是這樣起作用的。元素都是這樣起作用的。 v MnSMnS有三種形態(tài)：有三種形態(tài)： v 型型MnSMnS，呈球狀。當(dāng)鋼中含氧量大于，呈球狀。當(dāng)鋼中含氧量大于0.02%0.02%（wt%wt%）時(shí)形成。即一般）時(shí)形成。即一般 沸騰鋼中具有這種形態(tài)。沸騰鋼中具有這種形態(tài)。 v 型型MnSMnS，呈枝晶間共晶形態(tài)，當(dāng)鋼中含氧量小于，呈枝晶間共晶形態(tài)，當(dāng)鋼中含氧量小于0.01%0.01%時(shí)形成。即一時(shí)形成。即一 般鎮(zhèn)靜鋼中具有這種形態(tài)。般鎮(zhèn)靜鋼中具有這種形態(tài)。 v 型型MnSMnS呈不規(guī)則的角狀質(zhì)點(diǎn)形態(tài)。在完全脫氧鋼中形成這種形態(tài)。呈不規(guī)則的角狀質(zhì)點(diǎn)形態(tài)

20、。在完全脫氧鋼中形成這種形態(tài)。 v 型、型、型型MnSMnS在軋鋼時(shí)將變成橢圓形；在軋鋼時(shí)將變成橢圓形；型型MnSMnS共晶團(tuán)在軋制時(shí)共晶團(tuán)在軋制時(shí) 將轉(zhuǎn)動(dòng)到軋制平面方向上，引起鋼材橫向的塑性和韌性急劇下降。這將轉(zhuǎn)動(dòng)到軋制平面方向上，引起鋼材橫向的塑性和韌性急劇下降。這 種類型的種類型的MnSMnS是十分有害的，因而需要控制含氧量，并加入強(qiáng)硫化物是十分有害的，因而需要控制含氧量，并加入強(qiáng)硫化物 形成元素來(lái)控制其形態(tài)。形成元素來(lái)控制其形態(tài)。 夾雜物形態(tài)的控制夾雜物形態(tài)的控制 v（三）硫化物形態(tài)控制方法三）硫化物形態(tài)控制方法 v（1 1）加）加MnMn 鋼的熱脆性主要與晶界出現(xiàn)硫化鐵薄膜有關(guān)。鋼的

21、熱脆性主要與晶界出現(xiàn)硫化鐵薄膜有關(guān)。MnMn與與S S形成高熔點(diǎn)相，這種形成高熔點(diǎn)相，這種 相的表面能使相的表面能使S S不會(huì)再沿鐵的晶界分布。不會(huì)再沿鐵的晶界分布。 v（2 2）控制脫氧）控制脫氧 實(shí)驗(yàn)觀察到雖然第實(shí)驗(yàn)觀察到雖然第1 1類硫化錳的塑性較低，但在熱軋后，鋼的性能并類硫化錳的塑性較低，但在熱軋后，鋼的性能并 不比不比型差。這樣，硫化物的形狀可以通過(guò)控制脫氧來(lái)控制，以保持含氧量在型差。這樣，硫化物的形狀可以通過(guò)控制脫氧來(lái)控制，以保持含氧量在0.02%0.02%以以 上。上。 v（3 3）完全脫氧）完全脫氧-加加ZrZr 用用AlAl脫氧的直接后果是硫化物形態(tài)變成脫氧的直接后果是硫化

22、物形態(tài)變成型，并使所有存型，并使所有存 在的氧都變成固態(tài)在的氧都變成固態(tài)Al2O3Al2O3。用鋁脫氧的目的是控制晶粒大小，改善沖擊韌性，但也帶來(lái)。用鋁脫氧的目的是控制晶粒大小，改善沖擊韌性，但也帶來(lái) 一個(gè)副作用，即產(chǎn)生高度可塑性的硫化物。只有通過(guò)進(jìn)一步的硫化物形態(tài)控制技術(shù)，一個(gè)副作用，即產(chǎn)生高度可塑性的硫化物。只有通過(guò)進(jìn)一步的硫化物形態(tài)控制技術(shù)， 才能改變這一作用。加才能改變這一作用。加ZrZr可以實(shí)現(xiàn)這一目的。可以實(shí)現(xiàn)這一目的。 vZrZr 除了是硫化物、氧化物形成元素以外，也是強(qiáng)氮化物、碳化物形成元素。除了是硫化物、氧化物形成元素以外，也是強(qiáng)氮化物、碳化物形成元素。ZrZr 的加的加 入量至少要達(dá)到下列數(shù)值：鋯（最佳值）入量至少要達(dá)到下列數(shù)值：鋯（最佳值）=6.5=6.5（N%N%）+1.6+1.6