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钢铁材料因其高强度和良好的塑韧性,在国家基础设施建设和日常生活起到必不可少的作用。随着市场对不同应用的需求,对铸钢材料性能的要求也逐渐提高。在钢材强化方法中,细晶强化效果最明显,是提高材料韧度,提高强度的唯一途径。外加入碳化物颗粒强化钢铁材料具有第二相尺寸和数量可控性,生产工艺简单等特性。本文选择（NbTi）C作为强化相颗粒,通过实验室合成,并将其加入到45钢和无限冷硬铸铁中,以达到细化钢铁材料组织和改善力学性能的目的。NbC的密度（7.82 g/cm3）比钢液的理论密度（7.2 g/cm3）大,为降低NbC的密度,使其能够在钢液中更均匀地分散,设计了三种不同Ti掺杂量的（NbTi）C固溶体,并利用第一性原理的方法对其晶格参数、结构稳定性、力学性质和电子特性进行分析,结果表明它们在热力学、机械和结构上都是稳定的。本文通过机械激活+高温合成的方式,将Nb-Ti-石墨体系球磨8 h并在真空管式炉中750?C加热30 min,制备出不同Ti掺杂量的（NbTi）C纳米粉末,解决了传统粉末制备球磨时间长及能耗高等问题。通过球磨过程中加入等量Fe粉球磨3 h再750?C合成的方式制备出（NbTi）C/Fe复合粉末,达到纳米（NbTi）C在Fe粉中预分散的效果。获得（NbTi）C固溶体嵌入Fe粉末中的结构,并且粒径均约为200 nm。将制备的三种（NbTi）C/Fe复合粉末添加到无限冷硬铸铁熔体中并浇铸。通过Thermal-Calc软件对平衡相图与性质图进行计算,并对微观组织的观察,结果表明在凝固冷却的L→γ过程中,一部分（NbTi）C成为初生奥氏体的形核核心,使初生奥氏体晶粒尺寸更小;一部分（NbTi）C被凝固前沿推斥到晶界;在剩余的液相中,发生L→γ+（NbTi）C共晶反应,这部分析出的（NbTi）C以共晶的形式分布在奥氏体的边界与（Fe,Cr）3C连接,同排斥到晶界的（NbTi）C一起成为渗碳体的非均匀形核核心,细化了碳化物。在无限冷硬铸铁不同温度的回火过程中,亚稳态残余奥氏体组织转变为马氏体,马氏体中的过饱和碳逐渐脱溶析出形成碳化物。添加（NbTi）C后,奥氏体晶粒细化,碳化物尺寸减小,由于残余奥氏体的稳定性提高,使得残余奥氏体量增多。随着回火温度的升高,硬度有所增加,主要是由于二次淬火及马氏体的脱溶转变。经二次回火后,改性钢中仍有部分残余奥氏体残留,使得硬度值较低。将制备的三种（NbTi）C/Fe加入到45钢中。通过Thermal-Calc软件对45钢平衡凝固相图和性质图进行计算,并对（NbTi）C在不同温度下的溶解析出行为进行热力学和动力学计算分析。结果表明在枝晶内部,弥散分布的（NbTi）C成为δ-Fe及γ-Fe的形核核心,细化了奥氏体晶粒;呈链状分布的（NbTi）C颗粒是被凝固前沿吞噬形成,对枝晶的生长起到了阻碍作用。在枝晶间,呈颗粒状分布的（NbTi）C是在凝固过程中被推斥到晶间形成;而在呈杆状和颗粒状混合的（NbTi）C为凝固过程中发生L→γ+（NbTi）C共晶反应形成。在奥氏体晶粒内部还存在着呈方形的（NbTi）C析出。在力学性能上,添加（NbTi）C的试样钢强度和硬度均高于未添加的试样钢。将制备的改性45钢进行正火处理。在正火的奥氏体化温度时,（NbTi）C成为奥氏体形核点,弥散的（NbTi）C也阻碍了奥氏体晶粒的长大。力学性能测试结果表明:添加（NbTi）C的试样钢的强度和硬度均高于未添加的试样钢,而延伸率有所降低。将试样钢淬火后经不同温度回火处理,添加（NbTi）C的试样钢的强度和硬度均高于未添加的试样钢。