1、钢铁材料微结构设计与控制原理王立军 副教授2011.10,第1章 微合金化钢的概念和强韧化机理,第节微合金化钢的概念钢的微合金化在钢中加入微量的铌(Nb)、钒(V)、钛(Ti)、硼(B)等碳化物、氮化物形成元素，在热循环或应变的作用下，通过C、N化合物的溶解和析出机制，钢铁材料的物理、化学及力学性能产生十分明显的变化。微合金化钢是在普通的C-Mn钢或低合金钢中添加微量(质量分数通常小于0.1%)的强碳氮化物形成元素(如铌、钒、钛等)进行合金化，通过高纯洁度的冶炼工艺(脱气、脱硫及夹杂物形态控制)炼钢，在加工过程中施以控制轧制/控制冷却等新工艺，通过控制细化钢的晶粒和碳氮化物沉淀强化的物理冶金过
2、程，在热轧状态下获得高强度、高韧性、高可焊接性、良好的成形性能等最佳力学性能配合的工程结构材料,合金化与微合金化合金化的物理本质是：通过元素的固溶及其固态反应，影响微结构乃至结构、组织和组分，从而使金属获得要求的性能。合金化元素主要影响钢的基体，“微合金化” 为改善钢材的性能有目的地加到钢中的元素在钢中的含量较低，通常低于0.1%(质量分数)。微合金化元素除了溶质原子的拖曳作用外，几乎总是通过第二相的析出而影响钢的显微组织结构。,微合金化元素铌(Nb)、钒(V)、钛(Ti)、硼(B)、铝(A1)及稀土(RE)。均有形成碳化物和氮化物的趋势，并且从元素周期表的右上角向左下方逐渐增强；形成氮化物的
3、倾向要强于形成碳化物的倾向。（Ti、Zr、Hf）有更高的形成氧化物和硫化物的倾向（Ti、Zr、Hf）和（V、Nb、Ta）元素与非金属化合物的亲和力比（Cr、Mo、W）元素高（Cr、Mo、W）的碳化物具有正斜方体和六角体的晶体结构，而（Ti、Zr、Hf）和（V、Nb、Ta）元素的碳化物具有面心立方结构，面心立方结构与钢的立方基体具有一定的共格性，这对钢的性能有益。,1.2微合金化钢的强韧化机理结构钢的力学性能要求：在钢材应用上，其室温屈服强度s(或条件屈服强度0.2)、抗拉强度和韧脆转变温度Tc，是钢材的基本的力学性能指标。在大多数条件下，s和Tc是设计选材的最基本标准。因此，提高钢的s和降低T
4、c，一直是钢铁材料研究和开发的重点。,材料的强化方式：包括沉淀析出强化、细晶强化、相变强化、固溶强化(置换强化和间隙强化)、位错及亚晶强化等。对材料强度的影响可以用修正的Hall-Petch公式表示：y=0+ss+int+ppt+trnnsf+disl+Kyd-1/2 式中0晶格摩擦力(阻碍位错运动的力和晶格阻力)；ss置换强化增量；int间隙强化增量；ppt析出强化增量；trnnsf相变强化增量；disl位错及亚结构强化增量；Ky晶界强化因子；d晶粒直径。,材料的韧性材料的韧脆转变温度TC是衡量材料韧性的重要指标，一般采用50%FATT(裂纹扩展转变温度)作为转变温度。晶粒细化的脆化矢量为-
5、0.80/MPa，而析出强化和相变强化的脆性矢量为0.46/MPa。因此晶粒细化可以在有效提高强度的同时，使韧脆转变温度大幅度降低，而其它能有效提高钢材强度的强化方式都将导致韧脆转变温度提高。,不同强化机制对钢韧脆转折温度的影响-晶粒细化强化；-沉淀强化；-位错强化；-珠光体强化,晶粒细化对韧性的贡献在其它条件相当的情况下，随着晶粒尺寸的变小，材料的韧脆转变温度下降。Pickering等对低碳钢提出了韧脆转变温度的表达式：TC = a b d-1/2 式中，a包括了除晶粒直径以外的其它所有因素对韧脆转变温度的影响，而b d-1/2为晶粒直径对韧脆转变温度的影响。一般b=11.5/mm1/2。当
6、铁素体直径由20m细化到5m时，可使TC下降81。,微合金钢的强化机理晶粒细化强化晶粒细化之所以既能提高钢的强度，又能提高钢的韧性，其原因是：材料的晶粒越细，晶界面积就越大，而晶界两边的晶粒的取向完全不同且完全无规则，并且晶界是原子排列相当紊乱的地区。因此，当塑性形变和微裂纹由一个晶粒穿过晶界进入另一个晶粒时，由于晶界阻力大，穿过晶界就比较困难；另外，穿过晶界后滑移方向和裂纹扩展又需改变。与晶内的形变及裂纹扩展相比，这种既要穿过晶界而又要改变方向的形变及裂纹扩展将要消耗很大的能量，故晶界的存在将使材料的强度和韧性都得到提高，并且材料的晶粒越细，材料的强度和韧性就越高。,位错塞积模型在外加切应力
7、较小时，由于晶界的阻碍作用，会使晶粒1内由位错源放出的位错形成位错塞积，位错塞积可以在相邻晶粒内产生较大的切应力，当这个应力达到该晶粒内位错源开动的临界分切应力时，该晶粒内的位错开始滑移。计算结果为y=0+kd-1/2,位错塞积引起相邻晶粒中位错源开动示意图,位错的塞积,假设在外加切应力0的作用下，有n个柏氏矢量为b的刃型位错沿x方向塞积，领先位错在x=0处，其余位错分别以x1、x2、xi、xn-1表示，每个位错都受到其余位错的排斥力和外应力，在平衡状态下所受的合力为零。,障碍前的位错塞积群,晶体中的F-R位错源在应力的作用下开动以后，在同一滑移面内放出一组柏氏矢量完全相同的位错环，如果这些位
8、错被晶界或大的第二相粒子等障碍所阻，位错将在障碍物前堆积而形成塞积群。,塞积群中的位错分布,考虑塞积群中第i个位错，它所受的力包括两个部分，一是外切应力对该位错的作用力0b，另一个是除i以外所有位错的应力场对位错i的作用力。根据两平行刃位错的互作用力公式，第j个位错对位错i沿x方向的作用力为除i以外所有位错的对位错i的作用力之和为位错i在平衡状态下沿x方向的受力状态为所以，当n 很大时，近似解为 式中 第n-1个位错的位置xn-1可以近似地看成塞积群的总长度，用L表示。当n 很大时， 或 可见，位错在塞积群中的排列不是均匀的，位错的位置与i2成正比，越靠近领先位错，排列越紧密。位错塞积群中塞积
9、的位错数目与外应力0成正比，与位错源到障碍物的距离L成正比。,塞积群对障碍物的作用力（虚功原理）,假设在外加切应力0的作用下，整个塞积群向前移动了x的距离，则外力场所作的功为n0bx 。如果假定障碍物只和塞积群中的领先位错有相互作用，作用力为，则当领先位错受到外力场的作用向前移动了x时，则障碍物作用在领先位错上的力为 b，此时 b所作的功为 bx。这两个功应相等，即n0bx= bx所以= n0此结果表明，塞积群的领先位错对障碍物的作用力比外力增加了n倍，在障碍物前产生了应力集中。当塞积群中的位错数量增加，应力集中达到一定程度时，位错可以借助交滑移或攀移越过障碍而使应力松弛下来；否则，就可能摧毁
10、障碍或者在应力集中处引起裂纹。,晶界前的位错塞积,外加应力使多晶体中处于软取向的晶粒首先滑移，位错塞积群被阻在晶界前，产生应力集中，使处于硬取向的相邻晶粒受到较大的切应力。设晶粒直径D为塞积群长度L的2倍，则塞积群中的位错数目为,晶界前的应力集中为当B在相邻晶粒滑移方向上的分切应力达到该晶粒的临界分切应力C时，该晶粒的位错开始滑移，式中，k为与取向有关且小于1的常数，C对一定的材料为常数，所以外应力为多晶体屈服，再考虑到内应力C的作用，多晶体的屈服应力为这就是著名的Hall-Petch公式，不过该公式是在大塞积群（大于50个位错）的条件下导出的，因此当晶粒很小只能产生小塞积群时，此公式就不适用
11、了。,Hall-Petch公式Hall和Petch首先独立地得出了晶粒细化强化的Hall-Petch公式，晶粒细化对屈服强度的贡献可用下式表示：=0+ ky d-1/2 式中，0为常数。d为有效晶粒尺寸，对铁素体一珠光体钢，即为铁素体晶粒尺寸；对板条马氏体组织，系指板条马氏体束的尺寸；对孪晶马氏体组织，则为奥氏体晶粒尺寸。随着晶粒尺寸d的减小，钢的屈服强度将提高。如果晶粒尺寸减小1个数量级，那么将导致晶粒强化项的增量达到先前的倍，韧脆转折温度也将明显降低。,Hall-Petch公式适用工程结构钢晶粒细化是钢中最为重要的强化手段，普碳软钢中大约一半的强度来自于它。一般钢厂所生产的钢材，铁素体晶粒
12、直径大致为2014m(相当于89级的铁素体晶粒度)，相应的强度增量为131148 MPa。先进钢材铁素体晶粒直径约为510m，相应的强度增量为174278 MPa。实验证实，Hall-Petch公式可以应用到晶粒尺寸为1m的尺度。,Hall-Petch公式不适用的情况在亚微米尺度下，多晶体材料的屈服强度一晶粒尺寸曲线，偏离常规的Hall-Petch公式。这是因为Hall-Petch关系是建立在经典的位错理论的假设上的，即大量的位错是弹性的和在充分塞积状态下，并且位错源可开动的位错数量是无限的。在纳米晶体形变过程中，少有(甚至没有)位错行为，尤其是金属单质样品的形变过程则主要由晶粒转动和晶界滑动
13、完成。以晶粒细化和碳氮化物析出作为强韧化基础的微合金化钢技术期待新的理论，探讨涵盖微珠光体、针状铁素体、超低碳贝氏体等组织类型、以碳氮化物析出等诸参数为主导的强度表达式。,晶界移动的驱动力塑性变形时，驱使孪晶界和小角度倾转晶界移动的力都是机械力。晶体发生组织变化（例如晶粒长大）时，晶界移动的驱动力基本属于化学力，化学力的来源是系统自由能的降低。、相邻晶粒的能量差当相邻晶粒的化学位不同，则化学位梯度即对原子施加一个化学力F，F=-/式中为化学位差，为晶界厚度，负号表示F与化学位梯度的方向相反，即指向能量降低的方向。于是在化学力的作用下，原子由化学位高的晶粒穿过晶界向化学位低的晶粒迁移，这就相当于
14、晶界向化学位高的晶粒方向移动。、界面曲率晶粒长大可以使系统的总界面能降低，而长大时的晶界移动则与界面曲率有关。,在一个曲率半径为r的圆柱面上，取一个面积元，设界面张力为，则作用在面积元上的力为1，当d很小时，张力的水平分力为21sin（d/2），由于界面要保持平衡，所以其凹侧的压力必然大于凸侧，并且这个压力差P应与界面张力的水平分力相等，即21sin（d/2）=P1rd当d很小时，sin（d/2）d/2，所以 P=/r可见，压力差决定于界面张力和界面曲率。,当界面为球面时，用类似的力学平衡方法，可以求出 P=2/r由于界面凹侧的压力较高，所以凹侧晶粒的化学位也高，因此原子由凹侧向凸侧迁移，而晶
15、界则由凸侧移向凹侧，即向其曲率半径中心方向移动。,晶粒长大晶粒长大是一个自发过程，它能减少晶界的总面积，降低总的界面能，使组织变得更稳定。晶粒长大的驱动力是晶粒长大前后总的界面能差。晶粒长大过程的特点： . 晶界的迁移总是指向晶界的曲率中心方向，晶界本身趋于平直化； . 随着晶界的迁移，小晶粒逐渐被吞并到相邻的大晶粒中； . 三个晶粒的晶界交角趋于120，晶界处于平衡位置。,晶界曲率与晶粒形状,晶界迁移率晶界迁移率B是指在单位驱动力作用下的移动速度，若晶界移动的驱动力为F，移动速度为v，则 B=v/F 或 v=FB 可见，晶界的移动速度决定于驱动力和迁移率。影响迁移率的因素、溶质或杂质原子少量
16、的溶质或杂质原子对晶界移动有显著的影响，因为溶质原子的晶界富集以后，与晶界相互作用，使晶界移动时须拖曳着溶质原子一起前进，但溶质原子的运动速度受其扩散速率的限制，因此对晶界移动产生阻力，这个阻力使晶界的迁移率降低。、温度界面迁移率B与晶界扩散系数D之间的关系为B=D/kT，由于扩散系数随温度升高成指数关系增加，并且指数项的影响超过了1/T项，所以温度越高，原子的动能越大，晶界的移动速度越快。、相邻晶粒的取向差晶粒之间的取向差影响晶界的结构，因而影响其扩散系数,、第二相颗粒合金中的第二相颗粒对晶界移动有阻碍作用。假设第二相质点是球形颗粒，半径为r，晶界的界面张力为。当晶界运动到与质点相遇时，必然
17、沿移动方向给质点一个推力，而质点对晶界作用一个阻力，这个阻力可以由界面张力的垂直分量算出。另外，根据表面张力的平衡关系，可以证明当晶界通过时，在三叉结点处将弯成与颗粒表面垂直，以保持张力平衡。,因此算出第二相质点对晶界的阻力为F=2rcossin=rsin2当=/4时，F达到最大值，即 FM=r上式为一个质点对晶界的阻力，若晶界单位面积上有n个质点，则对晶界运动的总阻力为FT=nr,晶界与第二相颗粒的交互作用,n的求法是：在晶界上取单位面积，在此面积两侧各取r的长度，由于第二相颗粒的半径为r，因此所有中心在此体积内的颗粒都应与此单位面积相交。如果第二相质点在金属中均匀分布，并且单位体积中的颗粒
18、数为N，则,n=112rN=2rN于是 FT=2r2N单位体积金属中第二相质点所占的体积分数为所以,计算的体积,第二相的体积分数越大、颗粒半径越小，则对晶界运动的阻力越大，当这种阻力与晶界运动的驱动力相等时，晶界就停止运动，此时的晶粒直径达到极限尺寸。第二相的数量越多，颗粒越细小，晶粒所能长到的极限尺寸越小。,微合金钢的晶粒细化低合金钢中常用的细化晶粒元素有铝、铌、钒、钛等。微合金元素通过形成稳定的碳化物和氮化物析出质点，在从冶炼凝固到轧制加热和焊接加热及其冷却过程中，影响成核和晶界迁移来影响晶粒尺寸，获得细小的奥氏体或者铁素体晶粒 。为了达到细晶强化的效果，既必须做到形成细小晶粒，又要防止晶
19、粒长大。综合起来看，细化晶粒的方法包括细化相变前的奥氏体晶粒、在钢中加入碳氮化物形成元素(、Nb、Ti等)、促进微合金化元素碳氮化物的析出、增加奥氏体内部形核质点、快速冷却和弥散粒子钉扎阻碍晶界迁移等多种微合金化与控轧控冷相结合的方法。通过这些技术手段，可以获得微米、亚微米级的超细晶粒组织。,固溶强化固溶的异质原子，以点状障碍物的形式起着阻碍位错运动的作用，称为固溶强化。从几何尺寸来看，也可以说是“点性”强化，或0维强化。按照溶质的存在方式，固溶可分为间隙固溶和置换固溶两类。碳（氮）原子的间隙固溶强化是钢中最经济、最有效的强化方式(在过饱和马氏体和贝氏体中)。而置换固溶强化在很多合金钢中也是相
20、当重要的强化方式。,固溶强化机理其一是溶质原子溶入铁的基体中，造成基体晶格畸变，从而使基体的强度提高。置换固溶体中的异质原子，能在不改变晶格内部的原子分布状态的条件下，阻止不断进行的位错运动。因此，其应力应变曲线向着较高的应力值方向推移，而曲线的形状基本上保持不变。与其它强化机制相比，由均匀的置换固溶体所引起的强化作用是较小的。其二是溶质原子进入位错张应力区，与位错产生弹性交互作用，阻止位错的运动，从而使材料的强度提高与铁原子形成间隙固溶体的异质原子有氢、硼、碳、氮和氧等。其中以碳和氮对于强度提高起着较大的作用。在过饱和的间隙固溶体中，由于碳氮原子有着较大的扩散能力，可以直接在位错附近和位错中
21、心聚集，形成Cottrel气团，对移动着的位错起钉扎作用，只有当位错摆脱了气团的钉扎之后，塑性变形才能继续进行。为此，就必须提高外加应力，从而使材料得到了强化。,均匀固溶强化理论溶质原子均匀而无规地分布在基体中，溶质原子的平均间距为l。由于溶质原子和基体原子之间半径不相适应，因此在基体中造成以溶质原子为核心的长程应力场。溶质原子造成的弹性应力场与位错的弹性应力场交互作用，会使运动位错受一定的障碍，并使位错弯曲成弧形。,这时位错线张力T的合力F将与溶质原子障碍对位错的作用力保持平衡，即式中为障碍处位错偏离直线的角度。,当外力加大时，位错弯曲加剧，加大，与障碍间的相互作用也增大。当切应力增大至某一
22、临界值c时，达到某一临界值c，l长位错段上所受的力刚好可以克服障碍向前继续滑移，这是的交互作用力F为Fm，即 Fm可以看成是障碍的强度。,位错在无规分布的溶质原子中受阻,对于强相互作用的固溶强化，溶质原子造成的畸变应力场较大，障碍的强度Fm也较大，故c较大。而弱相互作用的固溶强化c较小，位错线不必偏离直线太多即可克服障碍而滑移。对于浓度相同但相互作用强度不同的固溶体，位错线在滑移过程中的弯曲程度不同。强相互作用，弯曲程度较大；弱相互作用，位错线较直。,尽管溶质原子的浓度相同，但位错线上障碍的平均距离却不一样。对于强相互作用，该平均距离大致就是溶质原子的平均间距l。对于弱相互作用，该平均距离Ll
23、。,溶质原子对位错的障碍()强相互作用()弱相互作用,在一般的稀固溶体中，溶质的固溶强化造成的屈服强度增量为：MiKMiMimi 式中 Mi固溶体中溶质元素Mi的固溶量；KMi、mi常数，取决于基体及溶质元素的性质mi介于0.5和l之间当钢中间隙固溶的碳、氮含量很小时，也可用直线代替抛物线关系。在微合金化钢中，间隙固溶的碳氮含量的变化范围很小，其固溶强化效果可以采用近似的直线关系式表示如下：MiKMiMi,非均匀固溶强化理论在很多情况下，溶质原子在基体中并非完全无规分布，而是因为与位错有交互作用而在位错周围聚集，是非均匀的。柯垂尔气团强化由于溶质原子与刃型位错的交互作用，在温度和时间允许的条件
24、下，为了减少畸变能，溶质原子将聚集在位错线周围，形成溶质原子云，也称为柯垂尔气团。从一级效应考虑，螺位错周围只有切应变而没有体应变，因此不能形成柯垂尔气团；但从二级效应考虑，螺位错仍造成体应变，螺位错芯部处于引张状态，故半径很小的间隙原子也会趋于处在螺位错心部，使系统能量降低。溶质原子在位错周围聚集形成的气团障碍了位错的运动，因此使基体的强度升高。利用位错与溶质原子的弹性交互作用，可以解释低碳钢等金属的上、下屈服点现象和应变时效现象。,斯诺克气团强化螺位错与非球形对称的点缺陷之间的交互作用形成斯诺克气团。斯诺克气团的强化效果与间隙的溶质原子浓度成正比，常温下对位错的钉扎作用并不亚于柯垂尔气团。
25、由于斯诺克气团的有序化太快，形变温度稍高或速度很小时其作用就不太显著。,铃木气团强化气团的形成对于位错明显扩展的合金，基体与层错可以视为两相，假设基体是面心立方结构，则层错是密排六方结构。它们的自由能随溶质的原子浓度发生变化，溶质原子在密排六方结构的层错中的自由能Fh较高，随着溶质浓度变化较快；溶质原子在面心立方基体中的自由能Ff较低，且随溶质浓度变化慢。如果层错中及基体中溶质原子浓度相同，则根据体积比用杠杆定律计算的合金的平均摩尔自由能并非该系统能量最低的平衡态。,基体与层错的自由能随浓度的变化,由于层错与基体的自由能随浓度变化的函数关系不同，所以在层错体积比不变的条件下，溶质浓度将重新分布
26、以降低系统的自由能。层错中的溶质原子浓度要大于或者小于基体的溶质浓度，才能达到能量最低的平衡态。这种溶质原子在层错中和基体中不同的组态即为铃木气团。,气团的强化效应假设溶质原子在层错和基体中的浓度分别为c1和c0，扩展位错在外力的作用下进行滑移运动，由于原子扩散速度慢，层错带移入了与它不相适应的浓度中c0，而将不适合于基体的浓度c1留给基体，破坏了平衡，增高了晶体的自由能，使位错运动受到阻力，从而使合金强化。,(a)扩展位错运动前的平衡态(b)运动后平衡态被破坏,铃木气团给位错运动带来的阻力主要有合金的浓度决定，与温度无关，因此该强化机制在高温时显得重要，室温下该气团的作用只有柯垂尔气团的十分
27、之一。,固溶对强化的贡献钉扎作用因溶质原子和溶剂原子的尺寸差别及弹性模量的变化而异，强化效应与溶质组元含量Cs%的1/2(或2/3)次方成正比，这可以用下式表达为：sKs(Cs)1/22/3式中Cs溶质组元含量的变化值；Ks与该溶质组元有关的常数。 所有溶于铁素体中的合金元素均能提高其硬度、抗拉强度和屈服强度，如锰溶于-Fe铁素体中，形成固溶体，使钢的强度显著提高。Si、Mn的固溶强化作用最大，其次是Ni、Nb、V等，但在低合金高强度钢中，其强化作用较小。,固溶强化-有限的强化方式在一般的正火态或热轧态使用的结构钢中，碳氮的固溶强化并不能成为主要的强化方式，因为碳、氮的固溶是间隙固溶，高间隙固
28、溶的碳氮含量将极大损坏钢的韧性和可焊性。一般的置换固溶强化效果都很弱(P除外)，添加1%的合金元素仅能得到数十MPa的强度增量，而且随着添加量的增加，强化效果还将减弱，所以置换固溶强化成本很高。此外置换固溶强化效果越大的元素(如P、Si等)对韧性的危害作用也越大。因此微合金化钢中，间隙固溶强化和置换固溶强化都不是一种主要的强化手段。,析出强化(沉淀强化)材料通过基体中分布有细小弥散的第二相质点而产生强化的方法称为第二相强化或析出强化。析出强化是一种非常有效的重要强化方式。微合金钢中析出强化通过沉淀析出，可以获得沉淀相质点。钢中细小弥散的沉淀相通过与位错发生交互作用，造成对位错运动的障碍度得以提
29、高，也称为沉淀强化。添加微量的微合金元素可获得成百MPa的强度增量，同时微合金碳氮化物析出相还有晶粒细化作用。因此，微合金碳氮化物的析出强化是微合金钢中最重要的强化方式之一。,位错绕过机制（奥罗万机制1948年）运动中的位错在滑移面上受到第二相质点的阻碍时，如果质点的尺寸和间距较大，则位错线将绕着它弯曲。随着切应力增大，位错线逐渐弯成环状并在某处相遇，由于相遇处两段位错的符号相反而相互抵消，所以形成了包围质点的位错环。同时，原位错将继续前进，并在线张力的作用下，重新变直而恢复原状。,位错线绕过第二相质点,位错按这种方式运动时受到的阻力较大，因为除了位错线弯曲需要作功以外，每个位错通过质点以后，
30、还有留下一个位错环，这些环对位错源产生反向应力，使后续位错前进的阻力增大。,Orowan关系式位错和质点的交互作用所产生的力，可以用Orowan关系式来表示： 式中D质点之间的间距；r两个质点之间位错线的弯曲半径；G基体金属的切变模量。由等式： d/D=f1.3C式中f质点的体积占总体积的百分数； C质点分布系数； d质点的直径(dD)。可得到下式： 从上式可以看出，剪切应力随质点的体积分数增加而提高，质点的直径愈小，P也愈大。,位错切过机制位错切过质点时必然会形成新的界面，因此需要作功；由于质点与基体的晶体结构和柏氏矢量不同，所以位错切过时，必然引起滑移面上原子的错排，从而增加位错运动的阻力
31、；若质点是有序结构，则位错切过后，滑移面上将出现反向畴界，这也需要作功；,位错切过第二相质点,若质点的滑移面与基体的滑移面不一致，则在位错与质点相交的界面上形成割阶，也会增加位错运动的阻力。,质点的数量、形状和大小与合金强度也有密切的关系。第二相的体积分数越大，合金的强度越高；在体积分数相同时，若第二相质点成球状则位错切过的机会最少，而成盘状或棒状时，位错切过的机会依次增多，因此强化作用一个比一个大；质点的尺寸越大，强化效果就越显著。,材料在时效过程中的强化机制在切过机制下，质点的尺寸越大，强化效果就越显著。如图中的曲线B所示；而曲线A为绕过机制随质点尺寸增加，强度下降的规律。当第二相质点刚从
32、基体中析出时，由于尺寸太小，相距太近，位错不能绕过，只能是切过机制起作用，因此合金强度按曲线B不断升高；但当质点长大到一定尺寸以后，切过机制所需的应力太大，位错只能绕过质点运动，因此强度随着质点长大而下降。,第二相质点尺寸对强度的影响,当质点尺寸较大时，虽然合金的强度不高，但由于位错线绕过质点以后，不断留下位错环，而这些位错的应力场使后来的位错更难通过，因此加工硬化率很高。相反，当质点的尺寸很小时，由于切过机制起作用，所以加工硬化率较低。,切过机制,绕过机制,在低碳低合金钢中的沉淀强化元素主要是Nb、V、Ti、Al、Cu；对于Nb、V、Ti在钢中形成碳化物或氮化物及碳氮化物；对于铝形成氮化铝；
33、对于铜则形成游离铜。铌含量越高，碳化物尺寸越小，对强度的贡献越大。一般的微合金碳氮化物在尺寸较小时，与铁素体基体之间都有明确的位向关系，与基体之间保持半共格。此外，微合金碳氮化物都具有相当高的强度，且在正常的加工处理工艺条件下得到的微合金碳氮化物质点均为球形或径厚相差不太大的圆片状。,沉淀强化的局限微合金碳氮化物对韧性的危害并不很大，仅由于其周围基体的点阵畸变而导致韧性一定程度的下降和韧脆转变温度一定程度的升高。目前普遍采用的微合金碳氮化物沉淀强化的脆化矢量为0.26 /MPa，与固溶强化方式相比来说要小。由于微合金碳氮化物析出强化效果大致随第二相体积分数的1/2次方而增加，而其脆化作用也将随
34、第二相体积分数的增大而增大，因此，不能靠提高M(CN)相的体积分数来无限制地提高其强化效果。,位错强化由于位错密度增加，材料的强度也大幅提高。研究认为，金属材料的流变应力(以及屈服强度)与1/2成正比。铁在退火状态下的位错密度约为1011/mm2，正火状态下可达10121013/mm2，这时由位错强化提供的强度增量仅为663MPa，相对于晶界的作用，位错的作用不明显。当冷形变达到10%后，位错密度可达到51014/mm2，而经剧烈冷变形后，位错密度最高甚至可高达51016/mm2，此时位错强化提供的强度增量可高达约4407MPa，已经相当接近于铁的理论强度值。因此位错强化也是钢中最有效的强化方
35、式之一。,亚结构强化当金属材料中的位错密度达到一定程度后，位错就排列成三维亚结构。当这些亚结构的位错墙呈松散的缠结形貌时，就称之为“胞状结构”；当位错墙变窄且轮廓分明时，则称之为“亚晶”。当亚结构具有亚晶特征时，边界已经比较完整、位向差也较大，已经开始呈现出正常晶界的许多特征。亚晶的力学行为与晶粒也相似，其对强度的影响与亚晶尺寸的-1/2次幂成正比，与晶粒尺寸的影响一样，亚晶越小，对强度的贡献也越大。当位错密度很低时，只需考虑晶界的作用；当位错密度很高时，则主要考虑位错和位错胞状结构的作用；当这些位错重新排列而形成发达的亚晶时，亚晶内部位错密度低，这时应主要考虑亚晶的作用。,微合金化钢的韧化机
36、理Heslop和Petch提出了韧脆转变温度与d-1/2成反比。固溶强化(ss)、沉淀强化(ppt)和位错强化(d)等虽然对钢起强化作用，但也引起钢的脆化，而ss在加入镍的情况下可以减少脆化因素，晶界和亚晶界可以减少单位脆性裂纹的体积，使低温韧性得到改善。通过减少晶粒体积和第二相颗粒，并使它均匀分布在铁素体基体内可以改善韧性并使FATT降低。综合以上因素FATT可用下式表达：FATT=A+Bss+Cppt +Dd +-Kd-1/2-Ktds-1/2-Gns式中，A、B、C、D、K、Kt、G都是常数，是第二相粒子的影响，d和ds是晶粒和亚晶粒的体积，ns是分离裂纹的数目。,晶粒细化韧化细晶强化方
37、法，不仅能提高强度，也能改善韧性。因此，细化晶粒是最理想的强韧化方式。钢的晶粒尺寸，包括钢的奥氏体及其转变产物的晶粒尺寸、亚晶粒、位错包状结构的尺寸等，对钢的韧性都具有重要影响。通过微合金化与控轧控冷相结合的技术，可以显著细化晶粒，改善微观结构，降低韧脆转化温度，提高钢的断裂韧性和冲击韧性。例如，应用弥散的微合金化合物阻止高温下奥氏体晶粒长大；反复形变再结晶细化奥氏体晶粒；阻止形变奥氏体再结晶并获得“扁平”的形变奥氏体晶粒，增加相变时的形核面积；降低锻轧温度，增加冷速，细化相变铁素体晶粒，减小珠光体的片间距；促进晶内铁素体形成，既细化晶粒，又减少对韧性有害的网状铁素体。,细晶韧化的原因晶粒细化
38、时，晶内空位和位错数目都减小。位错与空位、位错间的交互作用几率减小，位错易于运动，即塑性好。位错数目少，塞积位错数目少，使应力集中降低；晶粒细化使晶界总面积增加，致使裂纹扩展的阻力增加，推迟了裂纹萌生，增大了断裂应变。晶粒细小，同时开动的晶内位错和增殖位错率高，塑性形变均匀，塑性较好。晶粒细小，塑性形变所需的晶粒转动小。晶粒细小，裂纹穿过晶界进入相邻晶粒并改变方向的频率增殖，消耗的能量增加，所以韧性增加。晶界总面积增加可使晶界上杂质浓度降低，减轻沿晶脆性断裂倾向。,组织细化的概念原始奥氏体晶粒大小、铁素体晶粒大小、马氏体板条束宽度及上贝氏体铁素体板条宽度对钢的韧脆转变温度均有影响。随原始奥氏体
39、晶粒尺寸的增大脆性转变温度呈线性升高。随着铁素体晶粒的细化韧脆性转变温度呈线性降低。上贝氏体铁素体板条宽减小，钢的韧性也会明显改善。,固溶强化与韧性间隙原子引起基体点阵的强烈的晶格畸变，致使钢中的微裂纹易于产生和扩散，裂纹产生和扩散直至断裂所需要的能量降低，因而将使材料的冲击功大大下降；而且由于裂纹易于扩展，就不一定需要通过微孔聚合型的方式发生断裂，因此使断口形貌中纤维状断口部分减少，因而使冲击转折温度大大升高。因此，降低固溶的C、N含量，也是提高韧性的有效途径。但是降低钢中的碳含量也会导致固溶强化下降，更不能将C、N总量，特别是氮含量低到影响形成微合金化合物的程度。,置换原子Mn、Cr与Fe
40、的化学性质和原子半径相近，形成置换固溶体，造成的点阵畸变小，因而对韧性的损害也小。对铁素体一珠光体型微合金化钢而言，Mn、Cr可以细化铁素体晶粒，减小珠光体片间距，有利于提高韧性，但增加珠光体含量，则对韧性不利。综合而言，适当增加Mn、Cr含量，在提高强度的同时，还可以使韧性有所增加；适当增加Si含量也可增加铁素体的比例，并细化晶粒，有利于提高韧性。,第二相强化与韧性比基体相的韧性好的第二相叫做韧性第二相，而比基体相脆性大的第二相叫做脆性第二相。韧性第二相一般并不损害基体材料的韧性，通常还有可能适当提高材料的韧性。韧性第二相的例子有：马氏体基体组织中的残余奥氏体，马氏体组织占优势(即基体为马氏体组织)的双相钢中的铁素体等等。脆性第二相破坏了基体的连续性，而且在第二相及其周围的基体中产生点阵畸变，由于第二相比基体的强度和刚度都高，因此点阵畸变主要集中于基体中，即在第二相周围的基体中形成一个高能区，导致材料韧性的下降，材料冲击转折温度升高。,
