金属材料钢的组织与控制.ppt

《金属材料钢的组织与控制.ppt》由会员分享，可在线阅读，更多相关《金属材料钢的组织与控制.ppt（146页珍藏版）》请在三一办公上搜索。

1、金属材料的组织控制,课程主要讲述钢的化学成分与组织结构对性能的影响。从位错运动或受阻的观点讨论钢的强韧性改变的原因和强韧化本质。讲述位错与溶质原子和组成相的弹性交互作用机制和在钢的成分与组织设计中的应用。由普通铁素体珠光体钢、低合金高强度钢、铁素体马氏体复相钢、相变诱发塑性钢、中碳回火索氏体钢、低碳马氏体钢、高碳回火马氏体钢、超高强度钢、不锈钢和耐热钢等具体钢种讨论成分和组织设计、性能特点以及强韧化方法和措施。,内容摘要,第1章 概论,1.1 引言 人们长期追求的中心目标是钢的强度和塑性、韧性的提高。改善钢材质量，设计和研制新钢种，有赖于对钢的成分、组织结构与性能变化规律的认识。如位错与位错间

2、、位错与溶质原子、第二相粒子和晶界间的弹性交互作用及研究强韧化的物理本质。,许多钢种的发展步骤大都经历了由简单的碳素钢（碳量的变化）多元素（微量、高量）的合金钢及合金的阶段。运用强韧化理论成功设计钢材的例子：19世纪初“高强度低合金钢(HSLA)”的发展，普通工程构件用的普碳钢的含C量由0.30%修正为0.27%，开始在钢中加入Mn元素。C:Mn配比对韧性的影响。构件的连接方式:铆接-焊接，C降至0.10%，加入 Al-N细化铁素体晶粒。上世纪50年代控轧控冷钢，开辟了Nb、V、Ti在钢中应用的新纪元，出现了微合金钢。,以前钢的成分决定主要是靠经验积累及对钢成分、组织与性能关系的定性说明和粗略

3、估算。如“试操作和误差修正法”、“加减冶金法”等。显微组织结构分析技术和测试手段在金属材料研究中的应用，金属物理学与钢的组织强度学的理论研究的进步，为钢的形变和断裂本质与强韧化机制的研究，显微组织和宏观力学性能间变化规律的深入认识提供了理论基础与物质手段。由“数量冶金学”开发设计钢种，应用数理统计，在试验和实践的基础上采用复回归或逐步回归法推导出成分、组织与强韧性的关系式子。,由计算、模拟结合实验设计和制备新钢种相图计算和测试可知成分与平衡相组织间的关系。（热力学计算）C曲线测试和计算可知各冷却条件下的组织转变情况。（动力学计算)；淬透性曲线测试和计算可知钢淬火时得到马氏体的情况。计算机模拟（

4、数值模拟）预测钢的性能。物理模拟系统实验研究钢的加工工艺性能和形成的组织及性能。成分设计（各元素的作用）、冶炼、铸造、轧制（冷、热变形）、热处理、焊接等,1.2 钢材力学性能的主要控制因素 钢材的力学性能与其化学成分、内部组织结构、夹杂物和表面层组织结构及应力状态有关，主要受控于化学成分和内部组织结构。组织结构是指组成相的晶体结构和状态及晶体缺陷等。实际钢件的组织结构是对应于给定服役条件的，常称为“使用组织”。如形变加工、铸造、退火、正火、淬火回火、调质、固溶、时效组织等。钢的化学成分是其组织结构的主要决定因素之一，组成元素与改变其量对强韧性的作用是通过组织结构的改变来实现的。改变钢的组织结构

5、的有效方法是热处理；其次是冷热塑性形变。如形变量、形变方式、晶粒形态、后续热处理和织构。相对的、辨证的、严格的设计和控制钢的组织结构才能使钢的性能达到客观需要。,钢的力学性能影响因素,化学成分,直接作用：加Ni对钢的强韧性有益,间接作用：加入组成元素；改变 元素的量改变组织结构,组织结构,宏观,表面层：化学热处理、镀层、涂层、应变层,内部：使用组织,微观：夹杂物、应力状态、冶金 质量、,另一个影响钢性能的因素是冶金质量。控制冶金质量主要包括：（1）保证化学成分在设计范围，减少波动；确保少 量和微量元素能有效的加入到钢中。（2）减少钢锭的宏观和微观偏析，保证钢坯有良好的低倍组织。（3）减少有害气

6、体（H2、N等）及非金属夹杂。（4）减少有害杂质元素S、P、As、Cu，控制它们的形态与分布。杂质P12.S4.N14.O5.H0.5.总量51.5x10-6,高纯净钢 铁水脱硅、脱磷、脱硫、脱氧。,2023/6/27,10,1.3 钢的设计 钢的强度表征其塑变和断裂的抗力。极限塑性指标代表钢的塑性形变的极限形变量；韧性是强度和塑性的综合表现。强度和塑性常是相互消长的；一般钢的强度变化幅度较塑性的小，因此塑性好，韧性也好；虽然韧性纯系从属性能指标，强度和韧性亦表现出相互对立的变化关系；它们间的搭配合理性亦视为钢的性能要求内容。因此钢的设计就旨在使钢获得相应于服役条件或形变加工条件所要求的强度和

7、塑性、韧性的配合。钢的性能主要取决于它的组织结构与化学成分。,钢的设计内容：（1）组成相的类型，其体积分量的配比及其形态与分布。（2）C含量与合金元素的类型和量。（3）设计组织的热处理或形变方式。设计钢时应注意的几个问题：（1）钢的组成元素和其间交互作用所形成的组成相。（2）钢的强韧化机制，物理本质。（3）钢的化学成分、组织与表征力学性能值间定量或半定量 的变化关系。复合材料的Mileiko复合律公式应用于F+M双相钢：0.2mix=0.2MVm+0.2FVF,Vm+VF=1 低碳贝氏体钢：b(MN/m2)=15.416+125(C)+15(Mn+Cr)+12(Mo)+6(W)+8(Ni)+4

8、(Cu)+25(V+Ti)（4）组成相的相变过程。（5）组成相的形变，形变强化和断裂情况。各项相互联系、相互渗透与相互充实。,钢的设计程序：（1）钢件失效原因分析。（2）在上述分析的基础上，确定出主要性能指标。（3）使用组织的设计方案。（4）分析所设计钢种的加热和冷却相变过程、热处理方案和形变加工方案。,年度 粗钢产量（亿吨）2006 4.2266 2007 4.8966 2008 5.0091 2009 5.678 2010(预计)6.09 2006年世界超大型钢企产量：1、米塔尔钢铁公司 荷兰 0.6366 2、安赛乐集团 卢森堡 0.5432 3、新日铁集团 日本 0.337 4、JFE

9、钢铁集团 日本 0.3202 5、浦项集团 韩国 0.312 6、宝钢 中国 0.2253,进口 出口2008年 1540万吨 5620万吨2009年 2200万吨 2167万吨,第2章 钢的组元与其间化学交互作用及组成相,2.1 引言 一种钢可以是单相的，多数钢种均含有着几个不同体积分量的相。如金属相（固溶体、化合物）、金属间化合物，非金属相（氧化物、硫化物、硅酸盐等）。钢的组成相是其强韧性的基础。,2.2 钢的组元与组成相基本元素：Fe、C常存元素：Mn、S、P铁矿石带入。Si、Mn、Al脱氧剂（杂质元素）残存元素：无意加入，如：废钢带入合金元素：为获得要求的组织与性能有意加入,一般在常温

10、条件下钢的组织是由多种相构成 的，但其基体相经常是-Fe或-Fe为基的固溶体。第二相-Fe、C化物、N化物、金属间化合物。常用的金属性元素：Cr、Mn、Ni、W、Mo、V、Nb、Ti、Zr、Al、Cu、Co等。非金属性元素：Si、B。Cr、Ni多达2030。耐热钢 耐热合金 微量元素：V、Nb、Ti、Zn，0.1。B，0.005%或更低，在钢中对强度和韧性的作用。S、P通常被认为有害于塑性，0.05%,若固溶于铁素体可达0.10%,S易切削。C,对钢的强韧性起着支配作用，强化作用最有效。但在不锈钢中不受欢迎。每种元素在钢中的作用并非固定不变。,2.3 C、N及合金元素与铁的交互作用和 铁基固溶

11、体 铁基固溶体是钢的重要组成相，它被作为钢的基体。铁基固溶体分为间隙固溶体和置换固溶体，决定不同类型固溶体的因素是：1）组元的点阵结构；2）原子尺寸；3）化学亲和力（负电性）；4）原子价（电子浓度）。与C形成化合物的元素均属过渡族金属，其亲和力取决于过渡族元素d亚层的电子数，d亚层的电子数越少，亲和力越大。,2.3.1 C、N间隙固溶于-Fe和-Fe形成间隙固溶体的规律 一般的，原子半径较小的溶质原子如H、C、N、B、O等容易形成间隙固溶体。间隙固溶体的溶解度主要取决于晶体点阵的间隙大小与引起的畸变。表2-1 C和N在-Fe和-Fe的间隙固溶量,如图21所示：-Fe的正八面体间隙半径为0.53

12、5，与C、N原子半径相差不大，可以间隙固溶。（如：热激活使之偏离平衡位置）-Fe的四面体间隙半径为0.36，扁八面体半径为0.192，而C、N原子半径分别为0.77、0.72，因此C、N原子与-Fe间隙固溶不容易，需利用的切变相变，C、N原子来不及远程迁移，强制全部继承所间隙固溶的C量。,间隙固溶体都是有限固溶体且固溶都很小。C、N不与Fe和Fe交互作用而造成铁基的置换固溶体。C、N与Fe的原子半径的比值小，这将引起点阵严重的不对称畸变。因此在钢中不存在由元素C、N和Fe或Fe造成的置换固溶体。,2.3.2 金属性合金元素置换固溶于铁的置换固溶体形 成规律 金属性合金元素的原子半径与铁原子半径

13、较相接近，如果形成间隙固溶体将引起铁点阵很大的膨胀，所以易形成置换固溶体。溶质原子溶解度的影响因素：1）合金元素与-Fe或-Fe的点阵构造；2）两者原子半径差异或点阵常数的差异；3）电子层构造；事实上，溶剂与溶质间存在三种情况：a)原子半径相近，点阵构造相同；b)点阵构造相同，原子半径差值大；c)两者点阵构造不相同；,符合条件a)：原子半径差值少于8%就能完全互溶；3d电子数 5的合金元素，倾向于与-Fe构成置换固溶体，如Mn5、Ni8、Co7，f.c.c；3d电子数5的合金元素，倾向于与-Fe构成置换固溶体，如Cr5、V3，b.c.c，无限固溶。符合条件b)：第一条件满足，原子半径差值超过8

14、%，差值越大，在Fe中固溶度越小。原子半径差值在815的Mo、W与-Fe同为b.c.cMo与-Fe r10 固溶量37.5%W 11%35.5%符合条件c)：第一条件就不满足，则不记差值多少，只能形成有限置换固溶体。如Si的点阵构造属金刚石型，在-Fe中18.5%；在-Fe中2.15%。B(正交)原子半径为0.97大于C、N较Fe小得多。间隙和置换都不合适。Fe原子直径0.257nm，916-Fe原子直径0.248nmB在-Fe中的溶解度0.008，-Fe中0.0180.026%固溶方式就难以肯定。,Cu(f.c.c),具有置换固溶于-Fe中的有利条件，点阵结构相同，点阵常数相近Cu3.614

15、7nm、-Fe916时3.6484nm，按理应有很高的置换固溶度，但实际约8。原因：铁基固溶体（3d64s2）主要以d层电子参与结合，而Cu(3d104s1)主要以S层电子参与，只是由于Cu的3d电子可分解，其中一个3d电子能参加结合，故尚能与铁构成有限置换固溶体。,在铁基固溶体中，当异类原子间（溶剂与溶质原子）的结合能略高于同类原子间的结合能时，异类原子间的结合将使内能升高，从而促使溶质原子在铁基固溶体中产生偏聚状态。溶质原子的浓度高于它在 固溶体中的平均含量。相反的情况时，异类原子倾向于相互吸引，溶质原子与铁原子相邻的几率高，可出现有序分布。这两种状态都可导致短程有序，都可强化铁基固溶体。

16、,溶剂与溶质原子间“电子气”和正离子的形成及其 相互吸引的作用体现了两者间的交互作用，结果是形成铁基固溶体。固溶体的点阵结构保持BCC或FCC,固溶体的类型为间隙式或置换式，受控于固溶体形成所导致的点阵畸变应变。表明溶质原子在-Fe或-Fe的溶解度与溶剂和溶质的点阵结构类型及其原子半径有关。相应的固溶体的形成将使合金的系统自由焓降低，这个过程的产生是自发的。应指出：以上讨论的铁基固溶体的形成规律符合二元系的Fe-Me合金，实际钢可形成多元固溶体，其规律要具体分析。,固溶体的性质：1、点阵常数变化 间隙固溶体点阵常数随溶质原子的溶入总是增大 的，其影响比置换固溶体大很多。置换固溶体溶质原子半径r

17、B溶剂原子半径rA溶质 原子周围点阵膨胀，平均点阵常数增 大。rB13%。,2.4 铁、合金元素与碳、氮的交互作用和碳化物、氮化物 碳化物、氮化物是钢的重要组成相之一，对钢的强韧性配合有显著作用。碳化物形成元素均属过渡族金属，d亚电子层的电子越欠缺，表明碳化物键结合力越强，所构成的碳化物越稳定。过渡族金属的碳化物稳定性由高到低的顺序：Hf2、Zr2、Ti2、Ta2、Nb4、V3、W4、Mo5、Cr5、Mn5、Fe6 氮化物具有与碳化物相同的形成规律。,碳、氮化物热力学参数：,2.4.2 Hgg定则与碳化物类型 Hgg认为间隙相的化合物可以按rc/rM的比值来分类，rc/rM 0.59，形成复杂

18、点阵。rc/rM变大表明：简单密排点阵的间隙位置已难容纳C原子，只能形成单个的点阵构造，以满足M原子与C原子的堆垛。金属 Hf、Zr、Ta、Nb、Ti、W、Mo、V、Cr、Mn、Ferc/rM 0.46 0.46 0.48 0.52 0.53 0.55 0.56 0.57 0.61 0.6 0.61 1)rc/rM 0.59，a.面心立方点阵，如TiC、ZrC、VC、NbC等。特殊性：点阵中的正八面体间隙并不都有碳原子，由于缺位因此MeC不存在严格的化学式。如TiC1.00.28中C原子数在2550%范围内变化，NbC1.00.7是2050，VC0.960.75是4350（原子数）。,b.简单

19、和密排六方点阵，Mo2C和W2C（密排六方单位晶胞中6个Mo3个C）MoC、WC（简单六方1个金属1个C原子），这两类碳化物具有较高的硬度，熔点和分解温度都比较高；M2C型碳化物对钢的二次硬化贡献大，如高速钢的红硬性。2）rc/rM 0.59，复杂点阵碳化物。类型有M3C、M7C3、M23C6，如Fe3C、Cr7C3、Cr23C6、Mn3C、Mn7C3、Mn23C6等。特点：结合强度较弱，熔点较低，稳定性较差，易粗化和分解消失于基体中。,碳化物的稳定性：一指碳化物粒子粗化和分解的难易程度；二指易发生类型转化与否。渗碳体不稳定，这类碳化物rM较大，d亚层电子数目多，因此结合强度较弱，特点表现为熔

20、点较低，稳定性较差，加热时易于粗化而失去均匀分布状态以至分解消失于基体相之中。淬火M，过饱和的（）。回火时，C偏聚（100以下），扩散困难。100 以上M分解，含C0.2低C的M在位错区析出-C化物（与M共格）。-Fe2.4C密排六方。250 以上-C化物溶解，C 0.4，沿M的112面析出x-C化物Fe5C2，G.Hagg1934年发现。350 以上，x-C化物逐渐转变成Fe3C，又称-C化物。合金钢 升高回火温度.Cr、V、Ti、W等向Fe3C偏聚，形成特殊C化物，如Cr钢中的Cr7C3、Cr23C6,三元或多元的复合碳化物1）（Fe，M)3C型的合金渗碳体 在多元素合金钢如同时含有Mn、

21、Cr和V的钢中，可形成（Fe，Mn，Cr，V）3C复合碳化物。渗碳体的碳原子可部分的为N或B所替代，构成（Fe，M）3（C，N）或Fe3B0.8C0.2，合金碳化物比渗碳体稳定。2）复杂立方点阵的M6C型碳化物（碳化物）如Fe3W3C、Fe4W2C、Fe2W4C、Fe3Mo3C等，N和C一样可与过渡族金属依据Hagg定则形成相应氮化物。由于rN/rM都小0.59，所以可得到简单立方点阵结构的TiN、NbN、VN、Mo2N等及简单密排点阵的TaN、WN、NbN、MoN等,依据过渡族合金元素和碳结合的亲和力或所形成碳化物的稳定性，可提出钢中碳化物形成程序。1、当钢的含碳量低时，强碳化物形成元素优先

22、与碳组成碳化物，弱碳化物形成元素与非碳化物形成元素一样，只好固溶于-Fe或-Fe中。当含碳量高时，碳化物形成元素按其强弱顺序依次形成碳化物。2、在含碳量一定时，低合金钢中出现合金渗碳体；随着钢的碳化物形成元素量的增多，合金渗碳体逐步为合金碳化物所代替而构成高合金元素碳化物。如：在1.0%C的钢中，Cr量由3.0%、5.0%增至11%，则依次出现(FeCr)3C(FeCr)7C3和(FeCr)23C6。3、在钢中，加入在渗碳体固溶度小而又能析出独立的稳定碳化物的元素如Mo、V、W、Nb等，可获得具有二次硬化效应的M2C型碳化物，如：Mo2C,W2C,V4C3等。在钢中见不到独立的Mn碳化物，这是

23、由于Mn极易固溶入Fe3C所致.。,TRIP钢中钒碳化物,TRIP钢中钛、钒碳化物,1）相（AB或AxBy）比较复杂的四方点阵，具有高硬度。易出现在铬钢、铬镍钢中使塑性韧性下降，特别沿晶界呈网状分布可能出现脆性的沿晶断裂。相类似于相出现于高Mo、W、Nb量的高温合金中。2）Laves相（AB2）复杂六方点阵，耐热钢中的强化相，提高耐热持久强度。在超高强度马氏体时效钢中也可见，如：(FeNiCo)2Mo3）有序相（AB3）沉淀硬化相，如：Ni3Al、Ni3Ti、Ni3Mo、Fe3Al等。可以是耐热钢和耐热合金中重要的强化相。金属间化合物。特点：原子排列有序，原子间结合强度高，高的切变模量。,2.

24、5 合金元素间的交互作用和金属间化合物,316L 不锈钢化学成分(wt%)C0.016、Si0.54、Mn1.54、P0.029、S0.003、Ni10.07、Cr16.81、Mo2.14、N0.045（高Mo高Cr、650时效100小时、相）,2205双相不锈钢的化学成分C0.02、N0.16、Si0.68、Mn1.2、Cr20.94、Ni5.42、Mo3.03、S0.002 P0.018（高Cr高Mo、时效析出相）,2.6 铁、合金元素与氧、硫的交互作用和非金 属相1）氧化物：FeO、MnO、SiO2等；脆性夹杂,链状分布2）硫化物：MnS、FeS等；塑性夹杂，竹叶状3）硅酸盐：2MnOS

25、iO2、MnOSiO2 易变形 SiO2、CaOSiO2 不变形AlN也是一种非金属相，密排六方点阵，熔点1870，在钢中具有高的稳定性，在1100以上才大量固溶于A在冷却中到较低温度自A独立出来。AlN粒子也可作为弥散析出的强化相，或以促进再结晶织构111 的优先形成，此时不再认为是夹杂物。,非金属相不直接参与钢的固态相变，但明显影响相变动力学，如充当相变的晶核。非金属相的存在造成钢组织的不连续和不均匀性。非金属相与基体间的凝聚力较弱，在塑变时易发生早期的相界面破裂，易出现微孔；因此夹杂物直接或间接的导致钢材强韧性的降低。所以1、要尽可能的减少它在钢中的含量；2、应设法改变其形态和分布位置，

26、以减少对力学性能的危害。至今仍是有待解决的问题。,2.7 溶质原子与位错交互作用和气团的形成 在钢的铁基合金中，除开铁原子有规则排列的好区外，还存在其它的组织状态：晶界、亚晶界、位错和空位，均属铁原子排列不规则的晶体缺陷，主要是为协调 组织的结构而引起的。晶体缺陷对强韧性的控制作用是不可低估的，晶体缺陷是一种不稳定组态，它可与溶质原子产生交互作用，结果可能造成位错运动的困难。讨论：C、N原子和合金元素原子与刃位错间弹性交 互作用所引起的气团。螺位错不象刃位错那样有多余的半个原子面，亦就没有为溶质原子提供出偏聚条件。,位错结构,Snoek气团是间隙固溶原子的一个短程有序区，在区内溶质原子的浓度并

27、不发生变化。立方点阵的-Fe中没有观察到层错；在-Fe中，层错区内铁原子的排列是有规则的，但排列方式不同于基体，是异常的组态。间隙原子从应变能高的位置跳到应变能低的位置（螺位错应力场作用时受到切应力），产生局部有序分布。Cottrell气团与溶质原子的偏聚有关，基体相组成元素与溶质原子尺寸不相同时，则在溶质原子周围产生弹性应变；在刃位错周围也存在着弹性应变，产生弹性畸变场。刃位错与溶质原子之间产生引力作用，驱动溶质原子由点阵中的固溶位置向刃位错的局部膨胀区迁移，于是形成Cottrell凝聚气团。,溶质原子脱离点阵将减少由于固溶所造成的点阵弹性畸变，溶质原子充实到刃位错的局部膨胀区也将减少由于多

28、余半个晶面造成的位错周围的弹性应变，这将导致系统的弹性应变能的减少，系统自由焓的降低。合金元素原子或碳、氮原子固溶于基体区和偏聚于刃位错膨胀区所引起的畸变能差值（Q）就成为溶质原子发生偏聚的驱动力。,溶质原子在位错线附近的偏聚浓度为：C1=C0exp(Q/RT)C0为溶质原子在晶体中的平均浓度；Q为溶质原子发生偏聚的驱动力；影响Q值的外界因素是温度，T，金属点阵常数，Q；内在因素有：1）溶质原子与基体原子半径差值，差值Q；2）溶质原子的固溶方式，间隙固溶常能引起基体点阵更为严重的静畸变；3）基体的点阵结构类型，BCC点阵间隙的容积最小，溶质原子在BCC的间隙固溶有更大的Q值；4）位错与溶质原子

29、间结合强度；,温度降低可使Q，但原子的偏聚过程是一个原子的扩散过程，只有在能扩散的温度条件下始可发生偏聚现象。据计算，C、N原子在0附近的1分钟内可位移2间距，事实上，在20150时，在短时内如15分钟出现偏聚现象。温度增大原子激活能，可设想存在一个临界温度，高于其发生气团的破灭，即碳原子将“蒸发”而脱离气团。碳原子的偏聚量C=C0exp(U/kT),U-碳原子与位错的结合能 当C=1,U=Umax时，偏聚的临界温度为：T=Umax/kln1/C0 取C0=10-4,Umax10-19J,T=700K 如Cottrell气团亦是造成低碳钢出现屈服平台的一个原 因，那么在700K以上这个现象便行

30、消失。,晶界和亚晶界都属于原子排列的疏松区，特别是大角度晶界。在晶粒内，好区的溶质原子倾向于迁移到晶界上，或者说，出现溶质原子为晶界吸附的现象。结果是晶界达到亚稳态。晶界的吸附量近似的为Cg=C0exp(E/RT),E-溶质与晶界结合能，为正值，温度越高，则Cg越小，以至趋于晶内溶质浓度（C0）,2.8 铁-合金元素的二元状态图1）假如-Fe与合作组元可形成无限置换固溶体，而与-Fe只是形成有限固溶体，如图22a；如Fe-Ni、Fe-Mn、Fe-Co，特征是随着合金组元的增多，相区扩大，而区缩小，即A4升高，A3下降。同样，-Fe与合作组元能形成无限固溶体，可使相区封闭；如Fe-Cr、Fe-V

31、,2）如果-Fe和-Fe都与合作组元形成有限固溶体；当组元在-Fe中的有限固溶量高于在-Fe的，且一定温度下-Fe中所固溶的组元量随温度下降，固溶量下降；如Fe-C、Fe-Cu，特征是相区扩大，每一温度都有饱和极限量，超过则发生反应扩散。相反则相区缩小，区扩大；如Fe-Nb、Fe-Zr,2.8.2 合金元素对Fe-C状态图的作用假设在缓慢冷却条件下，钢件产生和碳化物的相变，则在钢中的合金元素可分为三个类型：1）仅可固溶于铁素体的元素；如Ni、Cu、Si2）可形成稳定碳化物，也可固溶于铁素体的元素，常 用的合金元素都为这类组元；如Mn、Cr、Mo、V、Ti、Nb等。3）仅可固溶于碳化物的元素；如

32、Ti、Al可形成N化物相 A形成元素，如Ni、Mn，降低共析温度A1 F形成元素，如Cr、Mo、Si、W，提高A1 Ni、Mn扩大区，使A3下降；Ni降低A1作用比Mn大，因为Ni只能固溶于铁，而Mn能溶于Fe3C。铁素体形成元素使A3上升，能形成碳化物，并可固溶于Fe3C，从而提高其稳定性，使碳化物从A中析出温,度显著提高，从而使A1提高。A形成元素使Fe-C相图S点向左下方移动；F形成元素使Fe-C相图S点向左上方移动；它们作用的结果均使E和S点所对应的C量降低。如图24所示。,第3章 钢的强韧化理论,3.1 引言 钢的强韧化主要控制因素有：1）位错强化；2）固溶强化；3）细晶强化；4）第

33、二相强化；5）相变强化；除此以外，还有Spinodal分解引起的强化和有序化强化。,3.2 纯铁的强度、塑性和韧性及形变强化1.-Fe的理论强度 纯铁（-Fe）采用晶须的强度测定和理论计算值相差不大，而实际应用的-Fe，强度250MPa，比计算值差许多是由于存在大量晶体缺陷，特别是位错。所以工程上用铁是因为它的塑性和加工硬化性能。表31表示测定和理论计算的纯铁强度。Kelly提出的纯铁抗拉强度计算式：max=(Es/ao)1/2 E-弹性模量、s-表面能、ao-与外力相垂直晶面的晶面间距Frankel的近似理论切变强度式：maxb/2d切变模量、b切变方向上原子间距、d滑移面的晶面间距 1GP

34、a=1GN/m2=109MPa,2.纯铁(BCC)的流变行为 根据-Fe的应力-应变曲线，可将其流变过程分为预屈服、屈服降落和屈服蔓延三个阶段。预屈服的物理本质是位错源仅在某少数晶粒内运动，即开始塑性形变，这主要与刃位错的运动有关。刃位错的畸变能WE高于螺位错的畸变能Ws，螺位错的P-N力总大于刃位错，因此刃位错的可动性高于螺位错。刃位错作短程可逆运动的应力为弹性极限E，刃位错作长程不可逆运动的应力为滞弹性极限A，弹性应变与应力有关而滞弹性应变还与时间有关,除去造成E的的外加力，形变可完全恢复；而除去A的外加力后，部分应变立即恢复；部分应变逐渐恢复，出现滞弹性应变，开始呈现塑性形变。当提高载荷

35、，应力-应变曲线出现屈服降落，特征是应变增加却伴随着应力的下降。应力低于宏观屈服应力时由于螺位错可动性较低，此时塑性形变主要为刃位错滑移的结果。陆续增加外力，螺位错通过交滑移增殖，位错密度迅速增加，宏观屈服应力可以认为是相应于开始出现很多交滑移所需应力。-Fe的s由螺位错产生滑移所需的外力决定的。位错运动的动力学特点：=b：应变速率；：位错平均运动速率；：可动位错密度；b：位错强度；,=（/0）n：滑移方向上的切应力分量；0、n为常数,1）拉伸时夹头移动速度一定时，即一定时（d/dt），随着应变的增加，,。可见产生屈服应力下降的条件是开始形变前，可动位错密度低，位错运动后位错密度迅速增高。螺位

36、错增殖速率高于刃位错，在应力集中作用下螺位错密度迅速增高，引起应力应变曲线出现屈服应力均匀的降落。2)-Fe间隙固溶C、N原子也出现屈服平台，与钉扎和脱钉有关。-Fe强度的物理意义：E、A是与刃位错运动有关的强度指标，是起始塑性变形的抗力；宏观的屈服强度s是相当数量的螺位错运动所需应力；而大塑性抗力b，塑性形变中位错间弹性交互作用对强度的贡献；宏观塑性形变主要依靠位错的运动来实现。钢强化措施的基本出发点就在于造成位错运动的障碍。提高-Fe强度的途径：固溶强化、细化晶粒、第二相沉淀硬化和位错强化等。,3.纯铁（BCC）的塑性塑性没有确切的概括定义，一般指一定实验条件下的塑性指标。T=u+B T=

37、u+B T:真实断裂应变；u：真实均匀应变；B:真实局集应变；T断裂应变、u均匀应变、B 局集应变形变硬化率d/d真实应力与真实应变间变化符合幂乘硬化规律：=Kn(Hollomon公式、均匀塑变阶段)K为形变硬化系数；n为形变硬化指数；塑性开始失稳的条件是：d/d=,图31所示为纯铁在室温下真实应变与真实应力和形变硬化率的关系。,d/d=nkn-1=出现颈缩从而可得：n=u上式说明塑性开始失稳时，均匀应变u在数值上等于形变硬化指数n，u标志均匀变形的能力，表征形变强化的可能性。材料的层错能，n。纯铁(BCC)具有高的层错能，n值较小，其低的加工硬化率也可用层错能高，易于发生交滑移、位错交截作用

38、比较弱来解释。纯铁（BCC）的形变硬化曲线呈双n值，可能与胞状结构有关。改善钢的均匀塑性在于使形变硬化率增大幅度高于流变应力增大幅度。提高断裂塑性在于提高均匀塑性的同时尽可能推迟微孔或裂纹的形成。,4.纯铁(BCC)屈服强度和流变应力的温度敏感性E(弹性极限)、A(滞弹极限)不受温度的作用，表明刃位错运动不受温度作用。流变应力f与温度有关。如图32a,b,-Fe屈服强度s和流变应力f受温度作用：-196以下，孪生是常见的形变方式；-196 23，T，f；23 100，过渡区；100 600，s不受T影响；5.纯铁(BCC)的韧性与冷脆性韧性是断裂过程的能量参量，强度和塑性的综合表现。静拉伸时，

39、韧性可用应力-应变所包围的面积来衡量。当不考虑外因时，断裂过程包括裂纹形核所要求的塑变，形核和扩展。通常以形核和扩展的能量消耗或裂纹扩展抗力来标志韧性。,-Fe的低温脆性是与解理断裂有关的，原因是低温时，螺位错丧失滑动性，刃位错仍可动：1.刃位错在晶界前塞积，造成沿100面解理；2.滑移面的位错发生反应，造成在100面上不易滑移，对裂纹形核起作用，引起冷脆。产生塑变要求位错越过能垒。低温条件下热激活作用低，位错难以克服势垒，-Fe的P-N力大，即能垒高，位错更难以克服势垒，存在冷脆性。是BCC金属固有的性能。改善韧性断裂抗力的途径：1、减少诱发微孔的组相，如第二相。2、提高基体塑性以增大基体上

40、裂纹扩展的能量消耗。3、增高塑变均匀性以减少应力集中。4、避免晶界弱化以防止裂纹沿晶界形核和扩展。5、加入某些可促进低温下交滑移的元素。,3.2.2 纯铁(FCC)的强塑性与流变行为-Fe的力学性能特点：1）P-N力较-Fe小；2）屈服强度低，但基本上与温度无关；3）温度下降，b显著升高；4）低温时均匀应变量增大，常为韧性断裂-Fe的流变受层错能影响，可通过间隙固溶或置换固溶来改变，如Ni、Cu可提高层错能；Mn、Cr则相反。层错能升高，流变时易交滑移，形变硬化趋势下降，若出现胞状结构，则极限塑性下降。层错能下降，流变时易位错扩展，形变硬化趋势上升，可用冷形变方式取得要求的强度。对相变产物的影

41、响：层错能升高，孪晶马氏体；反之为位错马氏体。交滑移位错从一个滑移面上转到另一与之相交的滑移面上的过程攀移位错垂直于滑移面的运动,TWIP钢的形变硬化规律,TWIP钢的n值在拉伸变形中的变化规律，均匀塑性变形阶段0.4%50%的应变区间，真应力-真应变曲线在应变量为0.4%2.9%之间为一近似的直线在这一应变区间n值为一常数，在应变量为11.7%50%之间也为一常数，而在2.9%11.7%之间n值是不断变大的。在应变量为0.4%2.9%之间位错滑移为主要变形机制，根据位错硬化假说认为TWIP钢加工硬化的机制是由于TWIP钢在形变时产生高位错密度,大量位错形成高密度位错区,高密度位错区会阻碍位错

42、运动而产生强化效应,从而导致TWIP钢的加工硬化。随着应变量的增大，变形组织中开始出现形变孪晶，形变孪晶的出现有一门槛值c，在c之后形变孪晶逐渐增多，当达到10%12%之后形变孪晶成为了主要的变形机制。形变孪晶作为一种亚结构，起着亚晶界的作用，强烈地阻碍位错的滑移，使形变组织中的位错塞积，提高了强度和应变硬化率；另外由于孪晶界的存在能垒也阻碍了位错的运动,使得TWIP钢发生塑性变形需克服更大的阻力。,奥氏体中的层错,形变孪晶与孪晶间的层错,位错与孪晶的交互作用,3.3 位错强化位错间的弹性交互作用可造成位错运动的阻力，反映为强度的增高，通过热处理和冷塑性形变以提高位错密度是钢材强化的重要原因之

43、一。当晶体中的位错分布比较均匀时，流变应力和位错密度间存在着Bailey-Hinsch关系式：=o+b1/2切变模量；柏氏矢量b；系数，多晶体=0.4；位错交互作用以外的因素对位错运动造成的阻力。FCC的o近于0，位错在完整晶体中阻力很小。BCC的o不可忽略，多晶体铁o/=0.4610-3上式可写成=-o=b1/2 当，,纯铁位错密度与形变应力之间的变化关系和Bailey-Hirsch关系符合的很好（如图34）。在塑性形变中，-Fe的平均位错密度因塑性形变量增大而逐渐提高（如图35）。,-Fe的平均位错密度因形变量的增大而提高，与应变硬化早期阶段成正比关系，且细晶粒具有更高的位错增殖效应，应变

44、量相等时细晶粒的更高一些。刃位错的可动性高于螺位错，-Fe受载屈服后，流变主要是螺位错运动的结果。室温下，形变量小于1%，位错线平直；形变量大于1%，不很规则。不同柏氏矢量的位错发生交互，在个别晶粒中位错开始集聚，以至相互连接而开始构成胞状结构。于形变量为3.5%时，可观察到胞状结构。形变量9%,大部晶粒均由胞状结构组成。胞壁为缠结的位错倾向于沿112 123晶面分布，晶胞间的位向差约为3.5o。晶胞尺寸随形变量增大而减小到1.5m便保持稳定而不改变。纯铁晶胞的出现影响流变行为从而影响流变应力。,位错交互作用方式主要有：1、平行位错的弹性交互；2、滑移位错和穿过滑移面的林位错的弹性交互；3、位

45、错胞壁与壁外位错的弹性交互。形变硬化率d/d取决于位错的增殖与位错的交互作用，所以加工硬化实际上是位错强化的外部表现。钢中影响位错强化作用的因素，进而影响形变硬化率的因素有：1）位错交滑移的本领（或在高温下的攀移能力）2）-Fe具有较高层错能，易产生交滑移，较早形成胞状结构，形变硬化率便减小；层错能越高，形成胞状结构所要求的形变量越小，不同C量的钢也存在这种现象。3）与形变量成正比关系，细晶粒，高，加工硬化率也高。除了形变，淬火应力、较低温度的相变应变、第二相粒子与基体的膨胀系数不同、比容不同都可造成位错增加而加强形变硬化。,3.3.2 位错强化的塑性与韧性钢的值对其塑性和韧性的影响具有双重性

46、。一般的，其拉伸塑性和冷脆转化温度来衡量的韧性都降低。均匀分布的位错对韧性的损害小于位错列阵，可动的未锁住的位错对韧性的损害小于沉淀物或固溶原子锁住的位错，位错遭钉扎，形变受抑制，塑性就降低。位错密度，位错间交互作用增强，位错的可动性，流变应力；另一方面，位错密度，异号刃位错相遇机会，易发生动态回复，或螺位错重新排列构成位错胞，加工硬化率，综合这两方面作用结果将导致均匀真实应变的下降。,上述讨论表明：金属材料的所有强化作用都离不开位错的作用，塑变是位错运动与增殖的结果。强化效果是位错运动受阻的外部表现，强化措施的基本出发点就在于为刃位错运动设置障碍；强化机制的基本内容则为说明位错与障碍物间、也

47、包括位错间的弹性交互作用。位错强化例子：1.低碳M钢 2.双相钢（F中可动位错）3.形变强化钢 4.烘烤硬化钢,马氏体中位错胞,马氏体中位错胞,位错与层错、孪晶的交互作用,晶界前的位错缠结 孪晶与位错缠结,3.4 固溶强化 固溶强化包括间隙固溶强化和置换固溶强化。3.4.1 间隙固溶强化间隙固溶原子所引起的钢材强化，被认为是三种作用的综合结果：1）由于间隙固溶原子群集于位错周围并对其产生钉扎作用，从而使位错难以运动，出现强化效应，即产生非均匀强化。均匀强化溶质原子混乱分布于基体中时的强化作用非均匀强化溶质原子优先分布于晶体缺陷附近或作有序排列时的强化作用,2）位错在间隙固溶原子均匀分布于点阵的

48、晶体中运动时受到抗阻力作用（摩擦力），因而引起强化效应，即产生均匀强化。3）间隙固溶原子可影响合金中位错结构，从而间接影响位错运动。1.溶质原子气团强化1）Cottnell气团强化-Fe和-Fe的置换固溶和C、N原子在-Fe正八面体的间隙固溶造成点阵对称畸变，溶质原子的应力场具有正应力分量，亦可与刃位错产生交互作用，原来半径大于铁原子的置换固溶原子将为刃位错的膨胀区所吸收造成Cottnell气团。,在一定温度范围内，间隙原子可具备足够的扩散速率，以致缓慢滑移的刃位错可以拖着气团而运动；当间隙原子的扩散速率落后于刃位错移动速率时，位错的运动就能使溶质原子离开平衡位置，引起系统弹性畸变能的升高，这

49、相当于溶质原子使位错运动受到抗阻。位错以临界速率运动时受到气团作用的阻力为：c=kl2CN/b式中k=4A/l2 l:气团半径 N:单位体积晶体中原子数目 C:气团平均浓度刃位错从Cottnell气团脱钉所需的最低切应力，亦即Cottnell气团对屈服强度的贡献为：=A/b2r2式中r为溶质原子距离位错中心的极限半径，r可取2，或取r=b A=0.1b4 b=2.55 10-8cm，可得=/30,2）Snoek 气团强化当居于-Fe间隙位置的间隙原子受到附加切应力，亦即螺位错应力场作用时，C原子将跳到应变能较低的间隙位置上，C原子的换位使螺位错应力场切应力分量松弛，切应力的松弛就是C原子与螺位

50、错间交互作用的反映。间隙原子C或N的换位造就间隙原子的局部有序分布，这就形成Snoek 气团。螺位错自Snoek 气团脱钉的切应力为：=U/2blU：螺位错与C原子相互作用能 l：有序区半径，即气团势能垒高度 或写成=2x30 x10-15.C/ba3MN/m2 a-基体金属点阵常数、C平均间隙固溶浓度、,Cottnell气团是间隙固溶原子或置换固溶原子在刃位错膨胀区的局部偏聚；Snoek 气团是间隙固溶原子在螺位错区的局部有序分布；C.N原子在-Fe的间隙固溶造成点阵的球面对称畸变，不与螺位错产生交互作用，没有阻碍螺位错滑移的作用。螺位错的应力场是纯剪切型的，不存在驱动置换固溶原子有序换位的