钢的强化和韧化

ηa——外加的分切应力
ηc——邻近晶粒位错源开动所需的应力
应力集中与位错塞积数目成正比，塞积群大→应力集中大 粗晶粒，d大，塞积距离长，应力集中↑，所需外力↓，就 可达到ηc
细晶粒，d小，塞积距离短，应力集中↓，所需外力ห้องสมุดไป่ตู้，
才可达到ηc ，使邻晶粒开动 细晶材料的强度大 另一方面 粗晶粒：变形不均匀，应力集中大，裂纹易形核，塑性差 细晶粒：变形较均匀，外加应力大，大量的晶粒同时实现塑 性变形，变形的协调性好，塑性好 1
①γ→α相变前，在γ中析出粗大的Nb(CN)，对强化作用很小
② γ→α相变时， Nb(CN)沿γ→α 晶界呈点列状析出 ③相变后， Nb(CN)在α中微细析出，强化效果显著 图4－18示出Nb、V、Ti材料的强化情况 △ζGy——细晶强化 △ζ0 ——析出强化
Nb钢：细晶强化大，析出强化也大 V 钢：析出强化大，细晶强化小 Ti 钢：两种强化均有限
钢的强化和韧化
钢的强化机制 ①制成无缺陷的完整晶体 接近于理论强度 ②引入大量缺陷并阻止位错运动
强化方式：固溶强化、位错强化、晶界强化、
沉淀强化、亚晶强化、相变强化等
1
3
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2.1 固溶强化 一．定义 溶质原子溶入基体金属使材料强度增加的现象
分二类：
置换式固溶强化 溶质原子置换了溶剂结构中的一些溶剂原子
综上所述，在控制轧制中主要利用的强化手段是固溶强化、 沉淀强化、位错强化、晶界强化和亚晶强化。这些因素对钢的 强度影响可以用 Hall-Petch 形式表示： ζy＝（ ζ0＋ζs＋ζp＋ζd ）＋Kd-1/2
2.7 相间沉淀 低碳低合金钢，轧后冷却，在光学显微镜下组织为F＋P 在电镜下观察，F中有许多细小的析出相，有规则成排分布
晶格强化、固溶强化、析出强化、位错强化
对铁素体－珠光体钢，Hall－Petch公式可用下式表示：
ζy＝fα·ζiα＋fp·ζp＋fα· Ky· d-1/2 ζiα 、 ζp——完全为铁素体、完全为珠光体时的内摩擦应力 fα 、 fp——铁素体、珠光体的体积百分数（ fα ＋ fp ＝１） d——铁素体晶粒直径 由上式可见：d↓， ζy ↑ 细化铁素体就显得非常重要 由于fα· Ky随C%↑而↓，从而降低了细化铁素体的强化作用， 所以，与细化晶粒有关的提高钢强度的方法中，钢中C含量愈
４．化学交互作用
与晶体中的扩展位错有关 6
溶质原子在层错区中溶解多些，形成局部的偏聚，阻碍 位错的移动。 溶质原子的溶入，使层错能↓，扩展位错的宽度↑，不
易束集，不易产生交滑移，基体强度↑。
高温合金，常用钨元素强化金属，就是因为钨的熔点高，
大量分布在扩展位错中，起强化作用。
５．几何相互作用（结构相互作用） 和位错在有序合金中的运动有关 7
ζyT1 —— T1温度下的屈服强度 ζyT2 —— T2温度下的屈服强度 画出ζc－d-1/2、ζy－d-1/2曲线 T2＜T1
T１：假设 ζy≈ζn Ａ点左边 ζyT1＞ ζc T1，脆性断裂
实际断裂应力ζf＝ ζyT1
A点右边
ζyT1＜ζc T1 ，韧性断裂
实际断裂应力ζf＝ ζc T1
A点是韧脆转变的临界点
一．概念
第二相微粒从过饱和固溶体中沉淀析出使材料强度↑的现象
根据位错理论，析出强化是由滑动位错与第二相质点的交 互作用引起的，按交互作用不同，强化途径可分二种。 １．绕过机理（Orowan机理） ２．切过机理
１．绕过机理（Orowan机理） 第二相质点与基体非共格，质点较硬，位错绕过质点留 下一个位错环，位错环阻碍位错的移动，新的位错线通过有环
置换固溶体中的晶格畸变
1
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３．电交互作用
位错附近存在畸变区，电子云分布不均匀 受张区：电子云密度高 受压区：电子云密度低 形成了局部的电偶极
如果溶质原子的价电子比溶剂高，则溶质原子的额外自由电
子就要离开，留下具有多余正电荷的溶质离子，于是在溶质离
子与位错之间就产生了短程的静电交互作用。使位错运动困 难，基体强度↑。 溶质与基体的价电子相差越大，固溶强化作用越大。 计算表明：电交互作用很小，比弹性交互作用小几倍。
非共格界面：与大角度晶界相似，由原子不规则排列的很薄
的过渡层构成。 常见的是半共格与非共格两种界面。
ε——错配度
相邻两相在界面处原子间距的相对差值
ε ＝△a/a
ε＜0.05 ε＞0.25
ε 越大，弹性应变能越大
共格 非共格 半共格
0.05＜ε＜0.25
6
二．碳化物的强韧化作用
控制轧制中，常加入Nb、V、Ti元素，它们是易形成碳化 物的元素。对材料起着析出硬化和细化晶粒的作用。与碳化物 的大小、形态、析出位置、析出时间等有关。 NbC的析出行为：
总强度中，细晶强化越大，材料的韧性越好，Tc↓ 可见，Nb发挥了细化晶粒的作用，最有利于强韧性的提高
2.5 亚晶强化
实质： 位错密度增高 亚晶因动态、静态回复形成，亚晶本身是位错墙。
2.6 相变强化 实质：马氏体强化 马氏体是碳在α-Fe中的过饱和固溶体。
碳原子固溶强化是马氏体最基本的强化机制。
是细小粒状的。
分布有微粒碳化物的平面之间的距离——面间距离
等温转变温度↓、冷却速度↑→→碳化物颗粒变细 面间距离变小
硬度提高
表4－2 低碳V钢 强度 碳化物弥散强化占主要
晶粒细化强化
固溶强化 钢种相同 ：
其次
很小
随转变温度↓，强度↑ （由于碳化物细化，面间距离减小） C%↑、V% ↑ ， 强度↑
所以，晶界强化能同时提高材料的强度和韧性。
2
1
一般来说，晶界强化在开始发生微量塑性变形时效能明显，
大变形后，其强化效果下降。这时，晶界遭受破坏，点阵缺 陷增加，其它强化机制也开始起作用。
二．关于Hall－Petch公式的讨论 ζy＝ζi＋Kd-1/2 不适用于过于细小的晶粒，塞积位错数目＞50个 ζi＝ζe＋ζs＋ζp＋ζd 由实验测定
转变温度相同 ：
（碳化物量增多）
思考题:
1. 钢中最常用的强化方式有哪些? 它们对材料的强度
和韧性有何影响?
2．固溶强化可分哪两类？对强韧性的影响各有什么特点？
３．为什么细化晶粒能同时提高金属材料的强度和塑性？
４．用图示意说明钢中铌、钒、钛含量对铁素体晶粒大小
溶质原子对强度的影响可用公式表示 间隙式：△ζss＝Ki· Cin Ci——间隙原子的固溶量（原子百分数） n——指数 0.33～2.0
置换式：△ζss ＝Ks· Csn Cs——溶质原子的固溶量（原子百分数） n——指数 0.5～1.0
间隙式固溶强化使强度↑，但塑性↓、韧性↓
置换式固溶强化强化效果小，但对塑性、韧性影响不大
细晶粒使变形均匀——塑性↑
晶界阻碍裂纹扩展——韧性↑ 裂纹扩展的临界应力 ζc ＝ 2μSp· d-1/2/Ky ζc ∝ d-1/2 d——晶粒直径 d↓， ζc ↑，塑性、韧性↑
ζc 、 ζy 、Tc和d的关系，来分析晶粒大小对韧性的影响
设 ζcT1 —— T1温度下的裂纹扩展临界应力
ζcT2 —— T2温度下的裂纹扩展临界应力
低，其强化效果愈大。
细化铁素体措施 ①细化奥氏体晶粒 细小的γ→细小的α
②在γ未再结晶区轧制
变形量要足够大，才能得到 细小均匀的铁素体 ③加速轧后冷却 冷速↑，铁素体细化
④合金元素的作用
Nb、V、Ti能使铁素体细化， 其中Nb的效果最好。
三．晶界强化和塑性、韧性的关系 晶界阻碍位错运动——ζy↑
二．位错强化与塑性、韧性的关系 双重作用 一方面：使塑性↓，韧性↓， 位错合并、塞积，促使裂纹产生
另一面：使塑性↑，韧性↑， 在裂纹尖端区位错移动可缓解尖
端的应力集中 裂纹形核机构： 位错塞积
位错反应
位错消毁 位错墙侧移
ζy：屈服强度
ζn：裂纹形核应力 ζc：裂纹扩展应力
ζ＞ ζy
材料开始塑性变形
鼻子上方：随T℃↓，过冷度↑，
转变驱动力↑，所以时间缩短。
鼻子下方：随T℃↓，原子扩散 减慢，转变速度↓，所以时间延 长。
三．相间沉淀转变产物的形态和性能 光学显微镜下：相间沉淀铁素体与先共析铁素体相似 电子显微镜下：相间沉淀铁素体中有呈带状分布的微粒碳化 物，组织与珠光体相似，也是铁素体与碳化
物的机械混合物，但碳化物不是片状的，而
特点： ①转变温度低，碳含量低，相间沉淀的碳化物呈细小粒状分布 ②相间沉淀的碳化物与铁素体有一定的晶体位向关系
V钢：｛100}vc∥{100}α
<110>vc∥<100> α
③碳化物在γ/α界面上形核，在铁素体中长大 ④碳化物分布形态随观察方向而变
二．相间沉淀条件 相间沉淀的转变动力学图形具有“C”形的特征，符合扩散 型 的成核长大规律。
d1——T1温度的临界晶粒直径 d ＞d1 d＜d1 脆性状态 韧性状态
T2：B点是韧脆转变的临界点 d2——T2温度的临界晶粒直径
T2＜T1，d2＜d1
说明温度降低
时需要更细的晶粒才能维持足够 的韧性 结论： ① 晶粒愈细，韧性愈高 （d↓，ζc与ζy差距变大） ②晶粒愈细，脆性转变温度愈低
2.4 沉淀强化（析出强化）
6
6
2.2 位错强化（形变强化） 一．定义 在塑性变形中，随变形程度↑，基体强度↑的现象。
机理：ε↑，位错密度ρ↑，位错的移动阻力↑，强化↑
△ζd＝K·G·bρ1/2 G——切变模量
K——常数
b——柏氏矢量 从图可见细晶强化效果更大 实例：冷拔线材、预应力钢筋、深 冲薄板异形件等等，通过冷加工使 强度↑。
的质点时，阻力增加，位错环越多，阻力越大。
△ζp＝K·G·b/λ 质点增多， λ ↓，强化↑ λ ：第二相质点间距
２．切过机理 质点较细小，与基体保持共格关系 △ζp＝K· f1/3～1/2·d’1/2
f： 第二相质点体积分数
d’： 第二相质点直径 f↑， d’ ↑， △ζp ↑
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共格界面：界面上的原子同时位于两相晶格的结点上。两相 晶格彼此衔接，界面上的原子为两者共有。 半共格界面：界面上两相原子部分保持匹配。
塑性区中ρ↑，可动位错↑， ζc ↑，韧性↑，裂纹不易
扩展，裂纹尖端塑性区中的应力集中可由位错移动而缓和。
材料的塑性和韧性是由ζy、ζn、ζc的相对大小决定，认 为随材料的ζy ↑，δ和αK总是趋于降低的说法是不全面的。
2.3 晶界强化（细晶强化） 一．概念 随晶粒细化，基体强度↑的现象。
本质：晶界对位错运动的阻碍作用。
三．固溶强化机制 １．晶格畸变理论 Mott-Nabarro理论 1
溶质原子造成了晶格畸变，其应力场将与位错应力场发生
弹性交互作用，阻碍位错移动
△ζs＝2GC △d/D C——溶质原子浓度 △d——│d溶剂－d溶质│ 从式中看出： C↑、△d↑ → △ζs ↑ G——切变模量
２．气团效应
溶质原子聚集在位错线附近，形成气团，对位错起钉扎作用。 刃型位错 螺型位错 Cottrell气团 Snock气团 2 3
析出地点：γ／α相界面
叫“相间沉淀”
一．相间沉淀机理
T＜A3线，保温，γ→ α ，α在γ的晶界上形成 γ／α相界： γ 侧，由于α的析出，C%↑，阻止F的继续长 大，在γ／α相界上析出碳化物，使γ 侧的C%↓，F 转变继续进行， γ／α相界向γ中推移。F析出后， γ 侧的C%又上升，则出现新的沉淀相排。
ζn 和ζy 之间的差值反映了裂纹形核的难易程度 ζn ≈ ζy ， ζc很低（ ζn ＞ ζc ），裂纹一旦形核，立即导 致断裂 脆性断裂
ζc很高（ ζn ＜ζc ）， 裂纹扩展很慢，韧性断裂 ζn ＞ ζy ， 断裂前有一定的塑性 ζc ＞ ζn ＞ ζy ， 韧性断裂 韧性断裂
ζc 的大小与可动位错有关
W、Mn、Ni、Cu、Zn、Si．．．
间隙式固溶强化 溶质原子处于溶剂结构中的间隙位置
C、H、N、B、O
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二．特点 １．溶质原子的浓度越高，强化效果越大 无限固溶体 Ag－Au 溶质浓度为50%左右，强化最大
有限固溶体
溶质浓度↑，强化↑
２．溶质与基体金属的性质差别越大，固溶度越有限，强化↑ ３．置换型强化效果小，间隙型强化效果大
晶界处：原子排列不规则，杂质多，存在大量晶格缺陷。
金属的强度与晶粒大小有关
Hall－Petch公式： ζy＝ζi＋Kd-1/2
ζy ——屈服应力 ζi ——内摩擦应力 K——常数 d——晶粒直径 d↓，晶界↑，ζy↑
位错塞积模型来解释
在外力ηa作用下，１晶粒的位错源开动→晶界受阻→位错塞积 →应力集中→达到ηc→邻近晶粒开动