第二相控制

形变诱导铁素体相变DIFT
• 形变诱导铁素体相变（Deformation Induced Ferrite Transformation, DIFT）是指在钢的Ae3温 度附近施加变形，变形中奥氏体能量升高，稳定 性降低，从而导致相变。由于相变是在变形 过程中，而不是在变形之后的冷却过程中发生的， 因而又被称为动态相变（Dynamic Transformation） • 目前可获得的铁素体晶粒尺寸为1m
第二相的不利作用 第二相引发钢中微裂纹
• 根据钢中第二相发生断裂时的特征，一般可将第 二相分为解聚型和断裂型 • 解聚型第二相与基体的结合力较弱，为非共格结 合，形状多为近球形，受到外力时容易沿相界面 与基体脱离（解聚），从而产生尺寸略大于第二 相颗粒尺寸的微裂纹 • 断裂型第二相一般与基体有较强的结合力，故多 为半共格结合，由于错配度的各向异性，其形状 多为片状或棒状；也有与基体非共格结合的但塑 性很高的第二相，在高温塑性变形加工过程中被 拉长而成为片状或棒状；它们受到外力时容易沿 尺寸较小的方向发生断裂，形成尺寸略大于第二 相颗粒短向尺寸的微裂纹
钢中第二相及夹杂物的 控制
2007年 12月
钢铁材料性能的发展方向
• 以超级钢为代表的研究工作使钢铁材料屈 服强度普遍成倍提高，各种强化方式提高 钢铁材料的屈服强度已研究得十分充分。 进一步工作的重点应考虑抗拉强度的提高 和屈服比的降低 • 材料的位错理论在过去半个世纪内对结构 材料的屈服强度的发展起到了革命性的推 动作用，而材料的第二相理论将很可能在 今后成为推动结构材料抗拉强度发展的重 要理论基础。
1. 计算确定温度下的固溶量[M] 、[C] log{[ M ] [ C ]} A B / T
M M C C


AM AC
2. 计算未溶解的MC相的量 W={M-[M]}×AMC/AM 3. 计算MC相的全固溶温度 log{M × C}= A-B/T 4. 计算沉淀相变的化学自由能 ΔG=-19.1446B+19.1446AT19.1446Tlog{[M][C]}
M ic ro a llo y C a rb o n itru d e s
300 f= 0 .2 5 %
200
f= 0 .1 6 %
f= 0 .0 9 % 100 f= 0 .0 4 %
In c lu s io n s
f= 0 .0 1 % 0 2 10 100
S iz e o f S e c o n d P h a s e s d ， n m
第二相控制的内容
• • • • 体积分数 最大尺寸与平均尺寸 形状 分布
第二相体积分数的控制与固溶度或 固溶度积公式
• 固溶度或固溶度积大，处于固溶态的量较 大，而形成第二相的量较小。固溶温度下 需要固溶度或固溶度积大，潜在的可沉淀 析出的第二相的量就较大。但必须相应元 素在钢中的含量也足够大 • 固溶度或固溶度积小，处于固溶态的量较 小，而形成第二相的量较大。沉淀析出温 度下希望固溶度或固溶度积小，此时已沉 淀析出或可沉淀析出的第二相的量就较大
第二相的作用 第二相强化的经济有效性
6 Gb 1 . 18
3/2
P
f K
1/ 2
ln( d
1 .2 d 2b
)

P
8 . 9952 10
3
f
1/ 2
ln( 2 . 4170 d ) d
微合金碳氮化物析出强化作用
沉淀强化强度增量与第二相体积分 数和尺寸的关系
400
S tren g th In crem en t Y S P ， M P a
第二相的作用 对奥氏体再结晶行为的调节
• 形变奥氏体再结晶行为的不同导致了 不同的控制轧制工艺思路 • CCR与RCR的不同控制要求
DIFT
微合金元素对基体再结晶行为 的影响机理
• 形变诱导析出的微合金碳氮化物钉扎形变 奥氏体晶界， 850-1000 ℃ Nb(CN)容易形 变诱导析出，因而能有效阻止或推迟再结 晶。 • 固溶的Nb、B、Mo等的溶质拖曳作用钉扎 形变奥氏体晶界， 要求相应元素与铁元素 的尺寸或化学性质相差较大（但又必须有 足够的固溶量）。
第二相的作用 阻止基体晶粒长大
DC A d f
• DC为临界晶粒尺寸，A为比例系数。Hillert 缺陷理论指出，晶界的钉扎（pinning）和 解钉（unpinning）将在两个水平上发生， 相应的比例系数分别为2/3和4/9。
• Gladman得到晶界解钉的判据为：
DC π d 6 f ( 3 2 2 Z )
• 第二相（包括传统意义的夹杂物） 的微细化及其形状和分布状态的有 效控制是未来钢铁材料科学与技术 的最重要发展方向
• 国内工模具钢与国际的差异
第二相控制的意义
• 控制和消除钢中大颗粒的第二相和夹杂物 从而控制或减小钢中可能产生的最大尺寸 的微裂纹源对提高钢的使用强度具有非常 重要的作用 • 均匀细小的第二相颗粒提高屈服强度与提 高抗拉强度的作用效果大致相当，由此， 均匀细小的第二相颗粒在产生强化作用的 同时并不损害钢材的均匀塑性 • 合理控制条件下的第二相强化是相当有效 的强化方式
固溶度积公式
• log{[M] · γ=A-B/T [C]} • 本质是三元相图中的端际固溶体区包围 曲面的方程 • 实验测定：不同温度均匀化后淬冷，化 学相分析测定MC相的量，用钢的化学成 分中该元素的量减去MC相中的量得[M] 、 [C]，多个温度下的测定数据回归得到 • 热力学推导，铁基体中的固溶度积公式
• 令： log{[M][C]}=A1-B1/T log{[M][N]}=A2-B2/T 互溶所得的相的化学式可写为MCxN1-x，规定x 为在较低温度下容易固溶的相MC或M1C在复合 互溶相中的分数。 • 混合熵项为RT乘以下式：
x 1 x log{[ Nb ][ C ] [ N ] } x log{[ Nb ][ C ]} (1 x ) log{[ Nb ][ N ]} x log x (1 x ) log( 1 x )
第二相的作用 提高耐磨性
• 钢铁材料中特别是工具钢中通常采用合金 碳化物、合金渗碳体、氮化物等硬质第二 相作为耐磨第二相 • 具有减摩润滑的第二相对提高材料的耐磨 性也是非常重要的，如石墨、单质硫及大 多数硫化物均具有良好的减摩润滑作用， 故合金钢工模具加工制造过程最后进行渗 硫处理在工模具表面形成硫化层可明显提 高耐磨性
第二相的作用 促进晶内铁素体形成
• 晶内铁素体的形成可在一定程度上增加铁素体的 形核率从而细化铁素体晶粒并使铁素体晶粒的形 状和分布有利 • 晶内铁素体的最大好处在于：晶内铁素体是在较 高温度下形成的，碳含量及合金元素含量很少， 因而具有非常高的韧塑性；晶内铁素体分割了原 奥氏体晶粒，晶内铁素体的位向与晶界形核连续 推进的铁素体晶粒的位向完全不一样，由此可明 显抑制了非等轴铁素体晶粒的形成及定向长大； 韧性较高的晶内铁素体完全包围了第二相颗粒从 而使其对钢材韧塑性和疲劳性能的损害显著降低 甚至消除
第二相的不利作用 第二相引发钢中微裂纹
• 第二相引发钢中微裂纹的尺寸、分布均取决于第 二相的尺寸与分布 • 控制大颗粒尺寸的第二相具有关键性作用 • 控制大颗粒第二相的分布对微裂纹的形成与扩展 具有重要的作用 • 大颗粒第二相的形状对微裂纹的产生具有非常重 要的影响。具有尖锐棱角的脆性第二相在尖锐棱 角处将发生显著的应力集中故很容易引发微裂纹； 显著拉长的膜状、薄片状、线状第二相颗粒非常 容易发生折断而引发微裂纹
第二相的作用 固定非金属元素
• IF钢中通常超理想化学配比加入适量钛或复合加 入钛和铌，使之与碳、氮形成稳定的碳氮化物， 这就可以适当放宽碳含量的控制范围，明显节约 生产成本 • 不锈钢中加入适量的钛或复合加入钛和铌，使之 优先于铬与晶界偏聚的碳形成稳定的碳化物，可 以有效防止晶界周围贫铬导致的晶间腐蚀，被称 为稳定化不锈钢 • 中碳钢中适当加入钛、铌等元素，可形成所谓的 “氢陷阱”，有效抑制各种氢致缺陷，明显提高 钢的疲劳性能特别是抗延迟断裂性能
常见微合金碳氮化物的固溶度积 公式的比较
• • • • • • • log{[Ti] · [N]}=0.32-8000/T log{[Nb] · [N]}=2.80-7500/T log{[V] · [N]}=3.46-8330/T log{[Ti] · [C]}=2.75-7000/T log{[Nb] · [C]}=2.96-7510/T log{[V] · [C]}=6.72-9500/T log{[Al] · [N]}=1.79-7184/T
奥氏体再结晶的驱动与抑制
• 驱动力 F=Gb² /2 （ 为再结晶前后基体 中的位错密度差） • 计算结果约为20MN/m² ，比晶粒粗化的驱 动力大100-200倍 • 钉扎力 FP=6f I/(d ² 为奥氏体晶界能， )（ f 、d分别为第二相体积分数和直径， I为亚 晶尺寸）
第二相的作用 对形变基体相变行为的影响
• 形变储能加速相变，提高相变温度， 抑制奥氏体再结晶作用的延伸 • 在原奥氏体晶界或形变带形核，较高的形 核率保证初始晶粒尺寸细小且不能横向长 大
• 微合金碳氮化物在相界靠侧沉淀析出（在 中的固溶度积较在中小因而沉淀析出相 变自由能较大）阻止晶粒的径向长大 • 新的相界一旦稳定后将成为相另一轮形核 地点，未释放的及新的形变产生的形变储 能促进相变 • 相变的推进式 • 形变储能稍小时原奥氏体晶粒中心的等轴 粗大晶粒
晶粒细化强化的局限
• 晶粒细化强化是唯一的在提高屈服强度同时提高 韧性的强化方式，因而是钢中最重要的强化方式 • 晶粒细化至3-5m 之后,进一步细化从生产成本 方面考虑是不合适的,而其明显提高钢材屈服比的 作用更是严重的限制 • 晶粒细化到1 m 之后，由于屈服强度的提高明 显大于抗拉强度的提高，屈服比将迅速增大到0.9 以上，对安全性和冷加工性能明显不利
相互溶解的第二相及其理论处理
互溶类型： • 原子性质很相近的溶质原子的置换固溶， 如Cr、V、Mn溶入合金渗碳体 • 晶体结构完全相同且点阵常数相差不大的 几个相互溶，如不同MC、MN相的互溶 理论处理： • 第一种情况按照前述固溶理论处理。 • 第二种情况按照混合互溶处理。
Βιβλιοθήκη Baidu元互溶第二相的热力学计算
常见微合金碳氮化物的固溶度积 公式的比较
• • • • TiN固溶度积最小，约小3个数量级 AlN 、 NbN 、VN 、NbC 、TiC 相差不大 VC固溶度积最大，约大2个数量级 间隙原子缺位使固溶度积一定程度地增大 （如NbC0.87 、VC0.8） • 其他溶质元素对固溶度积有影响，如Mn、 Mo使固溶度积一定程度地增大
钢铁材料显微组织控制的发展方向
• 细化晶粒是钢铁材料发展的重要方向，因 为细晶强化的脆化矢量为负值，即在强化 的同时还可使钢铁材料的韧性提高 。 • 间隙固溶强化是最为经济有效的强化方式， 但对材料韧性和塑性、焊接性损害较大。 而置换固溶强化的经济有效性较差 • 位错强化是相当经济有效的强化方式，但 不可动位错密度的升高是以占用均匀塑性 为代价的
• 晶粒尺寸不均匀性因子Z值约为1.7，可 得A约为0.17。Z值为3或9时，A约为2/3 和4/9，对应于Hillert缺陷理论的两个水平。 • 第二相控制晶粒尺寸具有“方向性”，即 晶粒在一开始是否被钉扎将决定所选取的 钉扎水平系数A的差异。
阻止晶粒长大的合金系选择
• 固溶度积小，高温保持一定体积分数未溶或能 够沉淀析出；固溶量小，粗化速率小，可保持 细小尺寸。 • 低碳钢中TiN具有独特的优势， 1250 ℃ 以上 加热必须采用（轧制前均热），NbN 次之， 1000-1200 ℃有较好效果（焊接热影响区、高 温轧制阶段）， TiC、NbC 、VN有一定用处， 850-950 ℃（低温轧制阶段） ， VC基本无用。 含钛钢中TiN液析的限制，故仅能采用微钛 • 工具钢中采用各种合金碳化物在热处理加热时 阻止基体晶粒长大，VC具有重要作用