铌在双相钢和TRIP钢中的应用

Wolfgang Bleck, Andreas Frehn, Joachim Ohlert

Department of Ferrous Metallurgy, Aachen University of Technology

Intzestra?e 1, 52072 Aachen, Germany

摘要：低合金多相钢被广泛而努力地研究，特别是在汽车应用方面由于其机械性能的良好结合而引人注目。本文着重研究了多相钢与常规冷变形钢微观组织特征的区别，详细描述了双相钢和TRIP钢的工艺过程，对不同合金化的概念进行回顾。重点研究铌对相变行为和微观组织演变的决定性作用。结果表明添加铌元素能进一步提高钢的机械性能，从而扩大了多相钢的应用领域。

1 引言

对许多应用而言，提高强度仍然是材料发展最重要的目标之一，经济学和生态学的考虑加强了这个趋势。在汽车工业中提高强度水平对于轻车体计划而言是一个先决条件，在过去几年里这方面不断地变得重要。虽然与Al、Mg和塑料新材料相比钢有明显较高的重量，但为保持或进一步提高钢在汽车车体应用上竞争性的地位，发展了新的材料同时冷变形钢的最大强度水平已有很大提高。

常规提高强度的机制如固溶强化或析出强化都是基于提高位错密度或提高与位错不同类型的交互作用。遗憾的是，在这些情况下较高的强度都伴随着明显较差的成形性（图1）。

在文中介绍的一组新类型钢可使强度水平提高的同时韧性并不下降，这类钢的微观组织含有至少两种不同的组成相。由于不同微观组织的共存及它们不同的力学行为和相互作用，所以多相钢可提供非常吸引人的强度和韧性的匹配。这些组成相的大小在光学显微镜的范围内，也就是说其典型的尺寸是几个微米。举例来说，多相钢中含有相对软的基体相，因此具有低的屈服强度和良好的成形性；同时有高的抗拉强度，高的抗拉强度是由双相钢中出现的硬的第二相带来。通过调整组成相的类型、形态和取向，特别是调整不同组成相的体积分数、尺寸和分布可以得到不同的力学性能从而适应不同的应用前景。

当所需的激活能条件满足时相变在冷变形中开始，但该相并不代表平衡组成相，这时为提高力学性能提供了另外的潜能。TRIP钢又叫相变诱导塑性钢，与由面心立方的奥氏体向体心立方马氏体的相变相联系，对强度和成形性都有积极作用。图1提供的是含不同合金成分包括TRIP钢在内的几种冷轧高强薄钢板力学性能的概况。除了不同水平的强度和韧性，双相钢和TRIP钢的流变行为表明了与常规冷变形钢不同的特征，即第一阶段出现名义连续屈服，第二阶段高的均匀延伸率及相对低的缩颈延伸率（图2）。

双相；PM－部分马氏体）

图2 屈服强度大致相同的高强钢的应力－应变曲线和不同钢种的详细特征

Nb作为一个合金元素能够有效地控制奥氏体化、再结晶、晶粒长大、相变和析出行为，从而使力学性能在一个很大范围内能够进行变化。多相钢中Nb影响到其他方面：奥氏体向铁素体和贝氏体的转变及残余奥氏体的体积分数和稳定性，而后者是TRIP钢具有突出力学行为的关键因素。因此Nb可被用作冶金工具来调整组织和性能。

本文就多相钢在低合金水平下薄扁平材产品的物理背景、重要的工艺参数和不同性能进行讨论。

2 多相钢的显微组织特征

多相钢的微观组织与单相组织截然不同，因此需要更多更详细的信息如各个相的体积分

数、尺寸大小、分布和形态（图3）。双相钢（DP）是指在铁素体基体分布着马氏体小岛，

复相（Duplex）钢则是指两相在数量和尺寸上有相同的数量级。具有奥氏体和铁素体的复相

组织对不锈钢来说是重要的。TRIP钢是三相钢，其中贝氏体和铁素体是两个主要的部分，

还有少量的残余奥氏体。为表明这个亚稳显微组织，就更需要测定局部化学成分（1）。

图3 多相钢的显微组织特征

相Re/MPa Rm/MPa A/% 硬度HV IF铁素体100~150 ~280 ~50 - 铁素体（软钢）~220 ~300 ~45 -

铁素体（0.7%Ni,0.6%Cr）~330 ~550 ~35 ~180 铁素体（13%Cr）~300 ~500 >18 - 珠光体~900 ~1000 ~10 -

渗碳体~3000 - - 800~1150

2500~3000 Nb的碳氮化物- - -

贝氏体（~0.1%C）~400~800 500~1200 ≤25 ~320

马氏体（~0.1%C）~800 ~1200 ≤5 ~380

马氏体（0.4%C）~2400 - - ~700

奥氏体（18%Cr，8%Ni）~300 ~600 >40 ~240

图4 钢中不同显微组织的力学性能特征

图4给出不同显微组织钢的力学性能。其数据来源与文献和试验结果，只能作为基本参

考，因为在相组元间合金元素的分布经常是不均匀的，性能强烈依赖于工艺参数特别是微观

组织形成的温度（2）。

多相钢的成形性主要由硬相和基体的屈服应力比及硬相和软相的体积分数决定。图5回

顾了几种多相钢这些重要参数的配合。另外的重要性是相组元的尺寸和形态。双相钢的设计

利用了体积分数少的第二相及在屈服强度上的巨大差别。由于马氏体岛的产生与体积增加、

形态调节、铁素体内的局部位错累计、内屈服应力有关，导致低的屈服强度和高的应变硬化

速率。然而对于复相钢而言，具有相似的体积分数和屈服强度水平的两相导致获得强度和成

形性的良好配合（3，4）。

图5 多相钢体积分数和屈服应力比

3 多相钢的工艺

双相钢和TRIP钢不同的工艺路线都已经被采用或按照产品要求进行研究讨论。图6总结了不同的工艺路线，证明热轧、冷轧和镀锌的最后产品用这些方法都能够生产出来。其它概

念的多相钢如复相钢本文没有进行讨论。

图6 热轧和冷轧多相钢的工艺路线

图7 热轧多相钢的温度时间示意图

生产热轧多相钢时冷却过程予以特别重视。奥氏体化后，在精轧和粗轧采取不同措施，组织和力学性能在包括输出辊道和卷曲机在内的冷却部分进行最终的调整。冷却强度和卷曲温度的变化改变了钢的相变行为从而使强度水平可在一个很大的范围内进行变化（5）。

图7是以图表形式表示的生产热轧双相钢和TRIP钢的温度－时间表。要得到预期的显微组织可能是困难的，因为有些相变是必需的而另外的相变因为限制了可能的冷却途径则是有害的。此外，还要考虑到在输出辊道上能够达到的冷却速率有限。对于双相钢，冷却速率必须足够低以确保85％奥氏体转变为铁素体，这与奥氏体中碳的富集有关；同时冷却速率必须足够高避免形成珠光体和贝氏体，以确保在低的卷曲温度约200℃形成马氏体。因此，为加速铁素体相变要在铁素体最大转变动力学的温度区间插入一个保温过程或合金设计需要改变（6）。

对于TRIP钢常采用较低的冷却速率，因为通常来说不同的合金化方法特别是较高的碳含量使铁素体相变延迟，而且贝氏体是预期得到的组织。因此在贝氏体形成的温度区间约500℃进行卷曲，最终的组织由50-60％铁素体、25-40％贝氏体和5-15％亚稳的没有相变为马氏体的残余奥氏体组成，这是因为在铁素体和贝氏体相变过程中碳的富集使马氏体开始相变温度推迟到室温以下。

对于冷轧多相钢，在冷轧之前两种不同的热轧过程都可以采用。第一种方法得到铁素体和珠光体组织软的材料，这是由于高的卷曲温度约700℃所造成，这种材料非常适于随后的冷轧。另一方面，也可以采用在贝氏体形成区间这种较低的温度进行卷曲的热轧过程。因为贝氏体在大约500℃形成，是相对硬的组织，显然在冷轧时轧制力较高。但是这种工艺路线

会形成更均匀更细的微观组织并且退火后产品有突出的性能。

冷轧后薄带材需要在连续退火线上和热镀锌线上进行热处理。最终产品中其不同相组织的体积分数与那些热轧多相钢几乎相同，但各自的组织状态却是由完全不同的工艺生产出来。因此，元素的分布、相中的析出物及在相之间的析出物在每种工艺中都很可能不同。

双相钢在热处理过程中没有全部奥氏体化（图8a）。退火温度刚刚超过Ac1温度，只有大约10％到15％的少量铁素体＋珠光体组织或铁素体＋贝氏体组织在临界退火过程中转变为奥氏体。然后材料进行淬火，当冷却到室温时奥氏体转变为马氏体，因此最终组织中包含在铁素体基体上分布着的马氏体岛（7）。

图8 冷轧双相钢（a）和TRIP钢（b）的温度－时间示意图

TRIP钢需经过两阶段热处理，其中中间临界退火在780℃－880℃温度范围内进行；冷却和另一阶段等温退火在350℃-450℃之间进行，随后冷却到室温（图8b）。中间临界退火后TRIP 钢的显微组织中铁素体和奥氏体的体积分数几乎一样多；与热轧TRIP钢中的组织相反，铁素体在退火前已经存在，在从临界温度开始的冷却过程中不再形成。在最后冷却到室温之前，在贝氏体形成的温度范围内冷却过程被中断几分钟。在第二阶段等温过程中，奥氏体大部分转变为贝氏体，因此使最终组织为约50％-60％的铁素体，25％-40％贝氏体和5％-15％残余奥氏体（8）。

进一步说，双相钢和TRIP钢中由于相变造成奥氏体中碳富集从而马氏体开始温度降低。双相钢中奥氏体的碳含量高延迟了铁素体、珠光体和贝氏体的相变，降低临界冷却速率，从而使奥氏体向马氏体能完全相变，然而TRIP钢中碳的富集甚至足以在冷却到室温时抑制马氏体的形成。这可以归因于TRIP钢中较高的含碳量和在二次退火时的有利条件。贝氏体的形成进一步使碳富集，同时虽然碳化物能使奥氏体中碳含量降低，但碳化物的形成得到抑制，这是即使在室温也能维持相当数量的残余奥氏体必不可少的。如果二次退火时间太短或形成的贝氏体量太少，奥氏体中碳的富集量不够，那么在冷却到室温时不稳定的奥氏体相变为马氏体。不过，人们正努力减小或者甚至省略等温贝氏体相变步骤。

图9列出了TRIP钢热处理不同阶段所发生的工艺。其核心就是使最初的组织中部分地转变为奥氏体，使所有的碳原子固溶，防止在奥氏体中有任何析出，所以获得足够数量的残余奥氏体，使其中含有足够的碳含量。Nb的重要作用在图9中有所表示并将详细讨论。

图9 冷轧TRIP钢工艺的冶金特征

产品加工的表述已经暗示需严格控制工艺参数，这是获得想要的显微组织和机械性能所必须的。因此，多相钢被推荐在有热卷箱的带材热轧机上生产，不需要加速就可保证设定的冷却速率和稳定的终轧温度，在带宽上温度分布均匀。图10所示为多相钢生产的特征，既有双相钢和多相钢工艺过程的许多优点，也有一些缺点和障碍。对于热轧产品，由于热机械处理带来的进步和钢中多相行为带来的优点相互结合需要重点提及；对于冷轧材料，通过采用相对低的轧制力生产的高强钢产品很引人注目。

热轧多相钢冷轧多相钢

图10 热轧和冷轧多相钢工艺路线的比较

4 合金化概念

为了调整期望的组织和性能，对于双相钢和TRIP钢许多合金化概念已经发展。合金元素

改变了相的热力学稳定性和相变动力学，因此相变点改变，相变被促进或被抑制，相分布也被改变。此外，合金元素可以作为固溶或析出硬化相影响晶粒尺寸。双相钢和TRIP钢一些最常见的合金化设计在图11中给出（9-14）。

主要的合金元素是碳，所有的相变都被碳显著地影响，最终的组织和力学性能都被碳控制着。由于碳稳定奥氏体可使双相钢中形成马氏体并使TRIP钢中奥氏体得以保持,但是其他的要求例如焊接性限制了碳含量在0.2％左右。

对于双相钢其它重要的合金元素是硅和锰。硅在第一阶段促进铁素体形成，反之锰延迟了珠光体和贝氏体的形成，从而使马氏体在从临界温度开始的冷却过程中生成。磷或铝（有时还有铬）可以用来减少硅量，因为硅会给热轧和涂镀带来麻烦。

图11 多相钢的合金设计，单位：mass%

固溶状态的Nb延迟了热变形过程中静态和动态再结晶和奥氏体向铁素体的相变。Nb与碳和氮结合形成小的碳氮化物也延迟了再结晶，形成阻止晶粒长大的有效屏障并有明显强化效果。

双相钢中添加的Nb不仅能明显细化晶粒从而提高韧性，也不需要在铁素体形成的最大温度范围内采取额外的保温步骤，所以在精轧后能够采取连续冷却方式（图12）。铁素体的形成使奥氏体中碳富集因此延迟珠光体和贝氏体的形成从而利于形成马氏体。

由于固溶Nb的固溶拖曳作用提高了再结晶能够发生的温度，这个温度高于精轧机的入口温度，因此在精轧机组内的静态再结晶被抑制。加入锰降低了Ac1点，热变形的温度范围扩大了。因此，应变累积最后导致在精轧机组最后一个机架发生动态或亚动态再结晶，或者如果发生应变诱导析出，则再结晶完全被抑制使奥氏体组织全部变成拉长的扁平状。在这两种情况下，钢中大量存在的晶界、孪晶界、位错和变形带极大提高了铁素体形核率和长大速率，所以加速了铁素体的形成。动态再结晶组织被认为对晶粒细化有较大优势，因为固溶的Nb 量较多可降低铁素体相变点且同样地起到加速冷却的作用（15）。

TRIP钢中碳含量较高，这是为使奥氏体中富集的碳含量高于0.8 %所必须的。除了碳，锰和硅也对控制相变行为和稳定残余奥氏体起了重要作用。硅不仅促进先共析铁素体在临界退火后的冷却过程中的形成，而且作为在渗碳体中不溶解的元素，硅也阻止或至少延迟在贝氏体相变中碳化物的析出，从而使碳扩散到残余奥氏体中。锰作为稳定奥氏体的元素，降低了奥氏体的相变温度，这样就避免了冷却到室温时马氏体的形成。通过在奥氏体中碳的溶解度的提高，锰也增加了碳富集的可能性，由于延迟了珠光体的形成扩大了冷却速率的应用范围。此外，锰和硅的固溶强化作用提高了材料的强度。过高的锰含量水平必须避免，因为锰降低奥氏体中碳的活度，这样促进了碳化物的形成。对铁素体相变的阻碍作用必须予以考虑，因为它能把在冷却过程中碳的富集降到最低。关于锰和硅，必须调整添加的相对量以控制相的分布和体积分数，特别是奥氏体中的碳含量（16）。

图12 Nb对DP钢热轧板带工艺的影响

由于较高的硅含量使热轧钢板的表面质量和冷轧板的涂层性能变坏，利用其它合金元素来部分或全部取代硅已经是一些研究工作的焦点问题。其它在渗碳体中不溶解只能从碳化物颗粒的界面间扩散的元素是铝，它能促进铁素体形成。由于铝的作用较弱，同时铝固溶强化的能力较低，所以经常与较高的碳含量或磷相结合，一方面降低渗碳体析出的动力学，另一方面又是固溶强化非常有效的元素。使用铝进一步的缺点是提高了相变温度，扩大了临界区，不能全部奥氏体化，因此提高了马氏体开始温度（17，18）。

当加入硅和铝的数量受到限制时，可以加入磷，加入低于0.1%的磷能有效阻止铁的碳化物析出，使强化效果增强。磷必须与硅或铝结合才能实现对相变的有益作用和保持残余奥氏体。如果磷的加入超过一定量，磷会在晶界上偏析而损害韧性（19）。

微合金元素如Nb对晶界移动和元素迁移的作用众所周知，也同样影响着TRIP钢。在热轧、临界区退火、冷却、贝氏体形成温度范围内的等温和应变等过程中不同的相变加以改进

因此得到优越的机械性能。Nb对在室温保持奥氏体的直接作用和促进奥氏体中碳富集的间接作用必须重点关注。V也需用于控制TRIP钢的相变行为（20，21）。

已有报道在含Nb钢中添加Mo会进一步使强度和韧性综合提高，而且可以降低硅含量。Mo起到重要的固溶拖曳作用，强烈延迟奥氏体向铁素体和珠光体的相变。虽然Mo降低了碳在奥氏体中的活性，从热动力学的观点看能促进碳化物的形成，但在实际中观察到相反结果。加入Mo后由于强烈的固溶拖曳作用，碳化物的析出实际上被推迟了，而且由于固溶强化Mo 提高了强度。图13描述了合金元素在加工过程的每个步骤对相变行为是如何影响的（22）。

图13 合金元素对TRIP钢在连续退火过程中相变行为的影响

5 相变行为和组织演变

在最终热处理后出现一些亚稳的奥氏体被认为是TRIP钢具有优越性能的主要原因。因此组织的演变特别是残余奥氏体如图14所描述。在临界退火过程中，计划得到一种含有数量几乎相同的铁素体和奥氏体的组织。碳原子几乎全部溶解在奥氏体中。图14-1所示为一个奥氏体晶粒被几个铁素体晶粒包围着，这可能是起源于加热之前组织中的珠光体或贝氏体区。在冷却过程中部分奥氏体转变为铁素体，再次使邻近的奥氏体中碳富集。铁素体易于晶界处形核，特别是在奥氏体与先共析铁素体交界的角隅（三相交叉点）处形核（图14-2）。

在第二段等温保持过程中，部分奥氏体转变为贝氏体，剩下的奥氏体进一步富碳，因此马氏体相变开始温度降到室温以下。残余奥氏体主要存在于新形成的铁素体和贝氏体附近的或贝氏体中（图14－3）。尽管有合适的碳富集，一些小晶粒仍保留着奥氏体状态，这是由于小晶粒不利于形核。最终的组织包含5－15％的残余奥氏体，由于机械加工提供的驱动力增加，在冷成型过程中部分或全部转变为马氏体。这种相变有益的作用强烈依赖于奥氏体应变

诱导马氏体相变的抗力、奥氏体向马氏体相变可利用的驱动力和由极不稳定的奥氏体向很稳定的马氏体转变所需的激活能所决定。激活能不足，常常被认为是奥氏体的稳定性，虽然以平衡的观点看奥氏体并不代表一个稳定相；为了诱导马氏体相变，必须由机械加工提供激活能来补偿。如果所谓的稳定性太低或太高，在冷变形过程中相变不能稳定进行，有益的作用就受到限制。奥氏体的稳定性主要由碳含量决定。另外的重要性归因于其它合金元素，它们影响着马氏体相变所需的可利用的化学驱动力和激活能；奥氏体晶粒尺寸表明了在奥氏体颗粒中发现形核位置的可能性；基体的强度决定了贡献给总驱动力的机械驱动力；由于相变造成体积改变，应力状态被应力的三个方向状态促进或阻止（23，24）。

图14 TRIP钢在热处理过程中组织演变；（1）在中间临界加热中两相，（2）第一段冷却过程中铁素体在奥氏体处形成，（3）在第二段加热过程中贝氏体形成，残余奥氏体富集。

图15 一种TRIP钢中间临界退火过程中奥氏体形成和碳富集的计算值。化学成分为（mass%）：0.14C，1.35Mn，1.3Si；左图中标注的碳分布和奥氏体含量在右图中给出数值相的分布特别是元素的分布与从平衡态预测出来的不同。热力学和动力学数据的计算阐明了中间临界退火的工艺。图15a所示为典型TRIP钢中奥氏体体积分数的增加是中间临界退火温度的函数，直到最后全部奥氏体化，结果奥氏体中的碳降低。90s后，奥氏体实际的体

积分数低于热力学计算值。图15b表明在90s内无论在780℃或850℃都无法达到平衡态。由于碳从铁素体向奥氏体中扩散形成奥氏体与铁素体相界之间的浓缩峰值，且因为珠光体的出现使高碳含量从相界面间移动，在计算时被选为原始组织的成分部分。由于置换元素比间隙元素扩散慢得多，相之间这些元素的分布只有极少的改变（25）。

图16 TRIP钢在二次均热和最后冷却中显微结构组元的体积分数的发展过程

图17 Nb含量和卷曲温度对TRIP钢Ms点的影响。成分（%）：0.2C, 1.4Mn, 0.5S, 0.75Al, 0.04P

450℃－350℃温度范围是二次退火阶段，只有碳的活动性值得一提。为获得足够数量和足够稳定性的残余奥氏体，保温温度和时间都是非常重要的。这种结合是TRIP钢良好机械性能的先决条件。图16概述了作为保温时间的函数，在一个不变的温度下相分布的发展过程。因为铁素体数量不变，在这个示意图中没有列出。太短的保温时间导致形成极少量的贝氏体，抑制了碳的富集程度，而碳富集是在冷却到室温时避免形成马氏体所必不可少的。当贝氏体形成进行时，在达到最大值前残余奥氏体的数量稳定增长。更多数量硬的贝氏体和因此较少的残余奥氏体直接与较高的强度值但明显较差的延伸率值有关。很长的保温时间必须避免，因为碳化物可能开始形成，会从奥氏体中夺走碳而降低了残余奥氏体的体积分数。如果提高保温温度，缩短保温时间，对工业应用非常有益，并提供了预期的组织和有利的奥氏体性能

（26）。

Nb改变了热轧过程、中间临界退火、贝氏体相变、也可能在中间冷却过程中的再结晶和相变行为。图17所示为在800℃经3分钟临界退火后Nb对马氏体相变开始温度的影响，Nb强烈阻止了马氏体的形成。当热轧后采用低的卷曲温度约500℃时这是完全真实的。不含Nb的TRIP钢低的卷曲温度也会使马氏体温度Ms降低,这可用贝氏体结构很细又均匀而且碳的分布均匀加以解释。采用约700℃的卷曲温度得到铁素体＋珠光体组织，但是在中间临界退火过程中粗大的渗碳体可能不会全部溶解或至少使碳的分布不均匀。

图18 TRIP钢中Nb对在350℃和450℃等温贝氏体形成的影响。成分（mass%）：

C:0.2,Mn:1.4,Si:0.5,Al:0.75,P:0.04

由于延迟再结晶和晶粒长大，添加Nb相似的积极作用可得到细晶粒的铁素体，同时铁素体在较低温度开始形成，显然拥有更高的驱动力和较高的形核速率。但是当在700℃卷曲时Nb的作用受到限制，因为析出物变得粗大因此在缓慢冷却时抑制晶粒长大的作用减弱。如果卷曲在500℃左右进行，只有50％的Nb在热轧后析出，这是通过化学相分析的结果50％被

确定是化学可溶物，包括固溶体中的Nb和直径小于20nm非常小的析出物中的Nb。测量结果表明Nb的析出体积在中间临界退火后与热轧条件无关，总数超过90％，很多析出物肯定是发生在低卷曲温度条件下中间临界退火过程中。有利的形核条件确实导致非常细小颗粒的析出，这些析出物不仅控制着晶粒尺寸，促进碳扩散，保证高均匀度的显微组织，而且显然也削弱了马氏体的形核。另外的结果是降低Ms点使之几乎为100℃。图18显示Nb也延迟贝氏体的形成，也因为很细分散的碳氮化物阻碍了形核位置。这个假设被在350℃较低的相变温度下延迟作用很明显这个事实支持，在这个温度贝氏体形成的切变特征占优势。在450℃贝氏体形成速率被Nb含量明显影响。贝氏体形成减少的另外可能的机制是由于细晶粒组织和形核及长大条件的增强则在冷却过程中形成了铁素体。使用较慢的冷却速率也能得到相似的作用。膨胀试验证明相变实际上发生在冷却过程中。铁素体形成会确保在奥氏体中碳进一步富集并降低贝氏体开始温度。除贝氏体形成速率外，这个假设与实际相符，总量下降（27）。

图19表明由于加入Nb使多相钢晶粒细化，比对正火钢的作用更大，这是来源于TRIP钢特别是双相钢采用的再加热温度较低。另外多相组织对得到细小铁素体晶粒的作用也是可以想象出的。最后Nb对残余奥氏体体积分数的积极作用在图20中给出。高的奥氏体含量是所描述的不同机制结合的结果，包括晶粒细化、碳富集和对马氏体形核的抑制（28）。

图19 Nb对不同钢中铁素体晶粒尺寸的影响

图20 不同工艺下Nb对TRIP钢中残余奥氏体体积分数的影响，成分（%）：0.17C, 1.4Mn, 1.5Si

6 力学性能

如图21总结了过去几年里在冷轧薄板领域内的发展情况，可见每次强度水平的提高常常会引起成形性的降低。只有当TRIP钢发明后这个冲突才至少部分地减轻，可以提供更高强度级别的钢，抗拉强度值最高达到1000MPa，同时到目前为止高的延伸率值超过了那些微合金钢，几乎达到那些软的深冲钢的水平。这些发现被应变硬化特征所证实，因为可以在材料冷变形时靠近观察材料行为。不考虑变形的阶段，TRIP钢的应变硬化值比单相铁素体钢高很多（图22），这是具有不同强度水平和不同成形特征的几个相共存的结果，在马氏体内部及铁素体和奥氏体相邻近的区域位错大量产生，应变诱导残余奥氏体向马氏体相变，说明了对局部缩颈的抑制。TRIP钢的应变硬化与其它低合金钢是不相等的，对于高应变，是那些软的深冲钢DC04的三倍，甚至比双相钢H 300 X明显的高。图23中的n值也证明了极好的应变硬化特征。

图21 不同冷轧钢的流变曲线

图22 不同冷轧高强钢的应变硬化

图23 不同冷轧钢的不同的n值

图24 Nb含量和卷曲温度对热轧DP钢力学性能的影响，成分（%）：0.12C, 1.2Mn, 0.1S, 0.8Cr

图24表明双相钢中加入Nb在相当程度上提高了抗拉和屈服强度，在强烈的晶粒细化基础上强度增量可高达200MPa而韧性不会有大的损失。中等卷曲温度产生一定数量的贝氏体，减少在铁素体和马氏体晶界处的应力集中，因此提高了韧性（29，30）。

由于应变诱导马氏体相变明显地依赖于温度，TRIP钢的力学性能对温度的变化很敏感。为了获得需要的力学性能，通过改变化学成分和工艺参数，因此使显微组织适应于各自的冷加工或使用温度。双相钢的力学性能同单相铁素体钢一样表现出相似的对温度的依赖（图25）。

如图26所示，温度提高TRIP钢的强度值降低。很明显温度的变化对抗拉强度的影响很大。屈服强度作为温度的函数，与常规钢区别不大，可以通过热激活塑性流变的影响来解释，同时相变诱发塑性对抗拉强度有重要作用。后者（抗拉强度）在较低温度下的增加显然比那些众所周知的依赖于温度的钢更显著，并没有表现出在变形过程中任何种类的相变，因此不能从热激活过程中产生。实际上应力和应变诱导马氏体的形成在低温下造成抗拉强度的增加，反之屈服强度几乎不受TRIP作用的强烈影响，因为应力不足以形成相当数量的马氏体（31）。

在50-120℃温度范围内延伸率拥有一个最大值（图26），这是所应用的应力状态相比残余奥氏体有最适宜的稳定性的结果。马氏体更适宜出现在最大应力的区域，在这个部位常常会导致出现缩颈。但是，马氏体硬相的形成是抑制局部缩颈从而促进应变硬化适当的位置。高温导致奥氏体高的稳定性，阻止或甚至避免了马氏体的形成。结果由于提高温度残余奥氏体相变为马氏体将被抑制。但是，由于低温增加了化学驱动力而降低了奥氏体的稳定性，因此在变形开始阶段相变已经发生，导致较高的强度值，但是成形性没有改进。因为应力和应变增加，较高的成形性需要奥氏体的相变稳定进行。一些很小且高富集的颗粒在应变过程中不会相变，据报道在基体的塑性流变过程中的析出物会改善均匀延伸率和扩孔性（32）。

TRIP钢在多相显微组织中虽然残余奥氏体的存在是良好力学性能的原因，但残余奥氏体的体积分数和延伸率的关系并不清楚。与提高奥氏体含量通常会产生较高的延伸率这个可能的设想相反，图27表示最大的延伸率值并不与最高的奥氏体体积分数相符。然而为了保证TRIP钢行为同时提高强度和成形性应该提出一个最小的残余奥氏体含量。虽然奥氏体含量高，相当差的成形性与在退火过程中碳富集不够有关系，因此奥氏体低的稳定性即在塑性变形很早的阶段或者甚至在弹性阶段就发生马氏体相变，所以能够观察到双相行为。由于只有少量的碳，能够发现在奥氏体中奥氏体含量和碳含量的折衷，因此奥氏体含量的增加有时甚至对成形性有害。如果材料的强度水平变得更高，当钢中加入铌后确实如此，为保证高的延伸率值残余奥氏体含量的最小值应提高。因为铌促进形成高的奥氏体含量，添加铌导致较高的强度和几乎相当的延伸率值。图28所示为在应变过程中奥氏体逐渐的相变和温度的影响。在贝氏体区短时退火将导致较高的初始奥氏体含量和随应变变化急遽降低（33）。

马氏体相变的机械激活主要受剪切应力的影响，剪切应力不仅是由位错滑移造成塑性变形的关键，而且也促进了马氏体颗粒的形核和长大。而且，由于从面心立方奥氏体向体心立

方马氏体的相变使体积增加，应力张量的静水分量与体积的增加相互作用，因此静水拉伸促进了马氏体的相变，同时静水压缩抑制了马氏体的转变。图29说明了由于静水压力的增加，奥氏体是如何被稳定化的以及马氏体转变开始温度降低。对于高的碳含量，马氏体转变开始温度的降低更明显（34）。

图25 温度对DP钢和TRIP钢流变曲线的影响

图26 温度对TRIP钢TRIP 700力学性能的影响

图27 不同的贝氏体等温保温时间下TRIP钢的均匀延伸率和残余奥氏体的关系

成分（%）：0.2C, 1.4Mn, 0.75Al, 0.04P

图28 TRIP钢在不同温度下的应变过程中残余奥氏体的变化，成分（%）：0.17C, 1.45Mn, 1.1Si

图29 不同碳含量时静水压力对Ms点的影响

7 结论

多相钢的力学性能比那些常规冷变形高强钢优越，但是这些钢的产品需要复杂的工艺路线和窄的工艺窗口。

铌对晶粒细化的发展、相变行为、奥氏体中碳富集和马氏体的形核发挥显著作用，这使工艺控制常常变得较容易，对工艺路线的依赖减轻，使多相钢有利的力学性能进一步提高。

为了使显微组织分别适合于冷成形温度和应力状态，未来材料的发展应关注温度和应力状态对亚稳奥氏体相变的影响，从而优化TRIP钢的强度和成形性。

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金属材料的强化机理讲解

材料结构与性能读书报告--金属材料的强化机理

摘要综合论述金属材料强化原理，基本途径，文章从宏观性能—微观组织结构—材料强化三者的相互依存关系，叙述了材料强化的本质、原理与基本途径作了论述。金属的强化可以改善零件的使用性能，提高产品的质量，充分发挥材料的性能潜力，延长工件的使用寿命，在实际应用中，有着非常重要的意义。对工程材料来说，一般是通过综合的强化效应以达到较好的综合性能。具体方法有固溶强化、形变强化、沉淀强化和弥散强化、晶界强化、位错强化、复相强化、纤维强化和相变强化等。关键词：强化；细晶；形变；固溶；弥散；相变

Abstract In this paper a summary is made on the principle of material strengthening,basis way and new technology of heat treatment.The essence,principle and basis ways of strengthening various materials were expounded in terms of their microscope properties,microstructure and material strengthening technology.：Metal strengthening can improve the performance of parts, improve the quality of products, give full play to the properties of materials, extend the use of workpiece potential life, in practical applications, has a very important significance. A systematic discussion was made about the explantation of the potential of materials.For engineering materials, it is usually by the strengthening effect comprehensive to achieve good comprehensive performance. Specific methods have solid-solution strengthening,distortion and deposition strengthening ,he complex phase strengthening,fiber reinforced and phase change aggrandizement, etc. Keywords：strengthen; fine grain; deformation; solution; dispersion; phase transition

马氏体强化机制

2012春季学期材料力学性能课程论文院（系）材料科学与工程专业材料科学与工程学生唐骜学号 1091900101 班号 0919001

铁碳马氏体的强化机制唐骜 1091900101 摘要：本文以铁碳马氏体的组织形貌以及马氏体转变过程为出发点，引述了马氏体的主要强韧化机制。并通过引用各学者的实验结论，得到了铁碳马氏体的强韧化机理。关键词：马氏体，强韧化机制，高强度钢，低碳钢，时效 1. 马氏体概述马氏体(martensite)是黑色金属材料的一种组织名称。将钢加热到一定温度（形成奥氏体）后经迅速冷却（淬火），得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。马氏体最先由德国冶金学家 Adolf Martens(1850-1914)于19世纪90年代在一种硬矿物中发现。马氏体的三维组织形态通常有片状(plate)或者板条状(lath)，但是在金相观察中（二维）通常表现为针状（needle-shaped），这也是为什么在一些地方通常描述为针状的原因。马氏体的晶体结构为体心四方结构（BCT）。中高碳钢中加速冷却通常能够获得这种组织。高的强度和硬度是钢中马氏体的主要特征之一。 20世纪以来，对钢中马氏体相变的特征累积了较多的知识，又相继发现在某些纯金属和合金中也具有马氏体相变,如:Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、Pu、V、Zr、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-Mn、Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Tl、Ti-Ni等。目前广泛地把基本特征属马氏体相变型的相变产物统称为马氏体。 2. 马氏体相变特征马氏体转变的一般定义为：过冷奥氏体以较快的速度冷却，抑制其扩散性分解，在较低的温度下发生的无扩散型相变称为马氏体相变。其主要特点有以下几点：（1）马氏体相变是无扩散相变。马氏体相变时没有穿越界面的原子无规行走或顺序跳跃，因而新相（马氏体）承袭了母相的化学成分、原子序态和晶体缺陷。马氏体相变时原子有规则地保持其相邻原子间的相对关系进行位移，这种位移是切变式的。原子位移的结果产生点阵应变(或形变)。这种切变位移不但使母相点阵结构改变，而且产生宏观的形状改变。（2）产生表面相变时浮突。马氏体形状改变使先经抛光的试样表面形成浮突。马氏体形成时，与马氏体相交的表面上发生倾动，在干涉显微镜下可见到浮突的高度以及完整尖锐的边缘。（3）新相(马氏体)和母相之间始终保持一定的位向关系。马氏体相变时在一定的母相面上形成新相马氏体，这个面称为惯习（析）面，它往往不是简单的指数面，如

钢的热处理原理及四把火

钢的热处理钢的热处理：是将固态钢材采用适当的方式进行加热、保温和冷却以获得所需组织结构与性能的工艺。热处理不仅可用于强化钢材，提高机械零件的使用性能，而且还可以用于改善钢材的工艺性能。其共同点是：只改变内部组织结构，不改变表面形状与尺寸。第一节钢的热处理原理热处理的目的是改变钢的内部组织结构，以改善钢的性能，通过适当的热处理可以显著提高钢的机械性能，延长机器零件的使用寿命。热处理工艺不但可以强化金属材料、充分挖掘材料性能潜力、降低结构重量、节省和能源，而且能够提高机械产品质量、大幅度延长机器零件的使用寿命。热处理工艺分类：（根据热处理的目的、要求和工艺方法的不同分类如下） 1、整体热处理：包括退火、正火、淬火、回火和调质； 2、表面热处理：包括表面淬火、物理和化学气相沉积等； 3、化学热处理：渗碳、渗氮、碳氮共渗等。热处理的三阶段：加热、保温、冷却

一、钢在加热时的转变加热的目的：使钢奥氏体化（一）奥氏体（ A）的形成奥氏体晶核的形成以共析钢为例A1点则W c ＝0.0218％（体心立方晶格F）W c ＝6.69％（复杂斜方渗碳体）当T 上升到A c1 后W c ＝0.77％（面心立方的A）由此可见转变过程中必须经过C和Fe原子的扩散，必须进行铁原子的晶格改组，即发生相变，A的形成过程。在铁素体和渗碳体的相界面上形成。有两个有利条件①此相界面上成分介于铁素体和渗碳体之间②原子排列不规则，空位和位错密度高。 1、奥氏体长大由于铁素体的晶格改组和渗碳体的不断溶解，A晶核一方面不断向铁素体和渗碳体方向长大，同时自身也不断形成长大。 2、残余 Fe 3 C的溶解 A长大同时由于有部分渗碳体没有完全溶解，还需一段时间才能全溶。（F比Fe 3 C先消失） 3、奥氏体成分的均匀化残余Fe 3 C全溶后，经一段时间保温，通过碳原子的扩散，使A成分逐步均匀化。（二）奥氏体晶粒的长大奥氏体大小用奥氏体晶粒度来表示。分为 00，0，1，2…10等十二个等级，其中常用的1~10级，4级以下为粗晶粒，5-8级为细晶粒，8级以上为超细晶粒。影响 A晶粒粗大因素 1、加热温度越高，保温时间愈长，奥氏体晶粒越粗大。因此，合理选择加热和保温时间。以保证获得细小均匀的奥氏体组织。（930～950℃以下加热，晶粒长大的倾向小，便于热处理） 2、A中C含量上升则晶粒长大的倾向大。

论述四种强化的强化机理强化规律及强化方法

论述四种强化的强化机理强化规律及强化方法 The Standardization Office was revised on the afternoon of December 13, 2020

1、形变强化形变强化：随变形程度的增加，材料的强度、硬度升高，塑性、韧性下降的现象叫形变强化或加工硬化。机理：随塑性变形的进行，位错密度不断增加，因此位错在运动时的相互交割加剧，结果即产生固定的割阶、位错缠结等障碍，使位错运动的阻力增大，引起变形抗力增加，给继续塑性变形造成困难，从而提高金属的强度。规律：变形程度增加，材料的强度、硬度升高，塑性、韧性下降，位错密度不断增加，根据公式Δσ=αbGρ1/2，可知强度与位错密度（ρ）的二分之一次方成正比，位错的柏氏矢量（b）越大强化效果越显著。方法：冷变形（挤压、滚压、喷丸等）。形变强化的实际意义（利与弊）：形变强化是强化金属的有效方法，对一些不能用热处理强化的材料可以用形变强化的方法提高材料的强度，可使强度成倍的增加；是某些工件或半成品加工成形的重要因素，使金属均匀变形，使工件或半成品的成形成为可能，如冷拔钢丝、零件的冲压成形等；形变强化还可提高零件或构件在使用过程中的安全性，零件的某些部位出现应力集中或过载现象时，使该处产生塑性变形，因加工硬化使过载部位的变形停止从而提高了安全性。另一方面形变强化也给材料生产和使用带来麻烦，变形使强度升高、塑性降低，给继续变形带来困难，中间需要进行再结晶退火，增加生产成本。 2、固溶强化随溶质原子含量的增加，固溶体的强度硬度升高，塑性韧性下降的现象称为固溶强化。强化机理：一是溶质原子的溶入，使固溶体的晶格发生畸变，对滑移面上运动的位错有阻碍作用；二是位错线上偏聚的溶质原子形成的柯氏气团对位错起钉扎作用，增加了位错运动的阻力；三是溶质原子在层错区的偏聚阻碍扩展位错的运动。所有阻止位错运动，增加位错移动阻力的因素都可使强度提高。固溶强化规律：①在固溶体溶解度范围内，合金元素的质量分数越大，则强化作用越大；②溶质原子与溶剂原子的尺寸差越大，强化效果越显著；③形成间隙固溶体的溶质元素的强化作用大于形成置换固溶体的元素；④溶质原子与溶剂原子的价电子数差越大，则强化作用越大。方法：合金化，即加入合金元素。 3、第二相强化钢中第二相的形态主要有三种，即网状、片状和粒状。

材料强化基本原理

第十章材料的强韧化第一节材料强化基本原理结合键和原子排列方式的不同，是金属材料、陶瓷材料、高分子材料力学性能不同的根本原因。通过改变材料的内部结构可以达到控制材料性能的目的。不同种类的材料，提高其强度的机理、方法也不同。一、金属材料的强化原理纯金属经过适当的合金化后强度、硬度提高的现象，称为固溶强化。其原因可归结于溶质原子和位错的交互作用，这些作用起源于溶质引发的局部点阵畸变。固溶体可分为无序固溶体和有序固溶体，其强化机理也不相同。（1）无序固溶强化固溶强化的实质是溶质原子的长程应力场和位错的交互作用导致致错运动受阻。溶质相位错的交互作用是二者应力场之间的作用。作用的大小要看溶质本身及溶质与基体之间的交互作用，这种作用使位错截交成弯曲形状。如图10—l所示．图中的A、B、C表示溶质原子强烈地钉扎了位错。 x—x＇，A未被钉扎的乎直位错线，被钉后呈观曲线形状。处于位错线上的少数溶质原子与位错线的相互作用很强，这些原子允许位错线的局部曲率远大于根据平均内应力求出的曲率。钉扎的第一个效应就是使位错线呈曲折形状。相对于x—x＇的偏离为x在受到垂直方向的外加切应力τ作用下，由于B点位错张力的协助作用，将使ABC段位错移到AB＇C，在B＇处又被钉扎起来。位错之所以能够这样弯曲，其原因是因位错长度的增加而升高的弹件能被强钉扎所释放的能量抵偿旧有余，位错的弹性能反而有所降低．位错经热激活可以脱钉，因而被钉扎时相对处于低能态。在切应力τ的作用下，ABC 段移动到AB＇C．ABC和AB＇C是相邻的平衡位置，阻力最大在位错处于中间位置AC时产生，外加切应力要克服这样的阻力方可使位错移动。若AC≈2y，ABC比2y略大，近似地当作2y。由ABC变为AC方面要脱钉需要能量，另一方面要缩短位错长度释放能量。总共需要式中：Eb是位错脱扎所需能量；EI为单位长度位错由于加长而升高的能量，EI与Eb相比小而略去。由ABC 变为AC，平均位移为x/2，外加切应力需要做功为τb(2y)·x/2，故

论述四种强化的强化机理、强化规律及强化方法。

1、形变强化形变强化：随变形程度的增加，材料的强度、硬度升高，塑性、韧性下降的现象叫形变强化或加工硬化。机理：随塑性变形的进行，位错密度不断增加，因此位错在运动时的相互交割加剧，结果即产生固定的割阶、位错缠结等障碍，使位错运动的阻力增大，引起变形抗力增加，给继续塑性变形造成困难，从而提高金属的强度。规律：变形程度增加，材料的强度、硬度升高，塑性、韧性下降，位错密度不断增加，根据公式Δσ=αbGρ1/2，可知强度与位错密度（ρ）的二分之一次方成正比，位错的柏氏矢量（b）越大强化效果越显著。方法：冷变形（挤压、滚压、喷丸等）。形变强化的实际意义（利与弊）：形变强化是强化金属的有效方法，对一些不能用热处理强化的材料可以用形变强化的方法提高材料的强度，可使强度成倍的增加；是某些工件或半成品加工成形的重要因素，使金属均匀变形，使工件或半成品的成形成为可能，如冷拔钢丝、零件的冲压成形等；形变强化还可提高零件或构件在使用过程中的安全性，零件的某些部位出现应力集中或过载现象时，使该处产生塑性变形，因加工硬化使过载部位的变形停止从而提高了安全性。另一方面形变强化也给材料生产和使用带来麻烦，变形使强度升高、塑性降低，给继续变形带来困难，中间需要进行再结晶退火，增加生产成本。 2、固溶强化随溶质原子含量的增加，固溶体的强度硬度升高，塑性韧性下降的现象称为固溶强化。强化机理：一是溶质原子的溶入，使固溶体的晶格发生畸变，对滑移面上运动的位错有阻碍作用；二是位错线上偏聚的溶质原子形成的柯氏气团对位错起钉扎作用，增加了位错运动的阻力；三是溶质原子在层错区的偏聚阻碍扩展位错的运动。所有阻止位错运动，增加位错移动阻力的因素都可使强度提高。固溶强化规律：①在固溶体溶解度范围内，合金元素的质量分数越大，则强化作用越大； ②溶质原子与溶剂原子的尺寸差越大，强化效果越显著；③形成间隙固溶体的溶质元素的强化作用大于形成置换固溶体的元素；④溶质原子与溶剂原子的价电子数差越大，则强化作用越大。方法：合金化，即加入合金元素。 3、第二相强化钢中第二相的形态主要有三种，即网状、片状和粒状。 ①网状特别是沿晶界析出的连续网状Fe3C，降低的钢机械性能，塑性、韧性急剧下降，强度也随之下降； ②第二相为片状分布时，片层间距越小，强度越高，塑性、韧性也越好。符合σs=σ0 ＋KS 0-1/2的规律，S 片层间距。

钢的强化方法及机理

强化 3Cr2W8V钢属过共析钢, 原材料晶粒粗大, 碳化物偏析严重往往呈块、网、带状分布。通过改锻（三次循环调质处理）, 击碎块状碳化物, 七碎粗晶粒, 并使其形成的纤维组织沿着模具轮廓呈无定向分布, 增加钢的塑性、韧性与强度。经三次高温固溶淬火, 使未锻透的内层组织中的残留块状、网状、带状碳化物和难溶的碳化物质点和合金元素充分溶解于奥氏体中, 大大增加了固溶体中的合金化程度, 大大降低了碳化物偏析对基体的切割作用。升至淬火温度保温后出炉水冷2一3秒淬人硝盐等温, 获得强韧性高的板条弥散组织，再经二次高温回火后碳化物呈高度弥散析出, C一N硬化层有硬度较高的过渡层支承, 基体具有良好的强韧性, 使凹模具有外硬型面和内韧基体特性, 获得一顶十的高寿命。 3Cr2W8V钢可采用淬火、回火处理，渗碳、渗氮、渗硼及碳氮共渗、渗铝、渗铬及铬一铝一硅三元共渗等化学热处理，镀金属等表面强化处理来提高其高温强度、冷热疲劳抗力、耐磨性、抗腐蚀性及防粘模等性能，从而达到提高3Cr2W8V钢制模具的使用寿命的目的。渗金属渗铬处理可显著提高模具高温耐磨性、热疲劳抗力。真空热处理。采用真空热处理，模具表面光洁，硬度均匀，变形小，尤其适应对精度要求和表面粗糙度要求高的模具。 3Cr2W8V钢超塑形变处理与常规热处理比较，其强度和韧性同时得到提高电火花表面强化是利用火花放电时释放的能量，将一种导电材料熔渗到工件表面，构成合金化的表面强化层，从而改善工件表面的物理及化学性能喷丸强化是借助于硬丸粒，高速、连续锤击金属表面，使其产生强烈的冷作硬化。通过喷丸可以明显改变金属表层的应力状态、显微硬度、表层的微观形貌，从而提高模具的疲劳强度、抗冲击磨损及抗应力腐蚀离子注入是将被注入元素的原子利用离子注入机电离成带一个正电荷的离子，经高压电场作用后，强行注入材料的表面，使其产生物理、化学性能的优化的工艺方法。可将任何元素注入任何材料中，浓度可严格控制，且不受材料固溶度的限制，强化层也不会剥落，处理温度低，易于控制，工件的基体材料不可能因温升而弱化，也不会产生变形和翘曲。离子注入可提高金属材料表面的硬度、耐磨性、耐疲劳性和耐腐蚀性。锻热淬火+高温回火:即（锻热调质处理）将形变强化和相变强化结合, 既细化碳化物又细化马氏体所得回火索氏体不仅有良好的切削加工性, 且因较小比容而可降低最终淬火时的变形。 Crl2MoV钢经深冷处理，深冷处理可使淬火马氏体析出高度弥散的超微细碳化物，随后进行200℃低温回火后，这些超微细碳化物可转变为碳化物。未经深冷处理的马氏体，在低温周火后，仅在某些局部区域析出有少量的碳化物。 Crl2MoV采用低温化学热处理方法, 在保持Crl2MoV钢高硬度和高耐磨性的基础上,离子渗氮、气体氮碳共渗、盐浴硫氰共渗种常用的低温化学热处理渗层的粘着抗力。3种低温化学热处理渗层均有显若的抗冲击粘着作用, 其中尤以盐浴硫氰共渗最佳。Crl2MoV钢制不锈钢器皿拉伸模经气体氮碳共渗处理后, 使用寿命达3万件以上, 较常规淬火、回火处理的同类模具寿命提高10倍以上。 Crl2MoV冷作模具钢的中性盐浴渗钒处理工艺，Crl2MoV钢经中性盐浴渗钒处理可获得碳化物渗层，一、碳钒化合物，该渗层组织均匀，具有良好的连续性和致密性，厚度均匀,结构致密，具有很高的显微硬度和较高的耐磨性，表面硬度、耐磨性及抗粘着性等性能大幅度提高。二、VC在奥氏体中的溶解度比它在铁索体中的溶解度高，随着温度的降低，VC从铁索体中析出，使合金强化及晶粒细化，化合物层表现出较高的硬度。 Cr12MoV 属于高碳高铬莱氏体钢, 碳化物含量高,约占20 % ,且常呈带状或网状不均匀分布,偏析严重, 而常规热处理又很难改变碳化物偏析的状况, 严重影响了钢的力学性能与模具的使用寿命。而碳化物的形状、大小对钢的性能也有很大的影响, 尤其大块状尖角碳化物对钢基体的割裂作用比较大,往往成为疲劳断裂的策源地, 为此必须对原材料轧制钢材进行改锻,充分击碎共晶碳化物,使之呈细小、均匀分布, 纤维组织围绕型腔或无定向分布, 从而改善钢材的横向力学性能。锻造时对钢坯从不同方向进行多次镦粗和拉拔,并采用“二轻一重”法锻造,即坯料始锻时要轻击,防止断裂,在980～1 020 ℃中间温度可重击, 以保证击碎碳化物, Cr12MoV 钢未改锻,采用固溶双细化处理[5 ] ,即500 ℃及800 ℃左右二级预热,1 100～1 150 ℃固溶处理,淬入热油或等温淬火,750 ℃高温回火,机加工后960 ℃加热油冷后进行最终热处理, 也可使碳化物细化、棱角圆整化,晶粒细化。 H13钢(4Cr5MoSiV1)是目前国内外广泛使用的热作模具钢。主要失效形式为热磨损(熔损)和热疲劳。这就要求表面具有高硬度、耐蚀、抗粘结等性能。H13钢常规淬火、回火后的硬度一般为42—48HRC，耐磨性十足，模具使用寿命短。鉴于模具失效大都由表面开始，从节省能源和资源，充分发挥材料性能潜力并获得特殊性能和最大经济效益出发，对H13钢模具进行表面强化处理，是综合改善模具寿命的关键。 H13钢常规处理后硬度HRC44，经激光淬火，表面硬度可达772HV(相当于62HRC)。由于得到以超细化高密度位错型马氏体为主的组织，以及激光加热后自回火过程中析出弥散碳化物，使得淬硬层硬度、抗回火稳定性、耐磨性及抗蚀性均显著提高。低温化学热处理可以提高H13钢的抗热疲劳、耐热磨损和耐蚀性能，且工艺成本低廉，故应用广泛。常用工艺有离子渗氮、N—C 共渗(软氮化)、S—N—C共渗以及多元共渗等。比较典型的多元共渗工艺为C、N、O、S、B五元共渗。H13钢经五元共渗后，在工件表面形成硼化物、碳化物和氮化物，起到弥散强化作用，对比试验表明，硬化效果比气体渗氮和S、C、N三元共渗都好，在适当温度时保持，硬度下降平缓，红硬性、耐磨性明显提高。盐浴复合处理技术，其中“盐浴复合”的含义是指在氮化盐浴和氧化盐浴两种盐浴中处理工件。实现了渗氮工序和氧化工序的复合；渗层组织是氮化物和氧化物的复合；性能是耐磨性和抗蚀性的复合：工艺是热处理技术和防腐技术的复合。稀土元素在H13 热作模具钢表面强化中的应用, 重点探讨了在扩散渗入、离子注入及气相沉积等三种表面强化技术中的强化效果和作用机理。扩散渗入中, 稀土元素主要起到催渗和微合金化的作用; 离子注入中, 添加稀土元素能形成致密的氧化物, 可提高模具的抗高温氧化能力; 气相沉积中, 稀土元素的加入增强涂层的膜- 基结合强度。结果表明, 稀土元素的加入均能显著提高模具的使用寿命。 H13钢电渣重熔后成为优质钢大大降低S、P等有害杂质，提高了纯洁度组织成分均匀性、抗热裂、抗裂纹和改善了钢的横向性能。改锻双重淬火改善碳化物形貌使之呈细小匀圆分布于钢基体，提高热强性、断裂韧性、红硬性、疲劳抗力和综合力学性能。深层软氮化提高模面硬度、耐磨性、抗疲劳、抗咬合、抗粘结和抗腐蚀等性能。以磨损失效的高速钢, 提高寿命的途径是提高表面硬度与耐磨性。在激光相变硬化条件下，既使高速钢的表面不熔化，以不牺牲其表面粗糙度，叉使高速钢的加热温度尽可能高．以增大其固溶体的合金固溶度。在这种条件下可以高速钢的表面大大强化‘高速钢经激光相变强化处理+600"C回火处理可以充分发挥激光强化的硬化潜力高速钢经激光相变硬化后，其回火硬度和红硬性可以得到明显改善高速工具钢刀具经深冷处理后, 碳化物的粒度和分布的均匀性都有明显的变化。这种变化是稳定的, 不可逆的, 而且是从刀具表面到内部整体上的变化, 比一般表面强化有很大的优越性。这是深冷处理后刀具耐磨性和使用寿命提高一倍的主要原因深冷处理后样品显微硬度略有降低, 这与马氏体中含碳量减少和碳化物变得更加细小弥散有关因此刀具强化不是由于硬度提高所致。高速钢经多元共渗处理后，钢的形成了表面强化层。强化层主要以氧化物、硫化物和氮化物、硼化物为主，由表面氧化疏松层、次表面致密化合物层和扩散过渡层组成。相对于原始材料，强化层硬度显著提高，从而提高了材料干摩擦条件下的耐磨性。用反应硼化烧结法在高温下真空烧结,制备出高耐磨的粉末高速钢与三元硼化物陶瓷的复合材料。:材料主要是由三元硼化物基硬质相和高速钢基体组成,硬质颗粒与基体界面结合良好,分散均匀,摩擦磨损试验表明此种材料具有优异的耐磨性。

金属强化的主要方法

一、金属强化的主要方法。从金属材料的强化途径来看，金属材料的强化方法主要有两大类：一是提高合金的原子间结合力，提高其理论强度，并制得无缺陷的完整晶体，如晶须。已知铁的晶须的强度接近理论值，可以认为这是因为晶须中没有位错，或者只包含少量在形变过程中不能增殖的位错。这种强化方法只有在几种特殊的金属中才得到应用。另一强化途径是向晶体内引入大量晶体缺陷，如位错、点缺陷、异类原子、晶界等，这些缺陷阻碍位错运动，也会明显地提高金属强度。事实证明，这是提高金属强度最有效的途径。对工程材料来说，一般是通过综合的强化效应以达到较好的综合性能。具体方法有固溶强化、形变强化、沉淀强化和弥散强化、细化晶粒强化、择优取向强化、复相强化、纤维强化和相变强化等,这些方法往往是共存的。下面简要的予以介绍： 1、结晶强化结晶强化就是通过控制结晶条件，在凝固结晶以后获得良好的宏观组织和显微组织，从而提高金属材料的性能。它包括：（1）细化晶粒。细化晶粒可以使金属组织中包含较多的晶界，由于晶界具有阻碍滑移变形作用，因而可使金属材料得到强化。同时也改善了韧性，这是其它强化机制不可能做到的。（2）提纯强化。在浇注过程中，把液态金属充分地提纯，尽量减少夹杂物，能显著提高固态金属的性能。夹杂物对金属材料的性能有很大的影响。采用真空冶炼等方法，可以获得高纯度的金属材料。 2、形变强化也叫加工硬化，金属材料经冷加工塑性变形可以提高其强度。这是由于材料在塑性变形后位错运动的阻力增加所致。如铜合金。 3、固溶强化通过合金化(加入合金元素)组成固溶体，使得融入固溶体中的原子造成晶格畸变，晶格畸变增大了位错运动的阻力，使塑性变形更加困难，从而使合金固溶体的强度与硬度增加的现象。 4、相变强化

第一章钢的合金化原理作业题参考

第一章钢的合金化原理作业题参考答案要点1、名词解释： 1）合金元素：特别添加到钢中用以改变钢的组织、提高钢的性能的化学元素。 2）微合金元素：有些合金元素如V，Nb，Ti和B等，当其含量只在0.2%左右甚至更低时（如B 0.002%）时，也会显著地影响钢的组织与性能，将这种化学（合金）元素称为微合金元素。 3）原位析出：在淬火回火过程中，合金元素溶解于原渗碳体中，当其溶解度超过其最大溶解量后，合金渗碳体转变为特殊碳化物的析出方式。 4）离位析出：在淬火回火过程中，直接从α相中析出特殊碳化物的析出方式。 5）二次硬化：在强K形成元素含量较高的合金钢淬火后，在500-600℃范围内回火时，在α相中沉淀析出这些元素的特殊碳化物，并使钢的HRC和强度提高的现象。 6）二次淬火：在强K形成元素含量较高的合金钢淬火后，残余奥氏体十分稳定，甚至加热到500-600℃回火时升温与保温时中仍不分解，而是在冷却时部分转变成马氏体，使钢的硬度和强度提高的现象。 2、说明钢中常用合金元素（V，Mo，Cr，Ni，Mn，Si，Al, B）对珠光体（贝氏体）转变影响的作用机制。答：（1）对珠光体转变影响的作用机制：P20 （2）对贝氏体转变影响的作用机制：P20 3、以低碳回火马氏体钢20SiMn2MoVB为例，说明其合金化及热处理（淬火加低温回火）中存在哪些强化与韧化途径？答：低碳回火马氏体钢通过合金化与热处理工艺相结合，在实现强化的同时，保

证有较好的韧性。主要体现在以下方面：（1）强化： ①C及合金元素的固溶强化； ②加入Si, Mn等合金元素能提高奥氏体的过冷能力，从而细化晶粒；③加入V、Ti后的弥散强化; ④加入V、Ti后的细化晶粒作用； ⑤马氏体中大量位错的位错强化。（2）韧化： ①低碳马氏体为位错型马氏体，韧性较好； ②Ni,Mn韧性元素的加入有利于提高韧性； ③工艺中的快冷、加入的合金元素对奥氏体过冷能力的提高、第二相粒子对晶粒长大的抑制作用，均能使马氏体晶粒细化，从而提高韧性； ④通过加入Si对低温回火脆性温度的延迟作用以及钢的回火稳定性的增加，可以适当提高回火温度，从而提高韧性水平。 4、为何Si-Mn-Mo-V复合添加可以大大提高钢的淬透性？答：Si、Mn、Mo、V这四种合金元素提高过冷奥氏体稳定性的机制不同。（1）Si在钢中不形成碳化物，也不溶于体，因此碳化物晶核形成必须等待硅的扩散（推迟P转变）。另外，Si能提高铁原子间作用力，提高铁的自扩散激活能，推迟P和B转变；（2）Mn是扩大γ相区元素，大大增加了α形核功；且锰也是碳化物形成元素，推迟合金渗碳体的形核与长大，因此锰不仅使C曲线向右移，且使之向下移；（3）Mo是中强碳化物形成元素，除了推迟珠光体转变时碳化物的形核与长大外，还增加了铁原子间的结合力，提高铁的自扩散激活能，推迟P和B 转变。

钢的强化手段及应用

钢的强化手段及应用的探讨随着工业革命和现代科技的进步，钢材在社会的发展过程中起到的作用达到了前所未有的重要程度，成为国家建设和现代化推进必不可少的重要物资。其广泛应用于矿山、建筑、机械、交通运输、桥梁、石油化工、轻工和电子工业等领域。而且品种繁多，一般分为型材、板材、管材和金属制品四大类。大部分钢材加工都是钢材通过压力加工，使被加工的钢（坯、锭等）产生塑性变形，由于在很多领域有特殊的工艺要求，所以钢材需要进一步的强化。通过合金化、塑性变形和热处理等手段提高金属材料的强度，称为强化。钢的强化主要是指加强抵抗塑性变形的能力。强化的途径一般分为两种，一种是尽量消除位错等晶体缺陷，获得近乎理想的单晶材料。另一种是增加位错密度和移动阻力。因此钢的强化分为晶界强化、位错强化、固溶强化、沉淀和弥撒强化、相变强化、调幅分解强化等。晶界强化是指向界两侧原子的取向不同中加入一些微量的表面活性元素，如硼和稀土元素等，产生内吸附现象让钢浓集于晶界，从而使钢的蠕变极限和持久强度显著提高的方法。如珠光体耐热钢12Cr2MoWVB，即利用硼的晶界强化作用，提高了钢的蠕变极限和持久强度。晶界强化中经常用到一种方法——细晶强化。晶界是位错运动的最大障碍之一，晶位错集中在晶界附近晶粒越细，这种阻碍作用就越强。近年来，用控制奥氏体再结晶技术，获得超奥氏体晶粒，淬火后得到超细马氏体组织，使其屈服强度接近2000MPa。同时利用快速循环加热工艺对材料进行超细化处理得到进展，细晶在提高材料强度的同时，也是材料的塑性、韧性得到改善，从而使其具备了其他强化手段没有的优势。位错强化也是金属材料中最为有效的强化方式之一。自从位错理论提出后，人们就对位错之间的相互作用进行了大量的研究，在位错强化（加工硬化）方面取得了长足的进展。增加金属的位错密度，例如冷加工变形。由于位错的交互作用和缠绕作用，使位错的可动性大大降低，从而提高强度和硬度。这种现象被称之为“加工硬化”，其强度和位错密度的平方根成正比例提高。有实验研究了碳和锰含量对淬火中锰马氏体钢的位错密度、残余奥氏体含量、晶粒尺寸等组织结构以及室温力学性能的影响。借助于SEM、EBSD、TEM和XRD表征了材料的微观组织,探讨了马氏体钢的强化机制。结果表明，随着碳含量增加,淬火中锰钢的位错密度和残余奥氏体体积分数逐渐增加,板条束和板条块尺寸逐渐细化,大角晶界百分数逐渐增加,强度逐渐升高；增加锰含量能够提高马氏体钢的位错密度和抗拉强度。通过分析可知,位错强化和细晶强化是淬火中锰马氏体钢的主要强化机制。马氏体板条尺寸是马氏体抗拉强度的结构控制单元,而原奥氏体晶粒尺寸则是马氏体屈服强度的结构控制单元。

高强度索氏体钢的开发及强化机理研究

高强度索氏体钢的开发及强化机理研究为了更有效地利用索氏体组织具有的超细片层结构提升弹簧钢的性能,本文以热轧高碳钢卷板为研究对象,采用控制冷却的思路模拟了铅浴等温淬火工艺,并成功实现了材料的索氏体化。利用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)电子背散射衍射(EBSD)和透射电镜(TEM)等分析手段研究了索氏体化后的钢板在冷轧过程中的组织演变规律,通过测试材料在不同状态下的力学性能,揭示了索氏体钢在冷轧大应变下的强化机理,并在索氏体结构中引入Cu作为第二相强化颗粒,结合索氏体化工艺控制其析出行为,进一步提升了索氏体弹簧钢的强度。本文的主要研究内容及取得的成果如下:1、使用金属材料相图计算软件JMatPro以及Gleeble 3800热模拟试验机对两种热轧高碳钢(1#:SAE 1078;2#:SK 85)的相变点和过冷奥氏体转变曲线进行分析,确定了控制冷却的索氏体化工艺。研究表明,随着等温温度的降低,珠光体片层间距和渗碳体片层厚度逐渐减小,两种材料在450°C以下温度等温淬火可获得片层间距细小的索氏体。等温温度升高,珠光体片层间距的增加主要由来自于渗碳体的粗化,在较高温度等温时出现了粗大的短棒状渗碳体。2、综合考虑珠光体转变的界面能、形核初期晶核的形状以及形核位置,建立了珠光体转变模型。采用SEM观察珠光体形貌,并测量了珠光体片层间距,发现通过模型计算的珠光体片层间距与实测值基本相符。3、SAE 1078和SK 85在不同索氏体工艺下的拉伸性能与显微组织有关,在较低温度等温得到的索氏体组织表现出良好的强度和塑性。两种材料均在350°C等温时获得了较高的强度,分别是1170 MPa和1240 MPa。在高于500°C时等温,珠光体片层逐渐粗大,强度下降的同时塑性并未增加,

钢的强化机制

钢的强化机制钢的强化机制可分为固溶强化机制、界面强化、弥散强化、析出强化及细晶强化。其中固溶强化是钢最重要的强化手段。本文以余瑞璜院士的“固体和分子经验电子论”和刘志林教授的“合金价电子结构”为理论工具,详细的计算了碳、硅、锰、钼、铜、铬、镍、钨八种元素的固溶强化数据。研究发现,碳元素的固溶强化增量随碳元素的含量的增加而线性增加;硅、锰、钼、铜、铬、镍、钨每种合金元素的固溶强化增量曲线都有一个转折点(固溶强化最佳点),在各自转折点以前和转折点以后每种合金元素的固溶强化增量都是随该合金元素的含量的增加而线性增加,但是在转折点以前和转折点以后固溶强化速率是不同的,在转折点以前的固溶强化速率大于在转折点以后的固溶强化速率;同时硅、锰、钼、铜、铬、镍、钨这七种合金元素的固溶强化速率又是不同的,在各自转折点(固溶强化最佳点)以前,固溶强化速率大小顺序是硅、钼、铬、镍、锰、铜、钨,硅的固溶强化速率最好,在各自转折点(固溶强化最佳点)以后固溶强化速率都变得较小。从而在电子结构层次上解释了固溶强化规律。 The strengthening mechanisms of steel include solution strengthening, boundary strengthening, dispersion strengthening, precipitation strengthening, and fine-grained strengthening and so on. The solution strengthening is the most important

intensification. In this paper the solution strengthening increments of carbon, silicon, manganese, molybdenum, copper, chromium, nickel, and tungsten are detailedly calculated with Academician Yu Ruihuang’s The Empirical Electron Theory of Solids and Molecules and P...

材料的强化机制

材料的强化机制：强韧化意义提高材料的强度和韧性。节约材料，降低成本，增加材料在使用过程中的可靠性和延长服役寿命希望所使用的材料既有足够的强度，又有较好的韧性，通常的材料二者不可兼得理解材料强韧化机理，掌握材料强韧化现象的物理本质，是合理运用和发展材料强韧化方法从而挖掘材料性能潜力的基础提高金属材料强度途径 1.完全消除内部的位错和其他缺陷，使它的强度接近于理论强度 2.主要采用另一条途径来强化金属，即在金属中引入大量的缺陷，以阻碍位错的运动目前虽然能够制出无位错的高强度金属晶须，但实际应用它还存在困难，因为这样获得的高强度是不稳定的，对操作效应和表面情况非常敏感，而且位错一旦产生后，强度就大大下降强度是指材料抵抗变形和断裂的能力金属材料的强化在生产实践中，主要采用在金属中引入大量的缺陷，以阻碍位错的运动的方法来强化金属，包括 1.固溶强化 2.细晶强化 3.第二相粒子强化 4.形变强化固溶强化固溶强化：利用点缺陷对位错运动的阻力使金属基体获得强化的方法溶质原子在基体金属晶格中占据的位置分填隙式和替代式两种不同方式 1.填隙原子对金属强度的影响可用下面的通式表示 2.替代式溶质原子在基体晶格中造成的畸变大都是球面对称的，因而强化效果要比填隙式原子小，但在高温下，替代式固溶强化变得较为重要细化晶粒可以提高金属的强度 1.晶界对位错滑移的阻滞效应 2.晶界上形变要满足协调性，需要多个滑移系统同时动作，这同样导致位错不易穿过晶界，而是塞积在晶界处，引起强度的增高位错在多晶体中运动时，由于晶界两侧晶粒的取向不同，加之这里杂质原子较多，增大了晶界附近的滑移阻力，因而一侧晶粒中的滑移带不能直接进入第二个晶粒

高锰钢的性能特点及强化原理

《材料冶金学》专题之一高锰钢的性能特点及强化原理 1概述自Hadfield 1882年发明高锰钢以来，至今已有100多年的历史。高锰钢一般是指含碳量为0 9%～1 3%,含锰量为11 0%～14 0%的铸钢,即ＺＧＭｎ13。此材料在1000～1100℃之间为单一奥氏体组织,为保持此组织,需高温淬火,即在1100～1050℃间的温度内立即水淬至常温。经过处理后的材料具备很好的韧性,受冲击载荷时发生表面硬化,其具有很高的耐磨性,故称之为耐磨钢。因此高锰钢被广泛应用于机械制造、冶金、矿山、建材、电力和铁路等部门所使用的金属耐磨体，如挖掘机斗齿、球磨机衬板、破碎壁、轧臼壁、拖拉机履带板、风扇磨冲击板、破碎机颚板、铁道路岔等。但由于此材料加工硬化快,不易切削加工,一般只限于铸造。 2高锰钢的性能特点 2.1高锰钢的机械性能高锰钢的铸态组织是由奥氏体、碳化物、珠光体和通常存在的少量磷共晶等所组成。碳化物数量多时会在晶界上以网状出现，钢的性能很脆。这种低塑性、低韧性的钢在铸态下是无法使用的。但通过固溶处理（即水韧处理）后，在强冲击工况下它变成一种高强度、高塑性、韧性好、特别耐磨的材料。其性能对比如表1：

σb (Mpa) σ0.2 (Mpa) δ (%) αK J/cm2 HB 铸态性能343.23― 392.27 294.20― 490.33 0.5― 5 9.80― 29.42 200― 300 水韧处理性能617.82― 1274.86 343.23― 470.72 15― 85 196.13― 294.20 180― 225 表1：高锰钢在铸态下和水韧处理后性能对比以上是高锰钢在常温下的各种机械性能，但具有奥氏体组织的高锰钢在加热时会发生组织转变，性能会发生很大的变化。当温度超过125℃时，在奥氏体中开始有碳化物析出。随着温度的提高析出量增加，钢的性能变脆，塑、韧性下降。图1是高锰钢经1050℃水韧处理后加热温度和延伸率的关系；图2是化学成分为 C1.12%, Mn13.56%, Si0.63%, S0.012%,P0.092%, Ti0.06%的高锰钢，经水韧处理后加热到不同温度，保温5小时水冷后测得的冲击韧性。图1加热温度与延伸率的关系

细晶强化的机理及其应用(DOC)

J I A N G S U U N I V E R S I T Y 材料强化与质量评定细晶强化的机理及其应用 Fine-grain strengthening mechanism and its application 学院名称：机械工程学院专业班级：机械1402 学生姓名：XX 指导教师姓名：XX 指导教师职称：副教授 2015年8 月

细晶强化的机理及其应用摘要：通常金属是由许多晶粒组成的多晶体，晶粒的大小可以用单位体积内晶粒的数目来表示，数目越多，晶粒越细。实验表明，在常温下的细晶粒金属比粗晶粒金属有更高的强度、硬度、塑性和韧性[1]。因此，在实际使用中，人们常用细晶强化的方法来提高金属的力学性能。关键词：定义、细晶强化机制、细化晶粒本质与途径、细晶强化新方法Fine-grain strengthening mechanism and its application Abstract: polycrystal metal is usually composed of many grain, grain size can be used to represent the number of grain per unit volume, the more the number, grain is fine. Experiments show that the fine grained metal at room temperature than coarse grain metal has higher strength, hardness, plasticity and toughness . Therefore, in the practical use, people often use fine-grain strengthening method to increase mechanical properties of the metal. Keywords:definition, fine-grain strengthening mechanism, refining grain essence new methods and ways, fine-grain strengthening 1引言通过细化晶粒而使金属材料力学性能提高的方法称为细晶强化[2]。细晶强化机制包括提高塑性机制和提高强度机制。提高塑性的机制是：晶粒越细，在一定体积内的晶粒数目越多，则在同样塑性变形量下，变形分散在更多的晶粒内进行，变形较为均匀，且每个晶粒中塞积的位错少，因应力集中引起的开裂机会较少，有可能在断裂之前承受较大的变形量。提高强度的机制是[3]：晶界增多，而晶界上的原子排列不规则，杂质和缺陷多，能量较高，阻碍位错的通过。细化晶粒本质[4]：形成足够多的晶核，使它们在尚未显著长大时便相互接触，完成结晶过程。