鋼鐵材料中的第二相

1、鋼鐵結構材料中的第二相Second Phases in Structural Steels第一章 概述1.1 鋼鐵結構材料的發(fā)展材料、能源與信息是人類文明的三大支柱，其中材料是物質基礎。在各種材料中，結構材料是人類最早使用且最廣泛使用的基礎材料，人類的生產(chǎn)和生活須臾不可離開結構材料。人類廣泛使用的結構材料中，硅酸鹽材料（其主要化學成分為硅、氧、鋁）如水泥、土石占據(jù)了低端位置，年使用量為數(shù)千億噸；鋼鐵材料（其主要化學成分為鐵）穩(wěn)定保持了中高端位置，年使用量近10億噸；其他材料如有色金屬、高分子材料和各種不斷開發(fā)出的新材料則起到補充中端、主導高端的作用，年使用量近2億噸，其中高端用材不足1000萬

2、噸。這種主要由資源（由此導致的材料價格）所確定的用材格局是基本不會改變的。鋼鐵材料是人類使用最為廣泛的最重要的結構材料之一。鐵在地殼中的豐度約為5%，僅次于氧（49%）、硅（26%）和鋁（7%），而在地心中的含量有可能超過90%，其資源十分豐富。而相對于鋁較高的化學活潑性而言，鐵的化學活潑性適中，這使得鐵礦的開采和鋼鐵的冶煉生產(chǎn)均非常方便，生產(chǎn)成本及銷售價格相當?shù)土?。同時，鋼鐵材料具有各種優(yōu)良的性能特別是力學性能，可以充分滿足人類生產(chǎn)和生活對結構材料的性能需要。因此，自從3000年以前人類分地區(qū)逐步進入鐵器時代以來，鋼鐵材料在人類的生產(chǎn)和生活中一直扮演了最重要的結構材料的角色，我們目前乃至今后

3、相當長的一段時間仍將處于鐵器時代。此外，鋼鐵材料的回收利用率在所有金屬材料中是相當高的，目前已達到90%以上的回收利用率（2001年世界鋼鐵生產(chǎn)中消耗廢鋼4.35億噸，占當年鋼產(chǎn)量的51%以上），隨著今后科學技術的發(fā)展，其回收利用率還可進一步提高到95%左右。因此，鋼鐵材料又是一種綠色材料，其開采、生產(chǎn)和使用過程均與環(huán)境較好地相容。如圖1-1所示，近年來，世界鋼產(chǎn)量仍處于緩慢上升的發(fā)展時期，2003年世界鋼產(chǎn)量為9.45億噸，其中中國為2.2億噸。據(jù)預測，未來20年內世界鋼產(chǎn)量仍將以平均每年2%左右的速度增加，生產(chǎn)量峰值可能出現(xiàn)在11-12億噸（其中中國約為4-5億噸），此后將在此產(chǎn)量穩(wěn)定生產(chǎn)

4、數(shù)十年，使人均累積在用鋼量達到15噸左右（全世界累積在用鋼量達到1000億噸左右，其中中國達到200-250億噸），世界需用鋼鐵材料作為結構建設材料的基礎設施建設才可基本達到飽和，此后則主要以替換性使用為主，鋼鐵生產(chǎn)量緩慢下降但仍保持在年產(chǎn)10億噸左右并至少生產(chǎn)應用數(shù)百年。圖1-1 世界粗鋼產(chǎn)量（）人類使用材料主要是使用其相應的材料性能，對結構材料而言，主要使用其力學性能如剛度、強度和韌塑性。確定的晶體材料的剛度變化范圍不大，而強度和韌塑性則可在相當大的范圍內改變。因此，結構材料的強韌化是材料科學與工程不斷發(fā)展的最重要的主流方向，如何獲得最高的強度和韌性及其合理的配合一直是材料特別是結構材料科

5、學與工程界數(shù)百萬科學研究人員和生產(chǎn)技術人員孜孜以求終生奮斗的目標。作為最重要的結構材料，鋼鐵材料的強韌化技術與理論的研究已持續(xù)了上千年。從中國古代材料學家和冶煉師所追求的“削鐵如泥”、“吹毛斷發(fā)”、“繞指柔”，到現(xiàn)代鋼鐵材料研究與生產(chǎn)技術人員所試圖達到的“理論強度”，人類不斷提高鋼鐵材料的強度的努力一直就沒有中斷。上世紀30年代人們就提出了材料的理論強度的概念，即若可以將材料制作成完全沒有宏觀缺陷及微觀缺陷的理想晶體，由原子結合模型可推導出，其理論斷裂強度應可達到其正彈性模量E的五分之一至十五分之一；而理論切變強度應可達到其切變彈性模量G的六分之一至十分之一。對鋼鐵材料而言，其室溫正彈性模量E

6、為208200MPa，切變彈性模量G為80650MPa，則其理論斷裂強度TS應為13900-41600MPa，理論切變強度應為8100-13400 MPa，即理論屈服強度YS應為16200-26700 MPa。研制開發(fā)接近理論強度的無缺陷材料的工作在上世紀50-60年代以來得到了廣泛的重視和關注，低維材料如超細粉體（零維材料）、薄膜（一維材料）、纖維（二維材料）中已可基本消除各種顯微缺陷從而得到接近于理想的晶體材料，所研制出的金屬晶須和極細直徑的硅纖維材料的強度相當接近于理論強度，如直徑接近1m的鐵晶須的斷裂強度最高已達到14000MPa。然而，低維材料作為結構材料使用受到了生產(chǎn)規(guī)模和生產(chǎn)成本

7、方面的極大限制，例如，要獲得直徑為10mm的鋼絲，就需要1億根直徑為1m的鐵晶須編織起來，其生產(chǎn)規(guī)模根本不可能達到對結構材料所要求的年產(chǎn)百萬噸以上的產(chǎn)量，而晶須的生產(chǎn)成本和編織工藝成本比常規(guī)鋼絲的生產(chǎn)成本高上萬倍也是工業(yè)結構材料應用根本無法承受的。根據(jù)熱力學第二定律即熵增加定律，宏觀尺寸（mm以上）的晶體材料中空位及溶質原子等點缺陷的存在是不可避免的。而對于三維尺寸均為宏觀尺寸（mm以上）的結構材料而言，要完全消除諸如位錯、晶界、第二相及夾雜物等缺陷從熱力學考慮是可能的，但其工藝技術相當復雜且生產(chǎn)成本極為昂貴因而在工業(yè)生產(chǎn)中幾乎不可能實現(xiàn)。例如，在半導體材料研制開發(fā)時可以獲得位錯密度為1001

8、/mm2的超低位錯密度材料，但這對結構材料而言其生產(chǎn)成本是無法接受的；在大單晶材料研制開發(fā)時可得到尺寸為數(shù)百mm而基本不存在晶界的大單晶，但目前只能用于電子材料或其他功能材料，其生產(chǎn)成本比通常的結構材料高千倍以上。另一方面，經(jīng)過眾多材料科學家半個世紀的深入研究，提出了以位錯運動為核心的塑性變形理論和以微裂紋形成與擴展為核心的斷裂力學理論，由此得到了以阻止顯微缺陷的運動或擴展為基礎的新的材料強化理論顯微缺陷（Micro-defect structures）強化理論。與理想晶體理論盡量消除顯微缺陷正好相反，新的材料強化理論的基本思路是在材料中大量“制造”顯微缺陷并使之合理分布，利用這些顯微缺陷與位

9、錯或微裂紋的相互作用有效阻止材料中不可避免地存在的位錯的運動或微裂紋的擴展，從而使材料強化。材料中的顯微缺陷可根據(jù)其三維尺寸的大小而分為四類：三維尺寸均在原子數(shù)量級的零維缺陷點缺陷，如空位（vacancies）、填隙原子（interstitial atoms）、置換固溶原子（substitutional solutes）、間隙固溶原子（interstitial solutes）及它們之間的組合；兩維尺寸在原子數(shù)量級而一維尺寸在亞微米或以上的一維缺陷線缺陷，主要是位錯（dislocations）；一維尺寸在原子數(shù)量級而兩維尺寸在亞微米或以上的兩維缺陷面缺陷，如晶界（grain boundarie

10、s）、孿晶界（twinning boundaries）、相界（interphase boundaries）、反相疇界（antiphase boundaries）、堆垛層錯（stacking faults）、表面（surfaces）；三維尺寸均在亞微米或以上的三維缺陷體缺陷，如各種第二相（second-phase particles）、夾雜物（inclusions）、微孔洞（voids）。由于位錯的大量增殖和運動是材料發(fā)生塑性變形的最主要的方式，而位錯的聚集合并及其與其他顯微缺陷的相互作用是材料中產(chǎn)生微裂紋及微裂紋擴展的重要原因，因而位錯對材料的強度和韌性起著決定性的作用，研究位錯的產(chǎn)生、增殖、

11、湮沒、運動（滑移和攀移）、聚集（塞積、規(guī)則排列如形成小角度晶界）、分解（形成堆垛層錯）、合并（形成微裂紋）以及與其他顯微缺陷的相互作用就成為材料強韌化理論及工藝技術研究與開發(fā)最重要的方向。材料中的各種顯微缺陷與位錯的相互作用及相應的強化方式見圖1-2。位錯空位、固溶原子位 錯晶界、相界第二相、夾雜物空位強化及固溶強化位錯強化細晶強化第二相強化圖1-2 材料中顯微缺陷與位錯的相互作用及相應的強化方式大量研究結果表明，顯微缺陷強化的效果均隨各種顯微缺陷的量的增加而增大，這就意味著要想大幅度提高材料的強度，就必須在材料中大量地“制造”顯微缺陷，以缺陷制缺陷。目前通過各種顯微缺陷強化已可使鋼鐵材料的強

12、度達到5000MPa以上，而進一步提高強度至接近理想晶體理論強度的工作正在進行。圖1-3表示出這種發(fā)展的進程。圖1-3 鋼鐵材料的強度的發(fā)展1.2 鋼鐵材料的各種顯微缺陷強化方式材料的強度與溫度之間存在一定的關系，在0.6Tm（Tm為基體晶體的熔點，絕對溫度）溫度以下，材料發(fā)生塑性變形的主要機制是位錯的滑移；在0.6Tm溫度以上，各種蠕變機制將產(chǎn)生重要的作用。絕大多數(shù)鋼鐵結構材料的主要使用溫度均在0.6Tm溫度以下，因而位錯的大規(guī)?；剖瞧渥冃文酥翑嗔咽У闹饕獧C制，通過各種方式阻礙位錯的滑移就成為提高材料強度的主要措施。根據(jù)鋼鐵材料中位錯與其他顯微缺陷之間的相互作用機制，深入研究各種顯微缺陷

13、阻礙位錯滑移的本質，可以得到鋼鐵材料的各種本質強化方式。位錯與顯微缺陷的相互作用可分為短程作用和長程作用。短程作用受熱激活支配，其強化作用顯示出強烈的溫度關系，隨溫度的升高強化作用降低；長程作用對溫度不敏感，一直到0.6Tm均可造成有效的強化。為了得到有效的強化效果，必須特別重視和采用長程作用強化機制。1.2.1 位錯運動的點陣阻力（P-N Stress）R.Peierls和相繼考慮了晶體點陣的周期性對位錯中心區(qū)原子結構的影響，建立了位錯的點陣模型，從而推導出位錯運動的點陣阻力，即P-N力P： （1-1）式中，G、分別為晶體的切變彈性模量和泊松比， b為位錯柏矢量絕對值。為位錯半寬度： （1-

14、2）式中d為位錯滑移面間距。由P-N模型可知，位錯寬度增加將使P-N力降低，因而刃位錯較螺位錯的P-N力低而更容易滑移；位錯柏矢量絕對值減小及位錯滑移面間距的增大將使P-N力降低，因而位錯總是在密排面上沿密排方向滑移；由于面心立方點陣和密排六方點陣的晶體較體心立方點陣的晶體在密排面上的原子排列更緊密，因而面心立方點陣和密排六方點陣的晶體的P-N力較低而體心立方點陣的晶體的P-N力較高。對體心立方點陣結構的純鐵而言，室溫切變彈性模量G約為80650MPa，泊松比約為0.291，點陣常數(shù)a為0.286645nm，滑移位錯的110滑移面間距為，柏矢量絕對值為，由此可計算出鋼鐵材料中位錯運動的點陣阻力

15、P約為163MPa。考慮到位錯扭折可使位錯線局部不斷地連續(xù)翻越P-N勢壘，則點陣阻力還將進一步減小。通過相應的實驗可測定出不同晶體中位錯運動的點陣阻力，結果見表1-1。表1-1 一些金屬晶體在室溫的P實驗測定值（MPa）金屬AlCuAgAuNiFeMgZnCdSnBiP1.81.0由Schmid位向因子可將晶體中位錯滑移的點陣阻力由切應力P轉換為正應力YSP： （1-3）式中和分別為正應力方向與滑移方向和滑移面法向的夾角，為Schmid位向因子，對不容易發(fā)生交滑移的面心立方晶體約為3.1，而對滑移系很多的體心立方特別是-鐵，相當接近于2。

16、由此可得純鐵室溫下的YSP約為57MPa，而大量的文獻資料中也經(jīng)常采用53MPa。由表1-1的數(shù)據(jù)可看出，各種金屬材料中位錯運動的點陣阻力（P-N 力）亦即未采用各種顯微缺陷強化方式強化的基本純凈的金屬材料的強度是相當?shù)偷?，大致?0-3-10-4G的數(shù)量級，比理想晶體理論強度低2-3個數(shù)量級，因而提高材料強度的發(fā)展空間十分巨大。1.2.2 固溶強化（Solute Strengthening）固溶強化是人們最早研究的強化方式之一，C原子的間隙固溶強化是鋼鐵材料中最經(jīng)濟而最有效的強化方式，大部分結構鋼通過淬火-低溫回火的熱處理方法獲得高強度和高硬度，其本質的強化方式主要是C原子的間隙固溶強化。其

17、他固溶原子的固溶強化在鋼中也得到十分廣泛的應用。合金元素固溶于基體相中形成固溶體而使其強化的方式稱為固溶強化。固溶強化的主要微觀作用機制是彈性相互作用，該作用是一長程作用。溶質原子進入基體晶體點陣中，將使晶體點陣發(fā)生畸變，畸變產(chǎn)生一彈性應力場，對稱畸變產(chǎn)生的應力場僅包含正應力分量，而非對稱畸變產(chǎn)生的應力場既有正應力分量也有切應力分量。該彈性應力場與位錯周圍的彈性應力場將發(fā)生相互作用，由于刃位錯的彈性應力場既有正應力分量也有切應力分量，而螺位錯的彈性應力場主要只有切應力分量，這就使得產(chǎn)生對稱畸變的溶質原子僅與刃位錯有較大的相互作用，而與螺位錯的相互作用甚小；而產(chǎn)生非對稱畸變的溶質原子與刃位錯和螺

18、位錯均有較大的相互作用。彈性相互作用的一個重要結果是產(chǎn)生氣團，即為了減小系統(tǒng)的相互作用能，溶質原子將移向位錯線附近，小于基體原子的置換溶質原子傾向于移向刃位錯線附近的受壓位置，而大于基體原子的置換溶質原子和間隙溶質原子傾向于移向刃位錯線附近的受張位置，由此形成Cottrell氣團；而非對稱畸變的間隙溶質原子與螺位錯的切應力場的相互作用使其移動到應變能較低的間隙位置產(chǎn)生間隙固溶原子的局部有序化分布則形成Snoek氣團。一旦溶質原子在位錯周圍形成穩(wěn)定的氣團后，該位錯要運動就必須首先掙脫氣團的釘扎（非均勻強化），同時還要克服溶質原子的摩擦阻力（均勻強化），由此使材料的強度提高。溶質原子與位錯間還會產(chǎn)

19、生模量相互作用、電相互作用、層錯相互作用（形成Suzuki氣團）和有序化相互作用（包括短程有序和長程有序），這些作用也都將導致位錯運動的阻力增大從而使材料強化。此外，溶質原子之間的相互作用也對固溶強化有一定貢獻。在體心立方點陣的基體晶體（如大多數(shù)鋼鐵材料）中，彈性相互作用（釘扎作用）是固溶強化的主要方式。固溶強化作用的大小顯然與溶質原子的量有關，相關的理論研究結果表明，可根據(jù)溶質原子固溶后引發(fā)的點陣畸變的對稱性將溶質原子區(qū)分為強固溶強化（快速強化）元素和弱固溶強化（逐步強化）元素。引發(fā)基體點陣非對稱性畸變的溶質元素被稱為強固溶強化元素，反之則為弱固溶強化元素。強固溶強化元素的固溶強化效果比弱固

20、溶強化元素的固溶強化效果大兩個數(shù)量級左右。鋼鐵材料中的固溶C、N原子屬于強固溶強化元素，而絕大多數(shù)置換固溶元素屬于弱固溶強化元素，個別特殊的元素如B、P、Si固溶后會產(chǎn)生一定程度的非對稱畸變而處于其間。強固溶強化元素的固溶強化效果大致正比于固溶原子量的二分之一次方，而弱固溶強化元素的固溶強化效果大致正比于固溶原子量的一次方。由此可得強固溶強化元素的固溶強化強度增量的計算式為： （1-4）弱固溶強化元素的固溶強化強度增量的計算式為： （1-5）式中C、M為處于固溶態(tài)的C、M元素的重量百分數(shù)，kC、kM為比例系數(shù)。為了估算的方便，通常也可認為在一定的化學成分范圍內強固溶強化元素的固溶強化效果正比于

21、固溶原子量，即固溶強化強度增量可統(tǒng)一由式（1-5）估算。相應的比例系數(shù)即每1%質量分數(shù)固溶元素在鐵素體中產(chǎn)生的屈服強度增量kM可通過大量的實驗統(tǒng)計測定，常用的強化作用系數(shù)值見表1-2。表1-2 每1%質量分數(shù)固溶元素在鐵素體中產(chǎn)生的屈服強度增量kM（MPa）C（固溶量小于0.2%）N（固溶量小于0.2%）PSiTiCuMnMoVCrNiSn備注247829670833113354.28332291883376775940843343703750350863950224570457067.684803832113-3004685000500068084383211-303351974570457

22、047083803837113-300113推薦值ALLOY MASS，%YIELD STRENGTH INCREMENT, MPa圖1-4 鋼鐵材料中固溶強化強度增量與固溶原子量的大致變化關系需要指出的是，間隙固溶原子的強化效果實際上是正比于固溶量的二分之一次方的，僅在一定的化學成分范圍內（低碳范圍內）可近似視為線性關系，因而不能將上表的強化作用系數(shù)無限制外推，對中高碳鋼仍需采用二分之一次方關系。例如，根據(jù)上表的強化作用系數(shù)可計算出在碳含量為0.2%的鋼中若C全部處于間隙固溶態(tài)可使強度提高約914MPa；但碳含量為0.8%的鋼中即使C全部處于間隙固溶態(tài)也只能使強度提高約1828MPa而不是3

23、656MPa（固溶原子量升高為4倍，強度僅升高至2倍而非4倍）。由表1-2可看出，間隙固溶強化是相當有效的強化方式，在鋼鐵材料中C的間隙固溶強化還是成本相當?shù)土膹娀绞?，因而在機械結構鋼中獲得廣泛應用（淬火回火狀態(tài)下C的間隙過飽和固溶度可達到0.5-0.6%）。但由于固溶量的限制（727最大平衡固溶度僅為0.0218%，室溫下平衡固溶度則為10-10以下），特別是對鋼材塑韌性和可焊性存在較大的損害作用，因而在普碳鋼和普低鋼中很少采用C的間隙固溶強化。相對而言，置換固溶強化的強化效果較弱，添加1%的合金元素并使之處于固溶態(tài)可提供的強度增量一般僅為數(shù)十MPa，因而置換固溶強化的相對成本將比較高；

24、而強化效果較大一點的元素如P、Sn對鋼材的韌性的危害性均較大而通常被視為雜質元素。對于在鋼中僅以固溶狀態(tài)存在的元素而言，M就等于該元素在鋼中的含量M；而對于既可以固溶狀態(tài)存在也可以第二相狀態(tài)存在的元素而言，則必須根據(jù)其熱歷史和不同溫度下的平衡溶解度對固溶量M和處于第二相中的量（M-M）進行理論計算或通過相應的實驗確定。而固溶強化增量僅與固溶量M有關。1.2.3 位錯強化（Dislocation Strengthening）滑移位錯運動時，鄰近的其他位錯將與之產(chǎn)生各種交互作用，使其運動受阻從而產(chǎn)生強化，這種強化方式稱為位錯強化。材料受力后發(fā)生塑性變形從而使流變應力提高的現(xiàn)象就源自于位錯強化；低碳

25、馬氏體鋼的馬氏體相變過程中產(chǎn)生的大量相變位錯是其強化的主要機制（因而低碳馬氏體也被稱之為位錯馬氏體）；而通過劇烈的加工變形特別是冷加工變形在金屬晶體中產(chǎn)生大量的位錯可顯著提高材料的強度。目前在冷拉鋼絲的工業(yè)生產(chǎn)中最高可使位錯密度達到5×1010/mm2，由位錯強化提供的強度增量高達4500MPa，使得鋼絲的強度突破了5000MPa。因此，位錯強化是鋼鐵材料中目前最有效的強化方式。在鋼鐵材料中產(chǎn)生大量位錯的工藝技術措施主要有塑性變形和固態(tài)相變，由此得到的位錯強化工藝技術包括形變強化（加工硬化）、低碳馬氏體相變強化、Ausforming形變熱處理強化、表面形變強化（拋丸、碾壓）等。金屬晶

26、體發(fā)生塑性變形時，在外加應力的作用下，F(xiàn)rank-Read位錯源開動，易于運動的大量刃位錯首先滑移，產(chǎn)生屈服現(xiàn)象（當存在間隙固溶原子釘扎刃位錯時，解釘后才能發(fā)生刃位錯的大量滑移，由此產(chǎn)生非均勻屈服）；此后，繼續(xù)增大應力，不易運動的螺位錯以多重交滑移的機制增殖，增殖速率大于刃位錯的Frank-Read機制，使螺位錯的密度迅速提高，大量螺位錯的交滑移造成了材料的流變。鋼鐵材料在室溫附近變形時，形變量小于1%時，位錯線基本是平直的；形變量大于1%以后，交滑移普遍發(fā)生，運動位錯與其他位錯交截時產(chǎn)生割階（jog）使得位錯彎曲，運動被阻止的位錯開始相互連接形成位錯纏結（tangle）和位錯鎖（Lomer

27、lock或Lomer-Cottroll lock）或產(chǎn)生塞積（pile up）；形變量達到3.5%時，胞狀結構（Cell structure）明顯產(chǎn)生；形變量達到9%時，大部分晶粒內充滿了胞狀結構。胞壁為相互纏結的位錯，胞間位向差約為3.5º，胞尺寸隨變形量增大而逐步減小，至1.5m后基本保持穩(wěn)定。流變過程中，可動位錯在運動中將受到不可動位錯（纏結的、鎖住的、塞積的）的阻礙，相互垂直的兩條螺位錯交截產(chǎn)生的刃形割階將被迫發(fā)生攀移（攀移運動將涉及原子的遷移因而是一種非保守運動），由此使得位錯難于繼續(xù)運動而產(chǎn)生位錯強化。已經(jīng)提出了很多重要的理論來解釋位錯強化的機制，其中最常用的理論包括林位

28、錯理論（Forest dislocation）即長程應力場理論、纏結位錯網(wǎng)長度理論（Mesh length）、位錯塞積理論（Pile-up 、Pile-up ）、位錯交截理論（Intersection）、割階理論（Jog）等，這些理論均得到如下形式的位錯強化增量YSD的計算式： （1-6）式中為位錯密度，為比例系數(shù)，根據(jù)相應的理論推導結果和大量的實驗結果，面心立方晶體的大致在0.2左右，而體心立方晶體的大致在之間。對大多數(shù)鋼鐵材料，其數(shù)值大約為0.5。將鋼鐵材料的相關數(shù)據(jù)代入可得，退火態(tài)鋼鐵材料中位錯密度大致在105-106/mm2的數(shù)量級，由位錯強化提供的強度增量大致為6.4-20.3 MP

29、a；正火態(tài)鋼鐵材料中位錯密度大致在107/mm2的數(shù)量級，由位錯強化提供的強度增量大致為64MPa；低碳位錯馬氏體中或表面冷變形強化的鋼鐵材料中位錯密度大致在108-109/mm2的數(shù)量級，由位錯強化提供的強度增量大致為203-641MPa；劇烈冷加工態(tài)鋼鐵材料中位錯密度最高可達5×1010/mm2，由位錯強化提供的強度增量將高達4529MPa。由此可看出，位錯強化是鋼鐵材料中最有效的強化方式；而由于獲得較高位錯密度的生產(chǎn)工藝技術方法眾多且經(jīng)濟可行，因而位錯強化又是較為經(jīng)濟的強化方式。目前以顯微缺陷方式強化的最高強度的鋼鐵材料主要是通過位錯強化得到的。在估算材料的位錯強化強度增量的過

30、程中，一個非常突出的問題是至今尚沒有較為準確可靠的方法對位錯密度進行測定或估算，這是目前需要重點研究和解決的重要問題。塑性形變過程中較為容易測定的是塑性變形量，為此，人們一直試圖建立應變量與位錯密度之間的關系。早期的工作得到位錯密度正比于應變量，且相同應變量下細晶材料中可得到更高的位錯密度。但后來發(fā)現(xiàn)，隨應變量的增大，位錯密度的增加將不再保持線性。為此，人們深入研究了材料的應力-應變曲線的流變硬化階段，提出了相應的擬合表達式，目前較為廣泛采用的較為簡單的是Hollomon關系式： （1-7）式中為真應變，K為強度系數(shù)（或形變硬化系數(shù)），n為形變強化指數(shù)（或稱加工硬化速率）。由式（1-6）與（1

31、-7），可得位錯密度與應變量之間的關系式： （1-8）形變強化指數(shù)n與金屬材料的層錯能有關，低層錯能的材料具有高的n值。對面心立方金屬而言，由于層錯能較低，因而n值較高，如退火純銅的n值為0.443；而對于層錯能較高易于發(fā)生交滑移的體心立方金屬而言，n值相對較低，如退火純鐵的n值為0.237。由此，對面心立方金屬，位錯密度與應變量的關系可相當接近于線性正比關系；而對體心立方的鐵來說，位錯密度近似正比于應變量的二分之一次方。在很多情況下可由式（1-8）估算鋼鐵材料經(jīng)的均勻塑性變形后的位錯密度。1.2.4 細晶強化（Grain Boundary Strengthening）通過細化晶粒使晶界所占比

32、例增高而阻礙位錯滑移產(chǎn)生強化的方式稱為細晶強化。細晶強化是各種強化機制中唯一使材料強化的同時并使之韌化的最為有利于鋼鐵材料強韌化的方式，從上世紀40年代開始就受到人們的廣泛重視，而近年來在超細晶粒鋼的研究過程中已研制開發(fā)出多種使鋼鐵材料晶粒尺寸細化或超細化的工藝技術并在工業(yè)生產(chǎn)中非常迅速地廣泛應用。Hall和Petch最早獨立得到了材料強度與晶粒尺寸之間的關系式，即細晶強化強度增量YSG與晶粒尺寸的關系式： （1-9）式中D為有效晶粒尺寸，ky為比例系數(shù)。有效晶粒尺寸是指材料中對位錯的滑移運動起阻礙作用而使之產(chǎn)生位錯塞積的界面所構成的最小的晶粒的尺寸，由于亞晶界附近一般不會產(chǎn)生位錯的塞積，因而

33、就不能成為有效晶粒。對鐵素體-珠光體鋼，有效晶粒尺寸為鐵素體晶粒尺寸；對低碳馬氏體鋼，有效晶粒尺寸為板條馬氏體束的尺寸；而對高碳鋼，有效晶粒尺寸為奧氏體晶粒尺寸。根據(jù)位錯塞積模型可從理論上推導得出Hall-Petch公式。假設位錯源處于直徑為D的晶粒內部某滑移面的中心，受到切應力的驅動而連續(xù)放出位錯，該切應力的大小等于外加應力在滑移面上沿滑移方向的分量減去位錯前進時尚需克服的其他阻力0，即-0。從位錯源放出的位錯受晶界的阻礙被阻塞在晶界附近，于是在塞積長度為D/2的距離內將排列起數(shù)目為n的一串位錯。根據(jù)位錯理論，位錯塞積數(shù)目n為： （1-10）式中是近似等于2的常數(shù)，A對刃型位錯為，對螺型位錯

34、為，其中G為晶體的切變彈性模量，b為位錯柏矢量的絕對值，為晶體的泊松比。在塞積位錯群頭部將產(chǎn)生應力集中，應力大小Sl為： （1-11）式中為常數(shù)。該集中應力達到使滑移位錯對釘扎的原子氣團解釘?shù)呐R界應力SSC時，晶體將發(fā)生屈服；達到使相鄰晶粒內的位錯源開動的臨界應力SfC時，晶體將發(fā)生塑性流變；達到使鄰近某處的微裂紋開始擴展的臨界應力SCC時，晶體將發(fā)生解理斷裂；而達到微孔聚合的臨界應力SbC時，晶體將發(fā)生塑性斷裂。式（1-11）可改寫為： （1-12）引入Schmid位向因子（對體心立方的鐵，相當接近于2），可得： （1-13）這就是Hall-Petch公式，當Sl分別等于SSC、SfC、SC

35、C、SbC時，分別得到不同的強度指標與晶粒尺寸的關系，當然，相應的比例系數(shù)k也有所差別。上述理論的前提是在晶界前存在位錯塞積，但這至少對-鐵來說是有爭議的，僅在很少情況下才觀測到晶界前存在不規(guī)則的位錯塞積群，而大多數(shù)情況下均觀測到不規(guī)則的位錯纏結。此后的研究提出了各種新的機制，目前在物理概念上最為令人滿意的是“晶界位錯源發(fā)射”理論。令L是屈服時單位晶界面積上發(fā)出的位錯的總長度，由此可得相當?shù)奈诲e密度G為： （1-14）式中S、V分別是晶粒表面積和晶粒體積，系數(shù)1/2表示晶界分屬兩個晶粒。對于十四面體晶粒，S/V=6.70/D，可得： （1-15）代入式（1-6）可得： （1-16）理論估算結果

36、表明鋼鐵材料中ky的數(shù)值約為24.7MPa×mm1/2，而大量的實驗結果證實了Hall-Petch公式的正確性，根據(jù)這些實驗結果也可以得到ky的數(shù)值。結果表明，對鋼鐵材料的屈服強度而言，當應變速率范圍在6×10-4到1/s之間，晶粒尺寸在3m到數(shù)mm范圍時，鋼鐵材料中ky的數(shù)值在×mm1/2之間，低碳鋼中常采用17.4MPa×mm1/2，而較高碳含量鋼中由于間隙固溶C量的增多使得ky有所提高，故常采用22.3MPa×mm1/2。但當晶粒尺寸細化到m附近時，單位晶界面積上發(fā)出的位錯的總長度將由于相互制約而明顯減小，由此導致ky的數(shù)值明顯下降到10

37、 MPa×mm1/2以下，如表1-3鋼鐵研究總院最近的工作所示。YS，MPa晶粒尺寸D-1/2，mm-1/2圖1-5 鋼鐵材料屈服強度與晶粒尺寸的Hall-Petch關系表1-3 各個時期鋼的Hall-Petch關系研究結果年代完成人材料D，mYS0，MPaky，MPa×mm1/21955Cracknell & Petch-0.003N204.2813.7247.0417.351955Cracknell & Petch82.649.1872.5217.351956Heslop0.15C1008.1675.4616.731958Petch204.085.677

38、2.5216.731958Hull and Mogford30.869.7788.218.591960Codd-0.008N-0.005 O51.026.2575.4615.491960Conrad-0.003N-0.005 O44.442.8760.7614.871962Butler0.025C和0.12C20.664.3489.1813.941962Hahn and Cohen-0.006 O69.4417.3684.2822.311963Hutchison1008.6558.815.491963Chow & McRickard-0.0005N-0.0055 O59.178.162

39、5.4815.491966W.B.Morrison-0.0060.18Si4001.688.3218.131966R.A.Grange8650,4340,4310鋼401.6(奧氏體)20.681968E.Anderson035 O204.087.3074.4817.351972R.L.Miller0.053C-21Ni20.3386.114.81978林棟梁227210.7,132.321.561994Setsuo Takaki12.5200.3150172001董瀚，劉清友，范建文純鐵926.292.3623.05超低碳微合金鋼201.4246.109.33低碳微合金鋼101376.366

40、.98細晶強化可以取得較大的強化效果，目前在鋼鐵材料中通過低溫大塑性變形（SPD）工藝如等截面轉角擠壓（ECAP）、高壓扭轉變形（HPT）、累積疊軋（ARB）及特殊控制軋制工藝如動態(tài)再結晶控軋（DRCR）、應變誘導鐵素體相變（DIFT）最佳情況已可獲得0.5-1m的有效晶粒尺寸，由此根據(jù)式（1-9）計算將可獲得550-778 MPa的強度增量（由于晶粒超細化后非常細小的晶粒內部無法提供足夠數(shù)目的塞積位錯，導致ky值下降因而實際強度增量將有所減小）。然而，晶粒細化對材料的高溫強度是不利的，在等強溫度以上使用的鋼鐵材料不宜采用晶粒細化工藝。1.2.5 第二相強化（Second-phase Part

41、icles Strengthening）材料通過基體中分布有細小彌散的第二相顆粒而產(chǎn)生強化的方法稱為第二相強化或分散強化，而根據(jù)第二相形成的機理可把相應的強化工藝分為沉淀強化（通過脫溶沉淀產(chǎn)生第二相）和彌散強化（通過內氧化或粉末冶金工藝產(chǎn)生第二相）。鋼鐵材料中廣泛采用各種沉淀析出的第二相來產(chǎn)生強化作用。根據(jù)第二相顆粒與滑移位錯的交互作用機制，可得到兩種不同的強化機制：位錯繞過第二相顆粒并留下環(huán)繞顆粒的位錯環(huán)的Orowan機制；位錯切過第二相的切過機制。前者中的第二相顆粒被稱為不可變形顆粒，而后者中的第二相顆粒被稱為可變形顆粒，但這種分類并非指某一特定第二相屬于不可變形顆粒還是可變形顆粒，事實上

42、，同一種第二相在尺寸很小而與基體保持較好的共格關系時就屬于可變形顆粒，而當其尺寸增大并與基體的共格關系受到部分破壞或甚至完全破壞時就變成了不可變形顆粒。滑移位錯以切過機制通過可變形顆粒時，第二相顆粒將主要通過共格應變強化（共格應力場與位錯應力場之間的相互作用）、化學強化（位錯切過后增加的第二相與基體的滑移臺階的界面能量）、層錯強化（位錯切過第二相后使層錯寬度變化）、模量強化（模量不同導致位錯能量變化）、有序化強化（反相疇界能量）等方式阻礙滑移位錯的運動而產(chǎn)生強化作用，其強度增量YSPC與第二相的體積分數(shù)f和顆粒尺寸d之間存在下述關系： （1-17）滑移位錯以Orowan機制繞過不可變形顆粒時，

43、由于位錯弓出彎曲將增大位錯的線張力，因而需要更大的外加應力才能使位錯越過第二相顆粒而繼續(xù)滑移，由此導致材料的強化，其強度增量YSPO與第二相的體積分數(shù)f和顆粒尺寸d之間大致的關系如下： （1-18）由此可見，第二相強化的效果與第二相的體積分數(shù)的二分之一次方成正比，增大第二相的體積分數(shù)將提高強化作用，但當?shù)诙嗟捏w積分數(shù)較大時繼續(xù)提高體積分數(shù)所導致的強化作用將逐步減弱，因而必須綜合考慮性能需求與生產(chǎn)成本而確定合適的體積分數(shù)。各種鋼鐵材料中不同種類的第二相的體積分數(shù)的變化范圍很大，微合金鋼中碳氮化鈮的體積分數(shù)在0.02%時即可產(chǎn)生一定程度的強化作用，而高碳鋼或高合金鋼中的滲碳體或各種合金碳化物的體

44、積分數(shù)可高達20-30%。第二相的體積分數(shù)可通過物理化學相分析方法準確測定，而采用金相顯微鏡或電子顯微鏡圖象分析方法也可較為準確地測定。通過鋼材化學成分設計、固溶溫度和沉淀溫度的合理選擇可獲得需要的第二相的體積分數(shù)。此外，由式（1-17）、（1-18）還可看出，第二相強化的效果在切過機制起作用時與第二相顆粒的尺寸的二分之一次方成正比，顆粒尺寸越大，強化效果越大；而在Orowan機制起作用時大致與第二相顆粒的尺寸成反比，顆粒尺寸越小，強化效果越大。由此，就存在一臨界轉換尺寸dC，在此尺寸時第二相強化機制在Orowan機制和切過機制之間將發(fā)生轉換，且在此尺寸附近可獲得最大的第二相強化效果。如圖1-

45、6所示。圖1-5 鋼鐵材料屈服強度與第二相尺寸的關系由于鋼鐵材料中絕大部分情況下第二相的尺寸均大于臨界轉換尺寸，因而其強化機制主要是Orowan機制，這時細化第二相顆粒的尺寸對強化效果提高的作用十分顯著，尺寸細化一個數(shù)量級的作用大致相當于提高體積分數(shù)兩個數(shù)量級的作用。鋼鐵材料第二相強化的主要發(fā)展方向是有效細化第二相顆粒尺寸。第二相的尺寸可采用金相顯微鏡或電子顯微鏡圖象分析方法測定，也可采用X射線小角度衍射的方法測定，各種粉體粒度測定設備則可用于測定經(jīng)電解萃取分離出的第二相顆粒的尺寸，超微細的第二相顆粒的尺寸測定則需要特殊的精密設備儀器。通過鋼材化學成分優(yōu)化設計、固溶溫度和沉淀溫度及時間的合理選

46、擇、應變誘導沉淀、大變形破碎等工藝技術可有效細化第二相尺寸。在微合金化低碳鋼中，通過體積分數(shù)為0.1-0.2%平均尺寸為2-5nm的微合金碳氮化物的沉淀強化可提供200-400MPa的強度增量，使其強度成倍提高。高合金鋼中高溫回火產(chǎn)生的二次硬化現(xiàn)象的主要強化效果也是由各種合金碳化物的沉淀析出所造成的。第二相強化目前已經(jīng)是鋼鐵材料中重要的強化方式，隨著人們對第二相的尺寸的控制理論和實際工藝技術的逐步深化和發(fā)展，將有可能使目前廣泛使用的第二相的尺寸進一步明顯細化從而使其強化效果非常大幅度地提高，因此，第二相強化將是未來鋼鐵材料強度發(fā)展的最有潛力的發(fā)展方向之一。1.2.6 各種強化方式強化效果的疊加單一強化方式所產(chǎn)生的強化效果在很大程度上是有限制的，或者在強化效果達到一定程度后將具有飽和性。例如，固溶強化將受到溶質原子在基體中的平衡固溶度的限制；細晶強化在晶粒尺寸細化到3m以下時YSG與D-1/2的關系將可能偏低于直線而使強化效果減弱，而當晶粒尺寸細化到0.5m以下時強度的增加將很微弱；位錯強化在位錯密度很高時由于位錯長程應力場的相互作用限制將使單位長度位錯線的應變能降低而使強化公式中系數(shù)的值降低從而減低強化效果，且當位錯密度增大到1010/mm2以后將非常難于繼續(xù)增加；第