钢的强韧化机制A.ppt

由两相混合组织产生强化的原因: 1)纤维强化; 2)一个相对另一个相起阻碍塑性形变的作用,从而导致另一个相更大的塑性形变和加工硬化,直到硬相开始变形为止; 3)由于两相之间合金元素分布的不同,造成基体强度发生变化; 4)基体中围绕第二相粒子可由不同的位错增殖机制效应引入新的位错. 双相组织强化的规律 如果其中一个相的体积分量很大时,它对合金性能的作用即上升为支配地位. α+P钢屈服强度： 双相组织强化与其中一个组成相相对于位错运动的阻碍作用有关. s0- α+P中层片珠光体的层片间距。 -当铁素体的屈服强度，n=1或1/2。 如果双相组织是由两个强韧性相差悬殊的相组成,并在其中一个相形成时有较大的比容改变,则应考虑高强度相对低强度相塑性变形的约束作用,从而引起低强度相额外的加工硬化.如铁素体-马氏体双相钢。 碳化物粒子的强化作用 在回火或时效过程中间隙固溶体的碳化物沉淀，对回火组织的力学性能改变具有重要意义。 Ashby屈服强度计算式 母相屈服强度，r-粒子半径； -滑移面上沉淀粒子间距，=（NA）1/2，单位面积上碳化物粒子数。 只有当碳化物间距小于板条铁素体宽度，碳化物沉淀强化才得到充分发挥。 不可形变第二相与基体的间界面常可出现位错或位错圈的位错，造成应力集中，成为主要的裂纹源，断裂韧性降低，冷脆温度提高。图。沉淀相尺寸越大，韧性降低越明显。可变形沉淀物对韧性影响尚不清楚。 粗大第二相或群集体如珠光体和并非为强化相的夹杂物对钢的塑性和韧性的影响显著：珠光体明显提高铁素体珠光体钢的加工硬化率，降低塑性和韧性，提高冷脆温度。 合金塑性因第二相粒子体积分量的增多而成指数降低的。当杂质粒子长轴与拉伸轴平行时，增大第二相粒子长宽比，塑性略好，而短轴与拉伸轴平行时，塑性更差。图。 第二相沉淀强化引起的韧性损失低于间隙固溶强化。 沉淀强化每提高HSLA屈服强度15MPa，冷脆温度上升4℃，间隙固溶强化提高10 ℃ 不形变碳化物对冷脆温度的影响 珠光体量对加工硬化率的作用 非金属相的量及其形态和分布方式 钢中的某些夹杂物、特别是硫化物在热轧过程中可被拉长成为条状或带状而沿轧制面分布，夹杂物粒子如铝化物也可呈条状分布。这种分布方式可导致明显的各向异性。 以球状微孔为起源的韧性裂纹最难扩展。但当微孔在X方向拉长，并在Z方向压扁时，在XY平面上的Y`方向上就容易扩展。在韧性断裂过程中，通常出现脆性粒子本身的开裂，或者沿粒子与基体的相界面形成微孔，当继续塑性形变时，微孔逐步长大并聚合，引起宏观韧性断裂。因此，带状夹杂物是最有可能诱发成危险的带状的微孔的。 裂纹张开位移与夹杂物的对数长度之间具有线性变化关系，裂纹张开位移与夹杂物间距之间呈线性关系。因此，如果可以改变夹杂物的形态，如使它变细、粒化，或变脆，分布均匀而能避免偏析，即可减弱各向异性，以及降低微孔快速长大的危险性。 夹杂物形态控制 1）使夹杂物呈球状；2）降低夹杂物的可塑性 具体方法：加入某些元素，如Ca、Zr、Ti及稀土金属Ce。Ca主要作用：控制硫化物和氧化物形态，使长条状平行排列的夹杂物变为球化或粒状的； Zr、Ti及稀土金属Ce主要作用：降低可塑性，使其形变时碎化。 应用实例 析出强化钢的主要添加元素为Nb、Ti、v，组织为铁素体十珠光体，强度一般在540一780MPa，具有屈服强度高、总伸长率低、成形性不良的特点。 Nb、Ti、v ，问题：合金元素在钢中的存在方式、在奥氏体中的溶解度和溶解温度以及对强韧性的作用。 Nb、Ti、v的沉淀强化效应受热轧后冷速的控制，并非冷速越大就越好，只是在一定的冷速下才能取得最佳的沉淀强化效果。快速冷却可使沉淀过程受到抑制，而冷速小时则又出现过时效，即沉淀粒子变粗。 固溶 析出 * 夹杂物(MnS)和第二相[V(C,N)]的存在促进了晶内铁素体的形核和分布变化 b T.Maki and T.Furuhara, HSLA Steel 2005 and ISUGS 2005 Proceedings, p16-22 5细晶强化 金属的晶粒越细，单位体积金属中晶界和亚晶 界面积越大，金属的强度越高，这就是细晶强化。 晶粒大小对纯铁力学性能的影响 晶粒的平均直径d(mm) 抗拉强度?b(MPa) 延伸率?(%) 9.7 7.0 2.5 168 184 215 28.8 30.6 39.5 ◆屈服强度与晶粒直径的关系 1-Al; 2-钢；3-Ni; 4-碳钢（0.05C); 5-碳钢（0.2%C）； 6-Mo 滑移首先在取向有利的晶粒中发生→扩展到其他晶粒→终止在晶界。原因: 晶界和晶粒间取向差共同作用. 相邻晶粒取向差↑，晶界处原子排列紊乱↑，畸能↑，阻碍↑。 相邻晶