【正文】 鋼鐵研究總院 脆性矢量 ? 強(qiáng)度必須有足夠的韌性做保證才能充分發(fā)揮作用，但強(qiáng)度和韌性是一對(duì)矛盾，提高強(qiáng)度時(shí)一般均將使材料韌性下降。 2/1yGP?? ? DkR鋼鐵研究總院 HallPetch關(guān)系式 鋼鐵研究總院 晶粒細(xì)化強(qiáng)化效果 ? ASTM 8級(jí)晶粒度相當(dāng)于 20 μm 的晶粒尺寸，約 7 .07mm1/2 。 鋼鐵研究總院 強(qiáng)化機(jī)理 ? 屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度 ? 大多數(shù)工程構(gòu)件是不允許發(fā)生塑性變形的，故多采用屈服強(qiáng)度作為設(shè)計(jì)標(biāo)準(zhǔn) ? 屈服的本質(zhì)是位錯(cuò)大規(guī)?；?，故提高材料屈服強(qiáng)度的關(guān)鍵在于如何阻止位錯(cuò)滑移 ? 位錯(cuò)與晶體顯微缺陷之間的相互作用是提高材料屈服強(qiáng)度的根本機(jī)理 鋼鐵研究總院 組織 性能關(guān)系 材料成分 加工工藝 顯微缺陷組織 性能 組織性能關(guān)系 合金化 原理 工藝學(xué) 材料學(xué) 性能學(xué) 金屬學(xué) 分析測(cè)試技術(shù) 性能測(cè)定 鋼鐵研究總院 組織性能關(guān)系（強(qiáng)韌化原理） ? 位錯(cuò)與各種顯微缺陷組織的相互作用 －間隙固溶原子 －置換固溶原子 －林位錯(cuò) －晶界 －第二相 ? 相應(yīng)的強(qiáng)韌化技術(shù) －間隙固溶強(qiáng)化 －置換固溶強(qiáng)化 －位錯(cuò)強(qiáng)化 －晶粒細(xì)化強(qiáng)化 －第二相強(qiáng)化 鋼鐵研究總院 強(qiáng)韌化工藝解析 ? 馬氏體強(qiáng)化： 碳間隙固溶強(qiáng)化、孿晶界強(qiáng)化、相變位錯(cuò)強(qiáng)化，低溫回火后 ε碳化物沉淀強(qiáng)化 ? 應(yīng)變硬化： 位錯(cuò)強(qiáng)化 ? 沉淀強(qiáng)化或時(shí)效硬化： 第二相強(qiáng)化，包括碳化物、氮化物、氧化物、硼化物、硫化物及金屬間化合物 鋼鐵研究總院 強(qiáng)固溶強(qiáng)化元素的固溶強(qiáng)化強(qiáng)度增量 ? 碳含量變動(dòng)較小時(shí)，也可表述為： ? kC 、 kN通常取為 4570MPa(小于 ％時(shí) ) 2/1CCP ][ CKR ??P C C []R k C? ?鋼鐵研究總院 弱固溶強(qiáng)化元素的固溶強(qiáng)化強(qiáng)度增量 常見(jiàn)置換固溶元素的 強(qiáng)化作用系數(shù)值 kM（ MPa） Mn,37。反常晶粒長(zhǎng)大時(shí)，晶粒尺寸不均勻性因子 z可達(dá)到 3甚至 9，相應(yīng)可得 A≈4/9或2/3。 鋼鐵研究總院 形變帶 ? 晶體在變形過(guò)程中發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)時(shí)，可能在某些取向或某種應(yīng)力狀態(tài)下，使晶粒由單一取向分離為具有兩種互補(bǔ)取向的局部區(qū)域，該區(qū)域稱為形變帶 ? 形變帶是一種不均勻的塑性形變，其中往往具有高密度的位錯(cuò)，甚至形成大角度晶界 ? 形變帶可作為新相形核的位置，故在考慮晶界非均勻形核時(shí)往往將其計(jì)入有效晶界面積內(nèi) 鋼鐵研究總院 回復(fù)與再結(jié)晶 ? 經(jīng)形變后的金屬存在變形儲(chǔ)能，使系統(tǒng)能量升高。當(dāng)位錯(cuò)受力運(yùn)動(dòng)時(shí)，必須掙脫間隙固溶原子的釘扎。 實(shí)際生產(chǎn)中主要以非均勻形核（依附模壁）開(kāi)始，心部則以均勻形核為主完成 *SL e xp( ) e xp( )GQI n p nk T k T??? ? ?鋼鐵研究總院 凝固 ? 形核 非 均勻形核依附模壁形成球冠形核心，形核時(shí)系統(tǒng)自由能變化為： 臨界核心尺寸為： 臨界形核功為： θ為浸潤(rùn)角，若 θ=0，完全浸潤(rùn)，臨界形核功為零，無(wú)需形核就可長(zhǎng)大，稱為外延生長(zhǎng)；若 θ=2π，完全不浸潤(rùn)，臨界形核功與均勻形核相同；若 θ=π/6，f(θ)=； θ=π/2， f(θ)=。 NrT曲線計(jì)算應(yīng)引起足夠的重視 2/1sf2/1f )( ttDR ?? ? nIR 21f??鋼鐵研究總院 相變動(dòng)力學(xué) 相關(guān)參量的估算 相變相關(guān)參量的估算 ? 相變有效開(kāi)始時(shí)間 ，從而來(lái)大致估算相變完成時(shí)新相的平均尺寸。 – 熱激活長(zhǎng)大 基本無(wú)化學(xué)成分變化的相變，當(dāng)界面的推移是由單個(gè)原子獨(dú)立地跨越界面而進(jìn)行 ,新相晶核的長(zhǎng)大速度 u小，對(duì)溫度敏感，可表示為 : )]e x p (1)[e x p ( akTGkTQu ???? ??鋼鐵研究總院 核心的長(zhǎng)大 1. 相變過(guò)冷度很小時(shí)，新相晶核長(zhǎng)大速率隨溫度降低而減小， 可表示為： 2. 相變過(guò)冷度很大時(shí)，新相晶核長(zhǎng)大速率隨溫度降低迅速減小，可表示為 )( akTGDu ??? ?e x p ( )QDu kT?? ?? ? ?鋼鐵研究總院 核心的長(zhǎng)大 ? 對(duì)于非共格界面，原子跨越相界的激活能大致等于晶界擴(kuò)散激活能；而對(duì)于共格或半共格界面，則大致等于原子在母相中的晶內(nèi)擴(kuò)散激活能；因此，非共格界面結(jié)合時(shí)新相晶核的長(zhǎng)大速度明顯大于共格或半共格界面結(jié)合的新相晶核的長(zhǎng)大速度。 單個(gè)空位能量小，僅對(duì)臨界核心尺寸很小（小于 ）的相變?nèi)绺呋瘜W(xué)穩(wěn)定性的第二相的沉淀析出相變才可能具有一定作用。因此，化學(xué)穩(wěn)定性很高的第二相析出時(shí)才有可能以均勻形核的方式進(jìn)行，其他相變則主要為非均勻形核方式。 ? 晶體缺陷 固態(tài)晶體中存在晶界、亞晶界、位錯(cuò)、相界等各種晶體缺陷，固態(tài)相變一般在缺陷處優(yōu)先形核。也被稱為不連續(xù)相變 無(wú)核相變 無(wú)核相變不存在形核階段。即： ?? ?? ? PP )()(TT ????? ?? ??TT )()( PP ????? ?? ??P22P22)()(TT ????? ?? ??T22T22)()(PP ????? ?? ??PTPT ??????? ?? ?? 22鋼鐵研究總院 按熱力學(xué)劃分相變： 二級(jí)相變 TCTHTTSTPPPP22)(1)()( ???????????? ?VKPVVVPVP?????????TTT22)()()( ??? VTVVVTVPT ?????????? TP2)()(已知條件： 鋼鐵研究總院 按熱力學(xué)劃分相變： 二級(jí)相變 二級(jí)相變特點(diǎn) 無(wú)相變潛熱和體積的突變，但材料的比熱 CP、壓縮系數(shù) K、膨脹系數(shù) λ會(huì)發(fā)生不連續(xù)的突變。 固態(tài)相變表現(xiàn)為晶體結(jié)構(gòu)、化學(xué)成分、表面能、應(yīng)變能或者界面能中的一種或者幾種發(fā)生變化 。 Steel Research Institute 六、相變 Transformation 鋼鐵研究總院 相變概述 ? 相 系統(tǒng)內(nèi)物理性質(zhì)均勻的部分，與其他部分之間有分界面隔開(kāi)。 ? 材料的凝固、熔化、升華、固態(tài)多形性相變等均屬于一級(jí)相變。 由于動(dòng)力學(xué)方面的原因，實(shí)際相變均很難完全達(dá)到平衡，即實(shí)際相變?cè)趪?yán)格意義上均為非平衡相變，但通常僅將得到不符合平衡狀態(tài)圖所示組織的相變歸類為非平衡相變 鋼鐵研究總院 按平衡狀態(tài)劃分相變 ?平衡相變或近平衡相變 平衡固態(tài)多形性相變 平衡溶解和平衡沉淀析出 共析相變和逆共析相變 調(diào)幅分解 有序化轉(zhuǎn)變 ?非平衡相變 包晶及包析相變 偽共析相變 馬氏體相變 貝氏體相變 非平衡沉淀析出 鋼鐵研究總院 按原子遷移方式劃分： 擴(kuò)散與非擴(kuò)散相變 ? 根據(jù)原子遷移方式分類 擴(kuò)散型相變 相變過(guò)程中需要有原子擴(kuò)散運(yùn)動(dòng)，故相變速率受原子擴(kuò)散速度控制；新相與母相的化學(xué)成分往往不相同；只有因新相和母相的比容不同而引起的體積變化，而沒(méi)有宏觀形狀的改變。 相變時(shí)界面能和彈性應(yīng)變能均為阻礙相變發(fā)生的因素，但前者是體積能，后者是面積能。 鋼鐵研究總院 過(guò)渡相形成的熱力學(xué) 自由能 G 母相狀態(tài) GP 固態(tài)相變勢(shì)壘與過(guò)渡相的產(chǎn)生 狀態(tài) 過(guò)渡相狀態(tài) 穩(wěn)定新相狀態(tài) GS ΔG*S ΔG*M ΔGP→S ΔGP→M 母相 P 過(guò)渡相 M 穩(wěn)定新相 S GM 鋼鐵研究總院 新相的形核理論 ：均勻形核 ? 均勻形核的動(dòng)力學(xué) ???? 2EV3V3 6161 dGdGdG ??????EVV* 4GGd ??????2EVV3*)(316GGG????? ??相變自由能變化 ΔG： 新相臨界核心尺寸 d*： 臨界形核功 ΔG*： **V**2e x p ( ) e x p ( )e x p ( )GQI n a pk T k TGQKdkT??? ? ???? ? ? ?均勻形核率 I： 鋼鐵研究總院 均勻形核 +0? Gdd *? d 2?? d 3( ? GV+ ? GEV)/6? G*? G形核功 ΔG隨球形新相核胚尺寸 d的變化 鋼鐵研究總院 鋼鐵材料中典型固態(tài)相變的臨界核心尺寸和臨界形核功 相變類型 ΔGM，J/mol ΔGV， J/m3 d*， nm ΔG*， J M(CN)相析出 104~105 109~1010 ~2 2 1018~2 1020 中等化學(xué)穩(wěn)定性的第二相的析出 103~104 108~109 2~20 2 1016~2 1018 較低化學(xué)穩(wěn)定性的第二相的析出 500~103 5 107~108 20~40 2 1016~8 1016 γ→α 相變 50~500 5 106~5 107 40~400 8 1016~8 1014 再結(jié)晶相變 20~50 2 106~5 106 400~1000 8 1014~5 1013 鋼鐵研究總院 鋼鐵材料中典型固態(tài)相變的臨界核心尺寸和臨界形核功 ? 臨界形核功與 kT 或 Q在相近的數(shù)量級(jí)時(shí)，才可能發(fā)生均勻形核。 晶界非均勻形核率的表達(dá)式為： IkTkTGALkTGAkTQLpanIiiiii??????????)ex p (])1(ex p [)()ex p ()ex p ()(g**g*V???鋼鐵研究總院 晶界面形核 新相 θ σ σ σ B 母相 晶界面形核示意圖 母相晶界 )co sco s32(21 31 ?? ???A ??? B21c o s ??0. 0 0. 5 1. 0 1. 5 2. 01E41E30. 010. 11A1?B/ ?晶界面形核與均勻形核的臨界形核功比值 A1隨 σB/σ比值的變化曲線 晶界面形核時(shí)，臨界形核功與均勻臨界形核功之比值為： 鋼鐵研究總院 界面形核 晶棱形核和晶隅形核 晶棱形核和晶隅形核時(shí)，降低臨界形核功促進(jìn)形核的作用更明顯。 )e x p (*kTG??exp( )QkT?鋼鐵研究總院 形核率隨時(shí)間的變化 ? 形核率隨時(shí)間的變化 1. 形核率達(dá)到穩(wěn)定值之前的形核率 I (t)隨時(shí)間 t的變化規(guī)律為： （ τ0為孕育期） 2. 對(duì)于相變自由能隨溶質(zhì)過(guò)飽和度變化很大時(shí)，形核率將隨時(shí)間迅速衰減為零，形核率隨時(shí)間變化的規(guī)律可表示為： （ τ1為有效形核時(shí)間） 相變過(guò)程中所形成的總的核心數(shù)目為 ： )e x p ()( 0tItI ???)e x p ()(1?tItI ???? ??? 0 11 d)e x p( ?? IttIN鋼鐵研究總院 核心的長(zhǎng)大 新相晶核形成后，就將發(fā)生晶核的長(zhǎng)大過(guò)程，且將一直持續(xù)到相變完成。 鋼鐵研究總院 相變動(dòng)力學(xué) ? JohnsonMehl動(dòng)力學(xué)方程 )3ex p (1 43 tIuX ????0. 1 1 100. 00. 20. 40. 60. 81. 0Transformation Fraction Xtim e, log ttfts典型的 JohnsonMehl相轉(zhuǎn)變量 時(shí)間曲線 鋼鐵研究總院 相變動(dòng)力學(xué) ? Avrami動(dòng)力學(xué)方程 )ex p (1 nBtX ???0. 1 1 10 1000. 00. 20. 40. 60. 81. 0Transformation Fraction Xtim e, log tn =1n =2n =3n =4不同時(shí)間指數(shù)的 Avrami