【文章內容簡介】 M，具有位錯型亞結構；而 A層錯能越高，越易于形成片狀馬氏體，具有孿晶型亞結構。第二節(jié) 鋼的強化機制 鋼的 強化 主要指 提高 其 屈服強度 。 屈服強度：使位錯開動、增殖并在金屬中傳播所需要的應力。 因此，阻礙位錯運動，就可達到強化目的?；诖?，鋼中合金元素的強化作用主要四種基本方式： 固溶強化 、 晶界強化 、 第二相強化 及 位錯強化 。通過對這四種方式單相或綜合加以運用，便可有效提高鋼的強度。一、固溶強化溶質原子溶入基體金屬中形成固溶體使金屬強化，稱 固溶強化 。固溶強化可分為： 間隙固溶強化 和 置換固溶強化 兩種。(一 )鐵素體的固溶強化 1．間隙式固溶強化間隙原子 C、 N固溶于 F晶格間隙 ， 阻礙位錯運動 ，增加鋼的塑性變形抗力，提高鋼的 屈服強度 ，達到 強化 目的。間隙原子 (碳、氮 )對強度的影響表達式：與 間隙原子性質 、 基體晶格類型 、 基體的剛度 、 溶質和溶劑原子直徑差 及 二者化學性質的差別 等因素有關。F中固溶度很小（ C最大僅 ％），效果差。常采用相變，造成過飽和固溶體（如 A→M ）間隙固溶可 顯著強化 ，但 嚴重地損害 鋼的 塑性、韌性 以及 焊接性能。原子半徑小指數(shù)關系(二 )奧氏體的固溶強化C在 面心立方晶格中 造成的 畸變呈球面對稱 ，其 間隙強化 作用屬 弱硬化 。置換式原子 在 A中的強化作用 比碳原子更小 。但置換式原子會影響 A層錯能。層錯能低，位錯易擴展，層錯和溶質原子交互作用使溶質原子偏聚在層錯附近，形成鈴木氣團，釘扎位錯造成 A強化。強化作用順序 ： 間隙式原子（ C、 N） → 置換式 F形成元素 → 置換式 A形成元素鋼中加入鎳會使屈服強度降低，這是一種 固溶軟化現(xiàn)象 。相對于 F中★ 置換式固溶強化對 F的強化作用小得多，但工程用鋼中不可忽視，因多種元素的強化作用可以壘加，總的強化效果可觀。如在低合金高強度鋼中，加入微量多種合金元素就是這個道理。間隙式溶質原子強化效果顯著，但受溶解度限制，可采用相變原理?？傊?， 影響固溶強化作用 → 錯配度 與 固溶度 。還要考慮對塑、韌性的影響 。置換固溶，晶格 畸變 多為 球面對稱 ，強化效果較間隙式小得多（約小兩個數(shù)量級），稱 弱硬化 。強度增量與溶質原子含量間關系式： 但 強度隨 CS↑而直線 ↑，且若含量低時，基本 不損害塑韌性 ，這點很重要。不同合金元素對鐵素體強化作用不同 ， 如磷、硅、錳和鉬強化作用明顯，其中硅、錳作用最大；鎳、鋁強化作用不大。多種合金元素同時存在，強化可累加。二、晶界強化晶界的存在可阻礙位錯運動，提高金屬材料屈服強度。晶粒越細，則晶界面積越大，屈服強度越高?；魻?— 配奇 (Hallpetch)公式 ： (屈服強度與晶粒大小的關系）適于一般晶體材料、亞晶等 細化晶粒還可提高金屬塑韌性（應力集中小、裂紋擴展困難），是 各種晶體材料 強韌化的理想措施之一。σ0單晶體中位錯運動的摩擦阻力；KS— 與材料本質有關而與晶粒直徑無關的參數(shù)，又稱晶界障礙強度系數(shù)。 面心立方金屬的滑移系比體心立方金屬的多，所以其 KS比體心立方金屬小。三、第二相強化第二相 強化分為 沉淀強化和彌散強化 。這兩種強化方式共同點是第二相對位錯的阻礙作用，但對位錯運動阻礙的方式不同。沉淀強化 ： 位錯 切過 第二相粒子（粒子可變形），并 與母相具有共格關系。淬火時效得 ，故稱 沉淀強化 。 基本途徑：合金化加淬火時效。 最佳沉淀相： ① 與基體共格； ② 鍵合強度高，高的派 納力與彈性模量；③ 有序相。如：在 M時效鋼中加入鈦和鉬，形成 Ni3Ti、 Ni3Mo，基本上滿足上述要求， 效果良好?；w相以外的相彌散強化 ：位錯 繞過 第二相粒子（粒子不變形），與基體 非共格 。第二相粒子 人為加入 或 淬火過時效 ，不溶入基體，故稱彌散強化。彌散強化是鋼中常見的強化機制，例如，淬火回火鋼及球化退火鋼都是利用碳化物做彌散強化相。合金元素提供彌散分布第二相粒子形成的成分條件。高溫回火為使碳化物呈細小、均勻、彌散分布，并防止碳化物聚集長大，要向鋼中加入碳化物形成元素：鈦、釩、鈮、鋯、鉬和鎢等。總之，第二相強化效果與第二相的大小、數(shù)量、分布及性能有關?！癯恋硐囿w積分數(shù)越大，強化效果越顯著；●第二相彌散度越大，強化效果越好?！癯恋韽娀葟浬娀Ч蟆Ｋ?、位錯強化(一 )位錯數(shù)量位錯密度越高，位錯運動時越易于發(fā)生相互交割，引起位錯纏結，位錯運動的障礙越大，強化作用越大。金屬中的位錯密度與變形量有關，變形量越大，位錯密度就越大，鋼的強度則顯著提高，但塑性明顯下降。 (二 )位錯組態(tài)涉及位錯的 分布 及其 性質 等。1)F鋼：層錯能較高，易于交叉滑移和形成胞狀亞結構。隨形變量增大，胞狀結構細化， σb增高。位錯胞尺寸對屈服強度的影響也符合 HallPetch型關系。但與晶界相比，位錯胞壁的障礙強度系數(shù)小得多。2)A鋼：層錯能較低，易形成層錯，加工硬化快，冷變形 σb迅速升高。一般面心立方金屬中的位錯強化效應比體心立方金屬中的大，利用位錯強化更有效。(三 )利用位錯強化的途徑 （著眼于塑性變形時使位錯增殖或分解）1)細化晶粒：通過增加晶界數(shù)量，使晶界附近因變形不協(xié)調誘發(fā)位錯，同時還可使晶粒內位錯塞積群的數(shù)量增多；2)形成第二相粒子：當位錯遇到第二相粒子時，希望位錯繞過第二相粒子而留下位錯圈，使位錯數(shù)量迅速增多；3)促進淬火效應：相變體積效應誘發(fā)位錯。五、有序化強化 有序固溶體和原固溶體晶格相同，并保持固溶體的特性，這種固溶體的原子按一定次序排列。 在二元合金中，同類原子間的結合力比較弱，異類原子間的結合力比較強時，固溶體就會產生有序化。 溶劑－溶質結合方式相同的區(qū)域和另一結合方式不同的區(qū)域形成反相疇界，阻礙位錯運動，使金屬屈服強度提高。 強化效果并不明顯，但可與其他強化方式疊加。 第三節(jié) 改善鋼塑性和韌性的基本途徑塑性：承受塑性變形的能力，用延伸率和斷面收縮率表示。韌性：變形斷裂吸收功，用沖擊韌性 （ KIC） 或塑脆轉變溫度表示。一、改善鋼塑性的基本途徑 因此，改變鋼的極限塑性的途徑是在提高均勻塑性的同時，盡量避免、推遲微孔坑的形成。(一 )鋼的塑性變形(二 )影響鋼的塑性因素（固溶）（ 1）間隙固溶（ C、 N等）：對塑性下降影響大（較置換式），如 M中 ％ C塑性好， ％的 C冷加工困難。C、 N還可引起低碳鋼 藍脆 （溫度升至 200～ 300℃ 時 σb、硬度 ↑，塑性 ↓）藍回火色，此時 C、 N原子擴散速度與位錯運動速度相當變形抗力（ 2）置換溶質原子： 不同合金元素影響差別很大對均勻真應變影響不大，但對提高極限塑性有利 —— 位錯分散，減小應力集中，不易形成微孔坑、微裂紋。使均勻真應變稍升或不降低－－使位錯快速增殖，使硬化速率快速增大；對總伸長率不利－－本身與基體界面斷裂，形成微孔。 二、改善鋼韌性的途徑 延性斷裂、解理斷裂和晶間斷裂過程中吸收的能量越大，韌性越好。(一 )改善延性斷裂抗力的途徑 延性斷裂過程：微孔坑出現(xiàn) → 聚集 → 長大 斷口呈韌窩型(二 )改善解理斷裂抗力的途徑解理斷裂：原子鍵斷裂，表現(xiàn)為沿晶面斷裂。 普遍存在于體心立方和六方晶體中，一般不存在于面心立方中。 宏觀斷裂表面垂直于應力方向，屬脆性斷裂。F：溫度降低 → 流變應力提高 → 發(fā)生解理脆斷； 溫度升高 → 流變應力降 → 形成微孔坑（夾雜、第二相斷裂、脫離） → 塑斷具有冷脆性措施：(三 )改善晶間斷裂抗力的途徑● 防止晶界偏聚：溶質原子 S、 As、 Sb、 Sn與 Ni、 Mn交互作用，偏聚于晶界。防止方法：加 Mo、 Ti,與之作用強，抑制雜質元素向晶界移動● 減少第二相沿晶界分布，減小晶界處形成微裂紋的可能性。如晶界處 MnS使晶界弱化，加入稀土元素形成穩(wěn)定的稀土硫化物，避免形成之第四節(jié) 合金元素對鋼相變的影響一、對 平衡狀態(tài) 下相變的影響（一）對奧氏體相區(qū)的影響 （二）對共析溫度的影響 γA4A3A1Es（三）對共析點位置的影響 所有合金元素使 S點左移，合金鋼中 C＜ ％時就會析出二次滲碳體（變?yōu)檫^共析鋼）。 二、對非平衡狀態(tài)下相變的影響 (一 ) 對鋼加熱轉變的影響 →A 形成、殘余碳化物分解、 A均勻化、 A晶粒長大 A形成速度的影響 改變 A的形成速度（ 形核和核長大速度 ）→ 改變了 A的形成溫度 A A3和 Acm等 相變點的位置 、改變 C的擴散速度 （影響 C的重新分布）● 碳化物形成元素 （鉻、鉬、鎢、鈦和釩等） ：降低 C擴散速度；● 鈷和鎳 ：提高碳在 A中的擴散速度，增大奧氏體的形成速度；● 硅、鋁、錳 ： 對 C在 A中的擴散速度影響不大。 F全部轉變?yōu)?A后，仍有一部分碳化物殘留。為了增強奧氏體的合金化程度，以充分發(fā)揮合金元素的作用，就應使殘余碳化物充分地溶解于奧氏體中。由于合金元素擴散困難，再加上合金碳化物的穩(wěn)定性較高，要使碳化物分解并溶入 A中， 需提高加熱溫度 。例如，含 鉻 的碳化物在 850℃ 才大量溶解；含 鉬 的碳化物要在 950 ℃ 時才顯著溶解；含 釩、鈦、鈮 的碳化物要達 1050℃才溶解。又如，在 高速鋼 的生產中，為了保證碳化物充分溶解，其淬火溫度一般都在 12501280℃ ，比其臨界點 (A1=820℃ )高出數(shù)百度。 總之，碳化物愈穩(wěn)定，含量愈高，所需的加熱溫度越高。 由于碳化物的溶入，使 A不均勻。為使其均勻化， C、合金元素都需擴散。但合金元素的擴散極慢（為 C擴散速度的千分之幾或萬分之幾），且碳化物形成元素還降低 C在 A中的擴散速度，所以合金鋼的 A化時間比碳鋼長，這也是在生產中合金鋼加熱保溫時間往往比碳鋼長的原因所在。綜上所述，對于含有強碳化物形成元素的合金鋼，必須嚴格注意 選擇淬火溫度和保溫時間 ，以使合金元素能夠充分溶入 A中，否則將影響鋼的 淬透性 及得到合金度較低的馬氏體，而降低鋼的力學性能。 A晶粒越細小，淬火后得到 M越細，回火后鋼的力學性能越好。因而鋼中常加入某些合金元素，以降低鋼加熱時 A晶粒的長大。一般 :● 強碳化物形成元素 （如鈦、釩、鋯、鈮等）強烈阻止 A晶粒長大；● 鎢、鉬、鉻等 :作用中等；● 非碳化物形成元素 (如鎳、硅、銅、鈷等 ):作用較弱；● 錳、磷、碳等 :促使 A晶粒長大?！?復合元素 ：影響不一定是簡單的迭加關系，需要實踐測定。★ 生產中常用少量的鋁 (0． 005％質量分數(shù) )脫氧，形成極細小的 Al2O3和 A1N質點，可以阻止奧氏體晶粒長大。但當加熱溫度超過其溶解度溫度時，阻礙奧氏體晶粒長大的作用即消失，晶粒將急劇長大。(二 )對過冷 A分解轉變的影響 A穩(wěn)定性的影響 除 Co外，都使 C曲線右移， A穩(wěn)定性 ↑→ 獲得大的過冷度 →↑ 淬透性tT右移注意： 只有合金元素溶于 A后，才起作用；若未溶入（以碳化物形式存在）， ↓A的穩(wěn)定性原因 : A中的 C、合金元素少，且碳化物作為形核核心。 A→ 珠光體（ αFe＋ Fe3C):需 C、合金元素再分配。由于 合金元素 自擴散很慢，且 ↓C擴散速度 (除 Co外 )，因此合金元素都不同程度上 使珠光體相變進行遲緩 ， ↑鋼的淬透性。1)除鈷、鋁外的 合金元素 推遲珠光體轉變，其由強到弱排列：鉬、鎳、鉻、錳；非碳化物形成元素作用較弱；鈷加速轉變，鋁作用不明顯。2)強碳化物形成元素 ：碳化物極穩(wěn)定，若不溶入 A，提供成核條件，加速相變。3)合金元素同時存在 ：對延緩轉變不是算術迭加，往往是迭乘的。在合金元素總量相同時，多元素的低含量的效果遠遠超過單一元素高含量。4)微量硼 ：改變 A晶界狀態(tài)，在晶界上形成共格硼相 (M23C3B3)，可顯著阻止 αFe相的形核，增加 A穩(wěn)定性。5)擴大 γ區(qū)元素 ：使 A1↓； 縮小 γ區(qū)元素： 提高 A1點，相變溫度 ↑。 貝氏體： 介于 P與 M間，過冷 A約在 350～ 240℃ 間轉變而得，組織為 F+Fe3C， 但 F中有過飽和的 C。取決于其對 γ→α 相變難易程度，自由能差 ↓，動能 ↓，減慢 A分解， ↓貝氏體轉變。1) 鉻、錳、鎳等： ↓兩相自由能差， ↓相變動力， ↓A分解，推遲貝氏體轉變。鉻和錳還阻礙碳的擴散，故推遲了貝氏體轉變的作用尤為強烈。2) 鉬、鎢、釩等：既可使轉變溫度升高，又可使 A與 F兩相自由能差加大。但↓C擴散速度，故使上述兩個作用十分微弱。3)硅：強烈推遲轉變，因強烈阻礙過飽和固溶體中 C脫溶（利于形成 M）。4)鈷和鋯： ↑自由能差，同時鈷還 ↑C擴散速度，使 A穩(wěn)定性 ↓， ↑轉變?？傢樞颍?錳、鉻、鎳、硅、鉬、鎢、釩、鈷、鋁。 推遲作用 M相變的影響 除鈷、鋁外，大多數(shù)合金元素 ↓M轉變溫度， ↑殘余 A量。其中碳的作用最強烈，其次是錳、鉻、鎳，再次為鉬、鎢、硅。對于一般合金鋼，生產上經常用下列經驗公式估算其 Ms點。Ms=538－ 317C－ 33Mn－ 28Cr－ 17Ni－ llSi－ llMo－ 11W另外，碳和合金元素對 M形態(tài)也有影響：低碳馬氏體呈板條狀；高碳 M呈針葉或透鏡片狀；中碳 M則為兩種形態(tài)的混合。鋼中合金元素鉻、鉬、錳和鈷等增加形成片狀馬氏體的傾向。(三 )對淬火鋼回火轉變的影響 低溫回火 ： C擴散困難，只發(fā)生 C原子偏聚、短距離擴散；合金元素不擴散，仍分布于 α相或 ε碳化物，對 M分解影響不大。中、高溫回火 ： M→F+Fe 3C 除鈷、鋁外，大多數(shù)合金元素： ↑淬火鋼中殘余 A。高速鋼中，殘余 A可達 20％ —40