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钢的强韧化(strengthening and toughening of steel)

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钢的强韧化(strengthening and toughening of steel)

在给定外界条件下,通过不同的工艺过程,改变钢的内部构造,使钢的强度和韧性得以提高和改善的方法和效果。这里所说的外界条件包括温度、应力、磁场、电场、辐照和化学介质等;不同的工艺过程包括冶炼、铸造、热形变、冷形变、焊接、激光照射和热处理等。在不同的外界条件下,相同的材料也会有不同的性能。强度,这是一个相当广义的概念,它是指材料在宏观上抵抗形变(弹性形变或塑性形变)的能力。在工程上人们规定了不同的强度指标(单位是MPa)来限定它的具体涵义。诸如室温拉伸(或压缩)条件下的短时屈服强度、长时(譬如1000h等)屈服强度、抗拉强度,由屈服强度或抗拉强度派生出来的比强度(屈服强度对材料密度的比值或抗拉强度对密度的比值);各种温度(室温以上)及断裂时间下的持久强度,一定温度、一定时间、一定允许形变量下的蠕变强度(或蠕变极限);各种化学介质环境下的应力腐蚀断裂强度;在低温或高温各种循环应力下的疲劳强度(或疲劳极限)等等。韧性,也是一个相当广义的概念。它是材料断裂能量的判据,是强度和塑性的综合表征。在缺口断裂力学及裂纹断裂力学中,分别有缺口韧性和裂纹韧性之分。缺口韧性指标包括梅氏U形缺口冲击功Ak值(单位是J),夏氏V形缺口冲击功Cv值(单位是J)。裂纹韧性指标包括适用于高强度和超高强度钢的平面应变断裂韧性KIc(量纲是MN%26bull;m-2),适用于中高强度钢的、在弹性和弹塑性范围内的裂纹扩展力GIc和JIc(量纲是MN/m),以及适用于中低强度钢的临界裂纹张开位移COD或%26zeta;c(单位是mm),等等。一般来说,结构材料的强度和韧性是一对矛盾。通常提高强度,就降低韧性。或者反过来,韧性改善了,强度就下降。合理的办法是,在满足给定要求强度的前提下,设法提高钢的韧性,以保证材料的可靠使用。或者反过来,在保证给定要求韧性的前提下,设法提高强度。统一协调这一对矛盾,得到又强又韧的钢材,就是钢强韧化的目的。

钢的强化方法 钢的强化方法包括:(1)形变强化;(2)固溶强化;(3)脱溶强化;(4)细化晶粒强化;(5)复合强化(上述各种强化方式的复合);(6)马氏体强化;(7)形变一相变综合强化(形变热处理强化);(8)其他强化方法。

形变强化 利用形变使钢强化的方法。也称应变强化或加工硬化。因为通常把硬度和强度都看作是材料的%26ldquo;强度性质%26rdquo;。强度是材料在宏观上(或者说是整体上)抵抗形变的能力(或称流变应力)。硬度是材料局部抵抗塑性形变的能力(不论是显微硬度、维氏硬度、洛氏硬度,还是布氏硬度)。二者在不少情况下有近似的相应关系。材料的强度越高,塑性形变抗力越大,硬度值也越高。反之,材料的硬度越高,可能因材料脆性增大,其强度未充分反映出来,使得强度指标数值并不高。对于不再经受热处理,并且使用温度远低于材料再结晶温度的金属材料(譬如低碳低合金钢),经常利用冷加工(冷形变)手段使之通过形变强化来提高强度。因而,形变强化的实质就是在材料的再结晶温度以下进行冷形变,随着形变程度(应变量)的增大,在晶体内产生高密度的位错(晶体缺陷),位错密度越高,强化的程度越大,即流变应力值越高。形变后金属的流变应力应当等于未形变前的流变应力加上形变强化的流变应力的增量。流变应力增量与位错密度的高低有关:%26tau;=%26tau;0+%26alpha;%26mu;b%26rho;n1. 式中%26tau;为金属的流变切应力%26tau;0为退火态金属的流变切应力(它表示除了位错相互作用以外其他因素对位错运动的摩擦阻力);%26alpha;为常数;%26mu;为切变弹性模量;b为位错柏氏矢量; %26rho;为位错密度;指数n1=0.5。利用形变强化达到高强度的钢铁制品,典型的就是高碳钢冷拉钢丝和低碳低合金双相钢冷拉钢丝。随着形变程度的增大,材料的强度和硬度越来越高,但它的塑性和韧性却往往越来越低,脆性越来越大,这就需要采取相应韧化措施来加以改善。在马氏体型相变过程中引起的内部相变冷作硬化,就其物理实质来说,也属于形变强化,只不过这时的形变并非来自外部,而是来自马氏体相变过程中晶体自身切变所产生的高密度位错。

固溶强化 利用固溶的置换式溶质原子或间隙式溶质原子来提高基体金属的屈服强度的方法。它是一种常用的强化方法。绝大多数钢材的基体铁都免不了用固溶强化方法强化。这种强化方法的实质是,溶质原子使基体的点阵(或称晶格)发生畸变,位错运动受到阻碍,从而有效地提高了合金的强度。在合金元素浓度不高的固溶体中,合金屈服流变应力随溶质浓度的变化关系为:%26sigma;=%26sigma;0+Kcn2。式中%26sigma;为合金的屈服流变应力;%26sigma;0为基体金属的流变应力;K为常数,决定于基体与合金元素的性质;c为溶质的原子浓度;指数n2为常数,强化能力较弱的合金元素(置换式元素)n2=1,强化能力较强的间隙式元素n2=0.5。铁基合金中,屈服流变应力与置换溶质元素浓度间呈线性关系(常用元素中,磷、硅、铜强化效果较大,锰、钼、镍、铝强化效果较小,铬倒有软化效果);而与间隙溶质元素(如碳)浓度的平方根成正比。间隙溶质强化的效果比置换溶质的强化效果高得多,前者是后者的10~100倍。然而,碳在%26alpha;-铁中的最大溶解度却只有0.0218%,这样就使得强化的总效果有限。不过,利用铁基固溶体的多形性转变这一重要现象,把钢加热到高温%26gamma;相区,这样就可以有大量的碳溶在%26gamma;-铁中,例如Fe%26mdash;C合金中,%26gamma;-铁的最大溶碳量可高达2.11%(是%26alpha;-铁中最大溶碳量的近100倍),然后再用淬火的方法使%26gamma;相转变成具有同样碳含量的马氏体(非扩散型相变)。这样,碳的固溶强化就成了淬火马氏体强化的主要因素。这是结构钢和工具钢中最基本、最常用的强化方法。同样,当固溶强化效果过大导致材料脆性增大时,也需要采取韧化措施(如回火)来加以改善。

脱溶强化 通过高温加热的固溶处理,将多量的合金元素的化合物溶入%26gamma; -铁中,淬火后形成马氏体,即过饱和的铁基固溶体,然后再在较低温度(固溶度线以下)加热,依靠过饱和固溶体的脱溶产生的强化称脱溶强化。这种强化方式也称时效强化或沉淀强化。铁基过饱和固溶体的脱溶分解,按脱溶后期形成的平衡相的不同(间隙式化合物或金属间化合物)可分作两种情况:(1)在低碳、中碳或高碳低合金钢(或高合金钢)中,利用过饱和的碳和铌、钒、钛、钼、钨、铬等合金元素,在钢脱溶过程中碳化物的析出导致强化。例如低碳工程结构钢中,碳机械结构钢以及高碳工具钢中碳化物脱溶的强硬化。(2)在微碳(%26lt;0.03%)的高合金钢中,例如马氏体时效钢,则是利用固溶的置换式合金元素镍、钼、钛、铜等,在脱溶过程中析出金属间化合物导致强化。铁基合金中,不论脱溶后期的平衡相是碳化物还是金属间化合物,在脱溶的早期阶段(一般在较低温度),则都是先形成尺寸很小的溶质原子(间隙原子或置换原子)的偏聚区,通称为GP区(Guinier Preston zone),GP区与基体之间是共格的,没有明显的分界。然后由GP区进一步发展为过渡相,然后再由过渡相发展而成最后的平衡相。依合金成分及处理工艺的不同,在脱溶的不同阶段,会有不同的强化效应。在脱溶后期,平衡相长大后就形成了弥散粒子的强化,这与人为地加入弥散的第二相,以及与粉末冶金法中复相粒子烧结造成的弥散强化类同。第二相颗粒的强化作用是由于它们阻碍晶体中位错的运动。位错运动受阻或者是由于位错线必须切割第二相颗粒,或者是必须绕过第二相颗粒。假定颗粒是不形变的圆球,则钢的屈服强度与第二相颗粒间距的关系为:%26sigma;y=%26sigma;0+Kd%26lambda;-n3式中%26sigma;y为钢的屈服强度;%26sigma;0为基体的屈服强度;Kd为常数;%26lambda;为颗粒间距;Kd为常数,约等于0.5-1.0。

细化晶粒强化 常温下,钢的强度受基体组织的晶粒尺寸影响。通常用晶粒号(也称为晶粒度或晶粒级别)来表示晶粒的平均大小。表中给出了晶粒号(N)与晶粒平均直径d的对应关系

 

这一对应关系是由Z=2(N+3)变换而来,式中Z为lmm2中的平均晶粒数目,N为晶粒号。由此可得每一晶粒平均所占的面积(截面)及每一晶粒的平均直径。一般工业用钢中,晶粒号通常表示的是奥氏体的晶粒大小,也可特指铁素体的晶粒大小。例如,以铁素体为基体的工程结构钢可特指铁素体的晶粒大小;淬火回火钢则指淬火前奥氏体的晶粒大小。工业用钢细晶粒号的通常范围为N5~10,N%26lt;5称为粗晶粒,N%26gt;10则称为超细晶粒。霍尔一佩奇关系式可描述钢的屈服强度和晶粒尺寸的关系:%26sigma;y=%26sigma;0+Kgd-n4. 式中%26sigma;y为钢的屈服强度;%26sigma;0为常数,大体相当于单晶铁的屈服强度,与温度、成分有密切关系;Kg为表征晶界对强度影响程度的常数,与晶界结构有关,而与温度关系不大;d为晶粒大小,可以是铁素体晶粒大小、奥氏体晶粒大小,也可以是亚晶的大小;指数n4=0.5。例如O.11%碳钢的下屈服应力与铁素体晶粒大小的关系如图1所示。

可以看出,随晶粒细化值增大),钢的强度线性增高。直线的斜率即上式中的Kg值。常温及低温下晶粒细化之所以提高钢的强度,是因为晶界阻碍位错运动的结果。在这个意义上,也可把晶粒细化强化称为晶界强化。当把晶粒进一步超细化以后,可使钢的强度大幅度升高。通过形变热处理,在近于钢的临界点Ac3的温度强烈形变,恒温或慢冷一段时间使形变奥氏体再结晶,然后快速冷却阻止再结晶的晶粒长大;或者通过快速反复奥氏体化和淬火的方法(反复次数的多少视钢种而定),均可获得超细奥氏体晶粒(晶粒号大于13)。这样超细的奥氏体晶粒可使钢的强度显著升高,如图2所示。

上述霍尔一佩奇关系式是一个普遍的关系式,它可作为流变应力与晶粒大小的关系(塑性材料),也可作为断裂应力与晶粒大小的关系(脆性材料),还可作为疲劳强度与晶粒大小的关系。这一经验关系式可由位错塞积模型导出。当晶粒尺寸外推到4nm时,这一关系不再适用(工业中尚难达到这么小的晶粒。

复合强化 工业用钢很少由单一方式强化。把固溶强化、形变强化、晶界强化和弥散强化简单叠加的复合强化可表示为:%26sigma;y=%26sigma;0+%26alpha;%26mu;b%26rho;n1+Kcn2+Kd%26lambda;-n3+Kgd-n4。式中各符号的涵义已如上述。

马氏体强化 钢的最重要的强化方式。中国古代冶金史的研究表明,中国在战国时代(公元前475~前221年间)已掌握了钢的淬火。西汉时代(公元前206~公元220年间)的钢剑具有淬火的马氏体组织。20世纪20年代以来开始的钢中马氏体型相变的研究,是金属学领域中取得的一系列重大成就之一。钢中马氏体的强度主要决定于碳的固溶强化以及自回火的脱溶强化。马氏体的亚结构也有附加强化作用。原始奥氏体的晶粒大小及马氏体晶体的尺度对强度也有一定的影响。马氏体中置换式溶质原子(通常加入的合金元素)的固溶强化作用远小于间隙式溶质原子(碳、氮)的作用。未经脱溶的铁一镍一碳合金位错马氏体与孪晶马氏体的压力强度(能正确反映高碳马氏体的强度)与碳浓度的平方根成正比;而且随碳浓度的增多,孪晶马氏体压力强度增加的斜率大于位错马氏体。马氏体中过饱和碳导致的固溶强化和脱溶强化共约占总强化效果的85%~90%。这两种强化作用,在马氏体点(Ms)高于室温的钢中,表现为淬火过程中和淬火以后碳原子和位错再分布对马氏体的强化。

形变一相变强化 形变热处理是形变一相变强化钢材的重要手段之一。1954年,荷兰人利浦斯(E.M.H.Lips)和范朱林(H.Van Zuilen)发表了形变热处理工艺能提高钢的强度和塑性的论文。20世纪整个60年代,各国对很多钢种包括结构钢、工具钢等进行了广泛的形变热处理试验研究,均得到较好的效果。到60年代末,派生出的多种方法,按形变所处的工艺位置可归结为3类:相变前形变类、相变途中形变类和相变后形变类。相变的类型可以是非扩散型的马氏体相变,也可以是扩散型的脱溶转变或珠光体转变。在工业用钢的强化中,以相变前形变类最为突出。这种方法就是将钢在奥氏体状态下形变,接着淬火和回火的一种综合强化工艺。按形变温度的不同,这类工艺又可分为:高温形变热处理,即将钢在奥氏体的稳定温度范围(%26gt;Ac3)形变后立即淬火、回火;低温形变热处理,即将钢在奥氏体的亚稳温度范围(低于Ac1但高于Ms)进行形变(不产生珠光体或贝氏体相变),然后立即淬火、回火;以及混合型形变热处理,即将钢先在奥氏体稳定温度范围形变,接着在其亚稳温度范围形变,然后立即淬火、回火。除了在奥氏体状态下进行形变外,还可在%26alpha;+碳化物状态下进行形变,然后再淬火、回火,这种类型的工艺叫做预形变热处理。显然,其形变过程也是在马氏体相变之前完成的。由于形变是在冷状态下进行的,它与随后的热处理过程相对独立,二者不需立即衔接,工艺的灵活性大。结论是,形变热处理是形变强化、马氏体强化和脱溶强化的综合强化法。

其他强化方法 晶须和非晶态强化是两类特殊的强化方法。晶须是一种人工制成的极细单晶纤维,直径一般为1~10%26mu;m,长1~10mm。由于晶须表面和内部结构的完整性,在受力时难以形成位错源,因而具有相当高的强度。如直径为1.6%26mu;m的铁晶须,强度可达13.4GPa。

1960年,人们第一次用液态金属高速冷却制得非晶态金属,又称金属玻璃。其原子结构与液态金属相似,实质上是液态金属的过冷态。非晶态金属的强度和硬度,通常比强化的晶态金属高。铁基非晶态的抗拉强度已超过了现有的超高强度钢,一般是2~3GPa,有的高达4GPa。

钢的韧化方法 钢的韧化方法包括:(1)细化晶粒法;(2)合金化法;(3)纯净化法;(4)位错板条马氏体韧化;(5)高温形变热处理;(6)利用稳定奥氏体使钢韧化;(7)利用介稳奥氏体使钢韧化;(8)回火和其他方法。

细化晶粒法 常温或低温下,在利用细化晶粒提高钢的强度的同时,还可改善钢的韧性,特别是低温韧性。这是细化晶粒方法的突出优点。因为细化晶粒不仅增大钢的屈服强度(%26sigma;s),而且增大钢的断裂强度%26sigma;b)。这样,随着晶粒的不断细化,钢从脆性断裂过渡到韧性断裂(%26sigma;b%26gt;%26sigma;s),如图3所示。

合金化法 合金元素锰和镍能使钢的韧性提高。锰因为能减少晶界碳化物,细化珠光体,相应也细化铁素体晶粒,从而提高铁素体一珠光体钢的韧性。镍是提高钢的韧性最有效的元素,这是因为镍能提高铁素体基体的韧性,并使晶粒细化的缘故。

纯净化法 除去钢中夹杂、气体及有害元素,尽可能降低钢的碳含量是提高钢韧性的有效方法。钢中非金属夹杂物是断裂的裂纹源。在冶炼上采用真空除气,电渣重熔、真空白耗重熔和各种炉外精炼技术,提高钢的纯净度,可显著改善钢的韧性。钢中磷、硫、砷、锑等有害元素的去除,也能改善钢的韧性。钢中的碳,虽然在很多情况下是不可缺少的元素,但碳却使钢的韧性显著恶化,因此,在可能的条件下,应尽量降低钢的碳含量。

位错板条马氏体韧化 铁碳合金中,碳含量0.30%时,淬火马氏体的形态主要为位错板条马氏体;碳含量0.6%时,主要为内孪晶马氏体。一般认为,化学成分相同,位错马氏体与内孪晶马氏体的强化效果相当,而位错马氏体具有较好的韧性。原因可能是位错马氏体的板条尺寸很小,类似于非常细的晶粒,可阻止裂纹的传播;而孪晶片状马氏体,厚度较大,且内部孪晶取向相同,类似于粗大的晶粒,从而韧性较差。另外,位错马氏体板条之间的残留奥氏体塑性良好,使得钢的韧性改善。

高温形变热处理 将钢在高于临界点Ac3以上的较高温度(如在奥氏体的再结晶温度以上)奥氏体化,然后预冷到稍高于A。。的温度形变,接着淬火、回火的方法。这种方法属于形变一相变综合强韧化方法。它一方面使钢的强度增加,另一方面也使钢的塑性增加,或至少在强度增加的同时塑性不降低。由于韧性是强度和塑性的综合表现,在相同强度的条件下,提高塑性就是提高韧性的一个途径;或者在塑性相同的条件下,提高强度也就等于提高了韧性。高温形变热处理使马氏体晶体细化,马氏体内亚结构(如内孪晶)细化,且内孪晶马氏体的量减少等,改善了钢的韧性。这种工艺适用于那些把成型工艺(诸如轧制、锻造、扭拉、挤压等)与强韧化结合在一起的产品,如扭制钻头,板、卷弹簧,模具,高强度螺栓,挖掘机的锻件,装甲板等。

利用稳定奥氏体使钢韧化 稳定奥氏体是韧性良好的合金相。最典型的例子就是高锰钢Mn13。这种钢经1050℃加热水冷后,为单相奥氏体。使用时受到冲击、摩擦作用,表面层产生层错导致强加工硬化,而内部仍是高韧性的奥氏体,因而它具有高硬度高耐磨性(表层)和整体的高韧性。此外,低温钢、马氏体时效不锈钢等钢中,以镍、锰等元素高度合金化的奥氏体钢,也具有优良的韧性。

亚稳奥氏体使钢韧化 利用亚稳奥氏体或亚稳残余奥氏体使钢韧化。最典型的例子就是具有TRIP效应的钢种(见相变诱导塑性钢)。

回火和其他方法钢材的韧化,意味着不发生脆化。因而抑制脆化现象即可提高钢的韧性。一般来说,淬火钢的回火是用得最广泛的韧化措施。它可减小马氏体的碳过饱和度,减少淬火时产生的内应力,改善钢的韧性。因而淬火、回火就是钢的最普遍的强韧化方法。然而,淬火钢回火时,又会在不同的温度范围产生低温回火脆性或高温回火脆性。它们的本质不同,改善或消除它们的方法也不同。利用硅合金化可使低温回火脆性发生的温度范围上移,以保证钢的强度和韧性的综合要求。利用钼合金化可显著改善钢的高温回火脆性。利用高温形变热处理或高纯度钢,可同时改善低温和高温回火脆性。

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