钢材的性能控制类型和机制

1、钢材的性能控制类型和机制2主要内容Main Content金属的强化机制 强韧性能控制冲压性能控制电磁性能控制热强性能控制34.1 金属的强化机制晶界强化 形变强化固溶强化分散强化44.1.1 晶界强化多晶体晶界的特征在多晶体金属内存在有大量的晶界在晶界上原子排列的正常结构遭到破坏，存在有大量的晶格缺陷在晶界及其附近的区域通常偏聚着比平均浓度高得多的异类原子，在某些情况下晶界上还含有第二相或夹杂物。56在多晶体中由于有晶界存在，其变形是不均匀的，晶界处不易产生塑性变形，而晶粒内部则容易变形。不同的晶粒由于其取向不同，也不是同时发生塑性变形的。滑移首先是在取向有利的晶粒内出现。造成变形有很大的不

2、均匀性 7多晶体变形的竹节现象 晶粒变形的整体性 8多晶体的强度一般要比单晶体为高晶界的存在，使得滑移难以从一个晶粒直接传播到有取向差异的另一个晶粒上，为了使邻近的晶粒也发生滑移，就必须要加大外力。多晶体晶粒的变形必须要满足连续性的条件。当一个晶粒的形状发生变化时必须要有邻近晶粒的协同动作。9多晶体晶粒越细小，相对来说晶界所占的体积要越大，金属强度也相应提高。即金属的强度是与晶粒大小有关的。所以“细化晶粒”一直为材料界研究者所追求，比如日本、韩国的“超级钢”计划，我国的新一代钢铁材料研究等。东北大学王国栋院士获2005年国家科技进步一等奖，其主要研究内容即为普碳钢生产高级别汽车板用钢。10 晶

3、粒1由于外加切应力的作用，其位错源开动，发出大量位错。当这些位错滑移到晶界附近时塞积，引起应力集中，使得在晶粒2或晶粒3中距离约为r的位错源也开动。 11晶粒尺寸不同的铝的拉伸曲线12晶界强化是一种能够同时提高强度而不损失韧性的有效的强化手段。晶界强化的本质在于晶界对位错运动的阻碍作用，是属于源硬化一类的。 13 晶界对滑移的阻碍作用在以下两种情况下显得比较突出：一是当金属的摩擦阻力比较小，如在充分退火的很纯的金属中，由于在金属组织中的位错密度较小，杂质原子的钉扎作用也不大，就比较容易看到晶粒细化对强度的改善；二是当晶粒尺寸足够小，使HallPetch关系式中晶粒细化对强度的升高的作用迅速增大

4、的时候。 144.1.2 形变强化金属的变形主要是通过原有位错的运动和许多附加位错的产生（例如，FrankRead源的作用）而进行。虽然对形变强化还没有充分的了解，但其基本特征是给定的位错在运动中受其邻近位错所造成的“障碍物”所阻碍。在多晶体材料中，位错间的相互干扰特别显著，这是由于几何学上的要求，在每一个晶粒中至少要有五个滑移系同时开动，晶粒才能任意地改变形状，每个晶粒的晶界仍保持连续性。晶界，它是另一种类型的障碍物，使位错产生塞积。15冷加工变形后金属的电镜组织铜的层错能高大变形后形成亚晶，而不锈钢的低，位错分布仍均匀不锈钢小变形铜单晶大变形铜单晶16密排六方点阵的单晶体：变形时仅是其主滑

5、移系起作用，作用的位错限制在一组单一的平行平面上，而最终它们将在自由表面移出晶体。这样，位错密度及其相互干扰的范围就比较小，因而应变硬化也小。面心立方和体心立方点阵的合金，不论在单晶体中还是在多晶体中，都允许许多滑移系开动。相互作用的位错成为其它位错运动的障碍，使其它位错依次塞积，从而增加了继续变形所需的切应力，导致强化。174.1.3 固溶强化一般，固溶体的强度总是要高于其基本金属的强度。在多数合金系中固溶度是有限的。一般来说，固溶度越有限，单位浓度的溶质原子所引起的晶格畸变也越大，从而对屈服强度的提高也越大。18Au和Ag在整个成分范围内形成连续固溶体。Au和Ag形成固溶体后，其强度要比纯

6、金属时为高，并其最大值在曲线的中点部分。19在一般的稀固溶体中，流变（屈服）应力随溶质浓度的变化可用下式表示式中s为合金的流变应力，s0为纯金属的流变应力，c为溶质的原子浓度，k和m均为常数。合金元素的硬化能力较弱时m=1，硬化能力强时m=1/2。20固溶强化的机理位错钉扎机制。位错被可运动的溶质原子钉扎而造成强化。这种钉扎主要是在合金开始屈服时起作用；摩擦机制。运动的位错受到相对不动的溶质原子所引起的内应力场的阻碍，而增加了位错运动的阻力；结构机制。溶质原子通过影响合金中的位错结构，而间接地影响使位错运动所需应力的大小。214.1.4 分散强化当在合金组织中含有一定数量的分散的异相粒子时，对

7、位错的运动起阻碍作用，可使其强度有很大的提高。这种由第二相分散质点造成的强化过程统称为分散强化（或弥散强化）。22位错跨过障碍的运动方式位错切过第二相质点位错绕过第二相质点234.2 强韧性能控制控制轧制的概念强韧性的概念影响强韧性能的主要因素轧制工艺参数控制244.2.1 控制轧制的概念控制轧制是指从轧前的加热到最后轧制道次结束为止的整个轧制过程实现最佳控制，以使钢材获得预期良好性能的轧制方法。25控制轧制由三个阶段组成的模型图和各阶段的组织变化26控制轧制的三个阶段奥氏体g再结晶区轧制奥氏体g未再结晶区轧制（ga）两相区轧制27奥氏体g再结晶区轧制950 在高温轧制后急速进行再结晶。在这个

8、阶段把由于加热发生粗化的初期晶粒(200500m)通过反复轧制再结晶进行细化，这是再结晶区轧制的主要目的，950以上的温度范围属于这个区域。然而，通过再结晶区的轧制不能使再结晶g晶粒直径得到无限地减小，并存在其决定于化学成分和初期晶粒直径的极限值。再结晶区轧制是通过再结晶进行g晶粒细化处理，从这种意义上说，是控制轧制的准备阶段。通常的热轧工序在这个再结晶区轧制终了。28奥氏体g未再结晶区轧制（950Ar3）在g温度区间，当轧制温度降低到950以下时， g的再结晶被抑制。此时，随着压下量的增加， g晶粒伸长，同时晶粒内产生大量变形带。 g /a 相变时在g晶粒界和变形带上都同等地产生a核， a的

9、形核点增多， a晶粒进一步细化。因此，在g未再结晶区进行轧制时由于变形带的产生，实质上是分解了g晶粒。29（ga）两相区轧制（ Ar3 ）在Ar3门点以下的(g十a)双相区轧制时，未相变的g晶粒更加伸长，在晶粒内形成变形带，另一方面，相变后的a晶粒在受压下时在晶粒内形成亚结构。在轧后的冷却过程中前者发生相变变成了微细的多边化晶粒，而后者因处于回复状态，变成内部包含亚晶粒的a晶粒。双相区轧制材料具有大倾角晶粒和亚晶粒的混合组织。这种包含亚晶粒的混合组织可使强度增大。亚晶粒的形成也有使脆性转变温度下降的效果。30控制轧制具有常规轧制方法所不具备的突出优点。许多试验资料表明，用控制轧制方法生产的钢材

10、其强度与韧性等综合性能不仅比常规的热轧后的钢材为好，而且也比某些经过常规热处理的钢材为好。3136CrSi钢经控轧控冷工艺和一般轧制工艺后的力学性能比较324.2.2 强韧性的概念强韧性是指金属材料的强度和韧性而言。衡量金属材料强度的指标有屈服极限、抗拉强度等。但常用者为屈服强度。衡量韧性的指标可有冲击韧性和脆性转变温度等。33冲击韧性或冲击功冲击功的大小，一般是用冲击弯曲试验方法将试样冲断时所消耗的功来确定。这样，试样断裂时所消耗的功A k可由三部分组成： (1)消耗于试样弹性变形的弹性功A e ； (2)消耗于试样塑性变形的塑性功A p ； (3)裂纹出现后，消耗于裂纹的发展以致完全断裂的

11、斯裂功A d 。A k A e +A p+ A d34对于不同材料，冲击时所消耗的总功可能相同，但其中弹性功、塑性功和撕裂功三者所占的比例却可能相差很大。弹性功是表示材料在开始塑性变形前所吸收的变形能的大小；塑性功是表示材料开始塑性变形以后以及进一步发展直到裂纹形成以前，所吸收的变形能的大小；撕裂功表示裂纹发展直到完全断裂所吸收的变形能。35材料所表现的“韧”、“脆”如果材料有较大的塑性功，则表现为断裂前有显著的塑性变形。如果材料有很大的撕裂功，则表现为裂纹发展很慢，在断口附近有明显的塑性交形，而且断口为纤维状。如果A k值相同，但塑性功很小，撕裂功几乎没有，则材料在断裂时，将无明显塑性变形，

12、并且断裂出现后，突然断裂，断裂面为晶粒状，因此表现为脆性断裂。因此 A k值的大小，并不能完全清楚地表明材料的韧和脆。实际上，塑性功、撕裂功，特别是撕裂功的大小，才能真正地显示材料的韧脆情况。36冲击值温度曲线示意图374.2.3 影响强韧性的因素晶粒的大小珠光体的数量、大小及分布Nb、V、Ti等合金元素的作用38晶粒的大小随着晶粒尺寸的减少，金属的屈服极限升高，脆性转变温度下降。39晶粒越细，晶界越多，对位错运动的阻碍越大（滑移从某一晶粒转移到相邻晶粒）晶粒越细，晶粒内部的位错源越少晶粒越细，位错在晶界处塞积而引起的应力集中越小且分散，不容易产生微裂纹，韧性提高40珠光体的数量、大小及分布珠

13、光体为渗碳体与铁素体所组成的混合物。在通常的情况下，珠光体中的渗碳体与铁素体成相间排列而构成片层状组织。在一定的条件下，珠光体中的渗碳体可呈颗粒状，称为粒状珠光体。一般来说，珠光体的体积百分数增大时，使钢材硬化，从而导致钢的韧性变坏。41控制轧制0.8%Mn低碳结构钢的珠光体量，铁素体晶粒直径对脆性转变温度的影响42Nb、V、Ti等合金元素的作用铌、钒、钛等合金元素皆与碳、氮有极强的亲合力，能够形成极为稳定的碳氮化物。在钢中都有细化晶粒，提高晶粒粗化温度的作用，并对强度和韧性也各自有其不同的影响。43延迟再结晶和阻碍再结晶后的晶粒长大，铌对再结晶的抑制作用甚为明显。在g区域内进行热加工时，将会

14、产生应变诱引析出，如析出NbC、VkC3等，这种析出可在受到热加工的g晶界、亚晶界上进行。由于这种析出而使再结晶受到延迟。细化晶粒，提高晶粒粗化温度。Nb、V等合金元素皆有细化晶粒和提高晶粒粗化温度的良好作用（与控制轧制结合）。产生析出硬化。如前所述，在钢中加入Nb、V、Ti等合金元素后皆可形成碳氮化物。其所产生的强化作用与析出碳化物质点的大小有关。当析出物微细而阻碍位错运动时，可使金属的强度提高。444.2.4 轧制工艺参数控制温度参数：加热温度、轧制温度、冷却开始和终了温度速度参数：变形速度、冷却速度变形程度参数：总变形程度、道次变形程度(特别是终轧道次变形程度)时间参数：道次间的间隙时间、变形终了到开始急冷的时间45轧制时奥氏体及铁素体组织变化46变形温度的控制钢在轧前进行加热时可进行碳氮化物(或氮化物)的溶解和奥氏体晶粒的长大两个过程。奥氏体晶粒的尺寸决定于剩余相质点的溶解度轧前奥氏体晶粒尺寸主要决定于加热温度和形成碳化物的微量合金元素的含量降低轧前加热温度，促进轧制前后组织的细化，改善了钢的强韧性。47终轧温度随着终轧温度的降低，所有钢的屈服极限都升高。这是由于获得了比较细小的铁素体晶粒的结果。随着终轧温度由950下降至800左右时，脆性转变温度也下降。但终轧温度进一步下降到700时，脆性转变温度反而升高。很显然，在轧制过程中所形成的铁素体本身产生了