工学钢铁材料学课件

钢铁材料发展若干问题的思考一、钢铁材料的抗拉强度与屈服比2004年6月钢铁材料发展若干问题的思考一、钢铁材料的抗拉强度与屈服比20抗拉强度与屈服强度的对比屈服强度应用范围不允许发生明显塑性变形的构件纯粹的强度指标

抗拉强度应用范围允许发生一定程度的塑性变形的构件需要良好冷加工性能的构件保证安全性的构件既是强度指标，同时也是塑性和韧性指标抗拉强度与屈服强度的对比屈服强度应用范围抗拉强度应用范围抗拉强度与屈服强度的对比屈服强度控制机制位错大规模滑移，各种显微缺陷均有重要影响滑移距离无关与材料塑性无关抗拉强度控制机制微裂纹的萌生与扩展，弱化的晶界、夹杂物和大颗粒第二相影响较大扩展距离存在临界尺寸与材料塑性有关抗拉强度与屈服强度的对比屈服强度控制机制抗拉强度控制机制抗拉强度与屈服强度的相互影响屈服强度对微裂纹的形成过程具有重要影响

抗拉强度是其屈服强度提高的极限，屈服强度超过抗拉强度是不可能的，而屈服强度相当接近于甚至等于抗拉强度的钢材在实际工程中是不可能安全应用的

抗拉强度与屈服强度的相互影响屈服强度对微裂纹的形成过程具有重抗拉强度在很大程度上是一个重要的塑性指标抗拉强度Rm与屈服强度RP之间的差值是材料塑性的重要指标

材料屈服后继续变形将产生加工硬化，流变应力随均匀塑性变形量增加而不断增大，达到断裂应力后将不再继续均匀塑性变形而将发生断裂。抗拉强度Rm与屈服强度RP之间适当的差值一方面保证了均匀塑性的实现（屈服比很大时均匀塑性变形未完成就可能发生断裂），另一方面对非均匀塑性（乃至总塑性）有重要的影响抗拉强度在很大程度上是一个重要的塑性指标抗拉强度Rm与屈服强屈服比在塑性变形中具有重要作用材料的屈服比被定义为RP/Rm屈服比大于或等于1的材料无塑性，且实际屈服强度被降低屈服比在0.9以上的钢材在使用安全性方面存在隐患屈服比在0.6以下的钢材具有良好的冷加工变形性能屈服比在塑性变形中具有重要作用材料的屈服比被定义为RP/R抗拉强度在很大程度上是一个重要的韧性指标

静力韧度UT被定义为静拉伸实验中材料断裂前单位体积所吸收的功：抗拉强度在很大程度上是一个重要的韧性指标静力韧度UT被抗拉强度在很大程度上是一个重要的韧性指标断裂韧度将材料的断裂强度与微裂纹尺寸结合为一个韧性指标：抗拉强度在很大程度上是一个重要的韧性指标断裂韧度将材料的断裂材料断裂强度由Griffith脆性断裂理论推导并经塑性修正后的平面应变状态下材料的断裂强度SC为：

材料断裂强度由Griffith脆性断裂理论推导并经塑性修正后提高材料断裂强度的机制减小微裂纹尺寸aC

增大裂纹尖端塑性变形功γP（材料基体的比表面能γS变化幅度很小，一般在1-1.5J/m2范围；而裂纹尖端单位面积塑性变形功γP变化范围可从0变化到100000J/m2）提高材料断裂强度的机制减小微裂纹尺寸aC微裂纹的产生原有未钝化的孔洞或裂纹弱化的界面（晶界或相界），此时适当的微区塑性变形是必须的，因而材料的屈服强度对抑制微裂纹的产生具有重要作用微裂纹的产生原有未钝化的孔洞或裂纹微裂纹尺寸的控制因素塑性材料主要受屈服强度影响，大规模塑性撕裂可产生较大尺寸的微裂纹高强度材料主要受弱化的晶界尺寸或第二相（包括夹杂物）尺寸的影响微裂纹尺寸的控制因素塑性材料主要受屈服强度影响，大规模塑性撕微裂纹的扩展只有达到临界尺寸的微裂纹才会失稳扩展导致断裂，因而控制材料中的微裂纹失稳扩展必须控制微裂纹的最大尺寸而不是平均尺寸

微裂纹亚临界扩展时的断裂塑性功与微裂纹形成时的断裂塑性功可能存在很大差别，因而导致微裂纹的扩展被加速或被抑制

微裂纹的扩展只有达到临界尺寸的微裂纹才会失稳扩展导致断裂，因提高材料断裂强度的方法1消除晶界弱化现象（晶界尺寸相对较大，一般在数十至数百微米以上，必须首先控制晶界微裂纹的产生）低熔点晶界偏析金属如铅、锑、铋、锡的消除低熔点金属如铜的抑制晶界偏析（加镍）低熔点共晶如磷共晶的消除（脱磷）晶界弱化元素的消除或抑制晶界偏析（脱硫，加硼）提高材料断裂强度的方法1消除晶界弱化现象（晶界尺寸相对较大，提高材料断裂强度的方法2大颗粒夹杂物或第二相尺寸的控制（其最大尺寸一般在数十微米以上）液析夹杂物或氮化物、碳化物的控制（降低夹杂物形成元素如氧、硫、磷、氮在钢中的含量，电磁搅拌使之上浮或细化，高温铁水快速冷却抑制液析）溶度积公式的应用（可能时固态回溶）最佳控制条件下仅使之在固态析出提高材料断裂强度的方法2大颗粒夹杂物或第二相尺寸的控制（其最提高材料断裂强度的方法3适当的屈服强度屈服强度与裂纹尖端单位面积塑性变形功的矛盾，需要根据钢中可能的最大微裂纹尺寸而加以匹配屈服强度低，容易在局部产生塑性撕裂形成大尺寸微裂纹（不受最大夹杂物颗粒尺寸影响）屈服强度高，裂纹尖端单位面积塑性变形功迅速下降提高材料断裂强度的方法3适当的屈服强度具体计算结果SC，MPa

γP，J/m2

aC，mm20010000-50000018.1-90.54005000-100002.26-4.531000500-10000.0362-0.07242000200-5000.00362-0.00905具体计算结果SC，MPaγP，J/m2aC，mm2特殊的思路使微裂纹被包围在塑性相当良好的基体组织处，将只会发生微孔聚合型韧性断裂

微裂纹扩展路径中存在塑性相当良好的基体组织（连续软相）特殊的思路使微裂纹被包围在塑性相当良好的基体组织处，将只会

复相基体组织屈服强度主要取决于基体相中的软相的屈服强度：抗拉强度基本遵从混合物规律：复相基体组织屈服强度主要取决于基体相中的软相的屈服强度：需要重视的问题硬相与软相之间的强度差足够大软相体积分数要足够小（保证抗拉强度）软相必须连续（保证软相中的位错可滑移出工件表面产生宏观塑性变形，同时保证微裂纹扩展中必然遇到软相）需要重视的问题硬相与软相之间的强度差足够大重要应用双相钢TRIP钢硬相：马氏体、贝氏体

软相：奥氏体、铁素体

方法：亚临界区加热后淬冷保持适当残余奥氏体重要应用双相钢形变诱导相变强化的基体组织

初始组织较软，易于发生屈服；且必须是非稳定平衡组织形变诱导相变得到的平衡组织强度较高即形变诱导相变强化效果较大高锰钢TRIP钢可能的思路：形变诱导超微细第二相沉淀析出形变诱导相变强化的基体组织初始组织较软，易于发生屈服；且必Rm,MPaRp,MPaA5,%Z,%-40℃Akv,JRp/RmE600-3横25308407.519240.332E600-3横25208407.519230.333E600-3纵2520810190.321E600-3纵2530805712200.318E600-3横24608709.523110.354E600-3横24808251123100.333E600-3纵2490875102160.351超高强度超低屈服比钢力学性能Rm,Rp,A5,Z,-40℃Rp/RmE600-3横253[工学]钢铁材料学课件[工学]钢铁材料学课件[工学]钢铁材料学课件[工学]钢铁材料学课件各种显微缺陷组织对钢铁材料抗拉强度和屈服比的影响

钢铁材料中各种显微缺陷组织对其屈服强度具有特别重要的影响，各种强化工艺技术的本质均源自于各种显微缺陷组织与位错的相互作用

既然已采用了显微缺陷强化，就有必要考虑显微缺陷组织对抗拉强度和屈服比的影响各种显微缺陷组织对钢铁材料抗拉强度和屈服比的影响钢铁材料中点缺陷-固溶原子强度a固溶原子量抗拉强度屈服强度点缺陷-固溶原子强度a固溶原子量抗拉强度屈服强度表1IF钢中主要固溶元素对力学性能指标的影响的回归结果

固溶元素质量分数,%屈服强度,MPa抗拉强度,MPa均匀伸长率,%总伸长率,%C0.1230190-25-26P0.13571-3.8-1.2B0.1800420-442-Si0.19.713.3-0.52-0.85Mn0.12.73.4-0.28-0.34表1IF钢中主要固溶元素对力学性能指标的影响的回归结果

线缺陷-位错b位错密度抗拉强度屈服强度强度线缺陷-位错b位错密度抗拉强度屈服强度强度面缺陷-晶粒尺寸c晶粒尺寸D-1/2抗拉强度屈服强度强度面缺陷-晶粒尺寸c晶粒尺寸D-1/2抗拉强度屈服强度强度Hall-Petch公式大量试验结果表明ky在14.0-23.4MPamm1/2之间(常用17.44MPamm1/2),而kT在7.7-15.7MPamm1/2之间(常用13.4MPamm1/2)Hall-Petch公式体缺陷-第二相强度d第二相抗拉强度屈服强度体缺陷-第二相强度d第二相抗拉强度屈服强度钢铁材料发展若干问题的思考二、第二相及夹杂物的控制2004年6月钢铁材料发展若干问题的思考二、第二相及夹杂物的控制2004年钢铁材料性能的发展方向以超级钢为代表的研究工作使钢铁材料屈服强度普遍成倍提高，各种强化方式提高钢铁材料的屈服强度已研究得十分充分。进一步工作的重点应考虑抗拉强度的提高和屈服比的降低材料的位错理论在过去半个世纪内对结构材料的屈服强度的发展起到了革命性的推动作用，而材料的第二相理论将很可能在今后成为推动结构材料抗拉强度发展的重要理论基础。钢铁材料性能的发展方向以超级钢为代表的研究工作使钢铁材料屈服钢铁材料显微组织控制的发展方向细化晶粒是钢铁材料发展的重要方向，因为细晶强化的脆化矢量为负值，即在强化的同时还可使钢铁材料的韧性提高。间隙固溶强化是最为经济有效的强化方式，但对材料韧性和塑性、焊接性损害较大。而置换固溶强化的经济有效性较差位错强化是相当经济有效的强化方式，但不可动位错密度的升高是以占用均匀塑性为代价的钢铁材料显微组织控制的发展方向细化晶粒是钢铁材料发展的重要方晶粒细化强化的局限晶粒细化强化是唯一的在提高屈服强度同时提高韧性的强化方式，因而是钢中最重要的强化方式晶粒细化至3-5m之后,进一步细化从生产成本方面考虑是不合适的,而其明显提高钢材屈服比的作用更是严重的限制晶粒细化到1m之后，由于屈服强度的通提高明显大于抗拉强度的提高，屈服比将迅速增大到0.9以上，对安全性和冷加工性能明显不利晶粒细化强化的局限晶粒细化强化是唯一的在提高屈服强度同时提高第二相（包括传统意义的夹杂物）的微细化及其形状和分布状态的有效控制是未来钢铁材料科学与技术的最重要发展方向第二相（包括传统意义的夹杂物）的微细化及其形状和分布状态的有第二相控制的意义控制和消除钢中大颗粒的第二相和夹杂物从而控制或减小钢中可能产生的最大尺寸的微裂纹源对提高钢的使用强度具有非常重要的作用

均匀细小的第二相颗粒提高屈服强度与提高抗拉强度的作用效果大致相当，由此，均匀细小的第二相颗粒在产生强化作用的同时并不损害钢材的均匀塑性

合理控制条件下的第二相强化也是相当有效的强化方式第二相控制的意义控制和消除钢中大颗粒的第二相和夹杂物从而控制第二相强化的经济有效性

第二相强化的经济有效性微合金碳氮化物析出强化作用微合金碳氮化物析出强化作用沉淀强化强度增量与第二相体积分数和尺寸的关系沉淀强化强度增量与第二相体积分数和尺寸的关系第二相阻止基体晶粒长大DC为临界晶粒尺寸，A为比例系数。Hillert缺陷理论指出，晶界的钉扎（pinning）和解钉（unpinning）将在两个水平上发生，相应的比例系数分别为2/3和4/9。

第二相阻止基体晶粒长大Gladman得到晶界解钉的判据为：晶粒尺寸不均匀性因子Z值约为1.7，可得A约为0.17。Z值为3或9时，A约为2/3和4/9，对应于Hillert缺陷理论的两个水平。第二相控制晶粒尺寸具有“方向性”，即晶粒在一开始是否被钉扎将决定所选取的钉扎水平系数A的差异。Gladman得到晶界解钉的判据为：[工学]钢铁材料学课件阻止晶粒长大的合金系选择固溶度积小，高温保持一定体积分数未溶或能够沉淀析出；固溶量小，粗化速率小，可保持细小尺寸。TiN具有独特的优势，1250℃以上加热必须采用（轧制前均热），NbN次之，1000-1200℃有较好效果（焊接热影响区、高温轧制阶段），TiC、NbC、VN有一定用处，850-950℃（低温轧制阶段），VC基本无用。含钛钢中TiN液析的限制，故仅能采用微钛。阻止晶粒长大的合金系选择固溶度积小，高温保持一定体积分数未溶固溶微合金元素或形变诱导析出微合金碳氮化物对形变奥氏体再结晶行为的影响

—奥氏体的调节形变奥氏体再结晶行为的不同导致了不同的控制轧制工艺思路CCR与RCR的不同控制要求固溶微合金元素或形变诱导析出微合金碳氮化物对形变奥氏体再结晶[工学]钢铁材料学课件DIFTDIFT[工学]钢铁材料学课件微合金元素对基体再结晶行为

的影响机理形变诱导析出的微合金碳氮化物钉扎形变奥氏体晶界，850-1000℃Nb(CN)容易形变诱导析出，因而能有效阻止或推迟再结晶。固溶的Nb、B、Mo等的溶质拖曳作用钉扎形变奥氏体晶界，要求相应元素与铁元素的尺寸或化学性质相差较大（但又必须有足够的固溶量）。微合金元素对基体再结晶行为

的影响机理形变诱导析出的微合金碳奥氏体再结晶的驱动与抑制驱动力F=Gb²/2（为再结晶前后基体中的位错密度差）计算结果约为20MN/m²，比晶粒粗化的驱动力大100-200倍钉扎力FP=6fI/(d²)（为奥氏体晶界能，f、d分别为第二相体积分数和直径，I为亚晶尺寸）奥氏体再结晶的驱动与抑制驱动力F=Gb²/2（微合金元素对形变基体相变行为的影响形变储能加速相变，提高相变温度，抑制奥氏体再结晶作用的延伸在原奥氏体晶界或形变带形核，较高的形核率保证初始晶粒尺寸细小且不能横向长大微合金元素对形变基体相变行为的影响形变储能加速相微合金碳氮化物在相界靠侧沉淀析出（在中的固溶度积较在中小因而沉淀析出相变自由能较大）阻止晶粒的径向长大新的相界一旦稳定后将成为相另一轮形核地点，未释放的及新的形变产生的形变储能促进相变相变的推进式形变储能稍小时原奥氏体晶粒中心的等轴粗大晶粒微合金碳氮化物在相界靠侧沉淀析出（在中的固溶度积较在中形变诱导铁素体相变DIFT形变诱导铁素体相变（DeformationInducedFerriteTransformation,DIFT）是指在钢的Ae3温度附近施加变形，变形中奥氏体能量升高，稳定性降低，从而导致相变。由于相变是在变形过程中，而不是在变形之后的冷却过程中发生的，因而又被称为动态相变（DynamicTransformation）目前可获得的铁素体晶粒尺寸为1m形变诱导铁素体相变DIFT形变诱导铁素体相变（Deforma

C-Mn-Nb钢铁素体晶粒尺寸与奥氏体未再结晶区累积变形量和冷速的关系(D=30m)C-Mn-Nb钢铁素体晶粒尺寸与奥氏体未再结晶区累积变形量第二相控制的内容体积分数最大尺寸与平均尺寸形状分布第二相控制的内容体积分数第二相体积分数的控制与固溶度或固溶度积公式固溶度或固溶度积大，处于固溶态的量较大，而形成第二相的量较小。固溶温度下需要固溶度或固溶度积大，潜在的可沉淀析出的第二相的量就较大。但必须相应元素在钢中的含量也足够大固溶度或固溶度积小，处于固溶态的量较小，而形成第二相的量较大。沉淀析出温度下希望固溶度或固溶度积小，此时已沉淀析出或可沉淀析出的第二相的量就较大第二相体积分数的控制与固溶度或固溶度积公式固溶度或固溶度积大常见微合金碳氮化物的固溶度积公式的比较log{[Ti]·[N]}=0.32-8000/Tlog{[Nb]·[N]}=2.80-7500/Tlog{[V]·[N]}=3.46-8330/Tlog{[Ti]·[C]}=2.75-7000/Tlog{[Nb]·[C]}=2.96-7510/Tlog{[V]·[C]}=6.72-9500/Tlog{[Al]·[N]}=1.79-7184/T常见微合金碳氮化物的固溶度积公式的比较log{[Ti]·[[工学]钢铁材料学课件常见微合金碳氮化物的固溶度积公式的比较TiN固溶度积最小，约小3个数量级AlN、NbN、VN、NbC、TiC相差不大VC固溶度积最大，约大2个数量级间隙原子缺位使固溶度积一定程度地增大（如NbC0.87、VC0.8）其他溶质元素对固溶度积有影响，如Mn、Mo使固溶度积一定程度地增大常见微合金碳氮化物的固溶度积公式的比较TiN固溶度积最小，约固溶度积公式log{[M]·[C]}γ=A-B/T本质是三元相图中的端际固溶体区包围曲面的方程实验测定：不同温度均匀化后淬冷，化学相分析测定MC相的量，用钢的化学成分中该元素的量减去MC相中的量得[M]、[C]，多个温度下的测定数据回归得到热力学推导，铁基体中的固溶度积公式固溶度积公式log{[M]·[C]}γ=A-B/T计算确定温度下的固溶量[M]、[C]计算未溶解的MC相的量

W={M-[M]}×AMC/AM计算MC相的全固溶温度log{M×C}=A-B/T计算沉淀相变的化学自由能ΔG=-19.1446B+19.1446AT-19.1446Tlog{[M][C]}计算确定温度下的固溶量[M]、[C]相互溶解的第二相及其理论处理互溶类型：原子性质很相近的溶质原子的置换固溶，如Cr、V、Mn溶入合金渗碳体晶体结构完全相同且点阵常数相差不大的几个相互溶，如不同MC、MN相的互溶理论处理：第一种情况按照前述固溶理论处理。第二种情况按照混合互溶处理。相互溶解的第二相及其理论处理互溶类型：多元互溶第二相的热力学计算令：log{[M][C]}=A1-B1/T

log{[M][N]}=A2-B2/T互溶所得的相的化学式可写为MCxN1-x，规定x为在较低温度下容易固溶的相MC或M1C在复合互溶相中的分数。混合熵项为RT乘以下式：多元互溶第二相的热力学计算令：多元互溶第二相的热力学计算联立求解下四式可得各元素的固溶量和x：多元互溶第二相的热力学计算联立求解下四式可得各元素的固溶量和互溶分数x的计算互溶分数x的计算多元第二相全固溶温度的计算该式左边仅保留第一项实际上得到MC相的全固溶温度，左边仅保留第二项可得到MN相的全固溶温度，因此可知MCN相的全固溶温度总高于MC、MN相。多元第二相全固溶温度的计算该式左边仅保留第一项实际上得到MC主要规律[M]、[C]、[N]随温度升高单调增大。共有元素固溶量[M]随M升高单调增大，但非共有元素变化较为复杂。系数x随温度的变化规律较复杂，一般而言随温度升高而单调减小；但当钢材的化学成分中难溶相特有元素的量很小时，x随温度升高将先增大至一定程度后再减小。主要规律[M]、[C]、[N]随温度升高单调增大。多元第二相沉淀相变化学自由能注意：x采用沉淀温度下计算出的值，而[M]、[C]、[N]是高温固溶温度下的值多元第二相沉淀相变化学自由能注意：x采用沉淀温度下计算出的值固溶度积的调节Mn、Mo等元素的加入将使Nb(C,N)、VN的固溶度积增大间隙缺位也会导致溶度积增大固溶度积的调节Mn、Mo等元素的加入将使Nb(C,N)、VN钢中与MnS平衡的固溶[Mn]、[S]量随温度的变化

钢中与MnS平衡的固溶[Mn]、[S]量随温度的变化钢中与Al2O3平衡的固溶[Al]、[O]量随温度的变化钢中与Al2O3平衡的固溶[Al]、[O]量随温度的变化钢中与AlN平衡的固溶[Al]、[N]量随温度的变化

log{[Al]·[N]}=1.79-7184/T钢中与AlN平衡的固溶[Al]、[N]量随温度的变化log铜在奥氏体中的平衡固溶度铜在奥氏体中的平衡固溶度铜在铁素体中的平衡固溶度

铜在铁素体中的平衡固溶度与Fe4N和与N2平衡的N在铁素体中的平衡固溶度的比较与Fe4N和与N2平衡的N在铁素体中的平衡固溶度的比较与Fe4N和与N2平衡的N在奥氏体中的平衡固溶度的比较

与Fe4N和与N2平衡的N在奥氏体中的平衡固溶度的比较最大尺寸第二相尺寸的控制钢铁材料的断裂强度和塑性主要受最大尺寸第二相的尺寸的影响，减小其尺寸可有效提高钢的抗拉强度和塑性目前最好控制条件下已可控制到5－10m，而在今后一段时间内在超高强度的G疲劳极限钢中希望控制到1m以下最大尺寸第二相尺寸的控制钢铁材料的断裂强度和塑性主要受最大尺最大尺寸第二相尺寸的控制完全消除液析第二相是控制最大尺寸第二相的唯一手段此时需考虑第二相在液态铁中的溶度积公式，大幅度减小相关元素在钢中的含量，如重点控制钢中O、S、N等元素的含量精炼、高温铁水快冷使来不及发生液析若该第二相在固态铁中的固溶度积较大，则可考虑高温保温回溶最大尺寸第二相尺寸的控制完全消除液析第二相是控制最大尺寸第二第二相尺寸的控制1——沉淀析出相变的控制临界核心尺寸的控制沉淀析出相变化学自由能的绝对值越大，临界核心尺寸越小形变储能的绝对值越大，临界核心尺寸越小，即形变诱导析出的第二相尺寸将比无形变情况更小第二相尺寸的控制1——沉淀析出相变的控制临界核心尺寸的控制沉淀析出相变的控制沉淀相变的化学自由能ΔG=-19.1446B+19.1446AT-19.1446Tlog{[M][C]}

过冷度要大，但初始温度与全固溶温度有关；沉淀温度下第二相的固溶度积要求很小，且固溶度积公式随温度的变化项要较大，即A的数值较大注意：此时采用的固溶度积公式是在对应的铁基体中的固溶度积公式沉淀析出相变的控制沉淀相变的化学自由能沉淀析出相变过程的控制沉淀相变也是形核长大相变，故还必须考虑相变长大过程控制性元素的扩散要小，沉淀C曲线即PTT曲线将下移，可采用的过冷度较大在形核率最大温度（NrTT曲线的鼻子点温度）保温可得到最为细小的沉淀第二相尺寸通常所得到的PTT曲线比NrTT曲线的鼻子点温度高100℃左右沉淀析出相变过程的控制沉淀相变也是形核长大相变，故还必须考虑第二相尺寸的控制2——第二相的Ostwald熟化过程的控制扩散控制条件下在基体内均匀沉淀的球形第二相的Ostwald熟化规律：界面反应控制、晶界扩散控制或位错扩散控制条件下第二相的Ostwald熟化规律也有深入研究，与时间的关系分别遵循二分之一、四分之一、五分之一次方关系。

第二相尺寸的控制2——第二相的Ostwald熟化过程的控制扩钢材成分满足理想化学配比时基体扩散控制条件下Ostwald熟化系数m的具体计算结果比较（nm/S1/3）：温度℃VCNbCTiCVNNbNTiN9000.5050.2160.2350.1930.1300.07210001.230.6290.5450.4590.3830.16911002.621.551.110.9490.9550.34812004.963.342.021.762.080.641钢材成分满足理想化学配比时基体扩散控制条件下Ostwald熟硫含量不同的1%锰钢中硫化锰粗化速率m(nm/s1/3)的计算结果温度℃S=0.05%S=0.03%S=0.01%S=0.005%mm’mm’mm’mm’9000.53500.39020.52850.38540.52230.38090.52080.37989500.97150.70920.95960.70050.94830.69230.94560.690310001.68031.22801.65981.21311.64031.19881.63561.195310502.78372.03692.74982.01212.71741.98842.70961.982711004.43753.25124.38343.21174.33193.17394.31943.164811506.83365.01386.75054.95286.67134.89476.65214.8806120010.2017.495310.0777.40449.95897.31779.93037.2967125014.80210.89314.62310.76214.45210.63614.41110.606硫含量不同的1%锰钢中硫化锰粗化速率m(nm/s1/3)的计含硫0.01%锰含量不同的钢中硫化锰粗化速率m(nm/s1/3)的计算结果温度℃Mn=0.75%Mn=1.0%Mn=1.25%Mn=1.5%mm’mm’mm’mm’9000.57600.42000.52230.38090.48430.35320.45540.33219501.04580.76340.94830.69230.87940.64190.82690.603610001.80881.32201.64031.19881.52101.11161.43021.045310502.99652.19262.71741.98842.51981.84382.36951.733811004.77643.49964.33193.17394.01712.94323.77752.767711507.35455.39606.67134.89476.18684.53935.81804.2687120010.9768.06489.95897.31779.23706.78728.68706.3831125015.92011.71614.45210.63613.4089.867612.6119.2812含硫0.01%锰含量不同的钢中硫化锰粗化速率m(nm/s1/主要影响因素碳氮化物合金系偏离理想化学配比（C、N含量高出）将降低粗化速率控制性元素为DC0较小的元素，微合金碳氮化物中为微合金元素；MnS中一般为硫，但近年来随着钢中硫含量的大幅度降低，控制性元素变为锰界面能变化不大故影响不大主要影响因素碳氮化物合金系钢铁材料发展若干问题的思考一、钢铁材料的抗拉强度与屈服比2004年6月钢铁材料发展若干问题的思考一、钢铁材料的抗拉强度与屈服比20抗拉强度与屈服强度的对比屈服强度应用范围不允许发生明显塑性变形的构件纯粹的强度指标

抗拉强度应用范围允许发生一定程度的塑性变形的构件需要良好冷加工性能的构件保证安全性的构件既是强度指标，同时也是塑性和韧性指标抗拉强度与屈服强度的对比屈服强度应用范围抗拉强度应用范围抗拉强度与屈服强度的对比屈服强度控制机制位错大规模滑移，各种显微缺陷均有重要影响滑移距离无关与材料塑性无关抗拉强度控制机制微裂纹的萌生与扩展，弱化的晶界、夹杂物和大颗粒第二相影响较大扩展距离存在临界尺寸与材料塑性有关抗拉强度与屈服强度的对比屈服强度控制机制抗拉强度控制机制抗拉强度与屈服强度的相互影响屈服强度对微裂纹的形成过程具有重要影响

抗拉强度是其屈服强度提高的极限，屈服强度超过抗拉强度是不可能的，而屈服强度相当接近于甚至等于抗拉强度的钢材在实际工程中是不可能安全应用的

抗拉强度与屈服强度的相互影响屈服强度对微裂纹的形成过程具有重抗拉强度在很大程度上是一个重要的塑性指标抗拉强度Rm与屈服强度RP之间的差值是材料塑性的重要指标

材料屈服后继续变形将产生加工硬化，流变应力随均匀塑性变形量增加而不断增大，达到断裂应力后将不再继续均匀塑性变形而将发生断裂。抗拉强度Rm与屈服强度RP之间适当的差值一方面保证了均匀塑性的实现（屈服比很大时均匀塑性变形未完成就可能发生断裂），另一方面对非均匀塑性（乃至总塑性）有重要的影响抗拉强度在很大程度上是一个重要的塑性指标抗拉强度Rm与屈服强屈服比在塑性变形中具有重要作用材料的屈服比被定义为RP/Rm屈服比大于或等于1的材料无塑性，且实际屈服强度被降低屈服比在0.9以上的钢材在使用安全性方面存在隐患屈服比在0.6以下的钢材具有良好的冷加工变形性能屈服比在塑性变形中具有重要作用材料的屈服比被定义为RP/R抗拉强度在很大程度上是一个重要的韧性指标

静力韧度UT被定义为静拉伸实验中材料断裂前单位体积所吸收的功：抗拉强度在很大程度上是一个重要的韧性指标静力韧度UT被抗拉强度在很大程度上是一个重要的韧性指标断裂韧度将材料的断裂强度与微裂纹尺寸结合为一个韧性指标：抗拉强度在很大程度上是一个重要的韧性指标断裂韧度将材料的断裂材料断裂强度由Griffith脆性断裂理论推导并经塑性修正后的平面应变状态下材料的断裂强度SC为：

材料断裂强度由Griffith脆性断裂理论推导并经塑性修正后提高材料断裂强度的机制减小微裂纹尺寸aC

增大裂纹尖端塑性变形功γP（材料基体的比表面能γS变化幅度很小，一般在1-1.5J/m2范围；而裂纹尖端单位面积塑性变形功γP变化范围可从0变化到100000J/m2）提高材料断裂强度的机制减小微裂纹尺寸aC微裂纹的产生原有未钝化的孔洞或裂纹弱化的界面（晶界或相界），此时适当的微区塑性变形是必须的，因而材料的屈服强度对抑制微裂纹的产生具有重要作用微裂纹的产生原有未钝化的孔洞或裂纹微裂纹尺寸的控制因素塑性材料主要受屈服强度影响，大规模塑性撕裂可产生较大尺寸的微裂纹高强度材料主要受弱化的晶界尺寸或第二相（包括夹杂物）尺寸的影响微裂纹尺寸的控制因素塑性材料主要受屈服强度影响，大规模塑性撕微裂纹的扩展只有达到临界尺寸的微裂纹才会失稳扩展导致断裂，因而控制材料中的微裂纹失稳扩展必须控制微裂纹的最大尺寸而不是平均尺寸

微裂纹亚临界扩展时的断裂塑性功与微裂纹形成时的断裂塑性功可能存在很大差别，因而导致微裂纹的扩展被加速或被抑制

微裂纹的扩展只有达到临界尺寸的微裂纹才会失稳扩展导致断裂，因提高材料断裂强度的方法1消除晶界弱化现象（晶界尺寸相对较大，一般在数十至数百微米以上，必须首先控制晶界微裂纹的产生）低熔点晶界偏析金属如铅、锑、铋、锡的消除低熔点金属如铜的抑制晶界偏析（加镍）低熔点共晶如磷共晶的消除（脱磷）晶界弱化元素的消除或抑制晶界偏析（脱硫，加硼）提高材料断裂强度的方法1消除晶界弱化现象（晶界尺寸相对较大，提高材料断裂强度的方法2大颗粒夹杂物或第二相尺寸的控制（其最大尺寸一般在数十微米以上）液析夹杂物或氮化物、碳化物的控制（降低夹杂物形成元素如氧、硫、磷、氮在钢中的含量，电磁搅拌使之上浮或细化，高温铁水快速冷却抑制液析）溶度积公式的应用（可能时固态回溶）最佳控制条件下仅使之在固态析出提高材料断裂强度的方法2大颗粒夹杂物或第二相尺寸的控制（其最提高材料断裂强度的方法3适当的屈服强度屈服强度与裂纹尖端单位面积塑性变形功的矛盾，需要根据钢中可能的最大微裂纹尺寸而加以匹配屈服强度低，容易在局部产生塑性撕裂形成大尺寸微裂纹（不受最大夹杂物颗粒尺寸影响）屈服强度高，裂纹尖端单位面积塑性变形功迅速下降提高材料断裂强度的方法3适当的屈服强度具体计算结果SC，MPa

γP，J/m2

aC，mm20010000-50000018.1-90.54005000-100002.26-4.531000500-10000.0362-0.07242000200-5000.00362-0.00905具体计算结果SC，MPaγP，J/m2aC，mm2特殊的思路使微裂纹被包围在塑性相当良好的基体组织处，将只会发生微孔聚合型韧性断裂

微裂纹扩展路径中存在塑性相当良好的基体组织（连续软相）特殊的思路使微裂纹被包围在塑性相当良好的基体组织处，将只会

复相基体组织屈服强度主要取决于基体相中的软相的屈服强度：抗拉强度基本遵从混合物规律：复相基体组织屈服强度主要取决于基体相中的软相的屈服强度：需要重视的问题硬相与软相之间的强度差足够大软相体积分数要足够小（保证抗拉强度）软相必须连续（保证软相中的位错可滑移出工件表面产生宏观塑性变形，同时保证微裂纹扩展中必然遇到软相）需要重视的问题硬相与软相之间的强度差足够大重要应用双相钢TRIP钢硬相：马氏体、贝氏体

软相：奥氏体、铁素体

方法：亚临界区加热后淬冷保持适当残余奥氏体重要应用双相钢形变诱导相变强化的基体组织

初始组织较软，易于发生屈服；且必须是非稳定平衡组织形变诱导相变得到的平衡组织强度较高即形变诱导相变强化效果较大高锰钢TRIP钢可能的思路：形变诱导超微细第二相沉淀析出形变诱导相变强化的基体组织初始组织较软，易于发生屈服；且必Rm,MPaRp,MPaA5,%Z,%-40℃Akv,JRp/RmE600-3横25308407.519240.332E600-3横25208407.519230.333E600-3纵2520810190.321E600-3纵2530805712200.318E600-3横24608709.523110.354E600-3横24808251123100.333E600-3纵2490875102160.351超高强度超低屈服比钢力学性能Rm,Rp,A5,Z,-40℃Rp/RmE600-3横253[工学]钢铁材料学课件[工学]钢铁材料学课件[工学]钢铁材料学课件[工学]钢铁材料学课件各种显微缺陷组织对钢铁材料抗拉强度和屈服比的影响

钢铁材料中各种显微缺陷组织对其屈服强度具有特别重要的影响，各种强化工艺技术的本质均源自于各种显微缺陷组织与位错的相互作用

既然已采用了显微缺陷强化，就有必要考虑显微缺陷组织对抗拉强度和屈服比的影响各种显微缺陷组织对钢铁材料抗拉强度和屈服比的影响钢铁材料中点缺陷-固溶原子强度a固溶原子量抗拉强度屈服强度点缺陷-固溶原子强度a固溶原子量抗拉强度屈服强度表1IF钢中主要固溶元素对力学性能指标的影响的回归结果

固溶元素质量分数,%屈服强度,MPa抗拉强度,MPa均匀伸长率,%总伸长率,%C0.1230190-25-26P0.13571-3.8-1.2B0.1800420-442-Si0.19.713.3-0.52-0.85Mn0.12.73.4-0.28-0.34表1IF钢中主要固溶元素对力学性能指标的影响的回归结果

线缺陷-位错b位错密度抗拉强度屈服强度强度线缺陷-位错b位错密度抗拉强度屈服强度强度面缺陷-晶粒尺寸c晶粒尺寸D-1/2抗拉强度屈服强度强度面缺陷-晶粒尺寸c晶粒尺寸D-1/2抗拉强度屈服强度强度Hall-Petch公式大量试验结果表明ky在14.0-23.4MPamm1/2之间(常用17.44MPamm1/2),而kT在7.7-15.7MPamm1/2之间(常用13.4MPamm1/2)Hall-Petch公式体缺陷-第二相强度d第二相抗拉强度屈服强度体缺陷-第二相强度d第二相抗拉强度屈服强度钢铁材料发展若干问题的思考二、第二相及夹杂物的控制2004年6月钢铁材料发展若干问题的思考二、第二相及夹杂物的控制2004年钢铁材料性能的发展方向以超级钢为代表的研究工作使钢铁材料屈服强度普遍成倍提高，各种强化方式提高钢铁材料的屈服强度已研究得十分充分。进一步工作的重点应考虑抗拉强度的提高和屈服比的降低材料的位错理论在过去半个世纪内对结构材料的屈服强度的发展起到了革命性的推动作用，而材料的第二相理论将很可能在今后成为推动结构材料抗拉强度发展的重要理论基础。钢铁材料性能的发展方向以超级钢为代表的研究工作使钢铁材料屈服钢铁材料显微组织控制的发展方向细化晶粒是钢铁材料发展的重要方向，因为细晶强化的脆化矢量为负值，即在强化的同时还可使钢铁材料的韧性提高。间隙固溶强化是最为经济有效的强化方式，但对材料韧性和塑性、焊接性损害较大。而置换固溶强化的经济有效性较差位错强化是相当经济有效的强化方式，但不可动位错密度的升高是以占用均匀塑性为代价的钢铁材料显微组织控制的发展方向细化晶粒是钢铁材料发展的重要方晶粒细化强化的局限晶粒细化强化是唯一的在提高屈服强度同时提高韧性的强化方式，因而是钢中最重要的强化方式晶粒细化至3-5m之后,进一步细化从生产成本方面考虑是不合适的,而其明显提高钢材屈服比的作用更是严重的限制晶粒细化到1m之后，由于屈服强度的通提高明显大于抗拉强度的提高，屈服比将迅速增大到0.9以上，对安全性和冷加工性能明显不利晶粒细化强化的局限晶粒细化强化是唯一的在提高屈服强度同时提高第二相（包括传统意义的夹杂物）的微细化及其形状和分布状态的有效控制是未来钢铁材料科学与技术的最重要发展方向第二相（包括传统意义的夹杂物）的微细化及其形状和分布状态的有第二相控制的意义控制和消除钢中大颗粒的第二相和夹杂物从而控制或减小钢中可能产生的最大尺寸的微裂纹源对提高钢的使用强度具有非常重要的作用

均匀细小的第二相颗粒提高屈服强度与提高抗拉强度的作用效果大致相当，由此，均匀细小的第二相颗粒在产生强化作用的同时并不损害钢材的均匀塑性

合理控制条件下的第二相强化也是相当有效的强化方式第二相控制的意义控制和消除钢中大颗粒的第二相和夹杂物从而控制第二相强化的经济有效性

第二相强化的经济有效性微合金碳氮化物析出强化作用微合金碳氮化物析出强化作用沉淀强化强度增量与第二相体积分数和尺寸的关系沉淀强化强度增量与第二相体积分数和尺寸的关系第二相阻止基体晶粒长大DC为临界晶粒尺寸，A为比例系数。Hillert缺陷理论指出，晶界的钉扎（pinning）和解钉（unpinning）将在两个水平上发生，相应的比例系数分别为2/3和4/9。

第二相阻止基体晶粒长大Gladman得到晶界解钉的判据为：晶粒尺寸不均匀性因子Z值约为1.7，可得A约为0.17。Z值为3或9时，A约为2/3和4/9，对应于Hillert缺陷理论的两个水平。第二相控制晶粒尺寸具有“方向性”，即晶粒在一开始是否被钉扎将决定所选取的钉扎水平系数A的差异。Gladman得到晶界解钉的判据为：[工学]钢铁材料学课件阻止晶粒长大的合金系选择固溶度积小，高温保持一定体积分数未溶或能够沉淀析出；固溶量小，粗化速率小，可保持细小尺寸。TiN具有独特的优势，1250℃以上加热必须采用（轧制前均热），NbN次之，1000-1200℃有较好效果（焊接热影响区、高温轧制阶段），TiC、NbC、VN有一定用处，850-950℃（低温轧制阶段），VC基本无用。含钛钢中TiN液析的限制，故仅能采用微钛。阻止晶粒长大的合金系选择固溶度积小，高温保持一定体积分数未溶固溶微合金元素或形变诱导析出微合金碳氮化物对形变奥氏体再结晶行为的影响

—奥氏体的调节形变奥氏体再结晶行为的不同导致了不同的控制轧制工艺思路CCR与RCR的不同控制要求固溶微合金元素或形变诱导析出微合金碳氮化物对形变奥氏体再结晶[工学]钢铁材料学课件DIFTDIFT[工学]钢铁材料学课件微合金元素对基体再结晶行为

的影响机理形变诱导析出的微合金碳氮化物钉扎形变奥氏体晶界，850-1000℃Nb(CN)容易形变诱导析出，因而能有效阻止或推迟再结晶。固溶的Nb、B、Mo等的溶质拖曳作用钉扎形变奥氏体晶界，要求相应元素与铁元素的尺寸或化学性质相差较大（但又必须有足够的固溶量）。微合金元素对基体再结晶行为

的影响机理形变诱导析出的微合金碳奥氏体再结晶的驱动与抑制驱动力F=Gb²/2（为再结晶前后基体中的位错密度差）计算结果约为20MN/m²，比晶粒粗化的驱动力大100-200倍钉扎力FP=6fI/(d²)（为奥氏体晶界能，f、d分别为第二相体积分数和直径，I为亚晶尺寸）奥氏体再结晶的驱动与抑制驱动力F=Gb²/2（微合金元素对形变基体相变行为的影响形变储能加速相变，提高相变温度，抑制奥氏体再结晶作用的延伸在原奥氏体晶界或形变带形核，较高的形核率保证初始晶粒尺寸细小且不能横向长大微合金元素对形变基体相变行为的影响形变储能加速相微合金碳氮化物在相界靠侧沉淀析出（在中的固溶度积较在中小因而沉淀析出相变自由能较大）阻止晶粒的径向长大新的相界一旦稳定后将成为相另一轮形核地点，未释放的及新的形变产生的形变储能促进相变相变的推进式形变储能稍小时原奥氏体晶粒中心的等轴粗大晶粒微合金碳氮化物在相界靠侧沉淀析出（在中的固溶度积较在中形变诱导铁素体相变DIFT形变诱导铁素体相变（DeformationInducedFerriteTransformation,DIFT）是指在钢的Ae3温度附近施加变形，变形中奥氏体能量升高，稳定性降低，从而导致相变。由于相变是在变形过程中，而不是在变形之后的冷却过程中发生的，因而又被称为动态相变（DynamicTransformation）目前可获得的铁素体晶粒尺寸为1m形变诱导铁素体相变DIFT形变诱导铁素体相变（Deforma

C-Mn-Nb钢铁素体晶粒尺寸与奥氏体未再结晶区累积变形量和冷速的关系(D=30m)C-Mn-Nb钢铁素体晶粒尺寸与奥氏体未再结晶区累积变形量第二相控制的内容体积分数最大尺寸与平均尺寸形状分布第二相控制的内容体积分数第二相体积分数的控制与固溶度或固溶度积公式固溶度或固溶度积大，处于固溶态的量较大，而形成第二相的量较小。固溶温度下需要固溶度或固溶度积大，潜在的可沉淀析出的第二相的量就较大。但必须相应元素在钢中的含量也足够大固溶度或固溶度积小，处于固溶态的量较小，而形成第二相的量较大。沉淀析出温度下希望固溶度或固溶度积小，此时已沉淀析出或可沉淀析出的第二相的量就较大第二相体积分数的控制与固溶度或固溶度积公式固溶度或固溶度积大常见微合金碳氮化物的固溶度积公式的比较log{[Ti]·[N]}=0.32-8000/Tlog{[Nb]·[N]}=2.80-7500/Tlog{[V]·[N]}=3.46-8330/Tlog{[Ti]·[C]}=2.75-7000/Tlog{[Nb]·[C]}=2.96-7510/Tlog{[V]·[C]}=6.72-9500/Tlog{[Al]·[N]}=1.79-7184/T常见微合金碳氮化物的固溶度积公式的比较log{[Ti]·[[工学]钢铁材料学课件常见微合金碳氮化物的固溶度积公式的比较TiN固溶度积最小，约小3个数量级AlN、NbN、VN、NbC、TiC相差不大VC固溶度积最大，约大2个数量级间隙原子缺位使固溶度积一定程度地增大（如NbC0.87、VC0.8）其他溶质元素对固溶度积有影响，如Mn、Mo使固溶度积一定程度地增大常见微合金碳氮化物的固溶度积公式的比较TiN固溶度积最小，约固溶度积公式log{[M]·[C]}γ=A-B/T本质是三元相图中的端际固溶体区包围曲面的方程实验测定：不同温度均匀化后淬冷，化学相分析测定MC相的量，用钢的化学成分中该元素的量减去MC相中的量得[M]、[C]，多个温度下的测定数据回归得到热力学推导，铁基体中的固溶度积公式固溶度积公式log{[M]·[C]}γ=A-B/T计算确定温度下的固溶量[M]、[C]计算未溶解的MC相的量

W={M-[M]}×AMC/AM计算MC相的全固溶温度log{M×C}=A-B/T计算沉淀相变的化学自由能ΔG=-19.1446B+19.1446AT-19.1446Tlog{[M][C]}计算确定温度下的固溶量[M]、[C]相互溶解的第二相及其理论处理互溶类型：原子性质很相近的溶质原子的置换固溶，如Cr、V、Mn溶入合金渗碳体晶体结构完全相同且点阵常数相差不大的几个相互溶，如不同MC、MN相的互溶理论处理：第一种情况按照前述固溶理论处理。第二种情况按照混合互溶处理。相互溶解的第二相及其理论处理互溶类型：多元互溶第二相的热力学计算令：log{[M][C]}=A1-B1/T

log{[M][N]}=A2-B2/T互溶所得的相的化学式可写为MCxN1-x，规定x为在较低温度下容易固溶的相MC或M1C在复合互溶相中的分数。混合熵项为RT乘以下式：多元互溶第二相的热力学计算令：多元互溶第二相的热力学计算联立求解下四式可得各元素的固溶量和x：多元互溶第二相的热力学计算联立求解下四式可得各元素的固溶量和互溶分数x的计算互溶分数x的计算多元第二相全固溶温度的计算该式左边仅保留第一项实际上得到MC相的全固溶温度，左边仅保留第二项可得到MN相的全固溶温度，因此可知MCN相的全固溶温度总高于MC、MN相。多元第二相全固溶温度的计算该式左边仅保留第一项实际上得到MC主要规律[M]、[C]、[N]随温度升高单调增大。共有元素固溶量[M]随M升高单调增大，但非共有元素变化较为复杂。系数x随温度的变化规律较复杂，一般而言随温度升高而单调减小；但当钢材的化学成分中难溶相特有元素的量很小时，x随温度升高将先增大至一定程度后再减小。主要规律[M]、[C]、[N]随温度升高单调增大。多元第二相沉淀相变化学自由能注意：x采用沉淀温度下计算出的值，而[M]、[C]、[N]是高温固溶温度下的值多元第二相沉淀相变化学自由能注意：x采用沉淀温度下计算出的值固溶度积的调节Mn、Mo等元素的加入将使Nb(C,N)、VN的固溶度积增大间隙缺位也会导致溶度积增大固溶度积的调节Mn、Mo等元素的加入将使Nb(C,N)、VN钢中与MnS平衡的固溶[Mn]、[S]量随温度的变化

钢中与MnS平衡的固溶[Mn]、[S]量随温度的变化钢中与Al2O3平衡的固溶[Al]、[O]量随温度的变化钢中与Al2O3平衡的固溶[Al]、[O]量随温度的变化钢中与AlN平衡的固溶[Al]、[N]量随温度的变化

log{[Al]·[N]}=1.79-7184/T钢中与AlN平衡的固溶[Al]、[N]量随温度的变化log铜在奥氏体中的平衡固溶度铜在奥氏体中的平衡固溶度铜在铁素体中的平衡固溶度

铜在铁素体中的平衡固溶度与Fe4N和与N2平衡的N在铁素体中的平衡固溶度的比较与Fe4N和与N2平衡的N在铁素体中的平衡固溶度的比较与Fe4N和与N2平衡的N在奥氏体中的平衡固溶度的比较

与Fe4N和与N2平衡的N在奥氏体中的平衡固溶度的比较最大尺寸第二相尺寸的控制钢铁材料的断裂强度和塑性主要受最大尺寸第二相的尺寸的影响，减小其尺寸可有效提高钢的抗拉强度和塑性目前最好控制条件下已可控制到5－10m，而在今后一段时间内在超高强度的G疲劳极限钢中希望控制到1m以下最大尺寸第二相尺寸的控制钢铁材料的断裂强度和塑性主要受最大尺最大尺寸第二相尺寸的控制完全消除液析第二相是控制最大尺寸第二相的唯一手段此时需考虑第二相在液态铁中的溶度积公式，大幅度减小相关元素在钢中的含量，如重点控制钢中O、S、N等元素的含量精炼、高温铁水快冷使来不及发生液析若该第二相在固态铁中的固溶度积较大，则可考虑高温