1微合金化钢的概念.ppt

钢铁材料微结构设计与控制原理王立军 副教授2011.10,第1章 微合金化钢的概念和强韧化机理,第１节　微合金化钢的概念钢的微合金化　　在钢中加入微量的铌(Nb)、钒(V)、钛(Ti)、硼(B)等碳化物、氮化物形成元素，在热循环或应变的作用下，通过C、N化合物的溶解和析出机制，钢铁材料的物理、化学及力学性能产生十分明显的变化微合金化钢　　是在普通的C-Mn钢或低合金钢中添加微量(质量分数通常小于0.1%)的强碳氮化物形成元素(如铌、钒、钛等)进行合金化，通过高纯洁度的冶炼工艺(脱气、脱硫及夹杂物形态控制)炼钢，在加工过程中施以控制轧制/控制冷却等新工艺，通过控制细化钢的晶粒和碳氮化物沉淀强化的物理冶金过程，在热轧状态下获得高强度、高韧性、高可焊接性、良好的成形性能等最佳力学性能配合的工程结构材料,合金化与微合金化　　合金化的物理本质是：通过元素的固溶及其固态反应，影响微结构乃至结构、组织和组分，从而使金属获得要求的性能——合金化元素主要影响钢的基体，　　“微合金化” 为改善钢材的性能有目的地加到钢中的元素在钢中的含量较低，通常低于0.1%(质量分数)——微合金化元素除了溶质原子的拖曳作用外，几乎总是通过第二相的析出而影响钢的显微组织结构。

微合金化元素铌(Nb)、钒(V)、钛(Ti)、硼(B)、铝(A1)及稀土(RE)　均有形成碳化物和氮化物的趋势，并且从元素周期表的右上角向左下方逐渐增强；形成氮化物的倾向要强于形成碳化物的倾向　（Ti、Zr、Hf）有更高的形成氧化物和硫化物的倾向　（Ti、Zr、Hf）和（V、Nb、Ta）元素与非金属化合物的亲和力比（Cr、Mo、W）元素高　（Cr、Mo、W）的碳化物具有正斜方体和六角体的晶体结构，而（Ti、Zr、Hf）和（V、Nb、Ta）元素的碳化物具有面心立方结构，面心立方结构与钢的立方基体具有一定的共格性，这对钢的性能有益1.2　微合金化钢的强韧化机理结构钢的力学性能要求：　　在钢材应用上，其室温屈服强度σs(或条件屈服强度σ0.2)、抗拉强度和韧脆转变温度Tc，是钢材的基本的力学性能指标　　在大多数条件下，σs和Tc是设计选材的最基本标准因此，提高钢的σs和降低Tc，，一直是钢铁材料研究和开发的重点材料的强化方式：　　包括沉淀析出强化、细晶强化、相变强化、固溶强化(置换强化和间隙强化)、位错及亚晶强化等　　对材料强度的影响可以用修正的Hall-Petch公式表示：σy=σ0+σss+σint+σppt+σtrnnsf+σdisl+Kyd-1/2 式中σ0——晶格摩擦力(阻碍位错运动的力和晶格阻力)；　　σss——置换强化增量；　　σint——间隙强化增量；　　σppt——析出强化增量；　　σtrnnsf——相变强化增量；　　σdisl——位错及亚结构强化增量；　　Ky——晶界强化因子；　　d——晶粒直径。

材料的韧性　　材料的韧脆转变温度TC是衡量材料韧性的重要指标，一般采用50%FATT(裂纹扩展转变温度)作为转变温度　　晶粒细化的脆化矢量为-0.80℃/MPa，而析出强化和相变强化的脆性矢量为0.46℃/MPa　　因此晶粒细化可以在有效提高强度的同时，使韧脆转变温度大幅度降低，而其它能有效提高钢材强度的强化方式都将导致韧脆转变温度提高不同强化机制对钢韧脆转折温度的影响１-晶粒细化强化；２-沉淀强化；３-位错强化；４-珠光体强化,晶粒细化对韧性的贡献　　在其它条件相当的情况下，随着晶粒尺寸的变小，材料的韧脆转变温度下降Pickering等对低碳钢提出了韧脆转变温度的表达式：TC = a – b d-1/2 式中，a包括了除晶粒直径以外的其它所有因素对韧脆转变温度的影响，而b d-1/2为晶粒直径对韧脆转变温度的影响一般b=11.5℃/mm1/2　　当铁素体直径由20μm细化到5μm时，可使TC下降81℃微合金钢的强化机理晶粒细化强化　　晶粒细化之所以既能提高钢的强度，又能提高钢的韧性，其原因是：材料的晶粒越细，晶界面积就越大，而晶界两边的晶粒的取向完全不同且完全无规则，并且晶界是原子排列相当紊乱的地区。

因此，当塑性形变和微裂纹由一个晶粒穿过晶界进入另一个晶粒时，由于晶界阻力大，穿过晶界就比较困难；另外，穿过晶界后滑移方向和裂纹扩展又需改变与晶内的形变及裂纹扩展相比，这种既要穿过晶界而又要改变方向的形变及裂纹扩展将要消耗很大的能量，故晶界的存在将使材料的强度和韧性都得到提高，并且材料的晶粒越细，材料的强度和韧性就越高位错塞积模型　　在外加切应力较小时，由于晶界的阻碍作用，会使晶粒1内由位错源放出的位错形成位错塞积，位错塞积可以在相邻晶粒内产生较大的切应力，当这个应力达到该晶粒内位错源开动的临界分切应力时，该晶粒内的位错开始滑移计算结果为σy=σ0+kd-1/2,位错塞积引起相邻晶粒中位错源开动示意图,位错的塞积,假设在外加切应力τ0的作用下，有n个柏氏矢量为b的刃型位错沿x方向塞积，领先位错在x=0处，其余位错分别以x1、x2、…xi、…xn-1表示，每个位错都受到其余位错的排斥力和外应力，在平衡状态下所受的合力为零障碍前的位错塞积群,晶体中的F-R位错源在应力的作用下开动以后，在同一滑移面内放出一组柏氏矢量完全相同的位错环，如果这些位错被晶界或大的第二相粒子等障碍所阻，位错将在障碍物前堆积而形成塞积群。

塞积群中的位错分布,考虑塞积群中第i个位错，它所受的力包括两个部分，一是外切应力对该位错的作用力τ0b，另一个是除i以外所有位错的应力场对位错i的作用力根据两平行刃位错的互作用力公式，第j个位错对位错i沿x方向的作用力为　　　　　　　除i以外所有位错的对位错i的作用力之和为位错i在平衡状态下沿x方向的受力状态为　　所以，当n 很大时，近似解为　　　　　　　 式中 第n-1个位错的位置xn-1可以近似地看成塞积群的总长度，用L表示当n 很大时， 　　　　　　　　　　或 　　可见，位错在塞积群中的排列不是均匀的，位错的位置与i2成正比，越靠近领先位错，排列越紧密位错塞积群中塞积的位错数目与外应力τ0成正比，与位错源到障碍物的距离L成正比塞积群对障碍物的作用力（虚功原理）,假设在外加切应力τ0的作用下，整个塞积群向前移动了δx的距离，则外力场所作的功为nτ0bδx 如果假定障碍物只和塞积群中的领先位错有相互作用，作用力为τ`，则当领先位错受到外力场的作用向前移动了δx时，则障碍物作用在领先位错上的力为τ` b，此时τ` b所作的功为τ` bδx这两个功应相等，即nτ0bδx=τ` bδx所以τ`= nτ0此结果表明，塞积群的领先位错对障碍物的作用力比外力增加了n倍，在障碍物前产生了应力集中。

当塞积群中的位错数量增加，应力集中达到一定程度时，位错可以借助交滑移或攀移越过障碍而使应力松弛下来；否则，就可能摧毁障碍或者在应力集中处引起裂纹晶界前的位错塞积,外加应力使多晶体中处于软取向的晶粒首先滑移，位错塞积群被阻在晶界前，产生应力集中，使处于硬取向的相邻晶粒受到较大的切应力设晶粒直径D为塞积群长度L的2倍，则塞积群中的位错数目为,,,晶界前的应力集中为当τB在相邻晶粒滑移方向上的分切应力达到该晶粒的临界分切应力τC时，该晶粒的位错开始滑移，式中，k为与取向有关且小于1的常数，τC对一定的材料为常数，所以外应力为多晶体屈服，再考虑到内应力τC的作用，多晶体的屈服应力为　　这就是著名的Hall-Petch公式，不过该公式是在大塞积群（大于50个位错）的条件下导出的，因此当晶粒很小只能产生小塞积群时，此公式就不适用了Hall-Petch公式　　Hall和Petch首先独立地得出了晶粒细化强化的Hall-Petch公式，晶粒细化对屈服强度的贡献可用下式表示：σ=σ0+ ky d-1/2 式中，σ0为常数d为有效晶粒尺寸，对铁素体一珠光体钢，即为铁素体晶粒尺寸；对板条马氏体组织，系指板条马氏体束的尺寸；对孪晶马氏体组织，则为奥氏体晶粒尺寸。

　　随着晶粒尺寸d的减小，钢的屈服强度将提高如果晶粒尺寸减小1个数量级，那么将导致晶粒强化项的增量达到先前的　　倍，韧脆转折温度也将明显降低Hall-Petch公式适用工程结构钢　　晶粒细化是钢中最为重要的强化手段，普碳软钢中大约一半的强度来自于它　　一般钢厂所生产的钢材，铁素体晶粒直径大致为20～14μm(相当于8～9级的铁素体晶粒度)，相应的强度增量为131～148 MPa先进钢材铁素体晶粒直径约为5～10μm，相应的强度增量为174～278 MPa　　实验证实，Hall-Petch公式可以应用到晶粒尺寸为1μm的尺度Hall-Petch公式不适用的情况　　在亚微米尺度下，多晶体材料的屈服强度一晶粒尺寸曲线，偏离常规的Hall-Petch公式这是因为Hall-Petch关系是建立在经典的位错理论的假设上的，即大量的位错是弹性的和在充分塞积状态下，并且位错源可开动的位错数量是无限的　　在纳米晶体形变过程中，少有(甚至没有)位错行为，尤其是金属单质样品的形变过程则主要由晶粒转动和晶界滑动完成　　以晶粒细化和碳氮化物析出作为强韧化基础的微合金化钢技术期待新的理论，探讨涵盖微珠光体、针状铁素体、超低碳贝氏体等组织类型、以碳氮化物析出等诸参数为主导的强度表达式。

晶界移动的驱动力　　塑性变形时，驱使孪晶界和小角度倾转晶界移动的力都是机械力晶体发生组织变化（例如晶粒长大）时，晶界移动的驱动力基本属于化学力，化学力的来源是系统自由能的降低１、相邻晶粒的能量差　　当相邻晶粒的化学位不同，则化学位梯度即对原子施加一个化学力F，F=-Δμ/λ式中Δμ为化学位差，λ为晶界厚度，负号表示F与化学位梯度的方向相反，即指向能量降低的方向于是在化学力的作用下，原子由化学位高的晶粒穿过晶界向化学位低的晶粒迁移，这就相当于晶界向化学位高的晶粒方向移动２、界面曲率　　晶粒长大可以使系统的总界面能降低，而长大时的晶界移动则与界面曲率有关在一个曲率半径为r的圆柱面上，取一个面积元，设界面张力为γ，则作用在面积元上的力为γ·1，当dθ很小时，张力的水平分力为2γ·1·sin（dθ/2），由于界面要保持平衡，所以其凹侧的压力必然大于凸侧，并且这个压力差ΔP应与界面张力的水平分力相等，即2γ·1·sin（dθ/2）=ΔP·1·rdθ当dθ很小时，sin（dθ/2）≈dθ/2，所以 ΔP=γ/r可见，压力差决定于界面张力和界面曲率当界面为球面时，用类似的力学平衡方法，可以求出 ΔP=2γ/r　　由于界面凹侧的压力较高，所以凹侧晶粒的化学位也高，因此原子由凹侧向凸侧迁移，而晶界则由凸侧移向凹侧，即向其曲率半径中心方向移动。

晶粒长大　　　晶粒长大是一个自发过程，它能减少晶界的总面积，降低总的界面能，使组织变得更稳定晶粒长大的驱动力是晶粒长大前后总的界面能差晶粒长大过程的特点： １. 晶界的迁移总是指向晶界的曲率中心方向，晶界本身趋于平直化； ２. 随着晶界的迁移，小晶粒逐渐被吞并到相邻的大晶粒中； ３. 三个晶粒的晶界交角趋于120°，晶界处于平衡位置晶界曲率与晶粒形状,晶界迁移率　　　晶界迁移率B是指在单位驱动力作用下的移动速度，若晶界移动的驱动力为F，移动速度为v，则 B=v/F 或 v=FB 可见，晶界的移动速度决定于驱动力和迁移率影响迁移率的因素１、溶质或杂质原子少量的溶质或杂质原子对晶界移动有显著的影响，因为溶质原子的晶界富集以后，与晶界相互作用，使晶界移动时须拖曳着溶质原子一起前进，但溶质原子的运动速度受其扩散速率的限制，因此对晶界移动产生阻力，这个阻力使晶界的迁移率降低２、温度界面迁移率B与晶界扩散系数D之间的关系为B=D/kT，由于扩散系数随温度升高成指数关系增加，并且指数项的影响超过了1/T项，所以温度越高，原子的动能越大，晶界的移动速度越快３、相邻晶粒的取向差晶粒之间的取向差影响晶界的结构，因而影响其扩散系数,。