1、二戰(zhàn)期間大量船舶脆斷，提高了鋼材韌性。 解決辦法：提高M(jìn)n/C比，為鋁脫氧、正火工藝、低溫大氣壓下軋制控制冷的基礎(chǔ)，1 .引言，控制軋制控制冷技術(shù)的發(fā)展：六十年代中Nb的加強(qiáng)作用為控制軋制技術(shù)的發(fā)展提供了理論依據(jù)，70年代以后應(yīng)用得到普及，新鋼種、新工藝得到開發(fā)控制軋制控制蒸發(fā)制冷的方法稱為熱機(jī)械控制過程。 (TMCP，熱機(jī)械控制控制lledprocessing )。 控制塑性加工在冷加工中的作用：變形、變形熱處理：熱擠壓：圖6擠壓過程中可能發(fā)生的組織變化、壓延：鍛造：大型鍛件金屬流動(dòng)的非常復(fù)雜經(jīng)驗(yàn)成分占主要領(lǐng)導(dǎo)地位鍛造設(shè)備及輔助手工工具未完全定徑套的毛壞是粗大的樹枝狀晶粒，偏析嚴(yán)重，微孔研究

2、進(jìn)展：德意志Aachen高等院校RKopp教授不斷采用細(xì)網(wǎng)格有限單元法對熱鐓粗時(shí)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶情況進(jìn)行數(shù)值模擬，引入邊界條件對有限元數(shù)值模擬的影響，對模鍛過程中金相組織結(jié)構(gòu)變化進(jìn)行了仿真研究，清華高等院校也利用三次元?jiǎng)傉乘苄杂邢拊▽徵叴诌^程中的圖11是變形體中軟化反應(yīng)歷程的分布示意圖(若發(fā)生再結(jié)晶則云同步伴隨恢復(fù))、圖12拔長時(shí)伴隨鍛造過程的進(jìn)行在各處發(fā)生的軟化反應(yīng)歷程(現(xiàn)在壓下第三砧)、材料的化學(xué)成分與加工過程、金相組織與力學(xué)性能的關(guān)系：圖13化學(xué)成分與加工過程， 金相組織與力學(xué)性能之間圖1-2鋼材的性能與冶金要素、組織關(guān)系、組織、過程、性能、金屬材料的力學(xué)性能：所謂金屬材料的力學(xué)性能，是

3、指金屬在外載荷(外力或能量)的作用下或載荷與環(huán)境要素(溫度、介質(zhì)與載荷速度)的聯(lián)合作用下所表現(xiàn)的行為。 力學(xué)性能通常為強(qiáng)度指標(biāo)： s、b； 塑性指標(biāo)： 韌性指標(biāo)： k、Kc。 金屬的理論屈服強(qiáng)度、剪切應(yīng)力和位移的關(guān)系，如果a=b，則可以表示為、圖1-3原子面受到力后產(chǎn)生的位移、一般金屬的剪切彈性模數(shù)G:104105MPa、金屬的理論屈服強(qiáng)度： 103 104MPa。 實(shí)際單晶純金屬的屈服強(qiáng)度比該值低100 1000倍。 對鋼來說，G78453 MPa，理論屈服強(qiáng)度s=212486Mpa，鋼的實(shí)際屈服強(qiáng)度遠(yuǎn)低于理論屈服強(qiáng)度。 (2)金屬的理論斷裂強(qiáng)度斷裂強(qiáng)度：圖1-4原子間結(jié)合力的2原子模型1-

4、吸引力2-排斥力3-合應(yīng)力，max是理論斷裂強(qiáng)度。 高強(qiáng)度鋼的斷裂強(qiáng)度可達(dá)2100Mpa，約為理論斷裂強(qiáng)度的十分之一。 一般工程材料的斷裂強(qiáng)度比理論斷裂強(qiáng)度低10-1000倍。 原因：實(shí)際的金屬不是理想的結(jié)晶，滑動(dòng)過程是剛性的，不是整體的移動(dòng)實(shí)際的結(jié)晶有錯(cuò)誤，變位具有可動(dòng)性，變位通過晶格滑動(dòng)可以從一個(gè)位置移動(dòng)到另一個(gè)位置的滑動(dòng)是階段性的進(jìn)行的過程，材料的斷裂是變位的塞積、塞積群的擴(kuò)展(3)金屬韌性1 )韌性的定義及其表示：綜合應(yīng)用高沖擊速度和缺口試樣的應(yīng)力集中，測定從金屬變形到破壞所消耗的沖擊能量的大小。 韌性指標(biāo)：將Ak(J )、ak(J/cm2)、韌性-脆性轉(zhuǎn)換溫度Tk(C )及與顯示方法

5、所選擇的一定的沖擊功對應(yīng)的溫度設(shè)為Tk。 夏比v形缺口試料中，沖擊功為20.34J的Tk用V15TT表示，在斷口面積中出現(xiàn)50%晶狀的斷口時(shí)的溫度設(shè)為Tk，用50表示的結(jié)晶斷開100%時(shí)的溫度設(shè)為Tk，此時(shí)的塑性變化溫度設(shè)為0，用NDT表示。、圖1-5根據(jù)沖擊功、結(jié)晶斷口比例試驗(yàn)溫度變化的曲線1 .沖擊功曲線2 .斷口形態(tài)曲線2 )影響沖擊韌性的因素材料的組織、構(gòu)造的影響：1)面心立方晶格2 )體心立方、密列六方晶格3 )細(xì)小且均勻分布的第二相質(zhì)點(diǎn)4 )顆粒狀與片狀相比，是5 )尖角狀、網(wǎng)狀連續(xù)分布6 )第二相和基體圖1鋼的一些脆性溫度區(qū)，圖2不同含碳量的鋼的冷脆和藍(lán)脆溫度范圍，變形速度的影響

6、，圖3沖擊速度對鋼的硬脆化溫度的影響，試樣尺寸的影響：試樣尺寸、韌性、斷口纖維狀區(qū)的比例減少，硬脆化溫度提高(原因)。 2黑色金屬材料的強(qiáng)韌化理論、金屬的強(qiáng)化：金屬材料的強(qiáng)化的基本途徑： (1)制造無缺陷的完整結(jié)晶，使金屬的結(jié)晶強(qiáng)度接近理論強(qiáng)度。 鐵元素晶須：直徑1.6m的鐵元素單晶纖維，max可達(dá)3640MN/m2，與鐵元素非常接近的理論屈服強(qiáng)度8200MN/m2 (2)在有缺陷的金屬晶體中設(shè)法阻止位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。 金屬材料中的微觀缺陷組織可分為： (1)點(diǎn)缺陷： (2)線缺陷： (3)面缺陷： (4)體缺陷：強(qiáng)化手段：固溶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化、第二相粒子析出強(qiáng)化及過渡相強(qiáng)化. (1)成分控制

7、Bucher對C-Mn-Si鋼：表2-2合金元素體對工業(yè)純鐵元素強(qiáng)度和韌性的影響、Pickering: C0.25%熱軋?zhí)间摚?)P s :使夾雜物粒子增加，減小夾雜物粒子的粒間距離，材料韌性措施：盡量加入降低s、p含量的稀土、Ti、Zr等元素體。 2)C的影響碳量、鋼中珍珠巖量(fec相圖)、50FATT。 對策：3)V的影響： VN的形成阻止了奧氏體不銹鋼再結(jié)晶微細(xì)化轉(zhuǎn)變后的晶粒。 問題：過多的固溶v會(huì)阻止交叉滑移，影響韌性。 (2)瓦斯氣體和夾雜物控制氫：引起白點(diǎn)和氫脆的氮：降低鋼韌性的氧化物：降低鋼韌性的硫化物：硫錳MnS夾雜物(減輕塑性、硫的有害影響)，缺點(diǎn)：熱軋鋼板的橫韌性。 措施

8、：加入降低鋼中硫含量的鋯(Zr )和稀土類等元素體。 圖2-2鑄造工藝對夾雜物總量及韌性各向異性現(xiàn)象的影響a .掌門人注b .連續(xù)鑄塊c .壓力注d .電渣重熔Ak為20C夏氏v型值(9.8J )； b均為540MPa，(3)控制沖壓加工工藝(4)熱處理工藝的選擇2.1固溶強(qiáng)化的本質(zhì)：通過改變金屬的化學(xué)成分來提高強(qiáng)度。 強(qiáng)化的金屬學(xué)基礎(chǔ)：運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)與異質(zhì)原子相互作用的結(jié)果。 固溶強(qiáng)化分類：間隙式固溶強(qiáng)化和置換式固溶強(qiáng)化(1)間隙式固溶強(qiáng)化：碳、氮等溶質(zhì)原子被埋入a-Fe晶格的八面體間隙，使晶格產(chǎn)生不對稱正方性應(yīng)變，帶來強(qiáng)硬化效果。圖2-5鐵元素的屈服應(yīng)力與碳含量的關(guān)系、科洛克斯瓦斯氣體團(tuán)：作用：

9、 Snock瓦斯氣體團(tuán)：圖2-6 (SS)C N相對于c、n含量的變化規(guī)律、Ki :間隙原子的性質(zhì)、沉積基質(zhì)晶格類型，在Ci :間隙原子的固溶量(原子百分率) n:0.332.0之間變化間隙式固溶強(qiáng)化對塑性、韌性的影響：1)由于間隙原子對鎳鋅鐵氧體晶格中的應(yīng)變不正確，隨著間隙原子濃度的增加，塑性和韌性顯著降低。 表碳鋼高碳馬氏體含量和沖擊值的關(guān)系為：2)因碳氮間隙核電源引起的低碳鋼的藍(lán)脆應(yīng)變硬化指數(shù)變大，延伸率降低(藍(lán)脆)。 同樣，螺旋位錯(cuò)線附近的Snock瓦斯氣體塊也降低了塑性。 結(jié)論： (2)置換式固溶強(qiáng)化：應(yīng)變幾乎為球面對稱，強(qiáng)化性能比間隙式原子小2位數(shù)(弱硬化)。 根據(jù)元素的種類不同，

10、增強(qiáng)的性能也不同。、圖2-7的取代式元素體對a-Fe屈服強(qiáng)度的影響、取代式固溶強(qiáng)化通式： Ks :常數(shù)、Cs :溶質(zhì)原子的固溶量(原子百分率)、n:0.51.0之間。 取代式固溶強(qiáng)化對韌性的影響：1)沉積基質(zhì)中含有取代式固溶原子(例如Si、p、Mn )的平面滑動(dòng)硬化指數(shù)n=均勻伸長率u。 2 )通過在鋼中加入Ni (或Pt、Pd )，可以促進(jìn)低溫時(shí)的螺旋型位錯(cuò)滑移，提高韌性。 Si、Al使低溫交叉滑移困難，降低鋼的塑性和韌性。 3 )增加影響鋼母材層錯(cuò)能的層錯(cuò)能的元素體：降低層錯(cuò)能的元素體：4)如果能降低母材的Peierls力，則可提高鋼的低溫韌性。 小結(jié)節(jié)：固溶強(qiáng)化效果取決于溶質(zhì)元素體在溶劑

11、中的溶解度的大小，溶質(zhì)元素體的溶解量； 形成間隙固態(tài)溶液的溶質(zhì)元素體(例如，c、n、b )的加強(qiáng)作用大于形成置換式固態(tài)溶液(例如，Mn、Si、p )的溶質(zhì)元素體。 溶質(zhì)和基體的原子尺寸差越大，強(qiáng)化效果也越顯著。 固溶強(qiáng)化反應(yīng)歷程：通過增加變位的固定作用變位運(yùn)動(dòng)的摩擦阻力的結(jié)構(gòu)強(qiáng)化來強(qiáng)化，2.2應(yīng)變強(qiáng)化(位錯(cuò)強(qiáng)化)變位密度和強(qiáng)度值增加v的關(guān)系式： b :無量綱系數(shù)，等級1 b :柏氏矢量； g :剪切阻力磨損數(shù)； 位錯(cuò)密度。 圖2-10不同結(jié)構(gòu)鋼的強(qiáng)化狀態(tài)、位錯(cuò)對塑性和韌性的影響： (1)位錯(cuò)的合并和損傷處的塞積促進(jìn)裂紋核，降低塑性和韌性。 (2)由于裂紋前端在塑性區(qū)域內(nèi)的位錯(cuò)的移動(dòng)，前端的應(yīng)力

12、集中得到緩和，塑性和韌性上升。 圖2-11根據(jù)冷變形而變化的沖擊韌性和脆性轉(zhuǎn)變溫度、2.3晶界強(qiáng)化晶界：鄰接的取向不同的晶界區(qū)域、或者周期性排列的晶格的取向急劇變化的區(qū)域。 晶界特征： (1)界面能；(2)界面能高于晶粒內(nèi)部；(3)對力學(xué)性能的影響。 大角度晶界，小角度晶界。2.3.1晶界強(qiáng)化反應(yīng)歷程：多晶內(nèi)變形的不均勻性、圖節(jié)狀結(jié)晶的拉伸變形、晶界的阻礙作用多晶粒的塑性形變必須滿足連續(xù)性的條件，對晶界滑動(dòng)的阻礙作用、晶界上的變位栓塞組、2.3.1 Hall-Petch (孔間距)式I :常數(shù)、單K1:反映晶界對強(qiáng)度影響程度的常數(shù)，與晶界結(jié)構(gòu)有關(guān)，與溫度沒有太大關(guān)系。 圖2-14軟鋼的結(jié)晶粒徑

13、對壓縮屈服應(yīng)力和拉伸脆性破壞應(yīng)力的影響-壓縮屈服應(yīng)力拉伸脆性破壞應(yīng)力、圖2-15 0.15%碳鋼的屈服強(qiáng)度和結(jié)晶粒徑的關(guān)系-靜拉伸-變形速度1.4102S-1； 變形速度為2.1102S-1，鎳鋅鐵氧體單珍珠巖鋼表示式中，I和p分別完全與鎳鋅鐵氧體珍珠巖時(shí)的內(nèi)摩擦應(yīng)力。 f和fp分別表示鎳鋅鐵氧體和珍珠巖的體積分?jǐn)?shù)(f fp=1)。 d是鎳鋅鐵氧體粒徑。 鎳鋅鐵氧體-珍珠巖鋼中的Mn、Si含量對屈服強(qiáng)度的影響：晶界強(qiáng)化對強(qiáng)度的影響：鎳鋅鐵氧體粒子微細(xì)化，可提高屈服強(qiáng)度(與d相比)； 晶界是位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙，細(xì)化晶?？梢蕴岣卟牧系膹澢鷱?qiáng)度。 晶界強(qiáng)化對塑性的影響：晶界可以將塑性形變限定一定的范圍，

14、使變形均勻，晶粒細(xì)化也可以提高材料的塑性。 晶界強(qiáng)化對韌性的影響：晶界是裂紋擴(kuò)展的阻力，晶粒越細(xì)裂紋擴(kuò)展臨界應(yīng)力c越大，材料的韌性越高。 圖2-16晶粒的大小和面收縮率的關(guān)系為：經(jīng)驗(yàn)方程：式中，a、m為常數(shù)，相對于結(jié)構(gòu)m=12C/mm-1/2。 晶粒的均勻度也影響AK值，均勻的晶?？梢蕴岣逜K值。 只有晶界強(qiáng)化反應(yīng)歷程能夠在強(qiáng)化材料的同時(shí)提高材料的韌塑性，因此使晶粒微細(xì)化成為控制軋制工藝的基本目標(biāo)。 2.4亞晶強(qiáng)化亞晶界：晶內(nèi)界面、晶內(nèi)取向差在幾度范圍的各小區(qū)域。 形成條件：在奧氏體不銹鋼未再結(jié)晶區(qū)域或奧氏體不銹鋼、鎳鋅鐵氧體二相區(qū)域變形的冷變形后的低溫退火。強(qiáng)化原因：亞晶本身是位錯(cuò)壁，亞晶細(xì)

15、，位錯(cuò)密度也高。 加強(qiáng)作用具有和晶界相似的性質(zhì)。 對強(qiáng)度的影響：式中的I、k分別為Hall-Petch式單晶體的屈服強(qiáng)度和晶界強(qiáng)化系數(shù)。 d :沒有亞晶的等軸鎳鋅鐵氧體尺寸d :鎳鋅鐵氧體亞晶的尺寸fF :異氰酸酯的分?jǐn)?shù)。 2.5沉淀強(qiáng)化定義：在第二相質(zhì)點(diǎn)沉淀時(shí)，沉淀相在沉積基質(zhì)中引起應(yīng)力場、應(yīng)力場和運(yùn)動(dòng)位移的相互作用。 沉淀強(qiáng)化(時(shí)效強(qiáng)化): 彌散強(qiáng)化：2.5.1沉淀析出條件的固溶度隨溫度的降低而減少。過時(shí)效：圖2-17可能沉淀強(qiáng)化的合金系，2.5.2沉淀強(qiáng)化反應(yīng)歷程穿過第二相的強(qiáng)化反應(yīng)歷程條件：第二相比較細(xì)，與基體有共格關(guān)系。 強(qiáng)化原因：1)； 二)； 3 )、轉(zhuǎn)位在切斷第二相質(zhì)點(diǎn)后增加的

16、相界面，(2)繞過第二相的強(qiáng)化反應(yīng)歷程條件：轉(zhuǎn)位繞過第二相質(zhì)點(diǎn)時(shí)的工藝形象，影響沉淀強(qiáng)化的因素：沉淀相的部位，形狀。 沉淀粒子在整個(gè)沉積基質(zhì)分布比在晶界分布更好的粒子狀球狀比片狀更有利于強(qiáng)化。 應(yīng)變熱處理強(qiáng)化的原因：2.5.3彌散強(qiáng)化的特點(diǎn)： (1)強(qiáng)化相質(zhì)點(diǎn)通過機(jī)械混合，在基體中被壓制燒結(jié)。 沒有沉淀析出過程。 (2)第二相在基體中溶解度小，即使在高溫下。 所以很穩(wěn)定，很難成長。 (3)第二相與基體沒有共格關(guān)系。 (4)彌散強(qiáng)化合金不要求固態(tài)溶液的溶解度隨著溫度下降而下降的限制，可以設(shè)定和修正大量的分散合金系統(tǒng)。 反應(yīng)歷程：繞過理論，沉淀和彌散強(qiáng)化總結(jié)： (1)沉淀相體積比越大強(qiáng)化效果越顯著

17、，需要提高基體的過飽和度。 (2)第二相質(zhì)點(diǎn)分散度越大，強(qiáng)化效果越好。 共格第二強(qiáng)化性能大于非共格第二相。 (3)第二相質(zhì)點(diǎn)位置偏移運(yùn)動(dòng)的阻力越大，強(qiáng)化效果越大。 沉淀強(qiáng)化對塑性和韌性的影響： (1)沉淀強(qiáng)化對裂紋擴(kuò)展所需的臨界應(yīng)力c值影響不大，使脆性轉(zhuǎn)變溫度升高。 在鎳鋅鐵氧體粒內(nèi)析出的質(zhì)點(diǎn)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，降低材料的塑性。 (2)微合金鋼材中的Nb、v、Ti的作用：2.6相變強(qiáng)化高碳馬氏體、貝氏體強(qiáng)化。 強(qiáng)化機(jī)制(碳原子固溶強(qiáng)化):(1)高碳馬氏體晶格為碳固溶強(qiáng)化。 產(chǎn)生的變化：1)晶格變化2 )晶格中的碳原子位置變化，形成應(yīng)力場。 (2)在馬氏體相變過程中晶粒細(xì)化。 (3)位錯(cuò)密度增加。 (4)高碳馬氏體變形時(shí)，會(huì)發(fā)生過飽和固態(tài)溶液的分解，析出新相，阻礙錯(cuò)位運(yùn)動(dòng)。 相變強(qiáng)化對塑性、韌性的影響： (1)高碳馬氏體形成材料的強(qiáng)度材料的淬火狀態(tài)，帶來了較高的內(nèi)部應(yīng)力韌性。 退火處理可以在一定程度上消除內(nèi)部