鋼鐵材料中的第二相

1、鋼鐵結(jié)構(gòu)材料中的第二相Second Phases in Structural Steels第一章 概述1.1 鋼鐵結(jié)構(gòu)材料的發(fā)展材料、能源與信息是人類文明的三大支柱，其中材料是物質(zhì)基礎(chǔ)。在各種材料中，結(jié)構(gòu)材料是人類最早使用且最廣泛使用的基礎(chǔ)材料，人類的生產(chǎn)和生活須臾不可離開結(jié)構(gòu)材料。人類廣泛使用的結(jié)構(gòu)材料中，硅酸鹽材料（其主要化學(xué)成分為硅、氧、鋁）如水泥、土石占據(jù)了低端位置，年使用量為數(shù)千億噸；鋼鐵材料（其主要化學(xué)成分為鐵）穩(wěn)定保持了中高端位置，年使用量近10億噸；其他材料如有色金屬、高分子材料和各種不斷開發(fā)出的新材料則起到補(bǔ)充中端、主導(dǎo)高端的作用，年使用量近2億噸，其中高端用材不足1000萬

2、噸。這種主要由資源（由此導(dǎo)致的材料價(jià)格）所確定的用材格局是基本不會(huì)改變的。鋼鐵材料是人類使用最為廣泛的最重要的結(jié)構(gòu)材料之一。鐵在地殼中的豐度約為5%，僅次于氧（49%）、硅（26%）和鋁（7%），而在地心中的含量有可能超過90%，其資源十分豐富。而相對(duì)于鋁較高的化學(xué)活潑性而言，鐵的化學(xué)活潑性適中，這使得鐵礦的開采和鋼鐵的冶煉生產(chǎn)均非常方便，生產(chǎn)成本及銷售價(jià)格相當(dāng)?shù)土?。同時(shí)，鋼鐵材料具有各種優(yōu)良的性能特別是力學(xué)性能，可以充分滿足人類生產(chǎn)和生活對(duì)結(jié)構(gòu)材料的性能需要。因此，自從3000年以前人類分地區(qū)逐步進(jìn)入鐵器時(shí)代以來，鋼鐵材料在人類的生產(chǎn)和生活中一直扮演了最重要的結(jié)構(gòu)材料的角色，我們目前乃至今后

3、相當(dāng)長(zhǎng)的一段時(shí)間仍將處于鐵器時(shí)代。此外，鋼鐵材料的回收利用率在所有金屬材料中是相當(dāng)高的，目前已達(dá)到90%以上的回收利用率（2001年世界鋼鐵生產(chǎn)中消耗廢鋼4.35億噸，占當(dāng)年鋼產(chǎn)量的51%以上），隨著今后科學(xué)技術(shù)的發(fā)展，其回收利用率還可進(jìn)一步提高到95%左右。因此，鋼鐵材料又是一種綠色材料，其開采、生產(chǎn)和使用過程均與環(huán)境較好地相容。如圖1-1所示，近年來，世界鋼產(chǎn)量仍處于緩慢上升的發(fā)展時(shí)期，2003年世界鋼產(chǎn)量為9.45億噸，其中中國(guó)為2.2億噸。據(jù)預(yù)測(cè)，未來20年內(nèi)世界鋼產(chǎn)量仍將以平均每年2%左右的速度增加，生產(chǎn)量峰值可能出現(xiàn)在11-12億噸（其中中國(guó)約為4-5億噸），此后將在此產(chǎn)量穩(wěn)定生產(chǎn)

4、數(shù)十年，使人均累積在用鋼量達(dá)到15噸左右（全世界累積在用鋼量達(dá)到1000億噸左右，其中中國(guó)達(dá)到200-250億噸），世界需用鋼鐵材料作為結(jié)構(gòu)建設(shè)材料的基礎(chǔ)設(shè)施建設(shè)才可基本達(dá)到飽和，此后則主要以替換性使用為主，鋼鐵生產(chǎn)量緩慢下降但仍保持在年產(chǎn)10億噸左右并至少生產(chǎn)應(yīng)用數(shù)百年。圖1-1 世界粗鋼產(chǎn)量（）人類使用材料主要是使用其相應(yīng)的材料性能，對(duì)結(jié)構(gòu)材料而言，主要使用其力學(xué)性能如剛度、強(qiáng)度和韌塑性。確定的晶體材料的剛度變化范圍不大，而強(qiáng)度和韌塑性則可在相當(dāng)大的范圍內(nèi)改變。因此，結(jié)構(gòu)材料的強(qiáng)韌化是材料科學(xué)與工程不斷發(fā)展的最重要的主流方向，如何獲得最高的強(qiáng)度和韌性及其合理的配合一直是材料特別是結(jié)構(gòu)材料科

5、學(xué)與工程界數(shù)百萬科學(xué)研究人員和生產(chǎn)技術(shù)人員孜孜以求終生奮斗的目標(biāo)。作為最重要的結(jié)構(gòu)材料，鋼鐵材料的強(qiáng)韌化技術(shù)與理論的研究已持續(xù)了上千年。從中國(guó)古代材料學(xué)家和冶煉師所追求的“削鐵如泥”、“吹毛斷發(fā)”、“繞指柔”，到現(xiàn)代鋼鐵材料研究與生產(chǎn)技術(shù)人員所試圖達(dá)到的“理論強(qiáng)度”，人類不斷提高鋼鐵材料的強(qiáng)度的努力一直就沒有中斷。上世紀(jì)30年代人們就提出了材料的理論強(qiáng)度的概念，即若可以將材料制作成完全沒有宏觀缺陷及微觀缺陷的理想晶體，由原子結(jié)合模型可推導(dǎo)出，其理論斷裂強(qiáng)度應(yīng)可達(dá)到其正彈性模量E的五分之一至十五分之一；而理論切變強(qiáng)度應(yīng)可達(dá)到其切變彈性模量G的六分之一至十分之一。對(duì)鋼鐵材料而言，其室溫正彈性模量E

6、為208200MPa，切變彈性模量G為80650MPa，則其理論斷裂強(qiáng)度TS應(yīng)為13900-41600MPa，理論切變強(qiáng)度應(yīng)為8100-13400 MPa，即理論屈服強(qiáng)度YS應(yīng)為16200-26700 MPa。研制開發(fā)接近理論強(qiáng)度的無缺陷材料的工作在上世紀(jì)50-60年代以來得到了廣泛的重視和關(guān)注，低維材料如超細(xì)粉體（零維材料）、薄膜（一維材料）、纖維（二維材料）中已可基本消除各種顯微缺陷從而得到接近于理想的晶體材料，所研制出的金屬晶須和極細(xì)直徑的硅纖維材料的強(qiáng)度相當(dāng)接近于理論強(qiáng)度，如直徑接近1m的鐵晶須的斷裂強(qiáng)度最高已達(dá)到14000MPa。然而，低維材料作為結(jié)構(gòu)材料使用受到了生產(chǎn)規(guī)模和生產(chǎn)成本

7、方面的極大限制，例如，要獲得直徑為10mm的鋼絲，就需要1億根直徑為1m的鐵晶須編織起來，其生產(chǎn)規(guī)模根本不可能達(dá)到對(duì)結(jié)構(gòu)材料所要求的年產(chǎn)百萬噸以上的產(chǎn)量，而晶須的生產(chǎn)成本和編織工藝成本比常規(guī)鋼絲的生產(chǎn)成本高上萬倍也是工業(yè)結(jié)構(gòu)材料應(yīng)用根本無法承受的。根據(jù)熱力學(xué)第二定律即熵增加定律，宏觀尺寸（mm以上）的晶體材料中空位及溶質(zhì)原子等點(diǎn)缺陷的存在是不可避免的。而對(duì)于三維尺寸均為宏觀尺寸（mm以上）的結(jié)構(gòu)材料而言，要完全消除諸如位錯(cuò)、晶界、第二相及夾雜物等缺陷從熱力學(xué)考慮是可能的，但其工藝技術(shù)相當(dāng)復(fù)雜且生產(chǎn)成本極為昂貴因而在工業(yè)生產(chǎn)中幾乎不可能實(shí)現(xiàn)。例如，在半導(dǎo)體材料研制開發(fā)時(shí)可以獲得位錯(cuò)密度為1001

8、/mm2的超低位錯(cuò)密度材料，但這對(duì)結(jié)構(gòu)材料而言其生產(chǎn)成本是無法接受的；在大單晶材料研制開發(fā)時(shí)可得到尺寸為數(shù)百mm而基本不存在晶界的大單晶，但目前只能用于電子材料或其他功能材料，其生產(chǎn)成本比通常的結(jié)構(gòu)材料高千倍以上。另一方面，經(jīng)過眾多材料科學(xué)家半個(gè)世紀(jì)的深入研究，提出了以位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)為核心的塑性變形理論和以微裂紋形成與擴(kuò)展為核心的斷裂力學(xué)理論，由此得到了以阻止顯微缺陷的運(yùn)動(dòng)或擴(kuò)展為基礎(chǔ)的新的材料強(qiáng)化理論顯微缺陷（Micro-defect structures）強(qiáng)化理論。與理想晶體理論盡量消除顯微缺陷正好相反，新的材料強(qiáng)化理論的基本思路是在材料中大量“制造”顯微缺陷并使之合理分布，利用這些顯微缺陷與位

9、錯(cuò)或微裂紋的相互作用有效阻止材料中不可避免地存在的位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)或微裂紋的擴(kuò)展，從而使材料強(qiáng)化。材料中的顯微缺陷可根據(jù)其三維尺寸的大小而分為四類：三維尺寸均在原子數(shù)量級(jí)的零維缺陷點(diǎn)缺陷，如空位（vacancies）、填隙原子（interstitial atoms）、置換固溶原子（substitutional solutes）、間隙固溶原子（interstitial solutes）及它們之間的組合；兩維尺寸在原子數(shù)量級(jí)而一維尺寸在亞微米或以上的一維缺陷線缺陷，主要是位錯(cuò)（dislocations）；一維尺寸在原子數(shù)量級(jí)而兩維尺寸在亞微米或以上的兩維缺陷面缺陷，如晶界（grain boundarie

10、s）、孿晶界（twinning boundaries）、相界（interphase boundaries）、反相疇界（antiphase boundaries）、堆垛層錯(cuò)（stacking faults）、表面（surfaces）；三維尺寸均在亞微米或以上的三維缺陷體缺陷，如各種第二相（second-phase particles）、夾雜物（inclusions）、微孔洞（voids）。由于位錯(cuò)的大量增殖和運(yùn)動(dòng)是材料發(fā)生塑性變形的最主要的方式，而位錯(cuò)的聚集合并及其與其他顯微缺陷的相互作用是材料中產(chǎn)生微裂紋及微裂紋擴(kuò)展的重要原因，因而位錯(cuò)對(duì)材料的強(qiáng)度和韌性起著決定性的作用，研究位錯(cuò)的產(chǎn)生、增殖、

11、湮沒、運(yùn)動(dòng)（滑移和攀移）、聚集（塞積、規(guī)則排列如形成小角度晶界）、分解（形成堆垛層錯(cuò)）、合并（形成微裂紋）以及與其他顯微缺陷的相互作用就成為材料強(qiáng)韌化理論及工藝技術(shù)研究與開發(fā)最重要的方向。材料中的各種顯微缺陷與位錯(cuò)的相互作用及相應(yīng)的強(qiáng)化方式見圖1-2。位錯(cuò)空位、固溶原子位 錯(cuò)晶界、相界第二相、夾雜物空位強(qiáng)化及固溶強(qiáng)化位錯(cuò)強(qiáng)化細(xì)晶強(qiáng)化第二相強(qiáng)化圖1-2 材料中顯微缺陷與位錯(cuò)的相互作用及相應(yīng)的強(qiáng)化方式大量研究結(jié)果表明，顯微缺陷強(qiáng)化的效果均隨各種顯微缺陷的量的增加而增大，這就意味著要想大幅度提高材料的強(qiáng)度，就必須在材料中大量地“制造”顯微缺陷，以缺陷制缺陷。目前通過各種顯微缺陷強(qiáng)化已可使鋼鐵材料的強(qiáng)

12、度達(dá)到5000MPa以上，而進(jìn)一步提高強(qiáng)度至接近理想晶體理論強(qiáng)度的工作正在進(jìn)行。圖1-3表示出這種發(fā)展的進(jìn)程。圖1-3 鋼鐵材料的強(qiáng)度的發(fā)展1.2 鋼鐵材料的各種顯微缺陷強(qiáng)化方式材料的強(qiáng)度與溫度之間存在一定的關(guān)系，在0.6Tm（Tm為基體晶體的熔點(diǎn)，絕對(duì)溫度）溫度以下，材料發(fā)生塑性變形的主要機(jī)制是位錯(cuò)的滑移；在0.6Tm溫度以上，各種蠕變機(jī)制將產(chǎn)生重要的作用。絕大多數(shù)鋼鐵結(jié)構(gòu)材料的主要使用溫度均在0.6Tm溫度以下，因而位錯(cuò)的大規(guī)?；剖瞧渥冃文酥翑嗔咽У闹饕獧C(jī)制，通過各種方式阻礙位錯(cuò)的滑移就成為提高材料強(qiáng)度的主要措施。根據(jù)鋼鐵材料中位錯(cuò)與其他顯微缺陷之間的相互作用機(jī)制，深入研究各種顯微缺陷

13、阻礙位錯(cuò)滑移的本質(zhì)，可以得到鋼鐵材料的各種本質(zhì)強(qiáng)化方式。位錯(cuò)與顯微缺陷的相互作用可分為短程作用和長(zhǎng)程作用。短程作用受熱激活支配，其強(qiáng)化作用顯示出強(qiáng)烈的溫度關(guān)系，隨溫度的升高強(qiáng)化作用降低；長(zhǎng)程作用對(duì)溫度不敏感，一直到0.6Tm均可造成有效的強(qiáng)化。為了得到有效的強(qiáng)化效果，必須特別重視和采用長(zhǎng)程作用強(qiáng)化機(jī)制。1.2.1 位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的點(diǎn)陣阻力（P-N Stress）R.Peierls和相繼考慮了晶體點(diǎn)陣的周期性對(duì)位錯(cuò)中心區(qū)原子結(jié)構(gòu)的影響，建立了位錯(cuò)的點(diǎn)陣模型，從而推導(dǎo)出位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的點(diǎn)陣阻力，即P-N力P： （1-1）式中，G、分別為晶體的切變彈性模量和泊松比， b為位錯(cuò)柏矢量絕對(duì)值。為位錯(cuò)半寬度： （1-

14、2）式中d為位錯(cuò)滑移面間距。由P-N模型可知，位錯(cuò)寬度增加將使P-N力降低，因而刃位錯(cuò)較螺位錯(cuò)的P-N力低而更容易滑移；位錯(cuò)柏矢量絕對(duì)值減小及位錯(cuò)滑移面間距的增大將使P-N力降低，因而位錯(cuò)總是在密排面上沿密排方向滑移；由于面心立方點(diǎn)陣和密排六方點(diǎn)陣的晶體較體心立方點(diǎn)陣的晶體在密排面上的原子排列更緊密，因而面心立方點(diǎn)陣和密排六方點(diǎn)陣的晶體的P-N力較低而體心立方點(diǎn)陣的晶體的P-N力較高。對(duì)體心立方點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的純鐵而言，室溫切變彈性模量G約為80650MPa，泊松比約為0.291，點(diǎn)陣常數(shù)a為0.286645nm，滑移位錯(cuò)的110滑移面間距為，柏矢量絕對(duì)值為，由此可計(jì)算出鋼鐵材料中位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的點(diǎn)陣阻力

15、P約為163MPa?？紤]到位錯(cuò)扭折可使位錯(cuò)線局部不斷地連續(xù)翻越P-N勢(shì)壘，則點(diǎn)陣阻力還將進(jìn)一步減小。通過相應(yīng)的實(shí)驗(yàn)可測(cè)定出不同晶體中位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的點(diǎn)陣阻力，結(jié)果見表1-1。表1-1 一些金屬晶體在室溫的P實(shí)驗(yàn)測(cè)定值（MPa）金屬AlCuAgAuNiFeMgZnCdSnBiP1.81.0由Schmid位向因子可將晶體中位錯(cuò)滑移的點(diǎn)陣阻力由切應(yīng)力P轉(zhuǎn)換為正應(yīng)力YSP： （1-3）式中和分別為正應(yīng)力方向與滑移方向和滑移面法向的夾角，為Schmid位向因子，對(duì)不容易發(fā)生交滑移的面心立方晶體約為3.1，而對(duì)滑移系很多的體心立方特別是-鐵，相當(dāng)接近于2。

16、由此可得純鐵室溫下的YSP約為57MPa，而大量的文獻(xiàn)資料中也經(jīng)常采用53MPa。由表1-1的數(shù)據(jù)可看出，各種金屬材料中位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的點(diǎn)陣阻力（P-N 力）亦即未采用各種顯微缺陷強(qiáng)化方式強(qiáng)化的基本純凈的金屬材料的強(qiáng)度是相當(dāng)?shù)偷?，大致?0-3-10-4G的數(shù)量級(jí)，比理想晶體理論強(qiáng)度低2-3個(gè)數(shù)量級(jí)，因而提高材料強(qiáng)度的發(fā)展空間十分巨大。1.2.2 固溶強(qiáng)化（Solute Strengthening）固溶強(qiáng)化是人們最早研究的強(qiáng)化方式之一，C原子的間隙固溶強(qiáng)化是鋼鐵材料中最經(jīng)濟(jì)而最有效的強(qiáng)化方式，大部分結(jié)構(gòu)鋼通過淬火-低溫回火的熱處理方法獲得高強(qiáng)度和高硬度，其本質(zhì)的強(qiáng)化方式主要是C原子的間隙固溶強(qiáng)化。其

17、他固溶原子的固溶強(qiáng)化在鋼中也得到十分廣泛的應(yīng)用。合金元素固溶于基體相中形成固溶體而使其強(qiáng)化的方式稱為固溶強(qiáng)化。固溶強(qiáng)化的主要微觀作用機(jī)制是彈性相互作用，該作用是一長(zhǎng)程作用。溶質(zhì)原子進(jìn)入基體晶體點(diǎn)陣中，將使晶體點(diǎn)陣發(fā)生畸變，畸變產(chǎn)生一彈性應(yīng)力場(chǎng)，對(duì)稱畸變產(chǎn)生的應(yīng)力場(chǎng)僅包含正應(yīng)力分量，而非對(duì)稱畸變產(chǎn)生的應(yīng)力場(chǎng)既有正應(yīng)力分量也有切應(yīng)力分量。該彈性應(yīng)力場(chǎng)與位錯(cuò)周圍的彈性應(yīng)力場(chǎng)將發(fā)生相互作用，由于刃位錯(cuò)的彈性應(yīng)力場(chǎng)既有正應(yīng)力分量也有切應(yīng)力分量，而螺位錯(cuò)的彈性應(yīng)力場(chǎng)主要只有切應(yīng)力分量，這就使得產(chǎn)生對(duì)稱畸變的溶質(zhì)原子僅與刃位錯(cuò)有較大的相互作用，而與螺位錯(cuò)的相互作用甚??；而產(chǎn)生非對(duì)稱畸變的溶質(zhì)原子與刃位錯(cuò)和螺

18、位錯(cuò)均有較大的相互作用。彈性相互作用的一個(gè)重要結(jié)果是產(chǎn)生氣團(tuán)，即為了減小系統(tǒng)的相互作用能，溶質(zhì)原子將移向位錯(cuò)線附近，小于基體原子的置換溶質(zhì)原子傾向于移向刃位錯(cuò)線附近的受壓位置，而大于基體原子的置換溶質(zhì)原子和間隙溶質(zhì)原子傾向于移向刃位錯(cuò)線附近的受張位置，由此形成Cottrell氣團(tuán)；而非對(duì)稱畸變的間隙溶質(zhì)原子與螺位錯(cuò)的切應(yīng)力場(chǎng)的相互作用使其移動(dòng)到應(yīng)變能較低的間隙位置產(chǎn)生間隙固溶原子的局部有序化分布則形成Snoek氣團(tuán)。一旦溶質(zhì)原子在位錯(cuò)周圍形成穩(wěn)定的氣團(tuán)后，該位錯(cuò)要運(yùn)動(dòng)就必須首先掙脫氣團(tuán)的釘扎（非均勻強(qiáng)化），同時(shí)還要克服溶質(zhì)原子的摩擦阻力（均勻強(qiáng)化），由此使材料的強(qiáng)度提高。溶質(zhì)原子與位錯(cuò)間還會(huì)產(chǎn)

19、生模量相互作用、電相互作用、層錯(cuò)相互作用（形成Suzuki氣團(tuán)）和有序化相互作用（包括短程有序和長(zhǎng)程有序），這些作用也都將導(dǎo)致位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力增大從而使材料強(qiáng)化。此外，溶質(zhì)原子之間的相互作用也對(duì)固溶強(qiáng)化有一定貢獻(xiàn)。在體心立方點(diǎn)陣的基體晶體（如大多數(shù)鋼鐵材料）中，彈性相互作用（釘扎作用）是固溶強(qiáng)化的主要方式。固溶強(qiáng)化作用的大小顯然與溶質(zhì)原子的量有關(guān)，相關(guān)的理論研究結(jié)果表明，可根據(jù)溶質(zhì)原子固溶后引發(fā)的點(diǎn)陣畸變的對(duì)稱性將溶質(zhì)原子區(qū)分為強(qiáng)固溶強(qiáng)化（快速?gòu)?qiáng)化）元素和弱固溶強(qiáng)化（逐步強(qiáng)化）元素。引發(fā)基體點(diǎn)陣非對(duì)稱性畸變的溶質(zhì)元素被稱為強(qiáng)固溶強(qiáng)化元素，反之則為弱固溶強(qiáng)化元素。強(qiáng)固溶強(qiáng)化元素的固溶強(qiáng)化效果比弱固

20、溶強(qiáng)化元素的固溶強(qiáng)化效果大兩個(gè)數(shù)量級(jí)左右。鋼鐵材料中的固溶C、N原子屬于強(qiáng)固溶強(qiáng)化元素，而絕大多數(shù)置換固溶元素屬于弱固溶強(qiáng)化元素，個(gè)別特殊的元素如B、P、Si固溶后會(huì)產(chǎn)生一定程度的非對(duì)稱畸變而處于其間。強(qiáng)固溶強(qiáng)化元素的固溶強(qiáng)化效果大致正比于固溶原子量的二分之一次方，而弱固溶強(qiáng)化元素的固溶強(qiáng)化效果大致正比于固溶原子量的一次方。由此可得強(qiáng)固溶強(qiáng)化元素的固溶強(qiáng)化強(qiáng)度增量的計(jì)算式為： （1-4）弱固溶強(qiáng)化元素的固溶強(qiáng)化強(qiáng)度增量的計(jì)算式為： （1-5）式中C、M為處于固溶態(tài)的C、M元素的重量百分?jǐn)?shù)，kC、kM為比例系數(shù)。為了估算的方便，通常也可認(rèn)為在一定的化學(xué)成分范圍內(nèi)強(qiáng)固溶強(qiáng)化元素的固溶強(qiáng)化效果正比于

21、固溶原子量，即固溶強(qiáng)化強(qiáng)度增量可統(tǒng)一由式（1-5）估算。相應(yīng)的比例系數(shù)即每1%質(zhì)量分?jǐn)?shù)固溶元素在鐵素體中產(chǎn)生的屈服強(qiáng)度增量kM可通過大量的實(shí)驗(yàn)統(tǒng)計(jì)測(cè)定，常用的強(qiáng)化作用系數(shù)值見表1-2。表1-2 每1%質(zhì)量分?jǐn)?shù)固溶元素在鐵素體中產(chǎn)生的屈服強(qiáng)度增量kM（MPa）C（固溶量小于0.2%）N（固溶量小于0.2%）PSiTiCuMnMoVCrNiSn備注247829670833113354.28332291883376775940843343703750350863950224570457067.684803832113-3004685000500068084383211-303351974570457

22、047083803837113-300113推薦值A(chǔ)LLOY MASS，%YIELD STRENGTH INCREMENT, MPa圖1-4 鋼鐵材料中固溶強(qiáng)化強(qiáng)度增量與固溶原子量的大致變化關(guān)系需要指出的是，間隙固溶原子的強(qiáng)化效果實(shí)際上是正比于固溶量的二分之一次方的，僅在一定的化學(xué)成分范圍內(nèi)（低碳范圍內(nèi)）可近似視為線性關(guān)系，因而不能將上表的強(qiáng)化作用系數(shù)無限制外推，對(duì)中高碳鋼仍需采用二分之一次方關(guān)系。例如，根據(jù)上表的強(qiáng)化作用系數(shù)可計(jì)算出在碳含量為0.2%的鋼中若C全部處于間隙固溶態(tài)可使強(qiáng)度提高約914MPa；但碳含量為0.8%的鋼中即使C全部處于間隙固溶態(tài)也只能使強(qiáng)度提高約1828MPa而不是3

23、656MPa（固溶原子量升高為4倍，強(qiáng)度僅升高至2倍而非4倍）。由表1-2可看出，間隙固溶強(qiáng)化是相當(dāng)有效的強(qiáng)化方式，在鋼鐵材料中C的間隙固溶強(qiáng)化還是成本相當(dāng)?shù)土膹?qiáng)化方式，因而在機(jī)械結(jié)構(gòu)鋼中獲得廣泛應(yīng)用（淬火回火狀態(tài)下C的間隙過飽和固溶度可達(dá)到0.5-0.6%）。但由于固溶量的限制（727最大平衡固溶度僅為0.0218%，室溫下平衡固溶度則為10-10以下），特別是對(duì)鋼材塑韌性和可焊性存在較大的損害作用，因而在普碳鋼和普低鋼中很少采用C的間隙固溶強(qiáng)化。相對(duì)而言，置換固溶強(qiáng)化的強(qiáng)化效果較弱，添加1%的合金元素并使之處于固溶態(tài)可提供的強(qiáng)度增量一般僅為數(shù)十MPa，因而置換固溶強(qiáng)化的相對(duì)成本將比較高；

24、而強(qiáng)化效果較大一點(diǎn)的元素如P、Sn對(duì)鋼材的韌性的危害性均較大而通常被視為雜質(zhì)元素。對(duì)于在鋼中僅以固溶狀態(tài)存在的元素而言，M就等于該元素在鋼中的含量M；而對(duì)于既可以固溶狀態(tài)存在也可以第二相狀態(tài)存在的元素而言，則必須根據(jù)其熱歷史和不同溫度下的平衡溶解度對(duì)固溶量M和處于第二相中的量（M-M）進(jìn)行理論計(jì)算或通過相應(yīng)的實(shí)驗(yàn)確定。而固溶強(qiáng)化增量?jī)H與固溶量M有關(guān)。1.2.3 位錯(cuò)強(qiáng)化（Dislocation Strengthening）滑移位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)時(shí)，鄰近的其他位錯(cuò)將與之產(chǎn)生各種交互作用，使其運(yùn)動(dòng)受阻從而產(chǎn)生強(qiáng)化，這種強(qiáng)化方式稱為位錯(cuò)強(qiáng)化。材料受力后發(fā)生塑性變形從而使流變應(yīng)力提高的現(xiàn)象就源自于位錯(cuò)強(qiáng)化；低碳

25、馬氏體鋼的馬氏體相變過程中產(chǎn)生的大量相變位錯(cuò)是其強(qiáng)化的主要機(jī)制（因而低碳馬氏體也被稱之為位錯(cuò)馬氏體）；而通過劇烈的加工變形特別是冷加工變形在金屬晶體中產(chǎn)生大量的位錯(cuò)可顯著提高材料的強(qiáng)度。目前在冷拉鋼絲的工業(yè)生產(chǎn)中最高可使位錯(cuò)密度達(dá)到5×1010/mm2，由位錯(cuò)強(qiáng)化提供的強(qiáng)度增量高達(dá)4500MPa，使得鋼絲的強(qiáng)度突破了5000MPa。因此，位錯(cuò)強(qiáng)化是鋼鐵材料中目前最有效的強(qiáng)化方式。在鋼鐵材料中產(chǎn)生大量位錯(cuò)的工藝技術(shù)措施主要有塑性變形和固態(tài)相變，由此得到的位錯(cuò)強(qiáng)化工藝技術(shù)包括形變強(qiáng)化（加工硬化）、低碳馬氏體相變強(qiáng)化、Ausforming形變熱處理強(qiáng)化、表面形變強(qiáng)化（拋丸、碾壓）等。金屬晶

26、體發(fā)生塑性變形時(shí)，在外加應(yīng)力的作用下，F(xiàn)rank-Read位錯(cuò)源開動(dòng)，易于運(yùn)動(dòng)的大量刃位錯(cuò)首先滑移，產(chǎn)生屈服現(xiàn)象（當(dāng)存在間隙固溶原子釘扎刃位錯(cuò)時(shí)，解釘后才能發(fā)生刃位錯(cuò)的大量滑移，由此產(chǎn)生非均勻屈服）；此后，繼續(xù)增大應(yīng)力，不易運(yùn)動(dòng)的螺位錯(cuò)以多重交滑移的機(jī)制增殖，增殖速率大于刃位錯(cuò)的Frank-Read機(jī)制，使螺位錯(cuò)的密度迅速提高，大量螺位錯(cuò)的交滑移造成了材料的流變。鋼鐵材料在室溫附近變形時(shí)，形變量小于1%時(shí)，位錯(cuò)線基本是平直的；形變量大于1%以后，交滑移普遍發(fā)生，運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)與其他位錯(cuò)交截時(shí)產(chǎn)生割階（jog）使得位錯(cuò)彎曲，運(yùn)動(dòng)被阻止的位錯(cuò)開始相互連接形成位錯(cuò)纏結(jié)（tangle）和位錯(cuò)鎖（Lomer

27、lock或Lomer-Cottroll lock）或產(chǎn)生塞積（pile up）；形變量達(dá)到3.5%時(shí)，胞狀結(jié)構(gòu)（Cell structure）明顯產(chǎn)生；形變量達(dá)到9%時(shí)，大部分晶粒內(nèi)充滿了胞狀結(jié)構(gòu)。胞壁為相互纏結(jié)的位錯(cuò)，胞間位向差約為3.5º，胞尺寸隨變形量增大而逐步減小，至1.5m后基本保持穩(wěn)定。流變過程中，可動(dòng)位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)中將受到不可動(dòng)位錯(cuò)（纏結(jié)的、鎖住的、塞積的）的阻礙，相互垂直的兩條螺位錯(cuò)交截產(chǎn)生的刃形割階將被迫發(fā)生攀移（攀移運(yùn)動(dòng)將涉及原子的遷移因而是一種非保守運(yùn)動(dòng)），由此使得位錯(cuò)難于繼續(xù)運(yùn)動(dòng)而產(chǎn)生位錯(cuò)強(qiáng)化。已經(jīng)提出了很多重要的理論來解釋位錯(cuò)強(qiáng)化的機(jī)制，其中最常用的理論包括林位

28、錯(cuò)理論（Forest dislocation）即長(zhǎng)程應(yīng)力場(chǎng)理論、纏結(jié)位錯(cuò)網(wǎng)長(zhǎng)度理論（Mesh length）、位錯(cuò)塞積理論（Pile-up 、Pile-up ）、位錯(cuò)交截理論（Intersection）、割階理論（Jog）等，這些理論均得到如下形式的位錯(cuò)強(qiáng)化增量YSD的計(jì)算式： （1-6）式中為位錯(cuò)密度，為比例系數(shù)，根據(jù)相應(yīng)的理論推導(dǎo)結(jié)果和大量的實(shí)驗(yàn)結(jié)果，面心立方晶體的大致在0.2左右，而體心立方晶體的大致在之間。對(duì)大多數(shù)鋼鐵材料，其數(shù)值大約為0.5。將鋼鐵材料的相關(guān)數(shù)據(jù)代入可得，退火態(tài)鋼鐵材料中位錯(cuò)密度大致在105-106/mm2的數(shù)量級(jí)，由位錯(cuò)強(qiáng)化提供的強(qiáng)度增量大致為6.4-20.3 MP

29、a；正火態(tài)鋼鐵材料中位錯(cuò)密度大致在107/mm2的數(shù)量級(jí)，由位錯(cuò)強(qiáng)化提供的強(qiáng)度增量大致為64MPa；低碳位錯(cuò)馬氏體中或表面冷變形強(qiáng)化的鋼鐵材料中位錯(cuò)密度大致在108-109/mm2的數(shù)量級(jí)，由位錯(cuò)強(qiáng)化提供的強(qiáng)度增量大致為203-641MPa；劇烈冷加工態(tài)鋼鐵材料中位錯(cuò)密度最高可達(dá)5×1010/mm2，由位錯(cuò)強(qiáng)化提供的強(qiáng)度增量將高達(dá)4529MPa。由此可看出，位錯(cuò)強(qiáng)化是鋼鐵材料中最有效的強(qiáng)化方式；而由于獲得較高位錯(cuò)密度的生產(chǎn)工藝技術(shù)方法眾多且經(jīng)濟(jì)可行，因而位錯(cuò)強(qiáng)化又是較為經(jīng)濟(jì)的強(qiáng)化方式。目前以顯微缺陷方式強(qiáng)化的最高強(qiáng)度的鋼鐵材料主要是通過位錯(cuò)強(qiáng)化得到的。在估算材料的位錯(cuò)強(qiáng)化強(qiáng)度增量的過

30、程中，一個(gè)非常突出的問題是至今尚沒有較為準(zhǔn)確可靠的方法對(duì)位錯(cuò)密度進(jìn)行測(cè)定或估算，這是目前需要重點(diǎn)研究和解決的重要問題。塑性形變過程中較為容易測(cè)定的是塑性變形量，為此，人們一直試圖建立應(yīng)變量與位錯(cuò)密度之間的關(guān)系。早期的工作得到位錯(cuò)密度正比于應(yīng)變量，且相同應(yīng)變量下細(xì)晶材料中可得到更高的位錯(cuò)密度。但后來發(fā)現(xiàn)，隨應(yīng)變量的增大，位錯(cuò)密度的增加將不再保持線性。為此，人們深入研究了材料的應(yīng)力-應(yīng)變曲線的流變硬化階段，提出了相應(yīng)的擬合表達(dá)式，目前較為廣泛采用的較為簡(jiǎn)單的是Hollomon關(guān)系式： （1-7）式中為真應(yīng)變，K為強(qiáng)度系數(shù)（或形變硬化系數(shù)），n為形變強(qiáng)化指數(shù)（或稱加工硬化速率）。由式（1-6）與（1

31、-7），可得位錯(cuò)密度與應(yīng)變量之間的關(guān)系式： （1-8）形變強(qiáng)化指數(shù)n與金屬材料的層錯(cuò)能有關(guān)，低層錯(cuò)能的材料具有高的n值。對(duì)面心立方金屬而言，由于層錯(cuò)能較低，因而n值較高，如退火純銅的n值為0.443；而對(duì)于層錯(cuò)能較高易于發(fā)生交滑移的體心立方金屬而言，n值相對(duì)較低，如退火純鐵的n值為0.237。由此，對(duì)面心立方金屬，位錯(cuò)密度與應(yīng)變量的關(guān)系可相當(dāng)接近于線性正比關(guān)系；而對(duì)體心立方的鐵來說，位錯(cuò)密度近似正比于應(yīng)變量的二分之一次方。在很多情況下可由式（1-8）估算鋼鐵材料經(jīng)的均勻塑性變形后的位錯(cuò)密度。1.2.4 細(xì)晶強(qiáng)化（Grain Boundary Strengthening）通過細(xì)化晶粒使晶界所占比

32、例增高而阻礙位錯(cuò)滑移產(chǎn)生強(qiáng)化的方式稱為細(xì)晶強(qiáng)化。細(xì)晶強(qiáng)化是各種強(qiáng)化機(jī)制中唯一使材料強(qiáng)化的同時(shí)并使之韌化的最為有利于鋼鐵材料強(qiáng)韌化的方式，從上世紀(jì)40年代開始就受到人們的廣泛重視，而近年來在超細(xì)晶粒鋼的研究過程中已研制開發(fā)出多種使鋼鐵材料晶粒尺寸細(xì)化或超細(xì)化的工藝技術(shù)并在工業(yè)生產(chǎn)中非常迅速地廣泛應(yīng)用。Hall和Petch最早獨(dú)立得到了材料強(qiáng)度與晶粒尺寸之間的關(guān)系式，即細(xì)晶強(qiáng)化強(qiáng)度增量YSG與晶粒尺寸的關(guān)系式： （1-9）式中D為有效晶粒尺寸，ky為比例系數(shù)。有效晶粒尺寸是指材料中對(duì)位錯(cuò)的滑移運(yùn)動(dòng)起阻礙作用而使之產(chǎn)生位錯(cuò)塞積的界面所構(gòu)成的最小的晶粒的尺寸，由于亞晶界附近一般不會(huì)產(chǎn)生位錯(cuò)的塞積，因而

33、就不能成為有效晶粒。對(duì)鐵素體-珠光體鋼，有效晶粒尺寸為鐵素體晶粒尺寸；對(duì)低碳馬氏體鋼，有效晶粒尺寸為板條馬氏體束的尺寸；而對(duì)高碳鋼，有效晶粒尺寸為奧氏體晶粒尺寸。根據(jù)位錯(cuò)塞積模型可從理論上推導(dǎo)得出Hall-Petch公式。假設(shè)位錯(cuò)源處于直徑為D的晶粒內(nèi)部某滑移面的中心，受到切應(yīng)力的驅(qū)動(dòng)而連續(xù)放出位錯(cuò)，該切應(yīng)力的大小等于外加應(yīng)力在滑移面上沿滑移方向的分量減去位錯(cuò)前進(jìn)時(shí)尚需克服的其他阻力0，即-0。從位錯(cuò)源放出的位錯(cuò)受晶界的阻礙被阻塞在晶界附近，于是在塞積長(zhǎng)度為D/2的距離內(nèi)將排列起數(shù)目為n的一串位錯(cuò)。根據(jù)位錯(cuò)理論，位錯(cuò)塞積數(shù)目n為： （1-10）式中是近似等于2的常數(shù)，A對(duì)刃型位錯(cuò)為，對(duì)螺型位錯(cuò)

34、為，其中G為晶體的切變彈性模量，b為位錯(cuò)柏矢量的絕對(duì)值，為晶體的泊松比。在塞積位錯(cuò)群頭部將產(chǎn)生應(yīng)力集中，應(yīng)力大小Sl為： （1-11）式中為常數(shù)。該集中應(yīng)力達(dá)到使滑移位錯(cuò)對(duì)釘扎的原子氣團(tuán)解釘?shù)呐R界應(yīng)力SSC時(shí)，晶體將發(fā)生屈服；達(dá)到使相鄰晶粒內(nèi)的位錯(cuò)源開動(dòng)的臨界應(yīng)力SfC時(shí)，晶體將發(fā)生塑性流變；達(dá)到使鄰近某處的微裂紋開始擴(kuò)展的臨界應(yīng)力SCC時(shí)，晶體將發(fā)生解理斷裂；而達(dá)到微孔聚合的臨界應(yīng)力SbC時(shí)，晶體將發(fā)生塑性斷裂。式（1-11）可改寫為： （1-12）引入Schmid位向因子（對(duì)體心立方的鐵，相當(dāng)接近于2），可得： （1-13）這就是Hall-Petch公式，當(dāng)Sl分別等于SSC、SfC、SC

35、C、SbC時(shí)，分別得到不同的強(qiáng)度指標(biāo)與晶粒尺寸的關(guān)系，當(dāng)然，相應(yīng)的比例系數(shù)k也有所差別。上述理論的前提是在晶界前存在位錯(cuò)塞積，但這至少對(duì)-鐵來說是有爭(zhēng)議的，僅在很少情況下才觀測(cè)到晶界前存在不規(guī)則的位錯(cuò)塞積群，而大多數(shù)情況下均觀測(cè)到不規(guī)則的位錯(cuò)纏結(jié)。此后的研究提出了各種新的機(jī)制，目前在物理概念上最為令人滿意的是“晶界位錯(cuò)源發(fā)射”理論。令L是屈服時(shí)單位晶界面積上發(fā)出的位錯(cuò)的總長(zhǎng)度，由此可得相當(dāng)?shù)奈诲e(cuò)密度G為： （1-14）式中S、V分別是晶粒表面積和晶粒體積，系數(shù)1/2表示晶界分屬兩個(gè)晶粒。對(duì)于十四面體晶粒，S/V=6.70/D，可得： （1-15）代入式（1-6）可得： （1-16）理論估算結(jié)果

36、表明鋼鐵材料中ky的數(shù)值約為24.7MPa×mm1/2，而大量的實(shí)驗(yàn)結(jié)果證實(shí)了Hall-Petch公式的正確性，根據(jù)這些實(shí)驗(yàn)結(jié)果也可以得到ky的數(shù)值。結(jié)果表明，對(duì)鋼鐵材料的屈服強(qiáng)度而言，當(dāng)應(yīng)變速率范圍在6×10-4到1/s之間，晶粒尺寸在3m到數(shù)mm范圍時(shí)，鋼鐵材料中ky的數(shù)值在×mm1/2之間，低碳鋼中常采用17.4MPa×mm1/2，而較高碳含量鋼中由于間隙固溶C量的增多使得ky有所提高，故常采用22.3MPa×mm1/2。但當(dāng)晶粒尺寸細(xì)化到m附近時(shí)，單位晶界面積上發(fā)出的位錯(cuò)的總長(zhǎng)度將由于相互制約而明顯減小，由此導(dǎo)致ky的數(shù)值明顯下降到10

37、 MPa×mm1/2以下，如表1-3鋼鐵研究總院最近的工作所示。YS，MPa晶粒尺寸D-1/2，mm-1/2圖1-5 鋼鐵材料屈服強(qiáng)度與晶粒尺寸的Hall-Petch關(guān)系表1-3 各個(gè)時(shí)期鋼的Hall-Petch關(guān)系研究結(jié)果年代完成人材料D，mYS0，MPaky，MPa×mm1/21955Cracknell & Petch-0.003N204.2813.7247.0417.351955Cracknell & Petch82.649.1872.5217.351956Heslop0.15C1008.1675.4616.731958Petch204.085.677

38、2.5216.731958Hull and Mogford30.869.7788.218.591960Codd-0.008N-0.005 O51.026.2575.4615.491960Conrad-0.003N-0.005 O44.442.8760.7614.871962Butler0.025C和0.12C20.664.3489.1813.941962Hahn and Cohen-0.006 O69.4417.3684.2822.311963Hutchison1008.6558.815.491963Chow & McRickard-0.0005N-0.0055 O59.178.162

39、5.4815.491966W.B.Morrison-0.0060.18Si4001.688.3218.131966R.A.Grange8650,4340,4310鋼401.6(奧氏體)20.681968E.Anderson035 O204.087.3074.4817.351972R.L.Miller0.053C-21Ni20.3386.114.81978林棟梁227210.7,132.321.561994Setsuo Takaki12.5200.3150172001董瀚，劉清友，范建文純鐵926.292.3623.05超低碳微合金鋼201.4246.109.33低碳微合金鋼101376.366

40、.98細(xì)晶強(qiáng)化可以取得較大的強(qiáng)化效果，目前在鋼鐵材料中通過低溫大塑性變形（SPD）工藝如等截面轉(zhuǎn)角擠壓（ECAP）、高壓扭轉(zhuǎn)變形（HPT）、累積疊軋（ARB）及特殊控制軋制工藝如動(dòng)態(tài)再結(jié)晶控軋（DRCR）、應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變（DIFT）最佳情況已可獲得0.5-1m的有效晶粒尺寸，由此根據(jù)式（1-9）計(jì)算將可獲得550-778 MPa的強(qiáng)度增量（由于晶粒超細(xì)化后非常細(xì)小的晶粒內(nèi)部無法提供足夠數(shù)目的塞積位錯(cuò)，導(dǎo)致ky值下降因而實(shí)際強(qiáng)度增量將有所減?。Ｈ欢?，晶粒細(xì)化對(duì)材料的高溫強(qiáng)度是不利的，在等強(qiáng)溫度以上使用的鋼鐵材料不宜采用晶粒細(xì)化工藝。1.2.5 第二相強(qiáng)化（Second-phase Part

41、icles Strengthening）材料通過基體中分布有細(xì)小彌散的第二相顆粒而產(chǎn)生強(qiáng)化的方法稱為第二相強(qiáng)化或分散強(qiáng)化，而根據(jù)第二相形成的機(jī)理可把相應(yīng)的強(qiáng)化工藝分為沉淀強(qiáng)化（通過脫溶沉淀產(chǎn)生第二相）和彌散強(qiáng)化（通過內(nèi)氧化或粉末冶金工藝產(chǎn)生第二相）。鋼鐵材料中廣泛采用各種沉淀析出的第二相來產(chǎn)生強(qiáng)化作用。根據(jù)第二相顆粒與滑移位錯(cuò)的交互作用機(jī)制，可得到兩種不同的強(qiáng)化機(jī)制：位錯(cuò)繞過第二相顆粒并留下環(huán)繞顆粒的位錯(cuò)環(huán)的Orowan機(jī)制；位錯(cuò)切過第二相的切過機(jī)制。前者中的第二相顆粒被稱為不可變形顆粒，而后者中的第二相顆粒被稱為可變形顆粒，但這種分類并非指某一特定第二相屬于不可變形顆粒還是可變形顆粒，事實(shí)上

42、，同一種第二相在尺寸很小而與基體保持較好的共格關(guān)系時(shí)就屬于可變形顆粒，而當(dāng)其尺寸增大并與基體的共格關(guān)系受到部分破壞或甚至完全破壞時(shí)就變成了不可變形顆粒。滑移位錯(cuò)以切過機(jī)制通過可變形顆粒時(shí)，第二相顆粒將主要通過共格應(yīng)變強(qiáng)化（共格應(yīng)力場(chǎng)與位錯(cuò)應(yīng)力場(chǎng)之間的相互作用）、化學(xué)強(qiáng)化（位錯(cuò)切過后增加的第二相與基體的滑移臺(tái)階的界面能量）、層錯(cuò)強(qiáng)化（位錯(cuò)切過第二相后使層錯(cuò)寬度變化）、模量強(qiáng)化（模量不同導(dǎo)致位錯(cuò)能量變化）、有序化強(qiáng)化（反相疇界能量）等方式阻礙滑移位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)而產(chǎn)生強(qiáng)化作用，其強(qiáng)度增量YSPC與第二相的體積分?jǐn)?shù)f和顆粒尺寸d之間存在下述關(guān)系： （1-17）滑移位錯(cuò)以O(shè)rowan機(jī)制繞過不可變形顆粒時(shí)，

43、由于位錯(cuò)弓出彎曲將增大位錯(cuò)的線張力，因而需要更大的外加應(yīng)力才能使位錯(cuò)越過第二相顆粒而繼續(xù)滑移，由此導(dǎo)致材料的強(qiáng)化，其強(qiáng)度增量YSPO與第二相的體積分?jǐn)?shù)f和顆粒尺寸d之間大致的關(guān)系如下： （1-18）由此可見，第二相強(qiáng)化的效果與第二相的體積分?jǐn)?shù)的二分之一次方成正比，增大第二相的體積分?jǐn)?shù)將提高強(qiáng)化作用，但當(dāng)?shù)诙嗟捏w積分?jǐn)?shù)較大時(shí)繼續(xù)提高體積分?jǐn)?shù)所導(dǎo)致的強(qiáng)化作用將逐步減弱，因而必須綜合考慮性能需求與生產(chǎn)成本而確定合適的體積分?jǐn)?shù)。各種鋼鐵材料中不同種類的第二相的體積分?jǐn)?shù)的變化范圍很大，微合金鋼中碳氮化鈮的體積分?jǐn)?shù)在0.02%時(shí)即可產(chǎn)生一定程度的強(qiáng)化作用，而高碳鋼或高合金鋼中的滲碳體或各種合金碳化物的體

44、積分?jǐn)?shù)可高達(dá)20-30%。第二相的體積分?jǐn)?shù)可通過物理化學(xué)相分析方法準(zhǔn)確測(cè)定，而采用金相顯微鏡或電子顯微鏡圖象分析方法也可較為準(zhǔn)確地測(cè)定。通過鋼材化學(xué)成分設(shè)計(jì)、固溶溫度和沉淀溫度的合理選擇可獲得需要的第二相的體積分?jǐn)?shù)。此外，由式（1-17）、（1-18）還可看出，第二相強(qiáng)化的效果在切過機(jī)制起作用時(shí)與第二相顆粒的尺寸的二分之一次方成正比，顆粒尺寸越大，強(qiáng)化效果越大；而在Orowan機(jī)制起作用時(shí)大致與第二相顆粒的尺寸成反比，顆粒尺寸越小，強(qiáng)化效果越大。由此，就存在一臨界轉(zhuǎn)換尺寸dC，在此尺寸時(shí)第二相強(qiáng)化機(jī)制在Orowan機(jī)制和切過機(jī)制之間將發(fā)生轉(zhuǎn)換，且在此尺寸附近可獲得最大的第二相強(qiáng)化效果。如圖1-

45、6所示。圖1-5 鋼鐵材料屈服強(qiáng)度與第二相尺寸的關(guān)系由于鋼鐵材料中絕大部分情況下第二相的尺寸均大于臨界轉(zhuǎn)換尺寸，因而其強(qiáng)化機(jī)制主要是Orowan機(jī)制，這時(shí)細(xì)化第二相顆粒的尺寸對(duì)強(qiáng)化效果提高的作用十分顯著，尺寸細(xì)化一個(gè)數(shù)量級(jí)的作用大致相當(dāng)于提高體積分?jǐn)?shù)兩個(gè)數(shù)量級(jí)的作用。鋼鐵材料第二相強(qiáng)化的主要發(fā)展方向是有效細(xì)化第二相顆粒尺寸。第二相的尺寸可采用金相顯微鏡或電子顯微鏡圖象分析方法測(cè)定，也可采用X射線小角度衍射的方法測(cè)定，各種粉體粒度測(cè)定設(shè)備則可用于測(cè)定經(jīng)電解萃取分離出的第二相顆粒的尺寸，超微細(xì)的第二相顆粒的尺寸測(cè)定則需要特殊的精密設(shè)備儀器。通過鋼材化學(xué)成分優(yōu)化設(shè)計(jì)、固溶溫度和沉淀溫度及時(shí)間的合理選

46、擇、應(yīng)變誘導(dǎo)沉淀、大變形破碎等工藝技術(shù)可有效細(xì)化第二相尺寸。在微合金化低碳鋼中，通過體積分?jǐn)?shù)為0.1-0.2%平均尺寸為2-5nm的微合金碳氮化物的沉淀強(qiáng)化可提供200-400MPa的強(qiáng)度增量，使其強(qiáng)度成倍提高。高合金鋼中高溫回火產(chǎn)生的二次硬化現(xiàn)象的主要強(qiáng)化效果也是由各種合金碳化物的沉淀析出所造成的。第二相強(qiáng)化目前已經(jīng)是鋼鐵材料中重要的強(qiáng)化方式，隨著人們對(duì)第二相的尺寸的控制理論和實(shí)際工藝技術(shù)的逐步深化和發(fā)展，將有可能使目前廣泛使用的第二相的尺寸進(jìn)一步明顯細(xì)化從而使其強(qiáng)化效果非常大幅度地提高，因此，第二相強(qiáng)化將是未來鋼鐵材料強(qiáng)度發(fā)展的最有潛力的發(fā)展方向之一。1.2.6 各種強(qiáng)化方式強(qiáng)化效果的疊加單一強(qiáng)化方式所產(chǎn)生的強(qiáng)化效果在很大程度上是有限制的，或者在強(qiáng)化效果達(dá)到一定程度后將具有飽和性。例如，固溶強(qiáng)化將受到溶質(zhì)原子在基體中的平衡固溶度的限制；細(xì)晶強(qiáng)化在晶粒尺寸細(xì)化到3m以下時(shí)YSG與D-1/2的關(guān)系將可能偏低于直線而使強(qiáng)化效果減弱，而當(dāng)晶粒尺寸細(xì)化到0.5m以下時(shí)強(qiáng)度的增加將很微弱；位錯(cuò)強(qiáng)化在位錯(cuò)密度很高時(shí)由于位錯(cuò)長(zhǎng)程應(yīng)力場(chǎng)的相互作用限制將使單位長(zhǎng)度位錯(cuò)線的應(yīng)變能降低而使強(qiáng)化公式中系數(shù)的值降低從而減低強(qiáng)化效果，且當(dāng)位錯(cuò)密度增大到1010/mm2以后將非常難于繼續(xù)增加；第