李輝-5鋼的強韌化原理

1、1工學院材料系 李 輝Email：2微觀本質微觀本質（原理）（原理）“三學三學”： 熱力學熱力學相變?yōu)槭裁窗l(fā)生？朝什么方向發(fā)生？相變?yōu)槭裁窗l(fā)生？朝什么方向發(fā)生？ （方向：朝著能量最低的方向進行方向：朝著能量最低的方向進行） 動力學動力學相變是如何進行的？它的途徑和速度如何？相變是如何進行的？它的途徑和速度如何？ （途徑：選擇阻力最小、速度最快的途徑進行途徑：選擇阻力最小、速度最快的途徑進行） 晶體學晶體學相變產(chǎn)物的結構轉變有何特征？相變產(chǎn)物的結構轉變有何特征？ （結果：可以有不同的形態(tài)，獲得不同的相，結果：可以有不同的形態(tài)，獲得不同的相， 其中只有最適合結構環(huán)境的新相

2、才易于生存下來其中只有最適合結構環(huán)境的新相才易于生存下來）最舒服最舒服最省力最省力最適合最適合工學院材料系 李 輝Email：溫度溫度自由能自由能兩相平衡溫度兩相平衡溫度工學院材料系 李 輝Email：奧氏體奧氏體碳含量碳含量自自由由能能滲碳體滲碳體奧氏體奧氏體滲碳體滲碳體相變驅動力相變驅動力 形核驅動力形核驅動力奧氏體奧氏體 奧氏體奧氏體+滲碳體滲碳體567時間時間溫度溫度A3A1Ac1Ar3奧氏體奧氏體 鐵素體鐵素體奧氏體奧氏體 珠光體珠光體奧氏體奧氏體 貝氏體貝氏體奧氏體奧氏體 馬氏體馬氏體Ar1Ac38鋼的強韌化原理9鐵碳合金平衡組織

3、鐵碳合金平衡組織10鋼鐵材料中的相與組織和性能的關系鋼鐵材料中的相與組織和性能的關系鐵素體Fe，F(xiàn)e-Cr滲碳體Fe3C奧氏體Fe-Ni殘留奧氏體Fe-C-Cr,Ni,Mn馬氏體FeFe-(0-0.3)%C貝氏體DuplexART-MMSQ&PCFBGB回火索氏體珠光體DP合金碳化物MX，M2X，M6X，M23X6，M7X311113 鋼的強韌化機理鋼的強韌化機理強韌化途徑制成無缺陷的完整晶體 接近于理論強度引入大量缺陷并阻止位錯運動強化方式：點、線、面、體點、線、面、體1 315固溶強化固溶強化16位錯強化（加工硬化）位錯強化（加工硬化）位錯之間相互阻礙，相互糾結17晶界強化（細化晶

4、粒）晶界強化（細化晶粒）18第二相強化（析出強化、時效強化）第二相強化（析出強化、時效強化）19各種強化機制對鐵素體各種強化機制對鐵素體/珠光體鋼強度的貢獻珠光體鋼強度的貢獻2021材料的韌性材料的韌性材料的韌脆轉變溫度TC是衡量材料韌性的重要指標，一般采用50%FATT(裂紋擴展轉變溫度)作為轉變溫度。晶 粒 細 化 的 脆 化 矢 量 為 -0.80/MPa，而析出強化和相變強化的脆性矢量為0.46/MPa。因此晶粒細化可以在有效提高強度的同時，使韌脆轉變溫度大幅度降低，而其它能有效提高鋼材強度的強化方式都將導致韌脆轉變溫度提高。不同強化機制對鋼韌脆轉折溫度的影響-晶粒細化強化；-沉淀強化

5、；-位錯強化；-珠光體強化22晶粒細化對韌性的貢獻在其它條件相當?shù)那闆r下，隨著晶粒尺寸的變小，材料的韌脆轉變溫度下降。Pickering等對低碳鋼提出了韌脆轉變溫度的表達式：TC = a b d-1/2 式中，a包括了除晶粒直徑以外的其它所有因素對韌脆轉變溫度的影響，而b d-1/2為晶粒直徑對韌脆轉變溫度的影響。一般b=11.5/mm1/2。當鐵素體直徑由20m細化到5m時，可使TC下降81。23鋼的強化機理鋼的強化機理晶粒細化強化晶粒細化強化晶粒細化之所以既能提高鋼的強度，又能提高鋼的韌性，其原因是：材料的晶粒越細，晶界面積就越大，而晶界兩邊的晶粒的取向完全不同且完全無規(guī)則，并且晶界是原子

6、排列相當紊亂的地區(qū)。因此，當塑性形變和微裂紋由一個晶粒穿過晶界進入另一個晶粒時，由于晶界阻力大，穿過晶界就比較困難；另外，穿過晶界后滑移方向和裂紋擴展又需改變。與晶內的形變及裂紋擴展相比，這種既要穿過晶界而又要改變方向的形變及裂紋擴展將要消耗很大的能量，故晶界的存在將使材料的強度和韌性都得到提高，并且材料的晶粒越細，材料的強度和韌性就越高。24位錯塞積模型位錯塞積模型在外加切應力較小時，由于在外加切應力較小時，由于晶界的阻礙作用，會使晶粒晶界的阻礙作用，會使晶粒1 1內由內由位錯源放出的位錯形成位錯塞積，位錯源放出的位錯形成位錯塞積，位錯塞積可以在相鄰晶粒內產(chǎn)生較位錯塞積可以在相鄰晶粒內產(chǎn)生較

7、大的切應力，當這個應力達到該晶大的切應力，當這個應力達到該晶粒內位錯源開動的臨界分切應力時，粒內位錯源開動的臨界分切應力時，該晶粒內的位錯開始滑移。計算結該晶粒內的位錯開始滑移。計算結果為果為 y y=0 0+kd+kd-1/2-1/2位錯塞積引起相鄰晶粒中位錯源位錯塞積引起相鄰晶粒中位錯源開動示意圖開動示意圖25位錯的塞積假設在外加切應力假設在外加切應力 0 0的作的作用下，有用下，有n n個柏氏矢量為個柏氏矢量為b b的刃的刃型位錯沿型位錯沿x x方向塞積，領先位錯方向塞積，領先位錯在在x=0 x=0處，其余位錯分別以處，其余位錯分別以x x1 1、x x2 2、xxii、xxn-1n-1

8、表示，表示，每個位每個位錯都受到其余位錯的排斥力和錯都受到其余位錯的排斥力和外應力，在平衡狀態(tài)下所受的外應力，在平衡狀態(tài)下所受的合力為零合力為零。 障礙前的位錯塞積群障礙前的位錯塞積群晶體中的晶體中的F-RF-R位錯源在應力的作用下開動以后，在同一滑移面內放位錯源在應力的作用下開動以后，在同一滑移面內放出一組柏氏矢量完全相同的位錯環(huán)，如果這些位錯被晶界或大的第二相出一組柏氏矢量完全相同的位錯環(huán)，如果這些位錯被晶界或大的第二相粒子等障礙所阻，位錯將在障礙物前堆積而形成塞積群。粒子等障礙所阻，位錯將在障礙物前堆積而形成塞積群。 26塞積群中的位錯分布 考慮塞積群中第考慮塞積群中第ii個位錯，它所受

9、的力包括兩個部分，一是外切應力對該個位錯，它所受的力包括兩個部分，一是外切應力對該位錯的作用力位錯的作用力 0 0b b，另一個是除，另一個是除i i以外所有位錯的應力場對位錯以外所有位錯的應力場對位錯i i的作用力。根的作用力。根據(jù)兩平行刃位錯的互作用力公式，第據(jù)兩平行刃位錯的互作用力公式，第j j個位錯對位錯個位錯對位錯i i沿沿x x方向的作用力為方向的作用力為除除ii以外所有位錯的對位錯以外所有位錯的對位錯i i的作用力之和為的作用力之和為位錯位錯i i在平衡狀態(tài)下沿在平衡狀態(tài)下沿x x方向的受力狀態(tài)為方向的受力狀態(tài)為所以，所以，當當n n 很大時，近似解為很大時，近似解為 式中式中

10、第第n-1n-1個位錯的位置個位錯的位置x xn-1n-1可以近似地看成塞積群的總長度，用可以近似地看成塞積群的總長度，用L L表示。當表示。當n n 很很大時，大時， 或或 可見，可見，位錯在塞積群中的排列不是均勻的，位錯的位置與位錯在塞積群中的排列不是均勻的，位錯的位置與i i2 2成正比，越靠近成正比，越靠近領先位錯，排列越緊密。位錯塞積群中塞積的位錯數(shù)目與外應力領先位錯，排列越緊密。位錯塞積群中塞積的位錯數(shù)目與外應力 0 0成正比，成正比，與位錯源到障礙物的距離與位錯源到障礙物的距離L L成正比成正比。ijijxxGbF1)1 (22ijnjijijnjijxxGbF1)1 (2210

11、1001)1 (22100100ijnjijijnjijxxGbbFbFijnjijxxGb1)1 (21002028inAxi)1 (2GbA0218nAxLn208ALn 27塞積群對障礙物的作用力（虛功原理）（虛功原理） 假設在外加切應力假設在外加切應力 0 0的作用下，整個塞積群向前移動了的作用下，整個塞積群向前移動了xx的距離，的距離，則外力場所作的功為則外力場所作的功為nn0 0bx bx 。如果假定障礙物只和塞積群中的。如果假定障礙物只和塞積群中的領先位錯有相互作用，作用力為領先位錯有相互作用，作用力為，則當領先位錯受到外力場的，則當領先位錯受到外力場的作用向前移動了作用向前移動

12、了xx時，則障礙物作用在領先位錯上的力為時，則障礙物作用在領先位錯上的力為 b b，此時此時 b b所作的功為所作的功為 bx bx。這兩個功應相等，即。這兩個功應相等，即nn0 0bx= bxbx= bx 所以所以= n= n0 0 此結果表明，塞積群的領先位錯對障礙物的作用力比外力增加了此結果表明，塞積群的領先位錯對障礙物的作用力比外力增加了n n倍，在障礙物前產(chǎn)生了應力集中。當塞積群中的位錯數(shù)量增加，倍，在障礙物前產(chǎn)生了應力集中。當塞積群中的位錯數(shù)量增加，應力集中達到一定程度時，位錯可以借助交滑移或攀移越過障礙應力集中達到一定程度時，位錯可以借助交滑移或攀移越過障礙而使應力松弛下來；否則

13、，就可能摧毀障礙或者在應力集中處引而使應力松弛下來；否則，就可能摧毀障礙或者在應力集中處引起裂紋。起裂紋。28晶界前的位錯塞積外加應力使多晶體中處于外加應力使多晶體中處于軟取向的晶粒首先滑移，位錯軟取向的晶粒首先滑移，位錯塞積群被阻在晶界前，產(chǎn)生應塞積群被阻在晶界前，產(chǎn)生應力集中，使處于硬取向的相鄰力集中，使處于硬取向的相鄰晶粒受到較大的切應力。設晶晶粒受到較大的切應力。設晶粒直徑粒直徑D D為塞積群長度為塞積群長度L L的的2 2倍，倍，則塞積群中的位錯數(shù)目為則塞積群中的位錯數(shù)目為 2248ADALn29晶界前的應力集中為晶界前的應力集中為當當 B B在相鄰晶?；品较蛏系姆智袘_到該晶粒

14、的臨界分切應力在相鄰晶?；品较蛏系姆智袘_到該晶粒的臨界分切應力 CC時，該晶粒的位錯開始滑移，時，該晶粒的位錯開始滑移，式中，式中，k k為與取向有關且小于為與取向有關且小于1 1的常數(shù)，的常數(shù)， CC對一定的材料為常數(shù)，所以對一定的材料為常數(shù)，所以外應力為外應力為多晶體屈服，再考慮到內應力多晶體屈服，再考慮到內應力 CC的作用，多晶體的屈服應力為的作用，多晶體的屈服應力為這就是著名的這就是著名的Hall-PetchHall-Petch公式，不過該公式是在大塞積群（大公式，不過該公式是在大塞積群（大于于5050個位錯）的條件下導出的，因此當晶粒很小只能產(chǎn)生小塞積群時，個位錯）的條件下導出

15、的，因此當晶粒很小只能產(chǎn)生小塞積群時，此公式就不適用了。此公式就不適用了。 224ADnB224ADkkBC2124KDkDAC21KDi30Hall-Petch公式Hall和Petch首先獨立地得出了晶粒細化強化的Hall-Petch公式，晶粒細化對屈服強度的貢獻可用下式表示：=0+ ky d-1/2 式中，0為常數(shù)。d為有效晶粒尺寸，對鐵素體一珠光體鋼，即為鐵素體晶粒尺寸；對板條馬氏體組織，系指板條馬氏體束的尺寸；對孿晶馬氏體組織，則為奧氏體晶粒尺寸。隨著晶粒尺寸d的減小，鋼的屈服強度將提高。如果晶粒尺寸減小1個數(shù)量級，那么將導致晶粒強化項的增量達到先前的 倍，韌脆轉折溫度也將明顯降低。

16、1031Hall-PetchHall-Petch公式適用工程結構鋼公式適用工程結構鋼晶粒細化是鋼中最為重要的強化手段，普碳軟鋼中大約一半的強度來自于它。一般鋼廠所生產(chǎn)的鋼材，鐵素體晶粒直徑大致為2014m(相當于89級的鐵素體晶粒度)，相應的強度增量為131148MPa。先進鋼材鐵素體晶粒直徑約為510m，相應的強度增量為174278MPa。實驗證實，Hall-Petch公式可以應用到晶粒尺寸為1m的尺度。Hall-PetchHall-Petch公式不適用的情況公式不適用的情況在亞微米尺度下，多晶體材料的屈服強度一晶粒尺寸曲線，偏離常規(guī)的Hall-Petch公式。這是因為Hall-Petch關

17、系是建立在經(jīng)典的位錯理論的假設上的，即大量的位錯是彈性的和在充分塞積狀態(tài)下，并且位錯源可開動的位錯數(shù)量是無限的。在納米晶體形變過程中，少有(甚至沒有)位錯行為，尤其是金屬單質樣品的形變過程則主要由晶粒轉動和晶界滑動完成。以晶粒細化和碳氮化物析出作為強韌化基礎的微合金化鋼技術期待新的理論，探討涵蓋微珠光體、針狀鐵素體、超低碳貝氏體等組織類型、以碳氮化物析出等諸參數(shù)為主導的強度表達式。32晶界移動的驅動力晶界移動的驅動力塑性變形時，驅使孿晶界和小角度傾轉晶界移動的力都是機械力。塑性變形時，驅使孿晶界和小角度傾轉晶界移動的力都是機械力。晶體發(fā)生組織變化（例如晶粒長大）時，晶界移動的驅動力基本屬晶體發(fā)

18、生組織變化（例如晶粒長大）時，晶界移動的驅動力基本屬于化學力，化學力的來源是系統(tǒng)自由能的降低。于化學力，化學力的來源是系統(tǒng)自由能的降低。、相鄰晶粒的能量差、相鄰晶粒的能量差當相鄰晶粒的化學位不同，則化學位梯度即對原子施加一個化學力當相鄰晶粒的化學位不同，則化學位梯度即對原子施加一個化學力F F，F(xiàn)=-/F=-/式中式中為化學位差，為化學位差，為晶界厚度，負號表示為晶界厚度，負號表示F F與與化學位梯度的方向相反，即指向能量降低的方向。于是在化學力的化學位梯度的方向相反，即指向能量降低的方向。于是在化學力的作用下，原子由化學位高的晶粒穿過晶界向化學位低的晶粒遷移，作用下，原子由化學位高的晶粒穿過

19、晶界向化學位低的晶粒遷移，這就相當于晶界向化學位高的晶粒方向移動。這就相當于晶界向化學位高的晶粒方向移動。33當界面為球面時，用類似的力學平衡方法，可以求出當界面為球面時，用類似的力學平衡方法，可以求出 P=2/rP=2/r由于界面凹側的壓力較高，所以凹側晶粒的化學位也高，因此原子由凹側向由于界面凹側的壓力較高，所以凹側晶粒的化學位也高，因此原子由凹側向凸側遷移，而晶界則由凸側移向凹側，即向其曲率半徑中心方向移動。凸側遷移，而晶界則由凸側移向凹側，即向其曲率半徑中心方向移動。、界面曲率（、界面曲率（晶粒長大可以使系統(tǒng)的總界面能降低，而長大時的晶界移動晶粒長大可以使系統(tǒng)的總界面能降低，而長大時的

20、晶界移動則與界面曲率有關。）則與界面曲率有關。）在一個曲率半徑為在一個曲率半徑為r r的圓柱面上，取一個面積元，設界面張力為的圓柱面上，取一個面積元，設界面張力為 ，則作用在，則作用在面積元上的力為面積元上的力為11，當，當dd很小時，張力的水平分力為很小時，張力的水平分力為21sin21sin（d/2d/2），），由于界面要保持平衡，所以其凹側的壓力必然大于凸側，并且這個壓力差由于界面要保持平衡，所以其凹側的壓力必然大于凸側，并且這個壓力差PP應應與界面張力的水平分力相等，即與界面張力的水平分力相等，即21sin21sin（d/2d/2）=P1rd=P1rd當當dd很小時，很小時，sinsi

21、n（d/2d/2）d/2d/2，所以，所以 P=/rP=/r可見，壓力差決定于界面張力和界面曲率?？梢?，壓力差決定于界面張力和界面曲率。34晶粒長大晶粒長大晶粒長大是一個自發(fā)過程，它能減少晶界的總面積，降晶粒長大是一個自發(fā)過程，它能減少晶界的總面積，降低總的界面能，使組織變得更穩(wěn)定。晶粒長大的驅動力是晶低總的界面能，使組織變得更穩(wěn)定。晶粒長大的驅動力是晶粒長大前后總的粒長大前后總的界面能差界面能差。晶粒長大過程的特點晶粒長大過程的特點： . . 晶界的遷移總是指向晶界的曲率中心方向，晶界本身趨于平直化晶界的遷移總是指向晶界的曲率中心方向，晶界本身趨于平直化； . . 隨著晶界的遷移，小晶粒逐漸

22、被吞并到相鄰的大晶粒中；隨著晶界的遷移，小晶粒逐漸被吞并到相鄰的大晶粒中； . . 三個晶粒的晶界交角趨于三個晶粒的晶界交角趨于120120，晶界處于平衡位置。，晶界處于平衡位置。晶界曲率與晶粒形狀晶界曲率與晶粒形狀35晶界遷移率晶界遷移率晶界遷移率晶界遷移率B B是指在單位驅動力作用下的移動速度，若晶界移動的驅是指在單位驅動力作用下的移動速度，若晶界移動的驅動力為動力為F F，移動速度為，移動速度為v v，則，則 B=v/F B=v/F 或或 v=FB v=FB 可見，晶界的移動速度決定可見，晶界的移動速度決定于驅動力和遷移率。于驅動力和遷移率。影響遷移率的因素影響遷移率的因素、溶質或雜質原

23、子溶質或雜質原子少量的溶質或雜質原子對晶界移動有顯著的影響，因為溶質原子的晶界富集少量的溶質或雜質原子對晶界移動有顯著的影響，因為溶質原子的晶界富集以后，與晶界相互作用，使晶界移動時須拖曳著溶質原子一起前進，但以后，與晶界相互作用，使晶界移動時須拖曳著溶質原子一起前進，但溶質原子的運動速度受其擴散速率的限制，因此對晶界移動產(chǎn)生阻力，溶質原子的運動速度受其擴散速率的限制，因此對晶界移動產(chǎn)生阻力，這個阻力使晶界的遷移率降低。這個阻力使晶界的遷移率降低。、溫度溫度界面遷移率界面遷移率B B與晶界擴散系數(shù)與晶界擴散系數(shù)D D之間的關系為之間的關系為B=D/kTB=D/kT，由于擴散系數(shù)隨溫度，由于擴散

24、系數(shù)隨溫度升高成指數(shù)關系增加，并且指數(shù)項的影響超過了升高成指數(shù)關系增加，并且指數(shù)項的影響超過了1/T1/T項，所以溫度越高，項，所以溫度越高，原子的動能越大，晶界的移動速度越快。原子的動能越大，晶界的移動速度越快。、相鄰晶粒的取向差相鄰晶粒的取向差晶粒之間的取向差影響晶界的結構，因而影響其擴散系數(shù)晶粒之間的取向差影響晶界的結構，因而影響其擴散系數(shù)36、第二相顆粒第二相顆粒合金中的第二相顆粒對晶界移動有阻礙作用。合金中的第二相顆粒對晶界移動有阻礙作用。假設第二相質點是球形顆粒，半徑為假設第二相質點是球形顆粒，半徑為r r，晶界的界面張力為，晶界的界面張力為 。當晶界。當晶界運動到與質點相遇時，必

25、然沿移動方向給質點一個推力，而質點對晶界運動到與質點相遇時，必然沿移動方向給質點一個推力，而質點對晶界作用一個阻力，這個阻力可以由界面張力的垂直分量算出。另外，根據(jù)作用一個阻力，這個阻力可以由界面張力的垂直分量算出。另外，根據(jù)表面張力的平衡關系，可以證明當晶界通過時，在三叉結點處將彎成與表面張力的平衡關系，可以證明當晶界通過時，在三叉結點處將彎成與顆粒表面垂直，以保持張力平衡。顆粒表面垂直，以保持張力平衡。 因此算出第二相質點對晶界的阻力為因此算出第二相質點對晶界的阻力為F=2rcossin=rsin2F=2rcossin=rsin2當當=/4=/4時，時，F(xiàn) F達到最大值，即達到最大值，即

26、FM=rFM=r上式為一個質點對晶界的阻力，若晶界上式為一個質點對晶界的阻力，若晶界單位面積上有單位面積上有n n個質點，則對晶界運動個質點，則對晶界運動的總阻力為的總阻力為FT=nrFT=nr晶界與第二相顆粒的交互作用晶界與第二相顆粒的交互作用37n n的求法是：在晶界上取單位面積，在此面積兩側各取的求法是：在晶界上取單位面積，在此面積兩側各取r r的長度，由于第的長度，由于第二相顆粒的半徑為二相顆粒的半徑為r r，因此所有中心在此體積內的顆粒都應與此單位面積相交。，因此所有中心在此體積內的顆粒都應與此單位面積相交。如果第二相質點在金屬中均勻分布，并且單位體積中的顆粒數(shù)為如果第二相質點在金屬

27、中均勻分布，并且單位體積中的顆粒數(shù)為N N，則，則n=1n=11 12r2rN=2rNN=2rN于是于是 FT=2r2NFT=2r2N單位體積金屬中第二相質點所占的體積分單位體積金屬中第二相質點所占的體積分數(shù)為數(shù)為所以所以 計算的體積計算的體積Nrf334rfFT23第二相的體積分數(shù)越大、顆粒半徑越小，則對晶界運動的阻力越大，第二相的體積分數(shù)越大、顆粒半徑越小，則對晶界運動的阻力越大，當這種阻力與晶界運動的驅動力相等時，晶界就停止運動，此時的晶粒當這種阻力與晶界運動的驅動力相等時，晶界就停止運動，此時的晶粒直徑達到極限尺寸。第二相的數(shù)量越多，顆粒越細小，晶粒所能長到的直徑達到極限尺寸。第二相的

28、數(shù)量越多，顆粒越細小，晶粒所能長到的極限尺寸越小。極限尺寸越小。3839微合金鋼的晶粒細化低合金鋼中常用的細化晶粒元素有鋁、鈮、釩、鈦等。微合金元素通過形成穩(wěn)定的碳化物和氮化物析出質點，在從冶煉凝固到軋制加熱和焊接加熱及其冷卻過程中，影響成核和晶界遷移來影響晶粒尺寸，獲得細小的奧氏體或者鐵素體晶粒 。為了達到細晶強化的效果，既必須做到形成細小晶粒，又要防止晶粒長大。綜合起來看，細化晶粒的方法包括細化相變前的奧氏體晶粒、在鋼中加入碳氮化物形成元素(、Nb、Ti等)、促進微合金化元素碳氮化物的析出、增加奧氏體內部形核質點、快速冷卻和彌散粒子釘扎阻礙晶界遷移等多種微合金化與控軋控冷相結合的方法。通過

29、這些技術手段，可以獲得微米、亞微米級的超細晶粒組織。40固溶強化固溶強化固溶的異質原子，以點狀障礙物的形式起著阻礙位錯運動的作用，稱為固溶強化。從幾何尺寸來看，也可以說是“點性”強化，或0維強化。按照溶質的存在方式，固溶可分為間隙固溶和置換固溶兩類。碳（氮）原子的間隙固溶強化是鋼中最經(jīng)濟、最有效的強化方式(在過飽和馬氏體和貝氏體中)。而置換固溶強化在很多合金鋼中也是相當重要的強化方式。41固溶強化機理其一是溶質原子溶入鐵的基體中，造成基體晶格畸變，從而使基體的強度提高。置換固溶體中的異質原子，能在不改變晶格內部的原子分布狀態(tài)的條件下，阻止不斷進行的位錯運動。因此，其應力應變曲線向著較高的應力值

30、方向推移，而曲線的形狀基本上保持不變。與其它強化機制相比，由均勻的置換固溶體所引起的強化作用是較小的。其二是溶質原子進入位錯張應力區(qū)，與位錯產(chǎn)生彈性交互作用，阻止位錯的運動，從而使材料的強度提高與鐵原子形成間隙固溶體的異質原子有氫、硼、碳、氮和氧等。其中以碳和氮對于強度提高起著較大的作用。在過飽和的間隙固溶體中，由于碳氮原子有著較大的擴散能力，可以直接在位錯附近和位錯中心聚集，形成Cottrel氣團，對移動著的位錯起釘扎作用，只有當位錯擺脫了氣團的釘扎之后，塑性變形才能繼續(xù)進行。為此，就必須提高外加應力，從而使材料得到了強化。42均勻固溶強化理論均勻固溶強化理論溶質原子均勻而無規(guī)地分布在基體中

31、，溶質原子的平均間距為溶質原子均勻而無規(guī)地分布在基體中，溶質原子的平均間距為l l。由。由于溶質原子和基體原子之間半徑不相適應，因此在基體中造成以溶質原子于溶質原子和基體原子之間半徑不相適應，因此在基體中造成以溶質原子為核心的長程應力場。溶質原子造成的彈性應力場與位錯的彈性應力場交為核心的長程應力場。溶質原子造成的彈性應力場與位錯的彈性應力場交互作用，會使運動位錯受一定的障礙，并使位錯彎曲成弧形?；プ饔?，會使運動位錯受一定的障礙，并使位錯彎曲成弧形。 這時位錯線張力這時位錯線張力T T的合力的合力F F將與溶質將與溶質原子障礙對位錯的作用力保持平衡，即原子障礙對位錯的作用力保持平衡，即式中式中

32、 為障礙處位錯偏離直線的角度。為障礙處位錯偏離直線的角度。 當外力當外力 加大時，位錯彎曲加劇，加大時，位錯彎曲加劇， 加大，與障礙間的相互作用也增加大，與障礙間的相互作用也增大。當切應力增大至某一臨界值大。當切應力增大至某一臨界值 c c時，時， 達到某一臨界值達到某一臨界值 c c，l l長位錯段長位錯段上所受的力剛好可以克服障礙向前繼續(xù)滑移，這是的交互作用力上所受的力剛好可以克服障礙向前繼續(xù)滑移，這是的交互作用力F F為為F Fmm，即即 F Fmm可以看成是障礙的強度?？梢钥闯墒钦系K的強度。位錯在無規(guī)分布的溶質原子中受阻位錯在無規(guī)分布的溶質原子中受阻)2sin(2TF )2sin(2c

33、mTF43對于對于強相互作用強相互作用的固溶強化，的固溶強化，溶質原子造成的畸變應力場較大，溶質原子造成的畸變應力場較大，障礙的強度障礙的強度F Fmm也較大，故也較大，故 c c較大較大。而而弱相互作用弱相互作用的固溶強化的固溶強化 c c較小較小，位錯線不必偏離直線太多即可克服位錯線不必偏離直線太多即可克服障礙而滑移。障礙而滑移。對于濃度相同但相互作用強度對于濃度相同但相互作用強度不同的固溶體，位錯線在滑移過程不同的固溶體，位錯線在滑移過程中的彎曲程度不同。中的彎曲程度不同。強相互作用，強相互作用，彎曲程度較大；弱相互作用，位錯彎曲程度較大；弱相互作用，位錯線較直線較直。盡管溶質原子的濃度

34、相同，但位錯線上障礙的平均距離卻不一樣。對盡管溶質原子的濃度相同，但位錯線上障礙的平均距離卻不一樣。對于強相互作用，該平均距離大致就是溶質原子的平均間距于強相互作用，該平均距離大致就是溶質原子的平均間距l(xiāng) l。對于弱相互作。對于弱相互作用，該平均距離用，該平均距離LlLl。溶質原子對位錯的障礙溶質原子對位錯的障礙( () )強相互作用強相互作用( () )弱相互作用弱相互作用44在一般的稀固溶體中，溶質的固溶強化造成的屈服強度在一般的稀固溶體中，溶質的固溶強化造成的屈服強度增量為：增量為： MiMiK KMiMiMiMimi mi 式中式中 MiMi固溶體中溶質元素固溶體中溶質元素MiMi的固

35、溶量；的固溶量；K KMiMi、mimi常數(shù)，取決于基體及溶質元素的性質常數(shù)，取決于基體及溶質元素的性質mimi介于介于0.50.5和和ll之間之間當鋼中間隙固溶的碳、氮含量很小時，也可用直線代替當鋼中間隙固溶的碳、氮含量很小時，也可用直線代替拋物線關系。在微合金化鋼中，間隙固溶的碳氮含量的變化拋物線關系。在微合金化鋼中，間隙固溶的碳氮含量的變化范圍很小，其固溶強化效果可以采用近似的直線關系式表示范圍很小，其固溶強化效果可以采用近似的直線關系式表示如下：如下： MiMiK KMiMiMiMi45非均勻固溶強化理論非均勻固溶強化理論在很多情況下，溶質原子在基體中并非完全無規(guī)分布，而是因為與位在很

36、多情況下，溶質原子在基體中并非完全無規(guī)分布，而是因為與位錯有交互作用而在位錯周圍聚集，是非均勻的。錯有交互作用而在位錯周圍聚集，是非均勻的?？麓範枤鈭F強化柯垂爾氣團強化由于溶質原子與刃型位錯的交互作用，在溫度和時間允許的條件下，由于溶質原子與刃型位錯的交互作用，在溫度和時間允許的條件下，為了減少畸變能，溶質原子將聚集在位錯線周圍，形成溶質原子云，也稱為了減少畸變能，溶質原子將聚集在位錯線周圍，形成溶質原子云，也稱為為柯垂爾氣團柯垂爾氣團。從一級效應考慮，螺位錯周圍只有切應變而沒有體應變，因此不能形從一級效應考慮，螺位錯周圍只有切應變而沒有體應變，因此不能形成柯垂爾氣團；但從二級效應考慮，螺位錯

37、仍造成體應變，螺位錯芯部處成柯垂爾氣團；但從二級效應考慮，螺位錯仍造成體應變，螺位錯芯部處于引張狀態(tài)，故半徑很小的間隙原子也會趨于處在螺位錯心部，使系統(tǒng)能于引張狀態(tài)，故半徑很小的間隙原子也會趨于處在螺位錯心部，使系統(tǒng)能量降低。量降低。溶質原子在位錯周圍聚集形成的氣團障礙了位錯的運動，因此使基體溶質原子在位錯周圍聚集形成的氣團障礙了位錯的運動，因此使基體的強度升高。利用位錯與溶質原子的彈性交互作用，可以解釋低碳鋼等金的強度升高。利用位錯與溶質原子的彈性交互作用，可以解釋低碳鋼等金屬的上、下屈服點現(xiàn)象和應變時效現(xiàn)象。屬的上、下屈服點現(xiàn)象和應變時效現(xiàn)象。46斯諾克氣團強化斯諾克氣團強化螺位錯與非球形

38、對稱的點缺陷之間的交互作用形成斯螺位錯與非球形對稱的點缺陷之間的交互作用形成斯諾克氣團。斯諾克氣團的強化效果與間隙的溶質原子濃度諾克氣團。斯諾克氣團的強化效果與間隙的溶質原子濃度成正比，常溫下對位錯的釘扎作用并不亞于柯垂爾氣團。成正比，常溫下對位錯的釘扎作用并不亞于柯垂爾氣團。由于斯諾克氣團的有序化太快，形變溫度稍高或速度由于斯諾克氣團的有序化太快，形變溫度稍高或速度很小時其作用就不太顯著。很小時其作用就不太顯著。47鈴木氣團強化鈴木氣團強化氣團的形成氣團的形成對于位錯明顯擴展的合金，基體與層錯可對于位錯明顯擴展的合金，基體與層錯可以視為兩相，假設基體是面心立方結構，則以視為兩相，假設基體是面

39、心立方結構，則層錯是密排六方結構。它們的自由能隨溶質層錯是密排六方結構。它們的自由能隨溶質的原子濃度發(fā)生變化，溶質原子在密排六方的原子濃度發(fā)生變化，溶質原子在密排六方結構的層錯中的自由能結構的層錯中的自由能FhFh較高，隨著溶質濃較高，隨著溶質濃度變化較快；溶質原子在面心立方基體中的度變化較快；溶質原子在面心立方基體中的自由能自由能FfFf較低，且隨溶質濃度變化慢。如果層較低，且隨溶質濃度變化慢。如果層錯中及基體中溶質原子濃度相同，則根據(jù)體錯中及基體中溶質原子濃度相同，則根據(jù)體積比用杠桿定律計算的合金的平均摩爾自由積比用杠桿定律計算的合金的平均摩爾自由能并非該系統(tǒng)能量最低的平衡態(tài)。能并非該系統(tǒng)

40、能量最低的平衡態(tài)。 基體與層錯的自由能基體與層錯的自由能隨濃度的變化隨濃度的變化由于層錯與基體的自由能隨濃度變化的函數(shù)關系不同，所以在層錯體積由于層錯與基體的自由能隨濃度變化的函數(shù)關系不同，所以在層錯體積比不變的條件下，溶質濃度將重新分布以降低系統(tǒng)的自由能。層錯中的溶質比不變的條件下，溶質濃度將重新分布以降低系統(tǒng)的自由能。層錯中的溶質原子濃度要大于或者小于基體的溶質濃度，才能達到能量最低的平衡態(tài)。這原子濃度要大于或者小于基體的溶質濃度，才能達到能量最低的平衡態(tài)。這種溶質原子在層錯中和基體中不同的組態(tài)即為種溶質原子在層錯中和基體中不同的組態(tài)即為鈴木氣團鈴木氣團。48氣團的強化效應氣團的強化效應假

41、設溶質原子在層錯和基體假設溶質原子在層錯和基體中的濃度分別為中的濃度分別為c c1 1和和c c0 0，擴展位，擴展位錯在外力的作用下進行滑移運動，錯在外力的作用下進行滑移運動，由于原子擴散速度慢，層錯帶移由于原子擴散速度慢，層錯帶移入了與它不相適應的濃度中入了與它不相適應的濃度中c c0 0，而將不適合于基體的濃度而將不適合于基體的濃度c c1 1留給留給基體，破壞了平衡，增高了晶體基體，破壞了平衡，增高了晶體的自由能，使位錯運動受到阻力，的自由能，使位錯運動受到阻力，從而使合金強化。從而使合金強化。(a)(a)擴展位錯運動前的平衡態(tài)擴展位錯運動前的平衡態(tài)(b)(b)運動后平衡態(tài)被破壞運動后

42、平衡態(tài)被破壞鈴木氣團給位錯運動帶來的阻力主要有合金的濃度決定，與溫度無鈴木氣團給位錯運動帶來的阻力主要有合金的濃度決定，與溫度無關，因此該強化機制在高溫時顯得重要，室溫下該氣團的作用只有柯垂關，因此該強化機制在高溫時顯得重要，室溫下該氣團的作用只有柯垂爾氣團的十分之一。爾氣團的十分之一。49固溶對強化的貢獻釘扎作用因溶質原子和溶劑原子的尺寸差別及彈性模量的變化而異，強化效應與溶質組元含量Cs%的1/2(或2/3)次方成正比，這可以用下式表達為：sKs(Cs)1/22/3式中Cs溶質組元含量的變化值；Ks與該溶質組元有關的常數(shù)。 所有溶于鐵素體中的合金元素均能提高其硬度、抗拉強度和屈服強度，如錳

43、溶于-Fe鐵素體中，形成固溶體，使鋼的強度顯著提高。Si、Mn的固溶強化作用最大，其次是Ni、Nb、V等，但在低合金高強度鋼中，其強化作用較小。50固溶強化-有限的強化方式在一般的正火態(tài)或熱軋態(tài)使用的結構鋼中，碳氮的固溶強化并不能成為主要的強化方式，因為碳、氮的固溶是間隙固溶，高間隙固溶的碳氮含量將極大損壞鋼的韌性和可焊性。一般的置換固溶強化效果都很弱(P除外)，添加1%的合金元素僅能得到數(shù)十MPa的強度增量，而且隨著添加量的增加，強化效果還將減弱，所以置換固溶強化成本很高。此外置換固溶強化效果越大的元素(如P、Si等)對韌性的危害作用也越大。因此微合金化鋼中，間隙固溶強化和置換固溶強化都不是

44、一種主要的強化手段。51析出強化(沉淀強化)材料通過基體中分布有細小彌散的第二相質點而產(chǎn)生強化的方法稱為第二相強化或析出強化。析出強化是一種非常有效的重要強化方式。微合金鋼中析出強化通過沉淀析出，可以獲得沉淀相質點。鋼中細小彌散的沉淀相通過與位錯發(fā)生交互作用，造成對位錯運動的障礙度得以提高，也稱為沉淀強化。添加微量的微合金元素可獲得成百MPa的強度增量，同時微合金碳氮化物析出相還有晶粒細化作用。因此，微合金碳氮化物的析出強化是微合金鋼中最重要的強化方式之一。52位錯繞過機制位錯繞過機制（奧羅萬機制（奧羅萬機制19481948年）年）運動中的位錯在滑移面上受到第二相質點的阻礙時，如果質點的尺寸運

45、動中的位錯在滑移面上受到第二相質點的阻礙時，如果質點的尺寸和間距較大，則位錯線將繞著它彎曲。隨著切應力增大，位錯線逐漸彎成和間距較大，則位錯線將繞著它彎曲。隨著切應力增大，位錯線逐漸彎成環(huán)狀并在某處相遇，由于相遇處兩段位錯的符號相反而相互抵消，所以形環(huán)狀并在某處相遇，由于相遇處兩段位錯的符號相反而相互抵消，所以形成了包圍質點的位錯環(huán)。同時，原位錯將繼續(xù)前進，并在線張力的作用下，成了包圍質點的位錯環(huán)。同時，原位錯將繼續(xù)前進，并在線張力的作用下，重新變直而恢復原狀。重新變直而恢復原狀。位錯線繞過第二相質點位錯線繞過第二相質點位錯按這種方式運動時位錯按這種方式運動時受到的阻力較大，因為除了受到的阻力

46、較大，因為除了位錯線彎曲需要作功以外，位錯線彎曲需要作功以外，每個位錯通過質點以后，還每個位錯通過質點以后，還有留下一個位錯環(huán)，這些環(huán)有留下一個位錯環(huán)，這些環(huán)對位錯源產(chǎn)生反向應力，使對位錯源產(chǎn)生反向應力，使后續(xù)位錯前進的阻力增大。后續(xù)位錯前進的阻力增大。53OrowanOrowan關系式關系式位錯和質點的交互作用所產(chǎn)生的力，可以用Orowan關系式來表示： 式中D質點之間的間距；r兩個質點之間位錯線的彎曲半徑；G基體金屬的切變模量。由等式： d/D=f1.3C式中f質點的體積占總體積的百分數(shù)； C質點分布系數(shù)； d質點的直徑(dD)?？傻玫较率剑?從上式可以看出，剪切應力隨質點的體積分數(shù)增加而

47、提高，質點的直徑愈小，P也愈大。rGbDGbP2333dGbfCP3 . 154位錯切過機制位錯切過機制位錯切過質點時必然會形成新的界面，因此需要作功；位錯切過質點時必然會形成新的界面，因此需要作功；由于質點與基體的晶體結構和柏氏矢量不同，所以位錯切過時，必然引起滑由于質點與基體的晶體結構和柏氏矢量不同，所以位錯切過時，必然引起滑移面上原子的錯排，從而增加位錯運動的阻力；移面上原子的錯排，從而增加位錯運動的阻力；若質點是有序結構，則位錯切過后，滑移面上將出現(xiàn)反向疇界，這也需要作若質點是有序結構，則位錯切過后，滑移面上將出現(xiàn)反向疇界，這也需要作功；若質點的滑移面與基體的滑移面不一致，則在位錯與質

48、點相交的界面上形功；若質點的滑移面與基體的滑移面不一致，則在位錯與質點相交的界面上形成割階，也會增加位錯運動的阻力。成割階，也會增加位錯運動的阻力。位錯切過第二相質點位錯切過第二相質點質點的質點的數(shù)量、形狀和大小數(shù)量、形狀和大小與合金強度與合金強度也有密切的關系。也有密切的關系。第二相的體積分數(shù)越大，合金的強度越高；第二相的體積分數(shù)越大，合金的強度越高；在體積分數(shù)相同時，若第二相質點成球狀在體積分數(shù)相同時，若第二相質點成球狀則位錯切過的機會最少，而成盤狀或棒狀時，則位錯切過的機會最少，而成盤狀或棒狀時，位錯切過的機會依次增多，因此強化作用一位錯切過的機會依次增多，因此強化作用一個比一個大；個比

49、一個大；質點的尺寸越大，強化效果就越顯著。質點的尺寸越大，強化效果就越顯著。 55沉淀強化對屈服強度的貢獻沉淀強化對屈服強度的貢獻56材料在時效過程中的強化機制材料在時效過程中的強化機制在切過機制下，質點的尺寸越大，強在切過機制下，質點的尺寸越大，強化效果就越顯著。如圖中的曲線化效果就越顯著。如圖中的曲線B B所示；所示；而曲線而曲線A A為繞過機制隨質點尺寸增加，強為繞過機制隨質點尺寸增加，強度下降的規(guī)律。度下降的規(guī)律。當?shù)诙噘|點剛從基體中析出時，由當?shù)诙噘|點剛從基體中析出時，由于尺寸太小，相距太近，位錯不能繞過，于尺寸太小，相距太近，位錯不能繞過，只能是切過機制起作用，因此合金強度按只

50、能是切過機制起作用，因此合金強度按曲線曲線B B不斷升高；但當質點長大到一定尺不斷升高；但當質點長大到一定尺寸以后，切過機制所需的應力太大，位錯寸以后，切過機制所需的應力太大，位錯只能繞過質點運動，因此強度隨著質點長只能繞過質點運動，因此強度隨著質點長大而下降。大而下降。第二相質點尺寸對強度的影響第二相質點尺寸對強度的影響當質點尺寸較大時，雖然合金的強度不高，但由于位錯線繞過質點以當質點尺寸較大時，雖然合金的強度不高，但由于位錯線繞過質點以后，不斷留下位錯環(huán)，而這些位錯的應力場使后來的位錯更難通過，因此后，不斷留下位錯環(huán)，而這些位錯的應力場使后來的位錯更難通過，因此加工硬化率很高。相反，當質點

51、的尺寸很小時，由于切過機制起作用，所加工硬化率很高。相反，當質點的尺寸很小時，由于切過機制起作用，所以加工硬化率較低。以加工硬化率較低。切過切過機制機制繞過繞過機制機制57在低碳低合金鋼中的沉淀強化元素主要是Nb、V、Ti、Al、Cu；對于Nb、V、Ti在鋼中形成碳化物或氮化物及碳氮化物；對于鋁形成氮化鋁；對于銅則形成游離銅。鈮含量越高，碳化物尺寸越小，對強度的貢獻越大。一般的微合金碳氮化物在尺寸較小時，與鐵素體基體之間都有明確的位向關系，與基體之間保持半共格。此外，微合金碳氮化物都具有相當高的強度，且在正常的加工處理工藝條件下得到的微合金碳氮化物質點均為球形或徑厚相差不太大的圓片狀。58沉淀

52、強化的局限沉淀強化的局限微合金碳氮化物對韌性的危害并不很大，僅由于其周圍基體的微合金碳氮化物對韌性的危害并不很大，僅由于其周圍基體的點陣畸變而導致韌性一定程度的下降和韌脆轉變溫度一定程度的升高。點陣畸變而導致韌性一定程度的下降和韌脆轉變溫度一定程度的升高。目前普遍采用的微合金碳氮化物沉淀強化的目前普遍采用的微合金碳氮化物沉淀強化的脆化矢量為脆化矢量為0.26 0.26 /MPa/MPa，與固溶強化方式相比來說要小。與固溶強化方式相比來說要小。由于微合金碳氮化物析出強化效果大致隨第二相體積分數(shù)的由于微合金碳氮化物析出強化效果大致隨第二相體積分數(shù)的1/21/2次方而增加，而其脆化作用也將隨第二相體

53、積分數(shù)的增大而增大，因次方而增加，而其脆化作用也將隨第二相體積分數(shù)的增大而增大，因此，不能靠提高此，不能靠提高M(CN)M(CN)相的體積分數(shù)來無限制地提高其強化效果。相的體積分數(shù)來無限制地提高其強化效果。59位錯強化位錯強化由于位錯密度增加，材料的強度也大幅提高。研究認為，金屬材料由于位錯密度增加，材料的強度也大幅提高。研究認為，金屬材料的流變應力的流變應力( (以及屈服強度以及屈服強度) )與與 1/21/2成正比。成正比。鐵在退火狀態(tài)下的位錯密度約為鐵在退火狀態(tài)下的位錯密度約為10101111/mm/mm2 2，正火狀態(tài)下可達，正火狀態(tài)下可達1010121210101313/mm/mm2

54、 2，這時由位錯強化提供的強度增量僅為，這時由位錯強化提供的強度增量僅為6 663MPa63MPa，相對于晶，相對于晶界的作用，位錯的作用不明顯。當冷形變達到界的作用，位錯的作用不明顯。當冷形變達到10%10%后，位錯密度可達到后，位錯密度可達到5 510101 41 4/mm/mm2 2，而經(jīng)劇烈冷變形后，位錯密度最高甚至可高達，而經(jīng)劇烈冷變形后，位錯密度最高甚至可高達5 510101616/mm/mm2 2，此時位錯強化提供的強度增量可高達約，此時位錯強化提供的強度增量可高達約4407MPa4407MPa，已經(jīng)，已經(jīng)相當接近于鐵的理論強度值。因此位錯強化也是鋼中最有效的強化方式相當接近于鐵

55、的理論強度值。因此位錯強化也是鋼中最有效的強化方式之一。之一。 60亞結構亞結構強化強化當金屬材料中的位錯密度達到一定程度后，位錯就排列成三當金屬材料中的位錯密度達到一定程度后，位錯就排列成三維亞結構。維亞結構。當這些亞結構的位錯墻呈松散的纏結形貌時，就稱之為當這些亞結構的位錯墻呈松散的纏結形貌時，就稱之為“胞狀胞狀結構結構”；當位錯墻變窄且輪廓分明時，則稱之為；當位錯墻變窄且輪廓分明時，則稱之為“亞晶亞晶”。當亞結。當亞結構具有亞晶特征時，邊界已經(jīng)比較完整、位向差也較大，已經(jīng)開始構具有亞晶特征時，邊界已經(jīng)比較完整、位向差也較大，已經(jīng)開始呈現(xiàn)出正常晶界的許多特征。亞晶的力學行為與晶粒也相似，其

56、對呈現(xiàn)出正常晶界的許多特征。亞晶的力學行為與晶粒也相似，其對強度的影響與亞晶尺寸的強度的影響與亞晶尺寸的-1/2-1/2次冪成正比，與晶粒尺寸的影響一樣，次冪成正比，與晶粒尺寸的影響一樣，亞晶越小，對強度的貢獻也越大。亞晶越小，對強度的貢獻也越大。當位錯密度很低時，只需考慮晶界的作用；當位錯密度很高時，當位錯密度很低時，只需考慮晶界的作用；當位錯密度很高時，則主要考慮位錯和位錯胞狀結構的作用；當這些位錯重新排列而形則主要考慮位錯和位錯胞狀結構的作用；當這些位錯重新排列而形成發(fā)達的亞晶時，亞晶內部位錯密度低，這時應主要考慮亞晶的作成發(fā)達的亞晶時，亞晶內部位錯密度低，這時應主要考慮亞晶的作用。用。

57、 61鋼的韌化機理鋼的韌化機理HeslopHeslop和和PetchPetch提出了韌脆轉變溫度與提出了韌脆轉變溫度與d d-1/2-1/2成反比。成反比。固溶強化固溶強化(ss ss) )、沉淀強化、沉淀強化(pptppt) )和位錯強化和位錯強化(d d) )等雖然對鋼起等雖然對鋼起強化作用，但也引起鋼的脆化，而強化作用，但也引起鋼的脆化，而 ss ss在加入鎳的情況下可以減少在加入鎳的情況下可以減少脆化因素，晶界和亞晶界可以減少單位脆性裂紋的體積，使低溫脆化因素，晶界和亞晶界可以減少單位脆性裂紋的體積，使低溫韌性得到改善。通過減少晶粒體積和第二相顆粒，并使它均勻分韌性得到改善。通過減少晶

58、粒體積和第二相顆粒，并使它均勻分布在鐵素體基體內可以改善韌性并使布在鐵素體基體內可以改善韌性并使FATTFATT降低。降低。綜合以上因素綜合以上因素FATTFATT可用下式表達：可用下式表達：FATT=A+BFATT=A+Bss ss+C+Cpptppt +D +Dd d +-Kd +-Kd-1/2-1/2-Ktds-Ktds-1/2-1/2-Gns-Gns式中，式中，A A、B B、CC、D D、K K、K Kt t、GG都是常數(shù)，都是常數(shù)， 是第二相粒子的影是第二相粒子的影響，響，d d和和dsds是晶粒和亞晶粒的體積，是晶粒和亞晶粒的體積，nsns是分離裂紋的數(shù)目。是分離裂紋的數(shù)目。62

59、晶粒細化韌化晶粒細化韌化細晶強化方法，不僅能提高強度，也能改善韌性。因此，細化細晶強化方法，不僅能提高強度，也能改善韌性。因此，細化晶粒是最理想的強韌化方式。晶粒是最理想的強韌化方式。鋼的晶粒尺寸，包括鋼的奧氏體及其轉變產(chǎn)物的晶粒尺寸、亞鋼的晶粒尺寸，包括鋼的奧氏體及其轉變產(chǎn)物的晶粒尺寸、亞晶粒、位錯包狀結構的尺寸等，對鋼的韌性都具有重要影響。晶粒、位錯包狀結構的尺寸等，對鋼的韌性都具有重要影響。通過微合金化與控軋控冷相結合的技術，可以顯著細化晶粒，通過微合金化與控軋控冷相結合的技術，可以顯著細化晶粒，改善微觀結構，降低韌脆轉化溫度，提高鋼的斷裂韌性和沖擊韌性。改善微觀結構，降低韌脆轉化溫度，提高鋼的斷裂韌性和沖擊韌性。例如，應用彌散的微合金化合物阻止高溫下奧氏體晶粒長大；反復例如，應用彌散的微合金化合物阻止高溫下奧氏體晶粒長大；反復形變再結晶細化奧氏體晶粒；阻止形變奧氏體再結晶并獲得形變再結晶細化奧氏體晶粒；阻止形變奧氏體再結晶并獲得