金属材料学期末总结_中华文本库
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1为什么钢中的硫和磷一般情况下总是有害的？控制硫化物形态的方法有哪些？答：S 与Fe 形成FeS ，会导致钢产生热脆；P 与形成Fe3P ，使钢在冷加工过程中产生冷脆性，剧烈降低钢的韧性，使钢在凝固时晶界处发生偏析。硫化物形态控制：a 、加入足量的锰，形成高熔点MnS ；b 、控制钢的冷却速度；c 、改善其形态最好为球状，而不是杆状，控制氧含量大于0.02%；d 、加入变形剂，使其在金属中扩散开防止聚焦产生裂纹。
2钢的强化机制有哪些? 为什么一般钢的强化工艺采用淬火加回火？答：a 、固溶强化（合金中形成固溶体、晶格畸变、阻碍位错运动、强化）b 、细晶强化（晶粒细化、晶界增多、位错塞积、阻碍位错运动、强化）c 、加工硬化（塑性变形、位错缠绕交割、阻碍位错运动、强化）d 、弥散强化（固溶处理的后的合金时效处理、脱溶析出第二相、弥散分布在基体上、与位错交互作用、阻碍位错运动、强化）淬火处理得到强硬相马氏体，提高钢的强度、硬度，使钢塑性降低；回火可有效改善钢的韧性。淬火和回火结合使用提高钢的综合性能。
3按照合金化思路，如何改善钢的韧性？答：a 、加入可细化晶粒的元素Mo 、W 、Cr ；b 、改善基体韧性，加Ni 元素；c 、提高冲击韧性，加Mn 、Si 元素；d 、调整化学成分；e 、形变热处理；f 、提高冶金质量；g 、加入合金元素提高耐回火性，以提高韧性。
4试解释40Cr13属于过共析钢，Cr12钢中已出现共晶组织，属于莱氏体钢。答、Cr 元素使共析点左移，当Cr 量达到一定程度时，共析点左移到碳含量小于0.4%，所以40Cr13属于过共析钢；Cr12中含有高于12%的Cr 元素，缩小Fe-C 平衡相图的奥氏体区，使共析点右移。
5合金钢中碳化物形成规律答：①、K 类型：与Me 的原子半径有关；②、相似相容原理；③、强碳化物形成元素优先于碳结合形成碳化物；④、NM/NC比值决定了K 类型；⑤、碳化物稳定型越好，溶解越难，析出越难，聚集长大也越难。
6简述工程钢一般服役条件、加工特点和性能要求。答：服役条件：静载、无相对运动、受大气腐蚀。加工特点：简单构件是热轧或正火状态，空气冷却，有焊接、剪切、冲孔、冷弯和焊接要求。性能要求：①有足够的强度与韧性；②、良好的焊接性；③、良好的工艺性；④、良好耐腐蚀性。
7简述微合金化低合金高强度结构钢的合金化与强韧化之间关系。答：微合金化钢首先限定在低碳和超碳范围内，低碳（&0.25%），要保证其良好的成形性和焊接性；其次，要获得高的屈服强度，通常加入质量分数小于0.1%的N 、Nb 、V 、Ti ，形成碳化物、氮化物和碳氮化物等硬质相析出，以发挥第二相强化和细晶强化的作用，细晶强化可以在提高钢强度的情况下同时提高韧性微合金化和控制轧制通常相伴。 8什么是双相钢？其成分、组织和性能特点是什么？为什么能在汽车工业上得到大量应用？答：双相钢是指显微组织主要是铁素体和5%-20%（体积分数）的马氏体所组成的低合金高强度钢，即在软相铁素体上分布着一定量的硬质马氏体相。成分：Cr （18%-20%）、Ni （30%-10%）组织：铁素体+马氏体，铁素体基体上分布着不连续的岛状马氏体。性能：屈服强度低，且连续屈服，无屈服平台和上下屈服点；均匀塑变能力强，总延伸率较大，冷加工性能好；加工硬化率值大，成型后屈服强度可达500-700MPa 。应用：基于以上性能特点而广泛应用于汽车工业。
9为什么贝氏体型普通低合金钢采用质量分数为0.5%铜和微量硼作为基体合金元素。答：低碳贝氏体中型钢中加入使P （相图中）点右移的Cu 元素，为使先共析铁素体右移，又应加入微量B 元素，故一般采用质量分数为0.5%铜和微量硼作为基体合金元素。
10弹簧为什么要求较高的冶金质量和表面质量？弹簧钢强度极限高，是否意味弹性疲劳极限高？答：要严格控制弹簧刚才的内部缺陷，要保证且有良好的冶金质量和组织均匀性，因为弹簧工作时表面承受的应力最大，故不允许表面缺陷，常会形成应力高度集中的地方和疲劳裂纹的起源，显著降低了疲劳强度；不一定高，疲劳极关与塑性，疲劳次数，本身强度有关 11滚动轴承钢常含有哪些合金元素，各有啥作用，滚动轴承对冶金质量，表面质量和原始组织要求答：高碳 铬 硅 锰等合金元素，铬 提高淬透性即耐磨性；si,mn 提高淬透性，钢的强度，c 减少钢过敏性 要求：纯净和均匀 不允许缺陷存在 原因 1非金属夹杂可破坏金属基体的连续性，容易引起应力集中2碳化物的尺寸和分布对轴承的接触疲劳寿命也有很大影响；大颗粒碳化物具承钢的冲击韧性
12汽车拖拉机材料选择，热处理工艺可能采取哪些不同措施 答：1）发动机曲轴主要承受弯曲，扭转等复合载荷作用，受一定冲击载荷，综合个性能得到应采用的调制2）花键轴主要承受弯曲扭转等复合载荷受较大冲击载荷故采用渗碳钢3）汽车，拖拉机变速箱齿轮属于重载荷齿轮，受里比较大，频繁受到冲击故采用渗碳钢。一般工艺路线：备料—锻造—正货—粗加工—渗碳—淬火—回火—喷完—磨削4）机床变速载荷不大，工作平稳，一般无大的冲击力，转速不高，故采用中碳钢，路线：备料—锻造—正火—粗加工—调制处理—半精加工—高频淬火—回火—磨削 13 20Mn2钢渗碳后是否适合于直接淬火，为什么？答：不能，Mn 会使过热晶粒长大，淬火（920度）晶粒粗大导致M 晶粒也粗大，应该先正火处理细化它的组织。 14试用强度韧性矛盾关系简述提高强度钢的发展答：。1碳是钢中主要的强化元素，碳含量的增加使得钢的塑性韧性下降，从而使超高强度钢的工艺性降低，切削焊接性能也降低，故提高超高强度钢不能仅仅提高碳含量，可以加入合金元素来弥补刚在强度上的差距
15直径为25mm 的40CrNiMo 钢，经正火后难以切削，为什么？Cr 、Mo 等合金元素会提高钢的硬度和耐磨性，而40CrNiMo 含较高量的钢，故具有一定的硬度和耐磨性；正火后，产生马氏体、贝氏体硬度较高，故难切削。
16试比较热作模具钢和合金调质钢的合金化和热处理特点，并分析合金元素作用的异同。 答：（1）合金调质钢合金化特点：在性能上满足机械制造上不同零件的不同需要，各种元素既有特殊作用又相互作用达到改善组织性能的作用。热作模具钢合金化特点：合金元素增强钢淬透性，强化铁素体，防止回火脆性，提高热疲劳抗力。（2）合金调质钢热处理特点：为改善切削加工性需进行预备热处理之后调质处理。热作模具钢热处理特点：锻造后退火，以降低内应力。淬火，回火，获得组织均匀的回火托式体索氏体。（3）合金元素作用Cr 提高淬透性耐回火性，有回火脆性倾向Mn 提高淬透性，有回火脆性倾向Ni 非C 化物形成元素，提高基本韧性Mo 提高淬透性，回火性细化晶粒V 强碳化物形成元素细化晶粒W 提高稳定性和耐磨性。 17试比较工具钢T9和9SiCr 不同1）为什么9SiCr 钢热处理加热温度比T9高？ 2）直径为30-40mm 的9SiC r钢在油中能淬透，相同尺寸的T9钢能否淬透，为什么？3）T9钢制造的刀具，其刃部受热到200-250°度时硬度和耐磨性下降，9SiCr 制造的刀具其刃部受热至230-250°度时硬度仍不低于60HRC ，耐磨性良好，还可正常工作，为什么？答：1）9SiCr 中合金元素比T9多，加热奥氏体化时要粗使合金元素熔入奥氏体中，并且还能成分均匀，需要更高的温度 2）不能因为9SiCr 中Si 、Cr 元素提高了钢的淬透性，比T9淬透性好，9SiCr 油淬临界直径D 油&40mm，所以相同尺寸T9钢不能淬透3）Si 、Cr 提高回火稳定性，经250°C 回火，硬度760HRC,T9钢回火稳定性差，而9SiCr 钢中Si 提高马氏体分解温度，回火抗力好
18分析碳和合金元素在高速钢中的作用及热处理工艺特点，作用：碳：保证碳化物所需的碳，耐磨性； 钨：提高钢的热硬性，耐磨性； 钼：过热敏感性较大；钒：提高硬度和耐磨性； 铬：提高淬透性； 钴：提高钢的热硬性，热处理工艺特点:淬火加热温度高，回火温度高、次数多，淬火加热
19高速钢每次回火为什么一定要冷到室温再进行下一次回火？为什么不能用较长时间一次回火代替三次回火？ 不能因为高速钢淬火后大部分转变为马氏体，残余奥氏体30%左右第一次回火后有20%左右残余奥氏体转变为马氏体，还有10%左右的残余奥氏体；20%左右新转变未经回火的马氏体，还会产生新的应力，对性能还有一定影响，要进行二次回火；同样原因，为了使剩余的残余奥氏体转变，需进行第三次回火，经第三次回火残余奥氏体一般剩1-3%左右。 20奥氏体不锈钢主要缺点是什么？答：强度低，不能淬火强化，易产生晶间腐蚀。 21ZGMn13钢为什么具有优良的耐磨性和良好的韧性？答：经1000°C 水淬，水韧处理后，在剧烈冲击及高的压应力作用下，其表层的奥氏体将迅速产生加工硬化，同样伴有奥氏体转变为马氏体，导致表层硬度提高到450-550HBW ，从而形成硬而耐磨的表面，心部仍保持良好的韧性、耐磨性，因而ZGMn13具有良好的耐磨性和良好的韧性。
22提高钢耐蚀性基本途径？答：1）使钢的表面形成稳定保护膜--Cr 、Al 、Si 有效；2）增高固溶体电极电位或形成稳定钝化区，降低微电池的电动势--Cr 最好；3）使钢获得单相组织---Ni 、Mn--单相奥氏体组织；4）机械保护措施或覆盖层，如：电镀发蓝等
23提高钢热强行途径答：1）基体强化，提高基体的原子结合力，降低固溶体的扩散，一般熔点高，扩散系数小，能提高再结晶温度的合金元素固溶于基体都能提高钢热强性。2）第二境界强化相沉淀强化要求第二相稳定不易聚集长大，能在高温长期保持细小弥散分布3) 晶界强化a 净化晶界 b填充晶界空位c 晶界沉淀强化
24为什么Cr12型冷作模具钢不属于不锈钢，而95Cr18是？答 Cr12中的铬含量11.5--12.5%而铬与碳形成CrC 碳化物，消耗了铬含量是铬不到11%，而不锈钢中铬&11%即Cr12不属于不锈钢。
25说明铸铁石墨化三阶段进程对其组织的影响答：如果充分进行的到F+G不充分进行 P+F+G未进行P+G
26从综合力学性能和工艺性能比较灰铸铁球墨铸铁可锻铸铁答：灰铸铁是默默呈片状，塑韧性低，具有良好的摩擦性即减震性，可加工性好，球墨铸铁强度塑性均高于其他铸铁，具有良好
的铸造性，切削加工性，3）可锻铸造石墨成团絮状，且具有一定的强度和较高的塑韧性，主要承受冲击和震动的铸件1铝硅硼为啥进行变形处理？答：铝合金的成分处于共晶附近Al-Si 合金的共晶体组织中成片状或粗针状，过共晶合金中含少量呈块状的初生硅，这种共晶组织塑性较低需要细化组织，一般需要采用变质处理
27为什么说一般机器支架箱体机床常用灰铸铁创造？
答：灰铸铁有十分优秀的性能而钢的铸造性差。1减震性好灰铸铁中含碳量比较多石墨吸震能力强2减小摩擦灰铸铁中石墨具有润滑作用3抗压性好4价格便宜成本低廉5对缺口敏感性低灰铸铁本身的显微结构石墨是呈现细片状结构，千疮百孔的，再加几个缺口不要紧，刚要是有缺口十分容易在缺口处疲劳破坏。
28. 不同铝合金可以通过哪些途径来达到强化目的？
答：1、在变形铝合金中：对不能热处理的铝合金，可通过冷变形（加工硬化）达到净化目的；对不能热处理的铝合金，主要通过固溶+时效处理（时效强化）达到强化目的。2、在铸造铝合金中：可通过变质处理（细晶强化）和固溶处理来达到强化母的。 29简述固溶强化、弥散强化、时效强化产生的原因及它们的区别：
融入固溶体中的溶质原子造成晶格畸变，晶格畸变增大了位错运动的阻力，使滑移难以进行，从而使合金固溶体的强度与硬度增加。这种通过融入某种溶质元素来形成固溶体而使金属强化的现象称为固溶强化。弥散强化指一种通过在均匀材料中加入硬质颗粒的一种材料的强化手段。是指用不溶于基体金属的超细第二相(强化相) 强化的金属材料。为了使第二相在基体金属中分布均匀，通常用粉末冶金方法制造。第二相一般为高熔点的氧化物或碳化物、氮化物，其强化作用可保持到较高温度。弥散强化是强化效果较大的一种强化合金的方法。若化合物在固溶体晶粒内呈弥散质点或粒状分布，则既可显著提高合金强度和硬度，又可使塑性和韧性下降不大，并且颗粒越细小，越呈弥散均匀分布，强化效果越好。时效强化在金属基体中加入固溶度随温度降低而降低的合金元素，通过高温固溶淬火处理，形成过饱和固溶体，通过时效，过饱和固溶体分解，合金元素以一定方式析出，弥散分布在基体中形成沉淀相，沉淀相能有效阻止晶界和位错的运动，从而提高提高合金强度 30铜的分类及主要用途
答：分类：黄铜（普通黄铜，特殊黄铜）青铜（锡青铜，铝青铜，铍青铜）白铜（普通白铜，特殊白铜，工业白铜）用途：黄铜色泽美观，有良好的工艺和力学性能，导电性和导热性较高，在大气、淡水和海水中耐腐蚀，易切削和抛光，焊接性较好且价格便宜。常用于制作导电、导热元件，耐蚀结构件，弹性元件，日用五金及装饰材料等，用途广泛；锡青铜有较高的力学性能，较好的耐蚀性，减摩性和好的铸造性能；对过热和气体的敏感性小，焊接性能好，无铁磁性，收缩系数小。锡青铜在大气、海水、淡水和蒸汽中的抗蚀性都比黄铜高。铝青铜有比锡青铜的机械性能和耐磨、耐蚀、耐寒、耐热、无铁磁性，优良好的流动性，无扁析倾向，因此可得到致密的铸件。在铝青铜中加入铁、镍和锰等元素。可进一步改善合金的各种性能。青铜也分为压力加工和铸造产品两大类；白铜的特点是具有优良的抗蚀性能和中等以上强度，弹性好，加工成形性能和可焊性好，易于热、冷压力加工，易于焊接，广泛用于制造耐蚀结构件、各种弹簧与接插件等
31铁素体不锈钢产生屈服性的原因及消除方法？
答： 原因：1产生粗大的原始晶粒；2、相析出使钢变脆；3、477 ℃脆性。 解决方法：1、终锻，终轧&750℃，向钢中加入少量Ti ；2、已有?相脆性的钢重新加热到820℃以上，随后快冷；3、通过高于475℃加热，随后冷却。
1解释下列说法是否正确1) 石墨化过程中第一阶段最不易进行
改正：第一阶段温度扩散块恭喜温度以上洗出碳能够全部以石墨形式存在 2)采用球化退火可获得球化铸铁 错 改正 球墨铸铁只在浇铸时加入球化剂而形成，禁用球化退火不行3) 灰铸铁不能整体淬火（正确）灰铸铁实 用零件都是大型件，即使淬火也淬不透而且淬火容易开裂4) 白口铸铁由于硬度较高，可作切削工具使用（错）韧性不足防腐能力差。
2铝铜合金分类答：铝 按成分和生产工艺分变形铝合金和铸造铝合金，变形铝合金按成分和性能，不能热处理强化铝合金，可热处理强化铝合金，铸造铝合金按合金元素不同可分Al-Si Al-Cu Al-Cu Al-Mg Al-Zn等。铜 化学成分 黄铜（以锌为合金主要元素）青铜（以除锌镍以外的其他元素为合金元素），白铜（以镍微合金元素） 3铝合金强化：a 固熔强化
强化效果不明显但塑性可以的到改善b 时效强化经固溶强化的铝合金放置一段时间或加热至一温度后保温一段时间过饱和固溶体发生脱溶分解强度硬度提高。 3各种钢排号HT150： HT(灰铸铁）；150（抗拉强度）150MPQT750-10：QT(球墨铸铁) ；750（抗拉强度750MP ）；10（伸长率10%） Q354：低合金高强度结构钢15Mn:优质碳素结构钢，较高Mn ，15%C18Cr2Ni4W:合金结构钢,0.18%C,2%Cr,4%Ni,W&1.5%GCr15：滚动轴承钢1.5%Cr00Cr18Ni10:不锈钢 “00”&=0.03%, “0”&=0.08%
4什么是晶间腐蚀：奥氏体不锈钢焊接后在腐蚀介质中工作时，在离焊缝不远处会产生晶间腐蚀。
5奥氏体不锈钢的优缺点答：优点：（1）具有很高的耐腐蚀性；（2）塑性好；（3）加热时没有同素异构转变，焊接性好；（4）具有一定的热强性；（5）不具有磁性; 缺点：价格贵，切削加工困难，导热性差
6奥氏体不锈钢晶间腐蚀原因及防止答：在焊缝及热影响区沿晶界析出了（CrFe)23C6碳化物，晶界附近区产生贫铬区。防止：1）降低钢中C 含量；2）加入强K 形成元素，例如：Ti,Nb;3) 固溶处理保证Cr 含量；4) 对稳定性钢通过处理形成强K, 以稳定固溶体中Cr 含量；对非稳定钢进行退火处理，使A 成分均匀化，消除贫铬区。
7高锰钢淬火与普通钢淬火区别高锰钢得到奥氏体（淬火前全部奥氏体水韧时，奥氏体组织来不及向其他组织转变，而普通钢淬火：马氏体）
8解释40Cr13钢属于过共析钢，而Cr12钢中已经出现共晶组织，属于莱氏体钢？莱氏体钢：凝固过程会发生共晶相变使得凝固组织中含有共晶组织[莱氏体（珠光体+渗碳体）]的高合金钢。 9论述选择材料的基本思路和方法。
答：①分析材料的工作条件、尺寸形状和应力状态，科学合理的确定零件的技术要求②通过分析分析或实验，结合同类型零件失效分析结果，找出实际工作时零件的主要和次要失效抗力指标作为选材的基本依据③根据所要求的主要力学性能，选择材料④综合考虑钢种是否满足次要失效抗力指标的可能性和可能采用的工艺措施⑤审查所选钢种是否满足所有工艺性基本要求和组织生产的可能性，进一步考虑材料的经济性和生产成本⑥尽量选择简化加工工艺的材料、要考虑零件的综合成本、保证淬透性钢的合理选择
1. 调质钢：一般是指含碳量在0.3-0.6%的中碳钢。一般用这类钢制作的零件要求具有很好的综合机械性能，即在保持较高的强度的同时又具有很好的塑性和韧性，人们往往使用调制处理来达到这个目的，所以人们习惯上就把这一类钢称作调质钢
2. 莱氏体钢：凝固过程会发生共晶相变使得凝固组织中含有共晶组织(莱氏体) 的高合金钢 3. 热硬性：是指钢在较高温度下，仍能保持较高硬度的性能
4. 红硬性：是指材料在一定温度下保持一定时间后所能保持其硬度的能力
5. 二次硬化：某些铁碳合金（如高速钢）须经多次回火后，才进一步提高其硬度。这种硬化现象，称为二次硬化，它是由于特殊碳化物析出和（或）由于与奥氏体转变为马氏体或贝氏体所致
6. 水韧处理：是将逐渐加热到C 保温一定时间，使碳化物完全溶入奥氏体中，然后在水中快冷，使碳化物来不及析出，从而获得单相奥氏体组织
7. 碳化物的不均匀性可以分为：碳化物液析、带状碳化物、网状碳化物
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北京科技人学１十学位论文 １ ４摘要（ 坯 连是。 末９ 代开成的产＋卷一、 　　 铸｝ ａ 代， 年初发功生、板的项流 薄 连 Ｌ 年 。 板 ｝ Ｌ 、程工艺 作为薄板坯连铸连轧工艺之一的 Ｃ Ｐ工艺与传统厚板坯连轧工艺在连铸过 Ｓ程、加热制度、轧制过程及板带传输速度等方面存在较明显的差异，但过去的十年中，对于 Ｃ Ｐ技术成形过程中薄板的组织演变规律、力学性能特征及其控制以及第 Ｓ二相粒子的析出机制等方面的研究工作很少有报道，而这些规律和机制对产品的组织性能控制和新产品开发具有重要的指导作用，所以关于这方面的研究具有特别重要论与实值 的意生用０ 理 义 产 价少本课题源于国家 ９３“ 　　　　 ７ 新一代钢铁材料的重大基础研究”项目中 “ 新一代钢的 薄板坯连铸连轧工艺基础研究及材料性能特征”子专题的部分内容，以碳含量分别 为 。５ｔ ． ｗ％和 ０１　 ０ ． ｗ％的低碳钢 （ Ｓｔ 广州珠江钢铁有限责任公司称之为 Ｚ３０和 Ｊ３Ｚ４０ 为研究对象，对其 Ｃ Ｐ工艺过程中的组织性能 Ｊ ） ０ 在 Ｓ 特征、 组织演变规律和强化机理进行了系统的研究和分析，得到如下主要结论：珠钢 Ｃ Ｐ技术尘产的低碳钢薄板连铸坯的铸态组织比较均匀，为较细的树枝状 　　　　 Ｓ 品组织，枝晶宽度约在几ｔ ｏ　 ３ ｕ ｍ到 ０　 ｍ之间。Ｚ３０ Ｚ４０ Ｊ３．　 ０ 热轧薄板的屈服强度分 Ｊ别可以稳定地达到 ３０ Ｐ 和 ４０ Ｐ ３Ｍ ａ ０Ｍ ａ以上，强度等级均高于传统工艺生产的相同牌号的同规格产品，其综合力学性能特征为：强度和延伸率高；组织均匀，晶粒细小；各向异性小。利 Ｇｂ１ 热拟，究 Ｃ低钢连冷转规。 　　ｅ－０模机研了Ｓ 碳的续却变律 究 用ｌｌ５ ｅｅ０ Ｐ 伽结果表明其连续冷却转变温度较低，并随冷速的提高而降低；其丫 ａ ＋ 两相区的温度 区间都在 １ ℃以上，故在控制轧制后的冷却中，应依据产品的性能要求和设备能 ３ ０力采用快速强力冷却措施，以避免铁素体晶粒的过分长大。连续冷却转变后的显微 组织为大量铁素体和部分珠光体，铁素体晶粒的尺寸随冷速的提高而减小。在变形量一定的条件下，通过提高冷速可以在一定程度上细化铁素体晶粒；在本实验变形条件下，当冷速达到 １０／以上时，晶粒的细化程度减弱。 ５　 Ｃｓ北京科技声学ｉ 学位论文 、 ｉ卜热轧低碳钢薄板组织中的夹杂物数量较少，尺寸约在 １Ｌ１ 　　　　 －０ ｍ左右，多数火杂 １　物的尺寸都在 ５　 以下。扫描电子探针检测表明主要为脆性的复合夹杂物和复杂 ｕ ｍ 氧化物，夹杂物的形状以球形或类椭球形为主。Ｃ Ｐ工艺条件下，钢水的洁净度 Ｓ 高，因而低碳钢热轧薄板中的夹杂物多为细小的内生夹杂物，尺寸较大的外来夹杂物的数量极少。通过 ６ 　　　　 道次轧卡件的实验新思路，研究了 珠钢 Ｃ Ｐ １ ｎｎ Ｓ 线 ．ｕ 低碳钢板的轧制工 ９ 艺。第 １ 道次，由于变形温度高、变形量大，奥氏体晶粒尺寸较大，轧后再结晶 －４ 的细化效果明显；在其后的道次，由于奥氏体晶粒尺寸变小，温度降低且应变速率 增大，故晶粒的细化效果趋于平缓。奥氏体组织的演变模拟计算结果及 Ｅ Ｓ Ｂ Ｄ实验分析表明：奥氏体再结晶细化是 Ｃ Ｐ热车低碳钢薄板工艺中的主要细化方式；终车 Ｓ Ｌ Ｌ 后相变前的奥氏体组织为再结晶奥氏体和未再结晶形变奥氏体的混合组织，且再结晶奥氏体所占的比重较大。 在 Ｃ Ｐ工艺热轧薄规格板薄晶体和碳复型透射电镜实验中发现大量较为细小的 　　　　 Ｓ弥散 析出相粒子， 其成分主要为．２ Ｎ Ｓ 尺寸多在 １ －０ｎ ４ 认、 Ｉ ， １ ｎ ０ ３０ｍ之间。由 ０ 于珠钢Ｃ Ｐ Ｓ 线钢水的纯净度较高， 氧、硫 量 低 故 析 温 低 尺较 。 含 较 ，其 出度 且 寸 小 又通过电解萃取化学相分析实验 ，首次在 Ｃ Ｐ热轧低碳钢薄板中发现纳米级 　　　　 Ｓ粒的 ?级 ＡＩ 子存 导 Ｎ粒子对 ＣＳ 在 分析表明，纳米 Ｐ热轧板具有明显的强化作用。针对 Ｃ Ｐ工艺 Ｓ验结果表明：ＡＮ粒子为六角晶体结构，直径约在 ８ｍ左右。 Ｉ ｎ 本文首次提出了 ＡＮ 粒子析出的热力学和动力学模型。基于 Ｃ Ｐ超薄规格 Ｌ ｍ Ｉ Ｓ Ｏｍ薄板的有关工艺参数，理论分析表明：ＡＮ粒子在第 ６道终轧之后的 ３ 　　 Ｉ 秒内全部析 出；析出结束时，ＡＮ 粒子的直径为 ２ｍ，这与实验结果吻合，另一方面也说明此 　　 Ｉ ｎ 过程中析出的 ＡＮ粒子的粗化速率是非常缓慢的，层流冷却是抑制 Ａ 粒子粗化的 　　 Ｉ Ｎ主原之。 要因一夕细晶强化是 Ｃ Ｐ热轧低碳钢薄板的主要强化方式，其次是析出强化和位错强 　　　　　　Ｓ化，析出强化和位错强化对屈服强度的贡献相近。Ｃ Ｐ热轧低碳钢薄板组织细化的 　　 Ｓ主要原因是形变使奥氏体产生再结晶细化和非再结晶细化的结果，其中奥氏体再结 　　晶细化占主导地位。 　　丫 键 ： Ｓ． 织， 能 析出 细 强 关 词 ＣＰ 组 性 ， ， 化， 化― 一叫 ― ― ―一－ｉ Ｉ ＂ ＋＇ ． Ｉ： Ｘ ７　＇ ｉ ｝ ＃　 Ｗ ７ Ｇ ： ｝ １ ｀ ＲＲｓ ｒｈ　ｔｅ　 ｒｓ ｕｔｒ Ｒ ｆ ｅ ｅｔ　 Ｓｒｎｔｅｉ ｅ ａｃ ｏ ｈ Ｍｉ ｏ ｒｃ ｅ　ｉ ｍ ｎ ａｄ　ｅｇ ｎ ｇ ｅ ｎ　 ｃ ｔ ｕ ｅｎ ｎ ｔ ｈ ｎ Ｍｅｈｎ ｍ　 Ｈ ｔ　ｉ ｏ Ｌ ｗ　 ｒｏ Ｓｅｌ　ｄ ｃｄ　 ｃａ ｉ ｏ ｏ Ｓｒ ｆ　 Ｃ ｂ ｎ　 ｅＰｏ ｕｅ ｂ ｓ ｆ　 ｔｐ　 ｏ ａ ｔ ｒ ｙＣ ｍ ａｔ　ｉ Ｐ ｏ ｕｔ ｎ 　　　　　　　　　　　　　　 ｏ ｐ ｃ Ｓｒ ｒｄ ｃ ｏ ｔ ｐ　 ｉＡｂ ｔａ ｔ ｓｒ ｃＴｉｓｂ　 ｎ ｎ ｏｉ ，　ｄ ｎ ｄ　 ｕ ｃｒｇ　 ｎｌ ｙ　 ｅ ｄ ｌ ｅ 　　　　ａｉ ａ ｒｌｇａ ａ ａ ｅ ｍ ｎｆｔｉ ｔｈｏ ｇ ｈ ｂ ｎ　ｅｐ ｈ ｌ ｃ ｔｇ　 ｌ ｎ　 ｃ ａ ａｕｎ ｅ ｏ ａ ｅ ｅ ｏ ｄ ｎ　 ｓ ａ ｄ　 ｎ ｖ ｃ ｓ　 ｖ ａｔ ｅｄ　１８＇ ｗ ｉ ｐ ｄｃ ｈｔ　 ｕｉ ａ　ｒｐ ｄｃｏ ｌｅ　ｎ ｔｓｅｃ ｔ　 ｎ ｏ ９０ ，　ｃ ｒ ｕｅ ｏｓｉ ｓ ｇ　 ｏ 　 ｕｔｎ　 ｏ ｉ ｏ　ｎｅ ｈ ｅ　 ｆ　 ｓ ｈ ｈ　 ｏ ｓ　 ｔ ｒ ｎ ｓ ｔ ｒ ｉ ｉ ｗ ｇ　ｃ ， ｐ　 ｈ ｏ ｎ ｉｔｈｏｇ ａ ｅ ｉｅｎ．　ｎｔｈｉｅ　 ｈｈＣＰ　ｉ ｍｌａ ｗｄｙ　ｉｏ ｅ ｎｌ ｙ　 ｎｎ ｒｇＡ ｏ ｅ ｎ ｕ ｏｗｉ，　 ｒｌｇ　ｓ　 ｉｌｐｔ　 ｃ ｏ ｎ ｇｅｉ ｓ　 ｃ ｑ ｆ　 ｄ　 ｅ　 ｃ Ｓ ｏ ｎ ｉ ｒ ｅ ｕｎ ｌ ｌ ｅ　 ｔ ｕ ｄｅ　 ｅ ｓ ｃｉ ｄａａ ｓ ｕａ ｑｉ ｄ ｅｎｆｍ　 ｖ ｔｎ ｈ ｒｌｇ　 ｉ ｓ ｕｔｔｉｐ ｉ ａ ｎｇ ，　ｒ ｕｅ　 ｒ ｔ　 ｃ ｅｉａ ｏ ｏｉ ｍｌｎ ｅ　 ｏ　 ｅｆ ｖ ｔｅ ｂ ｅ　 ｉ ｅ ｒ ｏ ｎｏ ｌ　 ｌ ｉ ｈｒ　 ｃ　 ｔ　 ｔ ｆ ｏ ｎ ｔ　 ｎ ｌ　ｔ ｒｏ ｅ ａｉ ｌ　 ｒｏｉ ｏｃ 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学位论文引言１课题的背景、目的和意义薄板坯连铸连轧是 ８ 　　　　 ０年代末，９ ０年代初开发成功的生产热轧板卷的一项短流程工艺，是热轧板带近终形产品轧制的现代技术，是当今世界钢铁工业具有革命性 的前沿技术，它集科学、技术和工程为一体，将热轧板卷的生产在一条短流程生产线上完成，充分显示了其先进性和科学性。这项技术从概念提出到工业应用再到成 熟只用了不到 １ ０年的时间，这速度是目前为止，任何一项冶金技术都不可比拟的。薄板坯连铸连轧技术与传统生产工艺相比有其独特的优点川 ，正是因为如此，该技 术将是 ２ 世纪保持钢铁行业竞争力的强有力手段之一。目前，全球已开发的薄板坯 １连铸连轧工艺有 Ｃ Ｐ ＩＰ Ｃ Ｎ Ｏ Ｌ Ｔ Ｐ Ｃ Ｒ等工艺。据统计，累计到 ２０ Ｓ ，　 ，　 Ｒ Ｌ ，　 ，　 Ｓ Ｏ Ｓ Ｐ ０１年底， 全世界已 建设有３ 条各种类型工艺的薄板坯连铸连轧生产线 （ ６ 连铸机５ 流） ４ ，年产热轧宽带钢的能力约 ５０ 万吨，占全世界热轧宽带钢生产能力的约 １％ｏ　Ｐ ５０ ５ Ｃ Ｓ技术设备相对简单，流程通畅，节省能源，运行可靠；其技术工艺相对成熟，生产 比较稳定，产量和质量较好，从而得到了较为广泛的应用，它在世界范围内薄板坯 连铸连轧技术中占７％ ０ 左右。 １８ 　　　　 ９９年。美国纽柯 （ ｕｏ）公司克劳福兹维尔 （ ｒ ｆ ｄｖｌ）钢厂采用德 Ｎ ｃｒ Ｃａ ｏ ｓ ｌ ｗ ｒ ｉｅ　国西马克公司开发的薄板坯连铸连轧技术建立了世界上第一个 Ｃ Ｐ生产线［ 我国 Ｓ ［ ２ Ｊ 。业己引进三套薄板坯连铸连轧生产线，分别建在广州珠钢、邯钢和包钢，并且在 ９ ９年以后才陆续投产。目前，在欧洲每年生产约 ４千万吨热轧带材，其中 ７． 　　　　 ６ ％的低碳非合金钢热轧 ２ 带材用于冷成形和冷轧，１． ０ ％是可焊接结构钢，１ ％ ５ ． 是高强度钢，６ ％是可焊接 ７ ． ４的结构和管线微合金钢， ． 是不锈钢，１％ Ｓ 合金电工钢板．中国和德国能够 ３％ ３ ． 是 ｉ ９生产上述各种带材，年产量可达 ５ 百万吨１ ３ １ １９ 年，我国热轧薄板表观消费量约为 ２７ 万吨，其中国产约 １０ 　　　　 ９９ ５０ ７０万吨，直 接进口 热轧薄板 ２０万吨，间接进口约 ７０万吨 （ ８ ０ 进口冷轧薄板 ６０万吨换算成热 ９ 轧薄板量） 。目前我国热轧薄板生产能力约 １５ ６０万吨 （ 其中具有壹争能力的蒲析能」京科技人学１ 学位论文 匕 ４卜力仅有 １０ 万吨） 预计到 ２０ 年热轧薄板的需求量将达到 ３０ 万吨。 ２０ ， ０５ ８０ 国家在 “ 十五”期间统筹规划，新增生产能力，目的是要解决厚度小于 ３ ｍ的热轧板和供冷轧 ｍ用的高质量热轧薄板、管线用板、集装箱板和热轧酸洗板 。由于建设周期的因素，预计有 ３％以上的新增生产能力要在 ２０ 年以后才能逐步发挥作用。 ２０ 年 １ ０ ０５ 据 ００ －５月国内钢材市场统计，薄板是供给靠进口补充的主要品种之一。在 １ －５月的进口 钢材中，薄板进口增长 ８ ％，其中普通薄板卷占７％，普通冷轧薄板卷占３％，在 ． １ ３ ７ 供给资源增长的情况下，国内钢材市场的薄板供给仍然十分偏紧［ ４ １ 由于科学的发展和轧制技术的进步，使热轧带材的表面质量、内部质量、尺寸 　　　　精度、板型精度等有了较大的提高，甚至接近于部分结构用冷轧钢板的要求：又据调查统计，生产薄规格带材 （ Ｏ ｍ）传统热轧比冷轧每吨可节约 ２ Ｌｍ ０美元，对于极 薄规格带材每吨可节约 巧 美元。因此，用户以热轧带材取代部分冷轧带材 （ 其中约６％ ０ 厚度规格在 ０ ￣　ｍ ． 　 ｍ之间的低碳非合金钢冷轧带材）的趋势日 ６ １ ． ２ 益明显。 据市场调查， 热轧带材取代冷轧带材年增长率：美国８ ％， ． 欧洲６ ％，日 ． １１ ３ ． ７ 本６ ％＇． ６ － ＇世界上许多钢厂正致力于采用新技术或改造旧的生产线 （ 　　　　 例如 Ｎ ｃｒ ｕｏ 集团） ，添 置机架，安装现代最先进的检测和控制系统，以便批量生产 １ －１ ｍ ． ． ｍ甚至更薄规 ０ ２ 格的热轧产品，抢占国内及国际市场ｎ １ 。中国加入 ＷＴ Ｏ以后，面临着如此错综复杂 的国际、国内钢材市场形式，对于国内的钢铁企业而言既是挑战也是机遇。广州珠江钢铁有限责任公司 （ 下简称珠钢） 　　　　 以 顺应钢材市场的需求潮流，直面入世后的机遇与挑战，于 １９ ９７年从德国西马克引进了目前最先进的 Ｃ Ｐ生产线。 Ｓ为了尽快抢占市场，创造经济效益，满足国民经济的需求与发展，珠钢和北京科技大学于 ２０ 年 １ ００ 月确立珠钢 ＣＰ板材力学性能 Ｓ 控制与产品开发项目 时珠钢的 。当Ｃ Ｐ线正处于调试生产阶段，目 Ｓ 前其面临的市场状况是机遇也是挑战，因此如何有 效地利用这些设备，生产出合格的、具有市场竞争力的产品，便成为其当务之急。 该项目 的确立，充分发挥了工厂的资源优势和高校的技术优势，为最终目 标的实现奠定了坚实的基础。整个 Ｃ Ｐ生产线是一个有机的系统工程， 　　　　 Ｓ 它涉及到各种设备的技术参数、 材料的化学成分、材料的冶炼和轧制规程的设定等等。这种复杂的关系标志着 Ｃ Ｐ线的 Ｓ北京科技人学博十学位论文技术优势和发展潜力，为研制和开发新钢种及生产各种用途的优质产品提供了条件。 同时，Ｃ Ｐ工艺和传统的生产工艺主要在坯料铸造过程、加热制度、轧制过程和板 Ｓ带在辊道上的传输速度等方面存在着显著差异１／ 所以 Ｃ Ｐ生产线有其独特的特 ８， ， ９ Ｓ点，并不是传统热轧生产的补充或简单改造，具有研究的价值和必要性。 在过去的十年中，关于 Ｃ Ｐ薄板坯连铸连轧领域的研究主要包括有关设备与工 　　　　 Ｓ 艺的改进， 冶炼与连铸技术的发展与完善， 连铸连轧过程的自 动监测控制技术以及Ｃ Ｐ Ｓ 产品和传统技术产品使用性能的比较等ｐｉ ０１ － 。对于同一钢种，由薄板坯连铸连轧线生 ２产的热轧板和普通厚板坯连轧线生产的热轧板在组织状态、晶粒度大小和力学性能 方面存在较明显的差异，但目 前对于 Ｃ Ｐ技术成形过程中薄板的组织演变规律、 Ｓ 力学性能特征及其控制以及第二相粒子的析出机制等方面的研究工作很少有报道。 综上所述，为了开发我国具有自主知识产权的薄板坯连铸连轧创新技术，研制 　　　　 和开发适合于我国 Ｃ Ｐ线热轧薄规格产品的轧制工艺流程，研究薄板坯连铸连轧产 Ｓ品的组织与性能以及第二相粒子的析出机理等，对于工艺过程控制、新产品开发以及如何在国际、国内市场占有一席之地具有特别重要的理论意义与实际意义。为 ２０ 　　　　 年 １ 月在国家９３ 新一代钢铁材料的重大基础研究” 中 此， ００ ０ ７“ 项目 增设了“ 新一代钢的薄板坯连铸连轧工艺基础研究及材料性能特征”子专题：中国工程 院也于 ２０ ０２年 ３月成立了 “ 薄板坯连铸连轧技术交流和开发协会” ，以此组织形式 经常就薄板坯连铸连轧技术发展中的一些重大技术与工程问题进行交流和讨论，从而引导这项技术在全国健康的发展，使之成为我国钢铁工业发展的主要流程之一，并通过这项技术的发展为推动我国钢铁工业的全面进步做出贡献。２论文结构本论文的主要结构安排如下： 第 １章为文献综述，介绍了研究钢铁材料组织、性能过程中，在物理冶金、化 　　　　学冶金及力学冶金等方面常用的重要理论；论述了目 前国内外 Ｃ Ｐ领域的研究现状 Ｓ 及存在问题，为确立课题的研究内 容及创新点奠定了基础。 第２ 　　　　 章为本论文的研究内容及总体研究方案。在这一章中， 对论文的研究内 容、研究方法、技术路线及难点和创新点进行了简要介绍。北京科技人学博卡 学位论文第３ 　　　　 Ｓ 热ｋ低碳钢薄板的组织与性能研究， 章为Ｃ Ｐ Ｌ 从组织性能这个基本点入手， 总结 了Ｃ Ｐ热轧低碳钢薄板的组织性能特征，提出了本论文重点研究的两个方面问 Ｓ题：Ｃ Ｐ Ｓ 热轧低碳钢薄板的强度为什么高？组织为什么细？第 ４ ５章为研究 Ｃ Ｐ热轧低碳钢薄板组织的强化机理提供了 　　　　 ．　 Ｓ 物理冶金、 化学 冶金及力学冶金等有关必需的参数。第 ６章为本论文的重点研究内容之一。在该章中，首次在 Ｃ Ｐ热轧低碳钢薄板 　　　　 Ｓ中观察到 ＡＮ 的形貌，并确定了其结构；提出了 Ｃ Ｐ工艺中 ＡＮ 析出的热力学和 Ｉ Ｓ Ｉ动力学模型：结合实验研究，从实验和理论两个方面研究了ＡＮ粒子的结构、形貌、 Ｉ分布及析出条件。第７ 　　　　 章研究了Ｃ Ｐ Ｓ 连轧过程中奥氏体组织的演变规律， 也是本论文的研究重点。 该章从实验和理论两个方面入手，探讨了 Ｃ Ｐ连轧过程中奥氏体组织的变化，并总 Ｓ 结了其基本规律。借助六道次轧卡件的实验新思路对 Ｃ Ｐ六机架热连轧过程进行了 Ｓ组织模拟。第８ 　　　　 章系统地研究了影响 Ｃ Ｐ热轧薄板组织细化和强化的有关因素，指出了组 Ｓ织细化的主要原因，定量的分析了有关强化因素对屈服强度的贡献。第９ 　　　　 章为本论文研究的主要结论。― ―１文献综述一一一一些ｓ里生＇ 堂｝ 文 ， 　 Ｉ 　Ｉ ： ＃ － １今 Ａ七 Ｉ ．　１１钢中化学成分对奥氏体转变曲 ． 线等的影响［－ １７ ３］ １钢中的合金元素可以部分或全部地溶于铁的两种同素异构组织：铁素体 （ 一 　　　　 。Ｆ）或奥氏体 （ －Ｆ ）中形成固溶体。除 Ｃ Ｎ Ｂ等原子体积很小的元素与铁形 ｅ Ｙ　 ｅ ．　 ．　 成溶解度不大的间隙固溶体外，所有其它合金元素均与铁形成溶解度变化很大的置 换固溶体。合金元素无论是固溶还是形变诱导析出，对丫 ａ 一 相转变都有影响作用。 合金元素对过冷奥氏体转变曲线的影响极为复杂，而且是多方面的，各种元素对其影响具体如下：碳在奥氏体中溶解度很大，而在铁素体中的溶解度却很小。它能减慢奥氏体中 　　　　 原子的扩散速度，延长奥氏体转变前的孕育期，减慢转变速度，从而增加了奥氏体 的稳定性，提高了钢的淬透性。 在亚共析钢中，一般认为，随碳含量的增加，过冷奥氏体在珠光体转变区析出 　　　　 先共析铁素体的孕育期延长，析出速度减慢，导致珠光体形成孕育期随之延一 长，形成速度减慢。亚共析钢中铁素体晶核的形成几率随碳含量的增加而相应减少，而长大时需要扩故出去的碳含量却相应的增加，从而使得铁素体的析出速度变慢；又因铁索体析出时必伴随碳的脱溶，以致在奥氏体与铁素体交界处的碳浓度增高，而为珠光体的形核与长大提供了有利条件。此外，在亚共析钢中，铁素体也可作为珠光体的领先相，促进珠光体的形成，增大珠光体的转变速度。硅是钢中常见的元素之一，通常含量不少于 ０１ 　　　　 ． ％，作为合金元素时一般应大于 ００ ． ％．硅缩小Ｙ ４ 相区，形成Ｙ 相圈，不形成碳化物，但固溶于铁素体中。硅提高钢再加热和冷却时的临界转变温度， 　　　　 例如当碳含量为 ０ ％时，每 １％ ． ４ ． ０的 使 １ Ａ升 ０ ５Ｃ 次和 。 高 ５２０ 但 过 析 １ Ｃ　 硅 次和 。 高４ ０ ； ， Ａ升 约１ ０ 。 对 共 钢（０ ） ＾ ０ ＾ Ｃ ． ％的临界转变温度则影响不大。硅降低珠光体中的碳浓度和奥氏体中的碳的极限溶解度，即使 Ｓ点与 Ｅ点向左移向碳含量低的一方；例如当 Ｓ 为 ２ 时，珠光体转变温 ｉ ％ 度提高到 ７０ ，而珠光体的碳浓度不大于 ０ ％，而当 Ｓ 为 ４ ８｀ Ｃ ． ６ ｉ ％时，珠光体转变温度提高到 ８０　 ６ ０，而珠光体中碳浓度只有 ０ ％，奥氏体中碳的溶解度不超过 １ ％０ Ｃ ． ５ ． ２一一 ―一一一一卫扭鲤丝竺翌全应 立 竺由于 砖提ｎ共析转变温度，使珠光体转变在较高温度下进行，析出粗大的渗碳体，所以硅含，较高的钢，如采用一般的冷却速度，是不易得到细珠光体的。 Ｔ １ －在亚共析钢中，当硅含量在 ２ ％＾ ５ 　　　　 ． ２． ０ ％以下时，随硅含量的增高，钢的临界冷却速度不断地连续减小，过冷奥氏体稳定性增加，从而钢的淬透性提高。钢的碳含 量较低时，这一作用尤为显著。但当钢中的含碳量极低和硅含量超过 ２ ５ ． ％时，便 ２不能热处理，这是因为在整个温度范围内都是铁素体。锰也是钢中常见元素之一，作为合金元素时，一般应在 ０ ０．８％以上。锰扩 　　　　 ． ００ ６ ． 大丫 相区，形成无限固溶体，及形成合金渗碳体。锰降低钢的相变临界点。根据有关 料 １％ Ｕ 使凡降 ０　 ｝ 低６Ｃ　。 低７Ｃ Ａ降 ０　 资 ，． 的 约 ，低６ ，　 ０ Ｃ Ａ 降 ５　Ａ 降 ０ ，　 低５Ｃ　 ０　 ，　 ０　 。 ０ ｏ 但 不 锰 量 碳 量 钢 其 低 度 所 同 锰 低 的 。度 减 转 对 同 含 和 含 的 ， 降 程 有 不 。 降 钢 Ａ温 ， 小变时的过冷度，增大孕育期，所以随锰含量的增加，显著地降低奥氏体分解速度。 锰显著增长孕育期，增加钢的淬透性。此外，锰可以降低形成贝氏体组织的临界冷却速率。铜使Ａ温度升高，Ａ及Ａ温度下降，因而Ｙ 扩大。 　　　　 ； ， 。 相区 铜使碳在Ｙ 的 相中 溶解度降低，使共析点左移。铜在。 铁中的溶解度不大，且随温度的降低而剧降，所 以在铁素体和低碳钢经过适当的热处理后，可以产生沉淀强化作用。铜不改变奥氏 体等温转变曲线的形状，随着铜含量的增加，奥氏体的稳定性增强。铜使珠光体和贝氏 体转变的孕育期延长，以 致整个曲 线略向右移。铝 强缩 　　　　 圈 元 ， 提 人和Ａ点 并 。 微 低 铝 提 是 烈 小Ｙ 的 素 它 高 ， 。 ， 使Ａ略 降 。 还 高Ｍ、 和减 钢淬火 残余 体量。 低奥氏 稳定性， 珠光体的 变， 点 少 后的 奥氏 铝降 体的 促进 转但同时又减小奥氏体转变时的过冷度，使新相晶核以 较快的速度长大，使所生成的 珠光体细化。铝不改变奥氏 体等温转变曲线的形状，对过冷奥氏体转变为珠光体的速度影响很小．当铝含量超过 ０ ％以后增加至 ２ ％时，则将略增加奥氏体的稳定 ． ５ ． ３性而延缓其转变； 然而当铝含量再进一步增加时，铝又会加速珠光体的转变。自由氮是由炉气进入钢液中的， ａ　 ｅ 　　　　 氮在 －Ｆ 中的溶解度在５１ ９℃时可达到０ ｗ０ ．ｔ １　 ／ ａ左右，室温时降低至１－ ０ ％左右。含氮量较高的钢，由高温快速冷却时过剩的氮便 ｓ北京科 技人学博十学位论文过饱和 的溶解在铁素体中， 温静置时自由 在室 氮将以Ｆ，　 ｅ Ｎ的形式析出，导致钢的强度、硬度 七 升，而塑性、韧性下降。由于氮的时效作用，钢的硬度、强度固然升高， 但是塑性和韧性要降低：特别是在形变时效下，塑性和韧性降低比较明显。因此， 对于普通低合金钢而言，时效现象是有害的。向钢中加入足够量的铝，使之除与氧结合外，还剩留有相当数量的铝溶解在固溶体中 （． ＾０ ４ ｌ　 ０ ２ ． ％Ａ ） ０ ０ 。这部分剩余的铝通过热轧以后的缓冷，或者通过在 ７０８０ ０－０℃保温，能与氮结合形成 Ａ Ｎ Ｉ ，这样 就可以减弱或者完全消除通常在较低温度发生的时效现象。高度弥散的 Ａ Ｎ 较稳 Ｉ定，能保持到 ９５ ００ ７－１０ ℃以上 （ 与铝的浓度有关） ，利用弥散的 Ａ Ｎ 可以阻止钢 Ｉ 在加热时奥氏体晶粒长大，利用形成的氮化物 （ Ｎ，　 Ｎ Ｎ）使铁素体基体强 ＡＩ Ｖ Ｎ，　 ｂ化并细化晶粒，钢的强度和韧性可以显著提高。在这种情况下，氮便从有害变成了 有益，就可以消除钢的时效脆化现象。１２钢中化学元素的相互作用 ．据文献［的 　　　　 研究结果，［低于 ４ｐｍ 时， １ ３ ｌ Ｓ ］ ０ｐ 钢板的强度随［含量的增加而降 Ｓ ］ 低，当Ｓ 在４－１ ｐ ［含量 ０ ２ ｐ ！ ０ ｍ之间 硫 时， 含量的 增加对钢板强 影响 度的 不大． 在钢中Ｓ ［， ］ 少和 杂质总量少于７ｐｍ条 ｝ 困］ ０ｐ 件下，当 总 钢中 氧含量 低于 ３ ｐ ０ ｍ时， ｐ 钢板的屈 服强度和抗拉强度随总氧含量的 增加而提高：但当总氧含量高于 ３ｐｍ后， ０ｐ 钢板强 度随总氧含量的增加而降低。钢板轧制方向与宽度方向的韧脆性转变温度之间的差别随［ 含量的降 　　　　 Ｓ ］ 低而减 少， 但即使当［ 含量减少到９ｐ 这两个方向 韧脆性转变温度仍达１－． ． Ｓ ］ ｐｍ时， 上的 ６ ［０ ＣＴ１ 在 １－ ２ｐ ８ ５ｐｍ之间增加时， 钢板的 低温冲击韧性随〔Ｏ含量增加而降 速度较缓 Ｔ］ ． 低的慢；当Ｔ ］ ［Ｏ增加到 ５－１ ｐ ． ２ ０ｐ ０ ｍ之间时， Ｔ ］ 随［０含量的 ． 增加， 钢板的 低温冲 性 击韧急剧减小。Ｓ 元素的加入主要是为了提高钢的强度，其在细晶粒钢的生产中虽然很重要， 　　　　 ｉ 但单独加硅而没有铝却不能得到细晶粒；ｌｎ的加入用以提高 Ｓ和 Ａ 在镇静钢中的 ｈ ｌ ｉ ｌ脱氧效果， 减小 Ｓ元素的 影响， 有害 提高钢 在热轧中的 度， 强 但不致影响 塑 钢的 韧性口为减少因硫引起的热脆， 在均热过程中， 应保证 Ｓ与 Ｍ ｎ充分的结合时间． 对于一般 Ｍｎ 含量的钢种，需有 １ ３ 分钟主右的时间。 ５ ０北京科技大学博十 学位论文钢中加入 Ｉ 　　　　Ａ 的目的是用来细化钢的晶粒组织，从而改善钢的强韧性。不管用铝来控制晶粒度起作用的是金属铝、氧化铝，还是另外一些铝的化合物，铝的加入效果决定于钢液氧化的程度。当用铝作为控制晶粒长大的抑制剂的时候，必须考虑到脱氧前可能影响钢中氧化铁含量的各种因素以及铝加入量和加入的条件。经验表明，得到细晶粒高碳钢所需的铝量比得到细晶粒低碳钢所需的要少。钢中硅和锰的含量 也影响到所需铝的数量！。 ’ ６ ］１３析出物的形态及对组织性能的影响 ．１ ． ＭＳ ＡＮ ． １　 ，　 粒子的 ３ ｎ Ｉ 种类及对组织性能的影响钢中的硫化锰夹杂主要有三种形态。当钢中氧含量大于 ０ ２ 　　　　 ． ％时，生成小球状 ０ 的Ｉ 型硫化锰：而在充分脱氧的钢中，当氧含量低于 ０ １ ． ％时，将可能形成以局部 ０ 共晶和协作偏晶群形式存在的 Ｉ 型硫化锰，在充分脱氧的钢中，若加入了足够量的 Ｉ Ｃ Ｓ，　 等合金元素，使上述共晶温度降到硫化锰的熔点以下，则将形成由分离 ，　 Ａ ｉ ｌ共品反应产生的固态八面体形态的 Ｉ Ｉ Ｉ型硫化锰。其中 Ｉ Ｉ型硫化锰易于形变，在轧制过程中易被拉成长带状而损害钢的横向和厚向性能［２。大多数微合金钢都是用 １０ ９１ ．Ａ 充分脱氧而生产的镇静钢，且 Ｃ Ｓ Ａ 含量都不太高，故主要得到 Ｉ型硫化 ］ ，　 ｌ ｉ ，　 Ｉ锰。为了减轻和消除 Ｉ 　　　　 Ｉ型硫化锰的有害作用，目前已有很多办法。一种方法是加入Ｚ 或 Ｔ，它们可溶入 Ｍ Ｓ中改变硫化物的成分而降低硫化物的塑性。另一种方法 ： ｉ ｎ是 稀土，由 加入 于稀土与Ｓ 和。有 较高的化学 合力， 亲 从而生 Ｅ ２ 或Ｒ， 成Ｒ ２ Ｓ Ｅ ， ０： Ｓ等在钢液凝固前易于上浮的硫化物或氧硫化物而使钢材脱硫［ ２ ０ １ 在过去的４ 　　　　 ０多年里，由 于客观条件的限制，人们对铸造［、热轧１、冷轧［及 ２ １ １ ２ ２ １ ２ ３ １锻造１等传统工艺利用热处理 （ ２ ４ １ 正火、回火、 退火、 淬火等） 热模拟机等辅助手段， 、研究了 ＡＮ的形成、 Ｉ 形貌及析出 热力学和动力学规律，为理论和生产实践提供了 有 价值的 参考。 人们在研究中发现， Ｎ 在晶界上大量析出， Ａ 容易导致脆性， 使热塑性下降：当ＡＮ在位错线上形核时， Ｉ 对热塑性影响较小，并可延缓再结晶及晶 粒长大； ＡＮ 粒子的尺寸范围波动很大，从几纳米到数十微米；表观形貌各异，有枝晶状、 Ｉ片状、针状 、棒状及立方状等多种形状：具有立方晶体、Ｎ Ｃ ａ ｌ结构的立方晶体及六」京科技人学博十学位论文 匕角品体等多种晶体结构。 立方 ＡＮ晶体是一种过渡状态， Ｉ 此时的ＡＮ粒子尺寸细小， Ｉ 当ＡＮ粒子长大到一定程度时，出现原子的重排，形成六角ＡＮ晶体。 Ｉ Ｉ 在 ＡＮ 的研究过程中，人们采取了多种相应的试验技术并对它们作出了客观的 　　　　 Ｉ 评价 Ｔ Ｍ 薄晶体透射电镜技术对在晶界上析出，尺寸为微米级的析出物粒子较为 Ｅ 敏感和准确，而对在位错线上析出的尺寸为纳米级的第二相粒子则不敏感；萃取复 型对尺寸大于 ５ｍ 的析出相粒子较为有效，但却极大地依赖于操作者和操作过程。 ｎ在 氮化铝的定 钢中 量分析 方面， 来还采用了 近年 化学分析方法。比 格尼 （ｅ ｈ ） Ｂｅ ｌ ｇｙ　介绍过一种方法，该方法用无水有机溶剂中的卤族元素溶解铁的基体而不使氮化铝 分解。然后过滤将氮化铝从可溶的反应产物中分离出来，而残渣中的氮即可用标准方法测定。文献１２ ２７ ５１ －认为，电解萃取化学相分析技术是众多试验技术中最为准确和可靠的方法。１３２　Ｎ ．． Ａ 析出的冶金学规律 Ｉ文 ８ 　　　　 献ｇ １ 用热扭转实 验研究了 钢中Ａ］ ［Ｊ 溶及 Ａ 普碳 ［ｌ Ｎ的固 ，　 Ｉ 析出 律。Ａ Ｎ的 规 ［］ ｌ的 量升高， 含 在一定 温度范围内 Ａ 析出 度增 引 ，Ｉ Ｎ的 速 大， 起流变应力的 升高； 困］ 而含量升高，反而使流变应力下降。该文用晶格常数、弹性模量、外围电子团作用等 方面对［Ｉ 困］ Ｉ Ａ卜 、ＡＮ等的硬化及软化作用进行了探讨。卯 、 侧 袭 习 ｝］ 杯日 寻 哪 侧 理 叨０ ４　 　　　　　　 ［ｌｗ ％ ． 　　　　　　　／　 ０ Ａｌ ｔ　 （ 铝含量与品粒粗化温度的关系 ａ ）ａ 加１０ 　　　　　　　 １０ ０ ０　 ２ ０妞度１℃ 　　　　　　　　　　　　　　　　　　　（ 　　　　　　 ｂ ）徽合金钢的奥氏体晶粒的粗化特性图 １ 铝含量、晶粒粗化温度及与奥氏 ． １ 体晶粒直径的关系在传统工艺过程中，当铝含量小于 ０ ４ （ ． ％ 重量百分数）时，粗化温度随铝含 ０一一一一一一一一一一一 Ａ Ｌ　 ｎ世竺巡土 ［ｔ ＊， 文 Ｌ ｉ量的增加而升高；当铝含量达到 ０ ４ ． ％时，粗化温度达到最大值，见图 １ （） ０ ． ａ。若 １　铝含量继续增加，由溶解度积公式可知， Ｉ ＡＮ在较高温度析出，此时 ＡＮ容易聚集 Ｉ长大，反而使粗化温度降低。铝含量为 ０ ３５ ． ２％时，ＡＮ 在 ８０ － ０ ０ Ｉ ９＾９ ℃析出，不易 ０ 聚集长大，可有效的控制晶粒的生长，故晶粒的粗化温度较高［。铝及其化合物可 ２ ９ ［以 较为有效地阻止高温奥氏体晶粒的长大，晶粒粗化温度与晶粒直径的关系见图 １ ． １ （）　 ｂ ［；控制均热温度，使其低于奥氏 ３ ０ ［ 体晶粒的粗化温度，是获得具有优良 综合力学性能的产品的前提条件之一。ＡＮ 析出的动力学行为与 Ｎ （ ） Ｖ 的析 　　　　 Ｉ ｂ Ｎ．　 Ｃ Ｎ出动力学行为相似，ＡＮ 析出速度最快的温度范围 Ｉ姗 肋 潮 朋 朋派在 ９０ ００ ：在图 １ ３ ＡＮ 的析出 ０－ ００ １ Ｃ ． ０ Ｉ ２中［，　 起始温产 愉，ｗ 　　 １ 盆度在 １５℃左右。 ００ 在传统工艺过程的冷却状态下，ＡＮ 在奥氏体区的析出速度非常慢，这是因为在奥 Ｉ氏体区，ＡＮ 可以在一定的再加热温度下溶解，且 Ｉ沥 ，；。， 黝 、１０川以在冷却的条件下，仍能保持固溶状态不变；在连续冷却条件下，由于温度低且冷却速率高，ＡＮ 在铁 Ｉ溯 咖 柳 彻 枷素体区的析出甚至更慢。ＡＮ 在低温 （ ９０ ） Ｉ 约 ０＇ Ｃ　 再加热的条件下容易析出，且析出速度特别快，此 时析出的ＡＮ粒子细小；观察到的较大的 ＡＮ颗粒 Ｉ Ｉ是未再加热之前析出的，再加热过程中析出的 ＡＮ Ｉ图１ Ｉ ． Ｆ钢中 ２　 观察到的 第二相粒子的析出起始温度颗粒细小。在传统工艺生产中，由于此客观原因的存 在， Ｉ ＡＮ析出粒子的尺寸必定是非均匀的。ＡＮ动态析出时的应变速率很小，当８ １ ， 就不能发生动态析出：轧制 　　　　 Ｉ ＞ ０ 时， 温度极大地影响着钢中 ＡＮ 的析出［。 Ｉ ３ 在传统工艺条件下， ７ ［ 对于含 Ｎ ｂ钢而言，在轧制温度低于 １ ０ ０ ℃时， Ｉ ０ ＡＮ在变形终止后的瞬间完全析出， ０ 的Ｎ Ｃ析出： ８％ ｂ 在普碳铝镇静钢中并未出 现上述情况。 １６℃加热２ 在 ２０ 小时可使晶间的氮化铝完全溶解，而在 １ ０ 加热 ６小时只能 １℃ ５ 使它部分溶解， 可见氮化铝的溶解过程进行的 很慢； 在更低的温度保温 ６小时并未发生任何溶解．在 ８０ ５℃等温 ４ 小时，仍保持非常细小 ８― ―一一一一一一一一Ｊ ：ｆ Ｉ －７／ ３ Ｌ １　 Ｔ ｔ＝ｉＣ ； Ｅｋ ：　 １Ｅ Ｊ ｘ Ｐ ＇．的状态，而没有长大的迹象， 故其粗化速率是非常缓慢的四。１４钢的主要强韧化机制 ．根据金属点阵中阻碍位错运动的障碍物的类别，金属学方面可应用的强化机制 　　　　 主要有以下几种：①置换的或间隙固溶的异质原子以点状障碍物的形式起作用 （ 固溶强化、 激冷强化） ②位错以线状障碍物形式起作用 （ ； 通过冷加工变形的强化） ；③晶界作为面状的障碍物形式起作用 （ 通过晶粒细化） ：④非内聚的析出和内聚的析 出显示为空间障碍物形式起作用 （ 弥散强化、沉淀强化） 。目前在钢铁材料的微观缺陷结构与力学性能之间的关系方面已 进行了大量的理论和试验研究，并取得了 一定的 果３ 成‘ ３ １１． ． １钢的主要强化机制 ４ 对于某一钢种而言，既可能是单一的强化机制，也可以是多种强化机制的复合。 　　　　室 温屈服强度。 （　 是衡量钢材产品 ， Ｙ） Ｓ 性能最重要的力学性能指标之一， 据文献［ｒ ３ ４ １钢的屈服强度可由下式给出：Ｙ＝ 。 十 ， Ｑ ＋ ， １十 　　　　。 “ ＋ ，　 十 ， 气 Ｓ　 或＋ ｖ ７（ ．） １１式中：。一内 格强 占 部晶 化；。 一固 。 溶强化 ６一 错 化； ， 沉 强 ； ｄ 位 强 口一 淀 化Ｑ 织 强 ； 一 晶 化 。一 晶 细 而 起 强 。 　　　　　　　　 强 ： 。 由 粒 化 引 的 化 ‘ 构化 Ｏ 亚 一 ８ ， ＇（ 细晶强化 扮晶界是位错运动的障碍，因而细化晶粒可使钢的屈服强度提高。晶界可把塑性 　　　　 变形限定在一定范围内，使变形均匀化，因此细化晶粒可以 提高钢的塑性。同时，晶界又是裂纹扩展的阻力，所以细化晶粒还能改善钢的韧性。只有细晶强化能同时 使钢的强度和韧性都得到提高，这也是人们追求细晶粒组织的原因所在［ ３ ５ １ 晶粒细化强化可以用 Ｈ ｌＰｔ 公式来描述： 　　　　 ａ－ ｅ ｌ ｅｈＵ ＝， １ 　　　　 ｇｋ－ ｒ／ 　２ ｄ粒平均直径。（ ．） １ ２５ 一１． Ｍ －２　 一铁素体晶 １ １　 ／ ｄ 式 ：ｋ 数 对于大角度晶界其值为 １． ８ Ｎ Ｍ３ ；　 中 ， 一系一 一一一一一一一一一一‘ｌ ４ Ｌ ４ ；兰 Ａ实 　　　　 晶 验证明， 粒细化到ｌ ａ ｍ仍符 ａ－ ｔ 公 当晶 合Ｈｌ ｅｈ 式； 粒尺寸小于０ ４ ｌ ｃ Ｐ ．ｍ时， ５ ｘ随晶粒尺寸的减小，屈服强度的增加变得缓慢些。（） ２ 固溶强化［ ３ ６ １固溶强化是通过改变金属的化学成分来提高强度的方法，其强化的金属学原理 　　　　 是由于运动的位错与异质原子之间的相互作用的结果。固溶强化又分为间隙式固溶 强化和置换式固溶强化，前者对提高强度十分有效，但随着间隙原子浓度的增加，钢材的塑韧性会明显下降；后者的强化效果比间隙式固溶原子要小的多，但对韧性 的削弱不明显，或基本上不影响基体的塑性和韧性。根据大量的实验结果发现有以下的规律：①溶质元素溶解量增加，固溶体的强 　　　　度也增加。对于无限固溶体，当溶质原子浓度为 ５％时的强度最大．对于有限固溶 ０ 体（ 如碳钢） ，其强度随溶质元素溶解量增加而增大；②溶质元素在溶剂中的饱和溶解度愈小其固溶强化的效果愈好；③形成间隙固溶体的溶质元素 （ Ｃ Ｎ Ｂ等元 如 ．　 ．　 素在 Ｆ ｅ中） ，其强化作用大于形成置换固溶体 （ Ｍｎ Ｓ，　 如 ．　 Ｐ等元素在 Ｆ ｉ ｅ中）的 溶质元素；④溶质与基体的原子大小差别愈大，强化效果也越明显．在一般的稀固 溶体中，由溶质的固溶强化而造成的屈服强度增量可用下式表示：Ｕ 凡［１ 　　　　　　　　 Ｍ＝ 鱿 Ｔ ，（． １） ３式中 ［ 　　　　一固 中 质 ： 鱿１ 溶体 溶 元素Ｍ 的 量百 数： ，重 分Ｋ 、ｍ 数。 　　　　　　　　 Ｍ 一常 凡， ， 决 基 及 质 素 性 ｍ的 值 于０ 和１ 之 ? 　　　　 于 体 溶 元 的 质? ， 数 介 ． ． 间 和ｍ取 ５ ０（） 错强 ３８ ３ 位 化Ｘ １ ７ ， ３该方式对钢材的塑性和韧性有双重作用。一方面，位错的合并以 　　　　 及在障碍处的塞积会使裂纹形成，从而使韧塑性降低；另一方面，由于位错在裂纹尖端塑性区内的移动可以缓解尖端的应力集中， 使韧塑性又有所提高。这两者中， 通常前者起主要作用。位错强化也是金属材料中有效的强化方式之一。自 　　　　 从位错理论提出后，人们就 对其作用进行了大量的研究，尤其在位错强化方面获得了长足的发展。金属材料的一１ ２－北京科技大学溥士学位论文流变应力 （ 以及屈服强度）与位错密度 ｐ 之间的关系早已确定如下：ａ ＝ ａｂ＂ 　　　　　　　　 ｄＭｕ ２ ｐ式中：Ｍ一取向因子；ａ 　　　　 一比 例系数，（４ １） ．位错强化关系式中的系数ａ的确定是相当困难的，尚需进行更深入的理论研究。 　　　　目前，大量的研究工作指出：对于易于进行交滑移的面心和体心立方金属，各项作 用之间将有很大一部分相互补偿，因而系数ａ估计为０ ５ 在体心立方的ａ　 ｅ ．； １ －Ｆ 中，取向因子取 ３１ ．０ （ ）析出强化｛４ ４ ３０ ９］ ，高温时在奥氏体中析出的第二相粒子虽然对控制晶粒长大有效，但因为粒子尺 　　　　 寸太大，并且相距太远，强化效果较弱：具有强化效果的粒子，是低温时在奥氏体 或铁素体内形成的。沉淀强化的机制是位错和颗粒之间的相互作用，可以通过两种 机制来描述：①对提高强度作用较小的剪切过程，②对提高强度有积极作用的绕过过 见图１ 。 程， ． 根据Ｇ ｄ ａ 等的 ３ ｌｍｎ 理论， 用 Ａｈｙ ｒ ａ 修正 ａ 采 ｓ － ｏ ｎ 模型， 型以 ｂＯ ｗ 模 位错线在滑移面上两个相邻粒子之间弓出，沉淀粒子混乱分布为依据，对沉淀强化有（ ． 巧｝口ｖ１ｐ 　　ｂ ０　 ５ ７ 万３２ ．２ ／ｒｆ１ ｌ ｖａ ：（ ｒ（ ．） １ ５＼ｏ ） 　　　　　　　　　　式中：ｒ 　　　　 一粒子半径，Ｍ； １ ｕ 　　　　　　　　　　 铁素体） 一剪切系数， 钢材 （ 对于 其值为８． Ｘ　 Ｐ； ０ ６ １Ｍ ａ ２ ０ ３ｂ 柏氏 量 取 ． １ １ 　　　　　　　　 Ｘ　＿； 一 矢 ， 值２８　４ｎ ４ ０． 　　　　　　　　 数。 ｆ 一沉淀粒子的 积分 体第二相粒子的形状、 位置对强度都有影响。其一般规律是： 颗粒分布 　　　　 析出 沉淀在整个基体上比晶界沉淀的效果好；颗粒形状球状和片状相比， 球状有利于强化。 沉淀强化效应可以总结为以下三点：①第二相粒子的体积分数越大，强化效果越显著。要使第二相有足够的数量， 　　　　必须提高碳 、氮化物形成元素在基体中的过饱和度。― ―一一一一一一生丝 １三 堕七 位 文 丛 巡一 学 论②第二相粒子弥散度越大，强化效果越好。共格第二相Ｅ非共格第二相的强化 　　　　 匕效果大。③第二相粒子对位错运动的阻力越大，强化效果越明显。沪位错线 　　　　　　必 必／ 卜 兹 ｚ 瞥Ｕ 厂 卜位拍环⑧ １（ ｂ ）位错环积累会对位错源造成背压力 　　　　　　　　（ 第二相粒子对绕过的位错 ａ ）发生钉扎强化 　　　　　　　　图１ ． ３位错绕过第二相粒子的作用机理简图（）相变强化（ 　　 ５ ４ １ 钢的性能取决于钢的组织结构，而组织结构的主导是由相变决定的。最简单的 　　　　例子是低碳钢在轧后随着冷却条件的变化，有铁素体＋珠光体、铁素体＋贝氏体等几种结构，钢的力学性能也随之有很大的变化，从而可以生产出不同强度等级的钢材，用于各种用途，这种情况就归属于相变强化。 相变强化特征：①钢的化学成分决定要有结构变化的原相 （ 　　　　 母相） ，这是前提；②发生相变有一个形核和长大的过程， 例如随着冷却条件的变化，相变有扩散与非 扩散之别，在较高温度下的相变过程由 扩散控制，低温下的相变为切变控制机制； ③应变和冷却是两个重要的驱动条件， 在外力作用下，如热加工或冷变形，在冷却或加热的 情况下， 状态失去了 平衡，由 高能盘状态向 低能量状态转变。１． ． ２各强化 对钢材 ４ 机制 韧性的 影晌［ ４ ２ １不同的强化机制对钢材的韧性也有不同的影响，图 １ 表示了 强化机制对韧 　　　　 ． ４ 不同性一脆性转变温度的影响情况，从中可以 看出，细晶强化是同时提高强度和韧性的最有效的方法。一［ ４－―一一一‘ Ｌｆｘ ＇ ＇１ ｊ ＿ ；＇ｌ ＝ ｒｃ ｚ ＡＨ ：竺Ｆ＝ｉ － ＝ 　 ４Ｅ仁 口犷 ６ 』一兰 一荃 ￣导 一言Ｊ ． ．口 目 』洲一一一 仍曰 ．Ｊ 一‘ －多 ｒ匕 二 汤＼Ｉ ’／ 枷ｅ ａ ＂ ｆ ｉ ｎ ｏ ｎ洲却 ｉ 户甲 匕 口曰口卜ｂ尸ｔ ｏｔ ｎ　 ｅｎ ｅｆ　 ｈ｝ ａ ｆ ％．豁 。、 从 、） ： ， －、七、｝右 ｉｅ 色ｎ ｒｎ　 ｎｔ ａ ｒｎ ｅ ｆ ｉ风图］ ａ不同强化机制 对韧性一脆性转变温度的影响１５第二相粒子的析出及与再结晶过程的相互作用 ．１． ． １第二相粒子析出的化学驱动力 ５第二相粒子稳定性增加意味着溶解度下降，溶解度的大小直接影响着析出驱动 　　　　 力的大小，因而直接控制着第二相粒子析出后的体积分数和尺寸。对抑制奥氏体的再结晶、 控制冷却转变、转变后的晶粒大小和沉淀强化具有明显的作用。表 １ 微合金化元紊对钢的组织的影响［ ． １ ４ ３ ）与下述元素亲和力兀对组织的影响位错和 硫化物 晶界钉 形态控 扎 　　 制 　　十 ＋ 十＋ ＋ 十ＯＳＮＣ素再结 对 ｒ 相变 晶粒 析出 结构形 ／ ａ 晶的 速率的影 细化 强化 成各向 阻止 响 　　　　 异性十｝ Ａ ＋ ｝ ｌ十 Ｉ＋ 十 Ｎ｝ ｂ 十十 ＋斗 斗十 ， 日 不＋ 十十 ＋ ＋十＋（） ＋十十斗十十． 十十十「 了料 】 － ｝ ＋（） ＋十十＋＋＋＋十 「ｒ　 ＺＩ＋ ＋ ｝＋注： ：好的影响， 十一 不好的影响， ：空白：无显著影响，｝ 　　　　（） 十：依热过程定?！ ，。一 ― ― ― ― 一一一生应咀丝竺竺丝　ｉ ４ｅ Ｌ ＂文文献［给出了合金元素与 Ｓ Ｎ，　 ａ ＜ ［ ，　 Ｏ的亲和力强弱次序，分别为：ＣａＺｒＭｇ Ｔｉ． 吨、 Ｔ ，　 ，　ｎ Ｃｕ Ｆ ，　 ，　 ．　 ｉ Ｍｎ Ｚ ，　 ，　 ｅ Ｍｏ Ｃｒ Ｎｉ（ 的亲和力 与Ｓ ） Ｎ ，　 Ａ，　 ，　 Ｓ Ｍ ，　 Ｍ ，　 （ ｂ Ｖ Ｉ Ｍ Ｃ ，　 ｎ Ｃ，　 Ｆ 与Ｎ的亲和力 ，　 ｇ ａ ｉ ，　 ｒ ｏ ｅ ） 、ＡＩ Ｔ ，　，　，　ｎ Ｃ ，　 ，　ｉ Ｃ ，　 Ｓ Ｖ Ｍ ，　 Ｆ Ｎ ，　 ｉ ｉ ｒ ｅ ｕ （ 与Ｏ的亲和力）强 　　　　　　 马 ９从上述元素之间的亲和力关系可以 　　　　 看出，同种元素的氮化物比 碳化物稳定。在奥氏体中，氮化物比碳化物的溶解度至少小两个数量级，所以氮化物更易于在奥氏 体中过饱和，从而也就具有较大的析出驱动力，析出的氮化物粒子尺寸更为细小，故氮化物在奥氏体、铁素体中的析出应加以重视。在实际生产中，应根据钢铁材料不同的性能要求和工艺特点，选择合适的微合金元素。１５２第二相粒子的形变诱导析出［４ ．． ４６ ｓ１ ，　当第二相粒子在奥氏体中沉淀析出时，主要有基体内均匀形核、晶界形核和位 　　　　 错形核三种方式。大多数形核理论都认为在晶界缺陷处，特别是在晶界和位错线上的非均匀形核具有重要的意义。第二相粒子在扁平化的形变奥氏 体中被诱导析出时， 晶界、亚晶界和位错上形核占 绝对优势，基体内均匀形核沉淀几乎完全不可能发生。晶界或亚晶界上沉淀析出的第二相粒子比均匀分布析出的第二相粒子更为有效地抑 制奥氏体晶粒长大；然而它们易于聚集长大而粗化，因而其质点尺寸明显的比位错 线上或基体内以均匀形核方式沉淀析出的质点粗大。这一方面将使其阻碍奥氏体晶粒粗化的作用减弱，另一方面还将使其对钢的韧塑性的损害作用增大．相对而言， 位错线上析出的第二相粒子的分布状态要均匀的多，它们对位错线以 及位错组态的 钉扎作用能够既有效地阻碍形变奥氏 体的再结晶，又能阻碍奥氏体晶粒的粗化 （ 它们的尺寸较小补偿了其分布状态的不利因素） ．位错线上析出的第二相粒子较晶界上析出粒子的粗化率小，因而其尺寸也比较小，再加上其均匀分布，因此对钢韧塑性的 损害也要小得多，而且在一定程度上还能产生中等的沉淀强化作用．适当降 低变形温度和加大变形量，可以 有效地增加位错密度且这些位错不易运动而形成位错缠 结或网络，可显著的增大在位错上形核的比重。在低温奥氏体区，含有合金元素的钢会因形变诱导而析出很细小的第二相粒子。在控制轧制中，这些第二相粒子的析一―一一一‘Ｉ：　 ＊ １ －ｔＹ Ｌ＃ ；４ ｎ ｌ ｔ 竺ｋ Ｔ ） Ｒ出有延缓再结晶和析出强化两种作用。 轧制过程是一个复杂的过程，形变诱导析出不仅会延缓再结晶，而且对析出物 　　　　 的类型、数量、分布以及形状都会产生重要的影响。因为析出受到温度、道次压下率、 应变以及合金元素含量等多种因素的影响，因此描述轧制工艺参数对析出动力学的影响就变得既重要又非常困难。虽然报导过很多关于形变诱导析出的试验结果，但关于热轧条件与析出动力学 　　　　 间的定量关系式却只有两种形式。一种形式是通过大量的实验，分析回归出析出参数与部分工艺参数间的显式关系（５ ｃ２ ７（ －；另一种形式是表示为位错密度的关系，通过位错密度这个参数而与工艺参数有机的联系在一起（５ ５６ ３（ －ｆ＝ｆ ＥＥＴ ） 　　　　　　　　　　 （，　一 ，　 （．） １ ６式中：￡ 　　　　 一真应变，ｓ 一应变速率，Ｔ 一温度。ｆ＝ｆＰ 　　　　　　　　　　 （） （． １） ７式中：Ｐ 　　　　 位错密 为 度。１５３第二相粒子的作用 ．．（） Ｉ 延缓或抑制奥氏体再结晶５ （ ７ （由于微合金元素的固溶塞积和拖曳作用以及微合金元素碳氮化合物的析出，显 　　　　 著延缓或抑制形变奥氏体的再结晶．微合金元素的这种作用是由于形变奥氏 体晶内 的位错组列或者回复的亚晶界被钉扎所致：①加热时，一定ｔ的微合金碳氮化合物发生溶解，固溶到奥氏体中，微量溶质原子往往偏聚在位错及晶界处，从而阻止了位错的滑移和攀移，以及晶界的迁移，阻碍了再结晶。 ②未发生溶解或在}