1、.2022-5-24.22022-5-24.3石器时代石器时代陶器时代陶器时代 青铜器时代青铜器时代 铁器时代铁器时代 金属时代开始金属时代开始五千年2022-5-24.42022-5-24.52022-5-24.62022-5-24.72022-5-24.81）逻辑推理(古 代 哲 学 家，432 BC.)2）宏观形貌观察、观测（by eye, 1669）3）数学理论计算4）科学测定（X-ray diffraction, electron diffraction,等）1 1、古代中国：、古代中国：“日取其半，万世不竭日取其半，万世不竭”“道生一，一生二，二生三，三生万物道生一，一生二，二生三
2、，三生万物”（老子老子）；）；“以土与金、木、水、火杂以成百物以土与金、木、水、火杂以成百物”（国语国语正语正语）；）；“太极生两仪，两仪生四象，四象生八卦，八卦交而生万物太极生两仪，两仪生四象，四象生八卦，八卦交而生万物” （易经易经）2022-5-24.92、古代欧洲Plato 柏拉图柏拉图(427-347BC, 古希腊哲学家古希腊哲学家)Euclid欧几里得欧几里得(约公元前约公元前3世纪的古希腊数学家世纪的古希腊数学家)用fire, air, earth, water, ether以太) 描述世界万物.2022-5-24.101669, N. Steno, 晶面角守恒定律 1885,
3、A. Bravais, 晶体空间点阵学说 1912, M. Laue*, 晶体的X射线衍射 1915, W. H. Bragg and W. L. Bragg*X射线晶体结构分析方法 电子显微镜（SEM、TEM）扫描探针显微术*（STM、AFM）人类对材料微观结构认识的发展过程人类对材料微观结构认识的发展过程2022-5-24.11 晶体的微观周期性结构晶体的微观周期性结构 电子在周期势场中的运动电子在周期势场中的运动量子力学量子力学Schrdinger方程 能能 带带 理理 论论固体半导体理论固体半导体理论晶体点阵中的缺陷晶体点阵中的缺陷 金属材料强化理论金属材料强化理论 位错在晶体中运动位
4、错在晶体中运动 晶体的宏观晶体的宏观 几何形貌几何形貌晶体生长理论晶体生长理论 表表 面面 组组 装装 2022-5-24.12节约材料，降低成本，增加材料在使用过程中的可靠性和延长服役寿命希望所使用的材料既有足够的强度，又有较好的韧性，通常的材料二者不可兼得理解材料强韧化机理，掌握材料强韧化现象的物理本质，是合理运用和发展材料强韧化方法从而挖掘材料性能潜力的基础2022-5-24.13材料的性能强度韧性硬度疲劳强度。元素的熔点单一元素物质弹性模量元素的线膨胀系数元素的磁性能。2022-5-24.142022-5-24.15 强度强度是在给定条件（温度是在给定条件（温度/压力压力/应力状态应力
5、状态/应变速率应变速率/周围介质）下材周围介质）下材料达到给定变形量所需要的应力，或材料发生破坏的应力料达到给定变形量所需要的应力，或材料发生破坏的应力2022-5-24.16根据图所示的曲线根据图所示的曲线 有有: = m sin(2 x / ) 式中式中x为原子平面拉开的距离（从原子平面间距为原子平面拉开的距离（从原子平面间距a 0处开始计算，处开始计算，即原子间的位移），即原子间的位移）， 为正弦曲线的波长为正弦曲线的波长, a 0为原子间的平衡距离为原子间的平衡距离 理想晶体解理断裂的理想晶体解理断裂的理论断裂强度理论断裂强度： m = (E. s / a 0 )1/2 E= 100
6、GPa， s =1J /m 2 ，a 0 =310-10 m， m =18.3 GPa，其值大约为E/7。 如金属铁铁，E= 200GPa， s = 2 J /m 2 ，a 0 =2.510-10m， m =40GMPa，约为E/5。高度取向高度取向，实际拉伸强度最大值为1.2GPa，未取向未取向，实际强度比理论值小1000倍左右强度强度来源是原子键合力，取决于元素本质的基本性质，同时也是最来源是原子键合力，取决于元素本质的基本性质，同时也是最典型的结构敏感性能。典型的结构敏感性能。2022-5-24.17金属临界分切应力m （MPa）金属临界分切应力m （MPa）实验值理论值实验值理论值cy
7、cy2)cos(cos(实际材料断裂时的临界分切应力实际材料断裂时的临界分切应力2022-5-24.18强强度度缺陷数量缺陷数量冷加工状态冷加工状态退火状态退火状态无缺陷的理论强度无缺陷的理论强度强度强度是在变形及断裂过程中表现出来的特性，因此研究变形及断裂是在变形及断裂过程中表现出来的特性，因此研究变形及断裂是研究强度的重要手段和过程。是研究强度的重要手段和过程。2022-5-24.19通常以裂纹形核和扩展的能量消耗或裂纹扩展抗力来标示材料韧性 它涉及到位错的运动，位错间的弹性交互作用，位错与溶质原子和沉淀相的弹性交互作用以及组织形态，其中包括基体、沉淀相和晶界的作用等2022-5-24.2
8、02022-5-24.21 强韧化问题的主要着眼点在于材料的性能，但是性能是由组织决定的。强韧化问题的主要着眼点在于材料的性能，但是性能是由组织决定的。2022-5-24.22物理强韧化：是在金属内部晶体缺陷的作用和通过缺陷之间的相互作用，对晶体的力学性能产生一定的影响，进而改变金属性能化学强韧化：是元素的本质决定的因素以及元素的种类不同和元素的含量不同造成的材料性能的改变机械强韧化：除了结构、尺寸、形状方面的机械原因外，主要指界面作用造成的强韧化2022-5-24.23 目前虽然能够制出无位错的高强度金属晶须，但实际应用它还存在困难，因为这样获得的高强度是不稳定的，对操作效应和表面情况非常敏
9、感，而且位错一旦产生后，强度就大大下降 例如加工硬化、固溶强化、细晶强化、马氏体强化、沉淀强化等综。合运用这些强化手段，也可以从另一方面接近理论强度，例如在铁和钛中可以达到理论强度的38%2022-5-24.24细晶强化加工硬化固溶强化弥散强化2022-5-24.25细晶强化即为通常所讲的强度上升，即为通常所讲的强度上升，而塑性下降。而塑性下降。2022-5-24.261. 晶界对位错滑移的阻滞效应2. 晶界上形变要满足协调性，需要多个滑移系统同时动作，这同样导致位错不易穿过晶界，而是塞积在晶界处，引起强度的增高。 位错在多晶体中运动时，由于晶界两侧晶粒的取向不同，加之这里杂质原子较多，增大了
10、晶界附近的滑移阻力，因而一侧晶粒中的滑移带不能直接进入第二个晶粒。 晶粒越细小，晶界越多，位错被阻滞的地方就越多，多晶体的强度就越高2022-5-24.27晶界对位错滑移的阻力 滑移面不能连续 晶界处存在缺陷 控制晶粒尺寸来增加晶界2022-5-24.28u 可知多晶体的晶粒越细，强度越高；多晶体强度高于单晶体u 常规的多晶体（晶粒尺寸大于100nm）中，处于晶界核心区域的原子数只占总原子数的一个微不足道的分数（小于0.01%）u 纳米微晶体材料(晶粒尺度在1-100nm间) 中，如果晶粒尺寸为数个纳米，晶界核心区域的原子所占的分数可高达50%，这样在非晶界核心区域原子密度的明显下降，以及原子
11、近邻配置情况的截然不同，均将对性能产生显著影响 2022-5-24.29临界尺寸dc,十几到二十纳米之间反Hall-Petch效应 理论模拟的结果显示存在一个临界尺寸dc, Cu的临界尺寸dc19.3nm，Pa的dc11.2nm 2022-5-24.30高温时晶界滑动导致材料形变 ，导致细晶材料比粗晶材料软增加金属材料高温强度要增大晶粒尺寸 镍基高温合金利用定向凝固方法获得较大晶粒尺寸甚至单晶，减少晶界对高温强度不利影响，提高高温下的强度（例如汽轮机叶片） 2022-5-24.31形变强化（加工硬化）2022-5-24.32 形变强化是因为金属在塑性变形过程中位错密度不断增加，使弹性应力场不断
12、增大，位错间的交互作用不断增强，因而位错的运动越来越困难。 引起金属加工硬化的机制有：位错的塞积、位错的交割（形成不易或不能滑移的割阶、或形成复杂的位错缠结）、位错的反应（形成不能滑移的固定位错）、易开动的位错源不断消耗等等。 2022-5-24.33 位错是 晶体学障碍 是弹性障碍 “位错林”强化 “加工硬化”是位错控制机制 加工硬化率：2022-5-24.34 = 0+b1/2为一系数，为切变模量，b为位错的强度用量纲分析的方法来解释位错间的相互作用得到这个结论2022-5-24.35 某些不锈钢冷轧后的强度可以提高一倍以上 用金属板材冲压成杯子时只有板材发生硬化，才能使塑性变形不断进行直
13、至最后冲压成杯，金属的拉伸过程（如拉丝）也要求金属线材在模口处能迅速硬化 冷拉的钢丝绳不仅强度高，而且表面光洁 工业上广泛应用的铜导线，由于要求导电性好，不允许加合金元素，加工硬化是提高其强度的唯一办法2022-5-24.36n 由于形变强化使金属变脆，因而在冷加工过程中需要进行多次中间退火，使金属软化，才能够继续加工而不致裂开n 有的金属（如铼）尽管某些使用性能很好，但由于解决不了加工问题，其应用受到很大限制2022-5-24.37 使用温度不能太高，否则由于退火效应，金属会软化 由于硬化会引起金属脆化，对于本来就很脆的金属，一般不宜利用应变硬化来提高强度性能2022-5-24.38固溶强化
14、2022-5-24.39 固溶强化：利用点缺陷对位错运动的阻力使金属基体获得强化的方法固溶强化：利用点缺陷对位错运动的阻力使金属基体获得强化的方法溶质原子在基体金属晶格中占据的位置分间隙式和置换式两种不同方式间隙原子对金属强度的影响可用下面的通式表示2. 置换式溶质原子在基体晶格中造成的畸变大都是球面对称的，因而强化效果要比填隙式原子小，但在高温下，置换式固溶强化变得较为重要, 为什么？ ss = 2ss = kicin 强化机理： 碳、氮等间隙式溶质原子嵌入金属基体的晶格间隙中，使晶格产生不对称畸变造成的强化效应以及填隙式原子在基体中与刃位错和螺位错产生弹性交互作用，使金属获得强化2022-
15、5-24.40溶质原子导致的畸变 溶质原子与位错场相互作用 大的原子受压 小的原子受拉强化效果与畸变成比例 间隙原子具有最大的强化效应（C, N） 强化与溶质浓度成比例 高温下，溶质是可动的，强化将丧失2022-5-24.41 钢中马氏体组织充分利用了间隙原子的固溶强化作用。马氏体间隙溶碳量增至0.4%时其硬度猛升到60HRC，塑性指标低到10%，继续提高碳量，如wt(C)=1.2%，硬度为68HRC，而则低于5%。可见随着固溶C原子的增加，在提高强度的同时塑性损失较大Ni改善塑性的原因是促进交滑移，特别是基体金属在低温下易于发生交滑移 加入Pt、Rh、Ir和Re也改善塑性。其中Pt的作用尤具
16、吸引力，它不但改善塑性，也有相当大的强化效应。关于Pt等元素的改善塑性的机制还没有确切的解释。而Si和Mn对铁的塑性损害较大，且固溶量越多，塑性越低 2022-5-24.42弥散强化（第二相粒子强化）2022-5-24.43 通过相变热处理获得的，称为析出硬化、沉淀强化或时效强化 通过粉末烧结或内氧化获得的，称为弥散强化按粒子的大小和形变特性，分成： 不易形变的粒子，包括弥散强化的粒子以及沉淀强化的大尺寸粒子 易形变的粒子，如沉淀强化的小尺寸粒子2022-5-24.44产生沉淀后：时效硬化（强化） 因障碍数量增加而强化 因障碍数减少而软化Aging time2022-5-24.45位错线绕过粒
17、子，恢复原态，继续向前滑移运动位错线在不易形变粒子前受阻、弯曲外加切应力的增加使位错弯曲，直到在A、B处相遇位错线方向相反的A、B相遇抵消，留下位错环，位错增殖2022-5-24.46使位错线继续运动的临界切应力的大小为Gb/d较复杂的分析可得常数对刃型位错是0.093，对螺型位错是0.14；f 是粒子的体积分数12102)2ln(rfrrrGbf2022-5-24.472022-5-24.48Ni-19% Cr-6% Al合金中位错切过Ni3Al粒子的透射电子显微像 位错切过粒子的示意图2022-5-24.49 位错切过粒子形成新的表面积A，增加了界面能 主要与相界能、畴界能、粒子体积分数和
18、粒子半径有关，增大粒子尺寸或增大体积分数，都有利于提高可形变粒子的短程强化效果 位错扫过有序结构时形成错排面或叫做反相畴，产生反相畴界能 粒子与基体的滑移面不重合时，会产生割阶，以及粒子的派-纳力P-N高于基体等，都会引起临界切应力增加 由于粒子与基体的点阵不同（至少是点阵常数不同），导致共格界面失配，从而造成应力场2022-5-24.50 是位错线张力的函数，等于 ln(d/r0)， 对刃型位错，取0.16，对螺型位错，取0.24； 是界面能2/122/12/31 . 1rGbf2022-5-24.512/123/12/328. 0rbGfA在Ni()Al()基体中，全位错切割有序Ni3Al
19、粒子产生反相畴界 反相畴界面能 A约为（100-300）10-7J/cm2由于形成反相畴界所增加的临界切应力值为2022-5-24.52长程交互作用引起的临界切应力的增量为E为杨氏模量；T为位错线张力；为泊松比；是错配度的函数216521333)1 (74. 2rfTbE长程2022-5-24.53216521333)1 (74. 2rfTbE长程当粒子尺寸一定时，体积分数f越大，强化效果越高，并按f1/2-5/6变化2022-5-24.542022-5-24.55时效合金在时效过程中强度的变化作解释最初合金的强度相当于过饱和固溶体开始阶段的沉淀相和基体共格，尺寸很小，位错可以切过沉淀相，对温
20、度比较敏感，屈服应力决定于切过沉淀相所需要的应力，包括共格应力、沉淀相的内部结构和相界面的效应等沉淀相体积含量f增加，切割粒子所需要的应力加大位错绕过粒子所需要的应力会小于切割粒子，Orowan绕过机制起作用，屈服应力将随粒子间距的增加而减小2022-5-24.562022-5-24.572022-5-24.582022-5-24.59增加断裂过程中能量消耗的措施都可以提高断裂韧性断裂韧性是材料的一项力学性能指标，是材料的成分和组织结构在应力和其他外界条件作用下的表现，在外界条件不变时，只有通过工艺改变材料的成分和组织结构，材料的断裂韧性才能提高 2022-5-24.60断裂韧性-KIC 随屈
21、服强度增加而减小 随温度降低而减小 随应变速率增加而减小来源：断裂模式 延性断裂（高韧性） 脆性断裂（低韧性）2022-5-24.61穿晶断裂（解理断裂）沿晶断裂2022-5-24.62延性断裂：材料在裂纹尖端撕裂 大的塑性变形导致在夹杂物附近形成微孔洞 孔洞长大直到相遇连接 断裂后留下韧性的“韧窝”特征2022-5-24.63 保证延性断裂模式： 高韧性需要延性断裂 韧脆转变温度TB 韧性在TB处急剧下降，特别是在bcc金属中； 尽可能在TB温度以上使用，通过组织控制TB温度； 延性断裂模式下的韧性 断裂韧性随屈服强度的增加而下降 提高KIC(y) 2022-5-24.642022-5-24
22、.65 晶界污染 脆化的杂质元素偏聚 防止措施： 净化晶界 热处理 把杂质聚集成稳定化合物（稀土作用） 晶界固有弱化 用表面活性剂“粘合”，例如B加入到Fe-Mn，Ni3Al中2022-5-24.662022-5-24.672022-5-24.68改善材料的韧性改善材料的韧性的的基本途径基本途径1 减少诱发微裂纹的组成相2 提高基体的塑性3 增加组织的塑性形变均匀性（减少应力集中）4 避免晶界弱化，防止裂纹沿晶界的形核和扩展5 强化同时增韧(细化晶粒）2022-5-24.69(1)位错强化与塑性和韧性位错密度升高会提高强度而降低塑性和韧性。可动的未被锁住的位错对韧性的损害小于被沉淀物或固溶原子
23、锁住的位错。故提高可动位错密度对塑性和韧性均有利。(2)固溶强化与塑性固溶强化应在保证强度的同时提高塑性。通过添加合适的合金元素，如，Ni，可促进交滑移，改善塑性。另外，调整间隙原子的添加浓度，实现强度和塑韧性的最佳配合。2022-5-24.70细化晶粒既能提高强度，又能同时优化塑性和韧性，是目前公认最佳的实现材料强韧化的途径。(4)沉淀相颗粒与塑性沉淀颗粒会通过弥散强化提高基体的强度和硬度，但可能会明显降低塑性和韧性。尤其，条带状、片状析出物，以及沿晶界网状析出的沉淀相，均显著降低材料塑性。减少沉淀相的析出数量，改善沉淀相的形状和分布状态，可改善材料塑性。(3)细化晶粒与塑性2022-5-2
24、4.71细化纯化球化复化2022-5-24.72细化2022-5-24.73晶粒愈小，则晶界面积愈大，这种强化和韧化作用也愈大细化晶粒是达到既强化又韧化目的的有效措施合金钢回火脆性时，断裂易于沿晶进行如EN24(40CrNiMo)钢的奥氏体晶粒度由56级细化到1213级，KIC值则由141MPam1/2提高到266MPam1/2通过晶粒细化，单位晶界面积偏聚的杂质含量相应减少，细化晶粒对于韧性有益 2022-5-24.74纯化2022-5-24.75纯化2022-5-24.76球化45钢 35钢2022-5-24.77复化2022-5-24.782022-5-24.79实际情况成分波动和存在一
25、定的杂质是不可避免的从提高韧性出发，提高合金纯度是有效的途径首先,必须在钢液凝固之前去除各种已生成的较大颗粒的非金属夹杂物;其次,应将各种夹杂物生成元素的浓度积控制在低于其在固相线的平衡溶度积,以保证粒子在固态下析出,从而获得细小的第二相粒子通过外部加入细小氧化物的方法也是近年来出现的一种获得细小晶粒及第二相粒子的新方法2022-5-24.80 控制气体（氢、氧、氮）和夹杂物（主要是氧化物和硫化物等）是冶炼和铸造工艺的重要问题氢是有害气体，引起白点和氢脆，材料强度愈高，危害性愈大氮易于引起低碳钢的蓝脆，是一种有害气体；在普通低合金钢中若有钒存在形成氮化物，则能提高强度；在奥氏体不锈钢中，它能够
26、代替一部分镍，氮是有益的合金元素氧以氧化物类型的夹杂物存在，使韧性降低夹杂物是脆性相，一般夹杂物含量愈多，则韧性愈低2022-5-24.81以淬火、回火和时效以及形变热处理为例，讨论提高断裂韧性的一些概念和思路 对于中碳合金结构钢，采用比一般淬火温度高300多度的12001255超高温奥氏体化处理，虽然奥氏体晶粒从78级提高到10级，但KIC却提高70125% 原因可能是由于合金碳化物完全溶解，减少了第二相在晶界的形核，减少了脆性，提高了韧性2022-5-24.82 当钢加热到Ac1Ac3临界区，淬火回火后可以得到较好的韧性，这种热处理叫临界区热处理，或部分奥氏体化处理临界区处理的作用l 组织
27、和晶粒细化： 临界区处理时，在原始奥氏体晶界上形成细小奥氏体晶粒，并且复相区内形成的/ 界面比一般热处理的奥氏体晶界面积大1050倍，较大的晶界及相界面使杂质偏析程度减小l 杂质元素在及晶粒的分配：P(Sn、Sb)等杂质可富集在晶粒，晶粒这种清除杂质的作用，对于降低回火脆性有利l 碳化物形态：临界区热处理后的碳化物要比一般热处理的粗大，如V4C3的沉淀析出可作为回火时形核中心，从而减少晶界碳化物的沉淀2022-5-24.83u 钢材的回火是一种时效过程，是过饱和固溶体一马氏体的脱溶沉淀过程；u 合金结构钢有两种回火脆性，即高温回火脆性和低温回火脆性提高钢的纯度，控制碳化物析出，可减少低温回火脆
28、性 铝合金：时效组织对合金断裂性能有重大影响，一般获得均匀弥散的共格或半共格沉淀相比较适宜，粗大的非共格沉淀相，如晶界沉淀相，对断裂十分不利。 为此铝合金淬火加热温度应尽可能高，保温时间充分，使强化相最大限度地溶入基体，淬火速度要快，以避免在晶界析出第二相。 如Si含量增加使Fe3C开始形成温度上升，减少了脆化倾向，Mn、Cr能大量溶于Fe3C中，增加Fe3C的稳定性，增加脆化倾向高温回火脆性 由Sb、Sn、As、P等杂质偏聚在奥氏体晶界引起。选用Sb、Sn和As低的废钢及降低钢中P量，添加抑制回火脆性的合金元素可减少回火脆性倾向2022-5-24.84p 将压力加工和热处理两种工艺巧妙结合起
29、来的形变热处理可以进一步提高材料的韧性p 如使结构钢在亚稳定奥氏体区变形，不仅可提高强度，还可同时提高韧性p 提高强度主要是由于形变增加位错密度和加速合金元素的扩散，因而促进了合金碳化物的沉淀p 塑性的提高也正是由于这种细化弥散的沉淀，降低了奥氏体中的碳及合金元素含量，淬火时形成没有孪生的、界面不规则的细马氏体片，回火时马氏体片间的沉淀物也较小2022-5-24.85u 细化晶粒是重要的韧化措施u 热加工时，形变和再结晶同时进行，终轧温度和终轧后冷却速度会影响晶粒大小 在较低温度，连续而较快地施加大变形量，可以获得细晶u 对钢材而言有以下几条规律 高温停留时间愈长，则奥氏体晶粒愈大 快速通过A
30、r3 Ar1区，可获得较细的铁素体晶粒 快速冷却，可防止铁素体晶粒长大u 采用愈来愈低的终轧温度，如在Ar3以上、+区及低于Ar1温度连续轧制，由于晶粒细化和位错胞块细小而使热轧钢板的强度和韧性提高u 连续轧制时，终轧温度愈低及变形量大，则板材的111织构愈强，韧性愈高2022-5-24.862022-5-24.872022-5-24.882022-5-24.89 用于汽车钢板用于汽车钢板 ，使车身超轻，强度提高，使车身超轻，强度提高80，自重下降，自重下降25；用于铁；用于铁路铁轨自重减少路铁轨自重减少1025，称为瘦身工程；用于建筑，在不使用合金，称为瘦身工程；用于建筑，在不使用合金元素的
31、情况下达到三级即元素的情况下达到三级即400 M Pa建筑用钢强度，如果少用合金元素可建筑用钢强度，如果少用合金元素可达到四级即达到四级即500M Pa建筑用钢强度；用于机械制造，具有抗延迟断裂、建筑用钢强度；用于机械制造，具有抗延迟断裂、高疲劳寿命的特点，是高强（高疲劳寿命的特点，是高强（1300M Pa）合金结构钢。）合金结构钢。2022-5-24.90105-101-50.1-1 0.1普通晶粒普通晶粒细化晶粒细化晶粒超细晶粒超细晶粒亚微米晶亚微米晶纳米晶粒纳米晶粒目前生产目前生产条件下条件下可获得可获得实验实验研究研究阶段阶段 晶粒尺寸，晶粒尺寸， m 晶粒细化程度分类建议示意图晶粒细
32、化程度分类建议示意图晶粒细晶粒细化程度化程度分类分类2022-5-24.912022-5-24.92铌钢高温奥氏体化未溶的Nb(C, N)溶解的Nb(C, N)析出的Nb(C, N)抑制相晶粒长大降低/转变温度抑制形变的的回复和再结晶形变的中形变带回复的亚结构边界高温中析出低温区中析出晶间沉淀低温区析出细化相晶粒抑制相晶粒长大沉淀强化强度韧性强度韧性2022-5-24.93钒奥氏体中析出铁素体中析出固溶在奥氏体中加热时阻止奥氏体晶粒长大阻止变形的奥氏体晶粒长大阻止铁素体再结晶延缓贝氏体转变延缓珠光体转变对铁素体形成无影响饼形晶粒细小铁素体晶粒细小铁素体晶粒等轴铁素体晶粒析出强化马氏体组织多边形
33、铁素体加马氏体岛混合组织对焊缝金属和HAZ中的贝氏体形成无影响2022-5-24.942022-5-24.951贝氏体钢的成分贝氏体钢的成分主加合金元素是主加合金元素是Mo和和B，显著推迟先共析，显著推迟先共析铁素体和珠光体转变，而对贝氏体转变推铁素体和珠光体转变，而对贝氏体转变推迟较少。钼和硼对迟较少。钼和硼对CCT图的影响如图。图的影响如图。在此基础上再加入在此基础上再加入Mn、Cr、Ni元素，进元素，进一步推迟先共析铁素体和珠光体转变，并一步推迟先共析铁素体和珠光体转变，并使使Bs下降，以获得下贝氏体组织。下降，以获得下贝氏体组织。通过微合金化，充分发挥通过微合金化，充分发挥Nb、V、T
34、i的细的细化晶粒和沉淀强化。化晶粒和沉淀强化。2022-5-24.962022-5-24.97X80管线钢中针状铁素体和块状铁素体2022-5-24.982022-5-24.992022-5-24.1002022-5-24.101 2022-5-24.1023 双相钢优异性能的原因双相钢优异性能的原因 低屈服强度和高应变硬化率的原因存在三种可能：低屈服强度和高应变硬化率的原因存在三种可能： 1）首先，在马氏体区域存在残余应力，这些应力来源于快速冷却时马）首先，在马氏体区域存在残余应力，这些应力来源于快速冷却时马氏体相变的体积和形状变化。氏体相变的体积和形状变化。2）其次，由于这些体积和形状变化
35、效应，使周围铁素体经受塑性变形，）其次，由于这些体积和形状变化效应，使周围铁素体经受塑性变形，导致铁素体中存在高密度的可动位错。导致铁素体中存在高密度的可动位错。3）再次，伴随着马氏体的残余奥氏体，在成形操作时，发生应变诱发）再次，伴随着马氏体的残余奥氏体，在成形操作时，发生应变诱发马氏体相变。马氏体相变。4 双相钢的典型成分和用途双相钢的典型成分和用途典型的化学成分范围是：典型的化学成分范围是： 其典型的化学成分范围是：其典型的化学成分范围是： w(C):0.04%0.10,w(Mn):0.8%1.8%，w(Si):0.9%1.5%，(Mo):0.3%0.4%,w(Cr)=0.4%0.6%，以及微合金元素，以及微合金元素V等。等。用途用途 强度强度-成形性的综合性能好，满足汽车冲压成型件的要求。成形性的综合性能好，满足汽车冲压成型件的要求。2022-5-24.103
