第1章微合金化钢的概念.pptVIP

第1章 微合金化钢的概念和强韧化机理 均匀固溶强化理论 　　溶质原子均匀而无规地分布在基体中，溶质原子的平均间距为l。由于溶质原子和基体原子之间半径不相适应，因此在基体中造成以溶质原子为核心的长程应力场。溶质原子造成的弹性应力场与位错的弹性应力场交互作用，会使运动位错受一定的障碍，并使位错弯曲成弧形。 　　这时位错线张力T的合力F将与溶质原子障碍对位错的作用力保持平衡，即 式中θ为障碍处位错偏离直线的角度。 　　当外力τ加大时，位错弯曲加剧，θ加大，与障碍间的相互作用也增大。当切应力增大至某一临界值τc时，θ达到某一临界值θc，l长位错段上所受的力刚好可以克服障碍向前继续滑移，这是的交互作用力F为Fm，即 　　　　　　　　　　　Fm可以看成是障碍的强度。 位错在无规分布的溶质原子中受阻 　　对于强相互作用的固溶强化，溶质原子造成的畸变应力场较大，障碍的强度Fm也较大，故θc较大。而弱相互作用的固溶强化θc较小，位错线不必偏离直线太多即可克服障碍而滑移。 　　对于浓度相同但相互作用强度不同的固溶体，位错线在滑移过程中的弯曲程度不同。强相互作用，弯曲程度较大；弱相互作用，位错线较直。　　 　　尽管溶质原子的浓度相同，但位错线上障碍的平均距离却不一样。对于强相互作用，该平均距离大致就是溶质原子的平均间距l。对于弱相互作用，该平均距离Ll。 溶质原子对位错的障碍 (ａ)强相互作用　(ｂ)弱相互作用 　　在一般的稀固溶体中，溶质的固溶强化造成的屈服强度增量为： σMi＝KMi[Mi]mi 式中 [Mi]——固溶体中溶质元素Mi的固溶量； 　　KMi、mi——常数，取决于基体及溶质元素的性质 　　　　　　　mi介于0.5和l之间 　　当钢中间隙固溶的碳、氮含量很小时，也可用直线代替抛物线关系。在微合金化钢中，间隙固溶的碳氮含量的变化范围很小，其固溶强化效果可以采用近似的直线关系式表示如下： σMi＝KMi[Mi] 　非均匀固溶强化理论 　　在很多情况下，溶质原子在基体中并非完全无规分布，而是因为与位错有交互作用而在位错周围聚集，是非均匀的。 柯垂尔气团强化 　　由于溶质原子与刃型位错的交互作用，在温度和时间允许的条件下，为了减少畸变能，溶质原子将聚集在位错线周围，形成溶质原子云，也称为柯垂尔气团。 　　从一级效应考虑，螺位错周围只有切应变而没有体应变，因此不能形成柯垂尔气团；但从二级效应考虑，螺位错仍造成体应变，螺位错芯部处于引张状态，故半径很小的间隙原子也会趋于处在螺位错心部，使系统能量降低。 　　溶质原子在位错周围聚集形成的气团障碍了位错的运动，因此使基体的强度升高。利用位错与溶质原子的弹性交互作用，可以解释低碳钢等金属的上、下屈服点现象和应变时效现象。 斯诺克气团强化 　　螺位错与非球形对称的点缺陷之间的交互作用形成斯诺克气团。斯诺克气团的强化效果与间隙的溶质原子浓度成正比，常温下对位错的钉扎作用并不亚于柯垂尔气团。 　　由于斯诺克气团的有序化太快，形变温度稍高或速度很小时其作用就不太显著。 铃木气团强化 气团的形成 　　对于位错明显扩展的合金，基体与层错可以视为两相，假设基体是面心立方结构，则层错是密排六方结构。它们的自由能随溶质的原子浓度发生变化，溶质原子在密排六方结构的层错中的自由能Fh较高，随着溶质浓度变化较快；溶质原子在面心立方基体中的自由能Ff较低，且随溶质浓度变化慢。如果层错中及基体中溶质原子浓度相同，则根据体积比用杠杆定律计算的合金的平均摩尔自由能并非该系统能量最低的平衡态。 基体与层错的自由能 随浓度的变化 　　由于层错与基体的自由能随浓度变化的函数关系不同，所以在层错体积比不变的条件下，溶质浓度将重新分布以降低系统的自由能。层错中的溶质原子浓度要大于或者小于基体的溶质浓度，才能达到能量最低的平衡态。这种溶质原子在层错中和基体中不同的组态即为铃木气团。 气团的强化效应 　　假设溶质原子在层错和基体中的浓度分别为c1和c0，扩展位错在外力的作用下进行滑移运动，由于原子扩散速度慢，层错带移入了与它不相适应的浓度中c0，而将不适合于基体的浓度c1留给基体，破坏了平衡，增高了晶体的自由能，使位错运动受到阻力，从而使合金强化。 (a)扩展位错运动前的平衡态 (b)运动后平衡态被破坏 　　铃木气团给位错运动带来的阻力主要有合金的浓度决定，与温度无关，因此该强化机制在高温时显得重要，室温下该气团的作用只有柯垂尔气团的十分之一。 固溶对强化的贡献 　　钉扎作用因溶质原子和溶剂原子的尺寸差别及弹性模量的变化而异，强化效应与溶质组元含量Cs%的1/2(或2/3)次方成正比，这可以用下式表达为： △σs∝Ks(△Cs)1/2～2/3 式中△Cs——溶质组元含量的变化值； 　　　Ks——与该溶质组元有关的常数。