钢的强化方法

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1、钢的强化方法钢的强化方法包括：（1）形变强化；（2）固溶强化；（3）脱溶强化；（4）细化晶粒强化；（5）复合强化（上述 各种强化方式的复合）；（6）马氏体强化；（7）形变一相变综合强化（形变热处理强化）；（8）其他强化方法。（1）形变强化 利用形变使钢强化的方法。也称应变强化或加工硬化。因为通常把硬度和强度都看 作是材料的“强度性质”。强度是材料在宏观上（或者说是整体上）抵抗形变的能力（或称流变应力）。硬度是 材料局部抵抗塑性形变的能力（不论是显微硬度、维氏硬度、洛氏硬度，还是布氏硬度）。二者在不少情 况下有近似的相应关系。材料的强度越高，塑性形变抗力越大，硬度值也越高。反之，材料的硬度越高，

2、 可能因材料脆性增大，其强度未充分反映出来，使得强度指标数值并不高。对于不再经受热处理，并且 使用温度远低于材料再结品温度的金属材料（譬如低碳低合金钢），经常利用冷加工（冷形变）手段使之通过 形变强化来提高强度。因而，形变强化的实质就是在材料的再结品温度以下进行冷形变，随着形变程度 （应变量）的增大，在晶体内产生高密度的位错（晶体缺陷），位错密度越高，强化的程度越大，即流变应力 值越高。形变后金属的流变应力应当等于未形变前的流变应力加上形变强化的流变应力的增量。流变应 力增量与位错密度的高低有关:T=T0+apbpn1.式中t为金属的流变切应力T0为退火态金属的流变切应力 （它表示除了位错相互

3、作用以外其他因素对位错运动的摩擦阻力）；a为常数；p为切变弹性模量；b为位 错柏氏矢量；p为位错密度；指数n1=0.5。利用形变强化达到高强度的钢铁制品，典型的就是高碳钢冷 拉钢丝和低碳低合金双相钢冷拉钢丝。随着形变程度的增大，材料的强度和硬度越来越高，但它的塑性 和韧性却往往越来越低，脆性越来越大，这就需要采取相应韧化措施来加以改善。在马氏体型相变过程 中引起的内部相变冷作硬化，就其物理实质来说，也属于形变强化，只不过这时的形变并非来自外部， 而是来自马氏体相变过程中晶体自身切变所产生的高密度位错。（2）固溶强化利用固溶的置换式溶质原子或间隙式溶质原子来提高基体金属的屈服强度的方法。 它是一

4、种常用的强化方法。绝大多数钢材的基体铁都免不了用固溶强化方法强化。这种强化方法的实质 是，溶质原子使基体的点阵（或称品格）发生畸变，位错运动受到阻碍，从而有效地提高了合金的强度。 在合金元素浓度不高的固溶体中，合金屈服流变应力随溶质浓度的变化关系为：o=o0+Kcn2。式中。为 合金的屈服流变应力；。0为基体金属的流变应力；K为常数，决定于基体与合金元素的性质；c为溶质 的原子浓度；指数n2为常数，强化能力较弱的合金元素（置换式元素）n2=1，强化能力较强的间隙式元素 n2=0.5。铁基合金中，屈服流变应力与置换溶质元素浓度间呈线性关系（常用元素中，磷、硅、铜强化效 果较大，锰、钼、竦、铝强化

5、效果较小，铭倒有软化效果）；而与间隙溶质元素（如碳）浓度的平方根成正 比。间隙溶质强化的效果比置换溶质的强化效果高得多，前者是后者的10100倍。然而，碳在a-铁中 的最大溶解度却只有0. 0218%，这样就使得强化的总效果有限。不过，利用铁基固溶体的多形性转变 这一重要现象，把钢加热到高温Y相区，这样就可以有大量的碳溶在Y-铁中，例如FeC合金中，Y-铁 的最大溶碳量可高达2. 11%（是a-铁中最大溶碳量的近100倍），然后再用淬火的方法使Y相转变成具 有同样碳含量的马氏体（非扩散型相变）。这样，碳的固溶强化就成了淬火马氏体强化的主要因素。这是 结构钢和工具钢中最基本、最常用的强化方法。同

6、样，当固溶强化效果过大导致材料脆性增大时，也需 要采取韧化措施（如回火）来加以改善。（3）脱溶强化 通过高温加热的固溶处理，将多量的合金元素的化合物溶入丫-铁中，淬火后形成 马氏体，即过饱和的铁基固溶体，然后再在较低温度（固溶度线以下）加热，依靠过饱和固溶体的脱溶产 生的强化称脱溶强化。这种强化方式也称时效强化或沉淀强化。铁基过饱和固溶体的脱溶分解，按脱溶 后期形成的平衡相的不同（间隙式化合物或金属间化合物）可分作两种情况：（1）在低碳、中碳或高碳低合 金钢（或高合金钢）中，利用过饱和的碳和铌、钒、钛、钼、钨、铭等合金元素，在钢脱溶过程中碳化物 的析出导致强化。例如低碳工程结构钢中，碳机械结构

7、钢以及高碳工具钢中碳化物脱溶的强硬化。（2） 在微碳（0. 03%）的高合金钢中，例如马氏体时效钢，则是利用固溶的置换式合金元素竦、钼、钛、铜 等，在脱溶过程中析出金属间化合物导致强化。铁基合金中，不论脱溶后期的平衡相是碳化物还是金属 间化合物，在脱溶的早期阶段（一般在较低温度），则都是先形成尺寸很小的溶质原子（间隙原子或置换原 子）的偏聚区，通称为GP 区（Guinier Preston zone），GP区与基体之间是共格的，没有明显的分界。然后 由GP区进一步发展为过渡相，然后再由过渡相发展而成最后的平衡相。依合金成分及处理工艺的不同， 在脱溶的不同阶段，会有不同的强化效应。在脱溶后期，平

8、衡相长大后就形成了弥散粒子的强化，这与 人为地加入弥散的第二相，以及与粉末冶金法中复相粒子烧结造成的弥散强化类同。第二相颗粒的强化 作用是由于它们阻碍晶体中位错的运动。位错运动受阻或者是由于位错线必须切割第二相颗粒，或者是 必须绕过第二相颗粒。假定颗粒是不形变的圆球，则钢的屈服强度与第二相颗粒间距的关系为： oy=o0+K?-n3式中为钢的屈服强度；为基体的屈服强度；Kd为常数；X为颗粒间距；Kd为常数，约 等于 0.5-1.0o（4）细化品粒强化常温下，钢的强度受基体组织的晶粒尺寸影响。通常用品粒号（也称为品粒度 或品粒级别）来表示晶粒的平均大小。表中给出了品粒号（0与晶粒平均直径d的对应关

9、系晶粒号N与晶粒平均直径d的对应关系N137g111315】721iZ/mmth 2500. 1250(0.25/2)o. hr (0.25/4)U, 0313(0, 25/8)0.Q156(0-25/16)0.00781(a 25/32)0. 0039(0*2574 0. 00195(0- 2S/128)0. 000977 (0.25/256)0.0004 s a e 25/512)0. 000244(0. 25/1024)y/mm-14816322565121024204S4096/mm-222-828(2)45. 657(4 aA)811- 31+(B JV 1622. 627(16 J

10、T)3245354(32 T)64这一对应关系是由Z=2（n+3）变换而来，式中Z为lmm2中的平均品粒数目，N为品粒号。由此可得每 一晶粒平均所占的面积（截面）及每一晶粒的平均直径。一般工业用钢中，品粒号通常表示的是奥氏体的 品粒大小，也可特指铁素体的晶粒大小。例如，以铁素体为基体的工程结构钢可特指铁素体的晶粒大小; 淬火回火钢则指淬火前奥氏体的晶粒大小。工业用钢细品粒号的通常范围为N510，N10则称为超细品粒。霍尔一佩奇关系式可描述钢的屈服强度和晶粒尺寸的关系：Oy=%+Kgd-n4.式中% 为钢的屈服强度；。为常数，大体相当于单品铁的屈服强度，与温度、成分有密切关系；Kg为表征品界 对

11、强度影响程度的常数，与晶界结构有关，而与温度关系不大；d为品粒大小，可以是铁素体品粒大小、 奥氏体品粒大小，也可以是亚晶的大小；指数n4=0.5。例如O. 11%碳钢的下屈服应力与铁素体品粒大 小的关系如图1所示。HH/寸女囹星哽K-囹1低碳钢3. 11%C）下屈服应力与我素体晶粒大小的关系可以看出，随品粒细化值增大），钢的强度线性增高。直线的斜率即上式中的Kg值。常温及低温下 品粒细化之所以提高钢的强度，是因为晶界阻碍位错运动的结果。在这个意义上，也可把品粒细化强化 称为晶界强化。当把晶粒进一步超细化以后，可使钢的强度大幅度升高。通过形变热处理，在近于钢的 临界点ac3的温度强烈形变，恒温或

12、慢冷一段时间使形变奥氏体再结品，然后快速冷却阻止再结品的品 粒长大；或者通过快速反复奥氏体化和淬火的方法（反复次数的多少视钢种而定），均可获得超细奥氏体 晶粒（品粒号大于13）。这样超细的奥氏体品粒可使钢的强度显著升高，如图2所示。图2钢的强度与奥氏体晶粒大小的关系奥氐体蓊粒大小对骚度影响的示意图仲一奥氏体晶粒大小对低温（204。）回火与氐体屈服强度的影响晶粒号L I工业用钢的通常范围LII1晶粒号3 57 9 11132060上述霍尔一佩奇关系式是一个普遍的关系式，它可作为流变应力与晶粒大小的关系（塑性材料），也 可作为断裂应力与晶粒大小的关系（脆性材料），还可作为疲劳强度与晶粒大小的关系。

13、这一经验关系式 可由位错塞积模型导出。当品粒尺寸外推到4nm时，这一关系不再适用（工业中尚难达到这么小的品粒。（5）复合强化工业用钢很少由单一方式强化。把固溶强化、形变强化、品界强化和弥散强化简 单叠加的复合强化可表示为：。=%+叩bp+Kc+KE+K d-七。式中各符号的涵义已如上述。y 012 d 3 g 4（6）马氏体强化 钢的最重要的强化方式。中国古代冶金史的研究表明，中国在战国时代（公元前 475前221年间）已掌握了钢的淬火。西汉时代（公元前206公元220年间）的钢剑具有淬火的马氏体组 织。20世纪20年代以来开始的钢中马氏体型相变的研究，是金属学领域中取得的一系列重大成就之一。

14、 钢中马氏体的强度主要决定于碳的固溶强化以及自回火的脱溶强化。马氏体的亚结构也有附加强化作 用。原始奥氏体的晶粒大小及马氏体品体的尺度对强度也有一定的影响。马氏体中置换式溶质原子（通常 加入的合金元素）的固溶强化作用远小于间隙式溶质原子（碳、氮）的作用。未经脱溶的铁一竦一碳合金位 错马氏体与孪品马氏体的压力强度（能正确反映高碳马氏体的强度）与碳浓度的平方根成正比；而且随碳 浓度的增多，孪晶马氏体压力强度增加的斜率大于位错马氏体。马氏体中过饱和碳导致的固溶强化和脱 溶强化共约占总强化效果的85%90%。这两种强化作用，在马氏体点（Ms）高于室温的钢中，表现为淬 火过程中和淬火以后碳原子和位错再分

15、布对马氏体的强化。（7）形变一相变强化形变热处理是形变一相变强化钢材的重要手段之一。1954年，荷兰人利浦 斯（E. M. H. Lips）和范朱林（H. Van Zuilen）发表了形变热处理工艺能提高钢的强度和塑性的论文。20 世纪整个60年代，各国对很多钢种包括结构钢、工具钢等进行了广泛的形变热处理试验研究，均得到 较好的效果。到60年代末，派生出的多种方法，按形变所处的工艺位置可归结为3类：相变前形变类、 相变途中形变类和相变后形变类。相变的类型可以是非扩散型的马氏体相变，也可以是扩散型的脱溶转 变或珠光体转变。在工业用钢的强化中，以相变前形变类最为突出。这种方法就是将钢在奥氏体状态下 形变，接着淬火和回火的一种综合强化工艺。按形变温度的不同，这类工艺又可分为：高温形变热处理， 即将钢在奥氏体的稳定温度范围（Ac3 ）形变后立即淬火、回火；低温形变热处理，即将钢在奥氏体的亚 稳温度范围（低于Ac1但高于Ms）进行形变（不产生珠光体或贝氏体相变），然后立即淬火、回火；以及混 合型形变热处理，即将钢先在奥氏体稳定温度范围形变，接着在其亚稳温度范围形变，然后立即淬火、 回火。除了在奥氏体状态下进行形变外，还可在a+碳化物状态下进行形变，然后再淬火、回火，这种类 型的工艺叫做预形变热处理。显然，其形变过程也是在马氏体相变之前完成的