钢材的强化方法
钢材的强化方法
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，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晶温度的金属材料(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晶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：τ=τ0+αμbρn1. 式中τ为金属的流变切应力τ0为退火态金属的流变切应力(它表示除了位错相互作用以外其他因素对位错运动的摩擦阻力)；α为常数；μ为切变弹性模量；b为位错柏氏矢量； ρ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(或称晶格)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：σ=σ0+Kcn2。式中σ为合金的屈服流变应力；σ0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、镍、铝强化效果较小，铬倒有软化效果)；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10～100倍。然而，碳在α-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γ相区，这样就可以有大量的碳溶在γ-铁中，例如Fe—C合金中，γ-铁的最大溶碳量可高达2．11％(是α-铁中最大溶碳量的近100倍)，然后再用淬火的方法使γ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强化武器技巧γ -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、铬等合金元素，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镍、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：σy=σ0+Kdλ-n3式中σy为钢的屈服强度；σ0为基体的屈服强度；Kd为常数；λ为颗粒间距；Kd为常数，约等于0.5-1.0。
（4）细化晶粒强化  常温下，钢的强度受基体组织的晶粒尺寸影响。通常用晶粒号(也称为晶粒度或晶粒级别)来表示晶粒的平均大小。表中给出了晶粒号(N)与晶粒平均直径d的对应关系
 
这一对应关系是由Z=2(N+3)变换而来，式中Z为lmm2中的平均晶粒数目，N为晶粒号。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，晶粒号通常表示的是奥氏体的晶粒大小，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。工业用钢细晶粒号的通常范围为N5～10，N<5称为粗晶粒，N>10则称为超细晶粒。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：σy=σ0+Kgd-n4. 式中σy为钢的屈服强度；σ0为常数，大体相当于单晶铁的屈服强度，与温度、成分有密切关系；Kg为表征晶界对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为晶粒大小，可以是铁素体晶粒大小、奥氏体晶粒大小，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晶粒大小的关系如图1所示。
可以看出，随晶粒细化值增大)，钢的强度线性增高。直线的斜率即上式中的Kg值。常温及低温下晶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，也可把晶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，恒温或慢冷一段时间使形变奥氏体再结晶，然后快速冷却阻止再结晶的晶粒长大；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(晶粒号大于13)。这样超细的奥氏体晶粒可使钢的强度显著升高，如图2所示。
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。这一经验关系式可由位错塞积模型导出。当晶粒尺寸外推到4nm时，这一关系不再适用(工业中尚难达到这么小的晶粒。
（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、晶界强化和弥散强化简单叠加的复合强化可表示为：σy=σ0+αμbρn1+Kcn2+Kdλ-n3+Kgd-n4。式中各符号的涵义已如上述。
（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。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晶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。未经脱溶的铁一镍一碳合金位错马氏体与孪晶马氏体的压
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α+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。由于形变是在冷状态下进行的，它与随后的热处理过程相对独立，二者不需立即衔接，工艺的灵活性大。结论是，形变热处理是形变强化、马氏体强化和脱溶强化的综合强化法。
（8）其他强化方法  晶须和非晶态强化是两类特殊的强化方法。晶须是一种人工制成的极细单晶纤维，直径一般为1～10μm，长1～10mm。由于晶须表面和内部结构的完整性，在受力时难以形成位错源，因而具有相当高的强度。如直径为1．6μm的铁晶须，强度可达13．4GPa。
1960年，人们第一次用液态金属高速冷却制得非晶态金属，又称金属玻璃。其原子结构与液态金属相似，实质上是液态金属的过冷态。非晶态金属的强度和硬度，通常比强化的晶态金属高。铁基非晶态的抗拉强度已超过了现有的超高强度钢，一般是2～3GPa，有的高达4GPa。
钢的韧化方法
钢的韧化方法包括：(1)细化晶粒法；(2)合金化法；(3)纯净化法；(4)位错板条马氏体韧化；(5)高温形变热处理；(6)利用稳定奥氏体使钢韧化；(7)利用介稳奥氏体使钢韧化；(8)回火和其他方法。
（1）细化晶粒法  常温或低温下，在利用细化晶粒提高钢的强度的同时，还可改善钢的韧性，特别是低温韧性。这是细化晶粒方法的突出优点。因为细化晶粒不仅增大钢的屈服强度(σs)，而且增大钢的断裂强度σb)。这样，随着晶粒的不断细化，钢从脆性断裂过渡到韧性断裂(σb>σs)，如图3所示。
（2）合金化法  合金元素锰和镍能使钢的韧性提高。锰因为能减少晶界碳化物，细化珠光体，相应也细化铁素体晶粒，从而提高铁素体一珠光体钢的韧性。镍是提高钢的韧性最有效的元素，这是因为镍能提高铁素体基体的韧性，并使晶粒细化的缘故。
（3）纯净化法    除去钢中夹杂、气体及有害元素，尽可能降低钢的碳含量是提高钢韧性的有效方法。钢中非金属夹杂物是断裂的裂纹源。在冶炼上采用真空除气，电渣重熔、真空白耗重熔和各种炉外精炼技术，提高钢的纯净度，可显著改善钢的韧性。钢中磷、硫、砷、锑等有害元素的去除，也能改善钢的韧性。钢中的碳，虽然在很多情况下是不可缺少的元素，但碳却使钢的韧性显著恶化，因此，在可能的条件下，应尽量降低钢的碳含量。

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