鈦在鋼中的物理冶金學(xué)基礎(chǔ)

1、第一章 鈦在鋼中的物理冶金學(xué)基礎(chǔ)1引言鈦1（Titanium）是位于元素周期表第四周期(第一長周期)第IV副族的過渡族金屬元素，原子序數(shù)為22，其外層電子結(jié)構(gòu)為3d2 4s2 ，原子量47.867(1)2。鈦是英國化學(xué)家Gregor R W (1762-1817)在1791年研究鈦鐵礦和金紅石時發(fā)現(xiàn)的。四年后的1795年，德國化學(xué)家Klaproth M H (1743-1817)在分析匈牙利產(chǎn)的紅色金紅石時也發(fā)現(xiàn)了這種元素，他主張采用為鈾命名的方法，引用希臘神話中泰坦神族“Titanic”的名字給這種新元素起名為Titanium1。中文按其譯音定名為鈦。Gregor和Klaproth當(dāng)時所研究

2、的鈦是粉末狀的二氧化鈦，而不是金屬鈦。因?yàn)殁伒难趸飿O其穩(wěn)定，而且金屬鈦能與氧、氮、氫、碳等非金屬元素強(qiáng)烈化合，所以單質(zhì)鈦很難制取。直到1910年美國化學(xué)家Hunter M A 才第一次用鈉還原法（亨特法）制得純度達(dá)99.9%的金屬鈦1。鈦是具有固態(tài)多型性相變的元素，相變點(diǎn)882.5，該溫度之上為體心立方結(jié)構(gòu)的b鈦，900時的點(diǎn)陣常數(shù)為0.332nm，而該溫度之下為密排六方結(jié)構(gòu)的a鈦，室溫(20)下的點(diǎn)陣常數(shù)為a=0.29506nm，c=0.46788nm，c/a=1.5857，接近于密排六方結(jié)構(gòu)的理想值(8/3)1/2即1.633。由此可計算得到其最近鄰原子間距為0.28939nm，配位數(shù)為

3、12時的原子半徑為0.14609nm，比鐵的原子半徑大14.4%左右；其理論摩爾體積為1.0622×10-5 m3/mol，理論密度為4.506 g/cm3，實(shí)際密度為4.506-4.516g/cm3，顯著小于鐵（理論密度7.875 g/cm3，實(shí)際密度7.870 g/cm3），故通常將鈦歸類為輕金屬。a鈦和b鈦的晶體結(jié)構(gòu)見圖1-1。圖1-1 hcp的a鈦和bcc的b鈦的晶體結(jié)構(gòu)a鈦的定壓比熱Cp22.13310.251×10-3T（298-1155K）J/(Kmol)，b鈦的定壓比熱Cp19.8327.908×10-3T（1155-1933K）J/(Kmol)，

4、ba相變潛熱為4142J/mol。鈦是原子結(jié)合力相當(dāng)強(qiáng)的過渡族金屬元素，其升華熱為4.693×105J/mol(25)3, 低于鎢、鋨、鉭、錸、鈮、碳、銥、鉬、鋯、鉿、釕、釷、硼、銠、鉑、釩、鈾而高于其他所有元素；其熔點(diǎn)為1660，低于鎢、錸、鋨、鉭、鉬、鈮、銥、釕、鉿、銠、釩、鉻、鋯、鉑、釷而高于其他所有金屬元素；其沸點(diǎn)約為3302，低于錸、鎢、鉭、鋨、鈮、鉬、鉿、鋯、鈾、銥、釷、釕、鉑、銠、釩、镥、釔，略高于鈷、鎳、鐵及其他常見金屬元素。鈦的線脹系數(shù)(0-100溫度范圍)為8.9×10-6 /K4 或8.36×10-6 /K1,在過渡族金屬元素中是較低的，略高

5、于釩，遠(yuǎn)低于鐵的12.1×10-6 /K；其平均比熱（0-100溫度范圍）為0.528J/(gK)3 ，大于釩的0.498J/(gK)和鐵的456J/(kgK)，遠(yuǎn)大于鈮的0.268J/(gK)。a鈦在室溫(20)下的正彈性模量E為120.2GPa3（115GPa1），切變彈性模量G為45.6GPa3（44GPa1）,體積壓縮模量K為1.084×105MPa3，泊松比 n 為0.3613（0.331）。其彈性模量值與釩、鈮接近，低于鉿、鉭，明顯低于鉻、錳、鐵，顯著低于鉬、鎢、錸；另一方面，其泊松比值在過渡族金屬元素中是相對較高的，僅低于金、鈮、鉑、鏷、鋯、釩。a鈦單晶在室溫

6、下的各彈性剛度分別為：C11 1.60×105MPa，C33 1.81×105MPa，C44 4.65×104MPa，C12 9.00×104MPa，C13 6.60×104MPa；其各彈性柔度分別為：S11 9.69×10-12Pa-1，S33 6.86×10-12Pa-1，S44 21.5×10-12Pa-1，S12 -4.71×10-12Pa-1 ， S13 -1.82×10-12Pa-1 4。鈦在地殼中的豐度約為0.63%，占第9位（前面是氧、硅、鋁、鐵、鈣、鈉、鉀、鎂）。但由于其作為結(jié)

7、構(gòu)材料使用的研究深度及應(yīng)用普及程度明顯高于鈣、鈉、鉀、鎂等元素，故被稱為繼鐵、鋁之后的第三金屬。用于生產(chǎn)鈦的原料主要有鈦鐵礦（FeTiO3）、金紅石（TiO2）、鈦渣等，具有工業(yè)開采價值的鈦資源大約為19.7億噸，其中鈦鐵礦（包括鈦磁鐵礦）占95%以上。鈦鐵礦砂礦主要分布在南非、印度、澳大利亞、美國等，巖礦主要分布在我國的攀西地區(qū)和承德大廟、俄羅斯、挪威、加拿大、美國等，金紅石礦則主要分布在巴西、澳大利亞等。我國是世界上鈦鐵礦資源最為豐富的國家，已探明的鈦資源表內(nèi)儲量為9.7億噸。鈦的最大用途是純凈的二氧化鈦，它是優(yōu)良的白色顏料，商品名稱“鈦白粉”，它兼有鉛白(PbCO3)的遮蓋性能和鋅白（Z

8、nO）的持久性能。因此，鈦白加在油漆中可制成高級白色油漆；在造紙工業(yè)中作為填充劑加在紙槳中；在紡織工業(yè)中作為人造纖維的消光劑；在玻璃、陶瓷、搪瓷工業(yè)上作為添加劑，改善其性能；在許多化學(xué)反應(yīng)中用作催化劑。鈦白粉用途中涂料行業(yè)占58%、塑料行業(yè)占23%、造紙10%、其他9%。在化學(xué)工業(yè)日益發(fā)展的今天，二氧化鈦及鈦系化合物作為精細(xì)化工產(chǎn)品，有著很高的附加價值。2009年世界鈦白粉產(chǎn)量在500萬噸左右，我國鈦白粉產(chǎn)量達(dá)到106萬噸，僅次于美國。電焊條生產(chǎn)中廣泛應(yīng)用天然金紅石或人造金紅石作為主要藥皮材料，具有改善電弧穩(wěn)定性及再引弧性能、改善熔渣流動性及焊縫成形減小飛濺的作用，其用量大致為鈦白粉的十分之一

9、。金屬鈦具有固態(tài)多型性相變，可以通過熱處理而使其力學(xué)性能發(fā)生顯著變化，也可以通過合金化明顯提高其力學(xué)性能。目前先進(jìn)鈦合金的強(qiáng)度可達(dá)到1000-1800MPa以上，強(qiáng)塑積達(dá)到10000-16000MPa%，與鋼鐵材料差不多。而由于其密度只有鋼鐵的57%，因而其比強(qiáng)度（強(qiáng)度與密度之比）明顯高于鋼鐵材料。另一方面，盡管鋁的密度僅為2.702 g/cm3，但鋁合金的強(qiáng)度一般僅為鈦合金的一半，因而鈦合金的比強(qiáng)度也明顯高于鋁合金。此外，鈦合金還具有優(yōu)良的耐熱性、優(yōu)異的耐蝕性和良好的低溫性能。由于這些特點(diǎn)，鈦合金廣泛應(yīng)用于宇宙火箭殼體、導(dǎo)彈殼體、航空航天器（A380飛機(jī)單機(jī)用鈦材146t）、艦船特別是潛艇（

10、雙殼核潛艇單艇用鈦材超過9000t）、高性能輕裝甲、發(fā)動機(jī)主要零件、汽車關(guān)鍵零件、化工耐蝕耐熱零件如換熱器及管泵閥、電站冷凝器、海水淡化裝置、高檔建筑裝飾材料及高檔消費(fèi)品如眼鏡架、計算機(jī)殼、表殼、高爾夫球桿、網(wǎng)球拍、醫(yī)療器械及醫(yī)用生物材料等。因此，鈦被譽(yù)為宇宙金屬、空間金屬，金屬鈦的產(chǎn)量及使用量近年來非常迅速地增長。2008年世界海綿鈦產(chǎn)量約18萬噸，鈦材產(chǎn)量12.97萬噸，主要生產(chǎn)國為美國、日本和俄羅斯。我國2008年海綿鈦產(chǎn)量達(dá)到49632噸，與2000年相比8年內(nèi)增長了27.3倍，鈦材產(chǎn)量27737噸，8年內(nèi)增長了11.6倍。我國目前金屬鈦材的使用領(lǐng)域主要為化工耐蝕耐熱領(lǐng)域（大致占我國鈦

11、材消耗量的一半），由于商用大飛機(jī)項目的實(shí)施及艦船制造、核電站建設(shè)、海洋采油、海水淡化等相關(guān)行業(yè)在今后一段時間的高速發(fā)展，我國金屬鈦材的使用結(jié)構(gòu)將明顯改變（美國約60%的鈦材應(yīng)用于航空航天業(yè)，日本約80%的鈦材應(yīng)用于先進(jìn)制造業(yè)及高檔消費(fèi)品），鈦材使用量將成倍增長。因此，盡管金屬鈦材的使用量目前還遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于鋁合金和銅合金，更顯著低于鋼鐵材料，但其發(fā)展前景非常廣闊。鈦加入鋼中可產(chǎn)生顯著的合金化效果，鈦在鋼中具有阻止晶粒長大、改變鋼的淬透性、阻止形變奧氏體再結(jié)晶、產(chǎn)生顯著的沉淀強(qiáng)化效果及固定非金屬元素等作用，因而是重要的合金元素，在很多鋼類中均獲得了廣泛的應(yīng)用1。由于鈦的化學(xué)性質(zhì)較為活潑，鋼中主要以鈦鐵

12、形式加入，且對鈦鐵合金中的其他元素的含量有嚴(yán)格控制要求。我國鈦鐵合金國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T3282-2006主要有7個牌號：FeTi30-A、FeTi30-B、FeTi40-A、FeTi40-B、FeTi70-A、FeTi70-B、FeTi70-C，鈦含量中限分別為30%、40%和70%，而A、B、C則表示對碳、硫、磷、硅、鋁等元素含量的控制要求，A級最為嚴(yán)格，B級次之，C級再次。鈦鐵合金主要采用鋁熱法或電-鋁熱法生產(chǎn)，也可用廢鈦重熔法生產(chǎn)高鈦鐵。目前全世界鈦鐵合金的年使用量大約為70萬噸，隨著人們對鈦在鋼中的各種作用的深入了解以及鋼鐵生產(chǎn)工藝技術(shù)的進(jìn)步，鈦微合金鋼及鈦合金鋼的鋼種及產(chǎn)品高速發(fā)展，鈦

13、鐵合金的用量將會大幅度地增長。2鈦在鋼中的作用鈦在鋼中具有重要的合金化作用，其中一些作用是鈦獨(dú)有的。鈦的合金化作用與其存在形式有關(guān)，固溶鈦與各種含鈦第二相的作用具有顯著的差別，而這些合金化作用也有利有弊且在不同化學(xué)成分的鋼種中表現(xiàn)出不同的作用，需要進(jìn)行深入分析研究并進(jìn)行科學(xué)合理的控制。2.1 Ti(C,N)控制基體晶粒長大晶粒細(xì)化是使鋼材強(qiáng)度提高的同時還提高其韌性的唯一的強(qiáng)化機(jī)制，一直受到廣泛的重視，在采用各種工藝方法使基體晶粒細(xì)化的同時，還必須有效防止晶粒長大才能保證晶粒細(xì)化的效果，而第二相釘扎晶界是最重要的阻止晶粒長大的方法。鋼中第二相顆粒阻止基體晶粒粗化的基本原理是由Zener5和Hil

14、lert6首先定量分析考慮的，其提出的當(dāng)?shù)诙酁榫鶆蚍植嫉那蛐瘟Ｗ訒r晶界解釘?shù)呐袚?jù)為： (1-1)式中DC為可以有效釘扎的晶粒的臨界平均等效直徑，d和f分別為第二相的平均直徑和體積分?jǐn)?shù)，A為比例系數(shù)。而Gladman7則詳盡分析了解釘時的能量變化從而得到了當(dāng)?shù)诙酁榫鶆蚍植嫉那蛐瘟Ｗ訒r晶界解釘?shù)呐袚?jù)為： (1-2)式中Z=DM/D0是晶粒尺寸不均勻性因子即最大晶粒的直徑（DM）與平均晶粒直徑（D0）的比值。理想均勻的晶粒Z值為；晶粒正常長大時，Z值約為1.7；而反常晶粒長大時Z值可高達(dá)9。由式（1-1）或（1-2），能夠被有效釘扎而基本不發(fā)生長大的臨界晶粒尺寸正比于第二相的平均尺寸而反比于第二

15、相的體積分?jǐn)?shù)，為保證一定晶粒尺寸的基體晶粒不發(fā)生粗化，就必須存在足夠體積分?jǐn)?shù)的平均尺寸足夠小的第二相顆粒。需要指出的是，第二相阻止晶粒長大具有臨界性8，當(dāng)基體晶粒尺寸大于臨界尺寸時將可被有效釘扎而基本不發(fā)生長大；而當(dāng)基體晶粒尺寸一旦小于或等于臨界尺寸時就將發(fā)生解釘并發(fā)生晶粒的反常長大。因此，第二相釘扎基體晶粒具有方向性，當(dāng)?shù)诙囝w粒的體積分?jǐn)?shù)不斷增大及第二相顆粒的平均尺寸不斷減小時，基體晶粒尺寸的均勻性較高，Z值約為1.7，相應(yīng)的系數(shù)A為0.1694，晶界一旦被釘扎就將持續(xù)釘扎而使晶粒基本不長大；而當(dāng)?shù)诙囝w粒的體積分?jǐn)?shù)不斷減小或第二相顆粒的平均尺寸不斷增大時，一旦發(fā)生解釘則將發(fā)生快速的反常晶

16、粒長大，使Z值增大到3（弱釘扎后的解釘）或9（強(qiáng)釘扎后的解釘），相應(yīng)的系數(shù)A分別為0.4363（Hillert理論為4/9）或0.6690（Hillert理論為2/3），即必須到晶粒尺寸足夠大之后（強(qiáng)釘扎后解釘必須長大到原晶粒尺寸的接近4倍）才會重新被釘扎。因此，不同的熱歷史條件下要達(dá)到完全控制晶粒長大需要不同的第二相尺寸與體積分?jǐn)?shù)的控制要求。反常晶粒長大如果進(jìn)行得不充分，將導(dǎo)致混晶現(xiàn)象的產(chǎn)生，混晶使得鋼的性能不均勻且嚴(yán)重?fù)p害鋼的塑性和韌性，必須嚴(yán)格控制避免發(fā)生。鋼鐵材料在進(jìn)行軋制、鍛造或熱處理的加熱保溫過程中以及在焊接快速加熱過程中，一般均需要有足夠體積分?jǐn)?shù)的平均尺寸足夠小的第二相顆粒阻止晶

17、粒長大；在發(fā)生再結(jié)晶或固態(tài)多型性相變后得到細(xì)小的晶粒后，則必須有更大體積分?jǐn)?shù)的平均尺寸更小的第二相顆粒才能阻止晶粒長大。而在電工鋼生產(chǎn)中，均熱時必須有一定體積分?jǐn)?shù)的第二相顆粒阻止初始晶粒長大，但在軋制過程中則需要發(fā)生解釘使晶粒發(fā)生反常晶粒長大（最好是定向長大）從而獲得良好的電磁性能。TiN或富氮的Ti(C,N)具有非常優(yōu)異的高溫穩(wěn)定性，TiN或富氮的Ti(C,N)在鐵基體中的固溶度積非常小使其在很高溫度下仍不會發(fā)生明顯的固溶從而保證仍具有足夠體積分?jǐn)?shù)的TiN或富氮的Ti(C,N)相存在，TiN或富氮的Ti(C,N)在很高溫度下的粗化速率仍保持很小從而可保證其平均尺寸足夠細(xì)小。高溫均熱時需要控制

18、晶粒尺寸在200m左右，若第二相的平均尺寸可控制在100nm左右，則由式（1-2）可得當(dāng)晶粒尺寸不均勻性因子為1.7時其體積分?jǐn)?shù)應(yīng)在0.0085%以上，當(dāng)晶粒尺寸不均勻性因子為3時其體積分?jǐn)?shù)應(yīng)在0.0218%以上。當(dāng)鋼中有效鈦含量在0.012%、氮含量在0.004%以上時，高溫未溶的TiN或富氮的Ti(C,N)很容易滿足這樣的尺寸及體積分?jǐn)?shù)條件，因而可有效阻止基體晶粒長大。大量的研究及實(shí)際生產(chǎn)結(jié)果表明，微合金鋼中TiN或富氮的Ti(C,N)阻止晶粒長大的作用可持續(xù)到1300以上，相對而言，Nb(C,N)阻止晶粒長大的溫度在1200左右，AlN在1100左右，而V(C,N)僅在1000左右。鈦在

19、軋前均熱過程及焊接熱循環(huán)中阻止晶粒長大的作用是其他微合金元素不能替代的，因而鈦在微合金鋼中獲得廣泛應(yīng)用。為得到足夠體積分?jǐn)?shù)的高溫未溶TiN或富氮的Ti(C,N)同時又避免液析TiN的產(chǎn)生，鈦含量一般控制在0.012%0.025%的范圍，這樣的鋼稱為微鈦處理鋼。采用再結(jié)晶控制軋制的鋼材通常需要控制均熱態(tài)奧氏體晶粒尺寸，因而都需要進(jìn)行微鈦處理；對焊接接頭熱影響區(qū)晶粒尺寸有較高要求的鋼也廣泛采用微鈦處理。目前微鈦處理鋼占微合金鋼的三分之一左右，且還具有非常廣闊的發(fā)展空間。鈦微合金鋼中TiC在1000以下的溫度范圍將在形變奧氏體中應(yīng)變誘導(dǎo)析出，其尺寸在1020nm的范圍。這時，隨著軋制過程進(jìn)行，溫度不

20、斷降低，沉淀相體積分?jǐn)?shù)將不斷增加且平均尺寸不斷減小，其對晶界的釘扎作用將不斷增大，因而晶粒尺寸不均勻性因子為1.7，若需要控制的再結(jié)晶奧氏體晶粒尺寸在20m左右，則0.00850.017%體積分?jǐn)?shù)的TiC就可有效阻止再結(jié)晶奧氏體晶粒長大。鈦含量在0.08%以上的鈦微合金鋼中很容易達(dá)到沉淀相體積分?jǐn)?shù)及有效沉淀析出溫度范圍方面的要求，而釩微合金鋼或釩-氮微合金鋼中V(C,N)的有效沉淀析出溫度范圍較低因而阻止再結(jié)晶晶粒長大的作用甚微。因此，鈦微合金鋼采用再結(jié)晶控制軋制工藝時可以獲得更為顯著的奧氏體晶粒細(xì)化效果。2.2 TiC沉淀析出強(qiáng)化基體中彌散分布的第二相顆?？僧a(chǎn)生彌散強(qiáng)化作用，由于第二相通常是

21、通過沉淀析出產(chǎn)生的，故也稱為沉淀強(qiáng)化（高合金鋼中也稱為時效硬化）。第二相沉淀強(qiáng)化往往會導(dǎo)致鋼材韌性的下降，但在低合金高強(qiáng)度鋼中，相對于位錯強(qiáng)化及間隙固溶強(qiáng)化等其他強(qiáng)化方式而言，其脆化矢量（鋼材強(qiáng)度每提高1MPa時冷脆轉(zhuǎn)折溫度升高的度數(shù)）較小，故第二相強(qiáng)化在低合金高強(qiáng)度鋼中是除晶粒細(xì)化外應(yīng)優(yōu)先采用的強(qiáng)化方式4,9,10。位錯越過第二相顆粒的機(jī)制有切過機(jī)制和繞過機(jī)制，其強(qiáng)化機(jī)制分別為切過機(jī)制和Orowan機(jī)制11，當(dāng)?shù)诙嘞鄬^軟或尺寸很小時主要為切過機(jī)制，其強(qiáng)度增量正比于第二相的尺寸和第二相體積分?jǐn)?shù)的二分之一次方，而當(dāng)?shù)诙噍^硬或尺寸較大時主要為Orowan機(jī)制，其強(qiáng)度增量正比于第二相體積分?jǐn)?shù)的

22、二分之一次方并大致反比于第二相的尺寸。兩種強(qiáng)化機(jī)制的競爭見圖1-211，對每一種特定的第二相都存在一個臨界尺寸dC，小于臨界尺寸時切過機(jī)制起作用而大于臨界尺寸時Orowan機(jī)制起作用，在臨界尺寸附近可得到最大的強(qiáng)化效果。理論分析計算結(jié)果表明，TiC沉淀析出強(qiáng)化的臨界尺寸dC為2.70nm。圖1-2、不同強(qiáng)化機(jī)制下第二相強(qiáng)化增量隨第二相尺寸的變化規(guī)律與強(qiáng)化機(jī)制的轉(zhuǎn)換研究結(jié)果表明10,11，對鋼中大部分第二相而言，其強(qiáng)化機(jī)制主要為Orowan機(jī)制，考慮到隨機(jī)分布的第二相顆粒的平均邊對邊間距以及位錯線環(huán)繞顆粒時不能緊貼顆粒邊緣從而導(dǎo)致其有效尺寸的增大等因素，可得到球形第二相顆粒強(qiáng)度增量的理論計算公式

23、為： (1-3)式中G為基體的切變彈性模量，b為位錯柏矢量的絕對值，為泊松比，f為第二相的體積分?jǐn)?shù)，d為第二相的尺寸。位錯核心尺寸假設(shè)為2b，考慮到相界面對滑移位錯的排斥力使得第二相顆粒周圍存在一滑移位錯不能進(jìn)入的區(qū)域，相當(dāng)于使第二相顆粒的尺寸增大約20%，因而上式中第二相的尺寸乘以1.2。當(dāng)?shù)诙嗟捏w積分?jǐn)?shù)很小時（f1/2遠(yuǎn)小于0.854/1.2），可得： (1-4)代入鋼鐵材料的相關(guān)常數(shù)，G為80650 MPa，泊松比為0.291，b為0.24824nm，可得： (1-5)式中RP的單位為MPa，d的單位為nm。圖1-3示出Orowan機(jī)制作用下鋼中第二相強(qiáng)化增量隨第二相體積分?jǐn)?shù)和平均尺寸

24、的變化規(guī)律12。圖1-3、Orowan機(jī)制下鋼中第二相強(qiáng)化增量隨第二相體積分?jǐn)?shù)和尺寸的變化規(guī)律由式（1-5）和圖1-3可看出，第二相尺寸對強(qiáng)度增量的影響明顯大于第二相體積分?jǐn)?shù)的影響，對鋼中絕大多數(shù)類型的第二相來說，通過各種控制方法減小其平均尺寸將可顯著提高其強(qiáng)化效果。在微合金鋼中，通?？墒刮⒑辖鹛嫉锏某叽缈刂圃?10nm的范圍，即使微合金元素的加入量很小從而使得可有效析出的微合金碳氮化物的體積分?jǐn)?shù)僅為0.010.1的數(shù)量級，仍可獲得數(shù)十至上百M(fèi)Pa的強(qiáng)度增量。高碳鋼中滲碳體的體積分?jǐn)?shù)可達(dá)到10%的數(shù)量級，但若其平均尺寸控制在微米數(shù)量級，則僅能提供數(shù)十MPa的強(qiáng)度增量；良好控制條件下可使其平

25、均尺寸控制在200nm左右，可獲得上百M(fèi)Pa的強(qiáng)度增量。當(dāng)?shù)诙囝w粒的形狀為非球形時，同樣體積的第二相顆粒在基體滑移面上的投影面積及投影高度（即可占據(jù)的滑移面層數(shù)）之乘積明顯大于球形顆粒，使其強(qiáng)化效果將明顯增大。我們曾對鋼中圓片狀的碳氮化鈮顆粒的強(qiáng)化機(jī)制進(jìn)行了深入分析得到相應(yīng)的強(qiáng)度增量的計算式13。低合金高強(qiáng)度鋼中除部分鈦在高溫以TiN形式存在阻止晶粒長大外，其余的鈦主要以TiC或非常富碳的Ti(C,N)形式在形變奧氏體中應(yīng)變誘導(dǎo)析出或在卷取過程中在鐵素體中析出，奧氏體中形變誘導(dǎo)析出的TiC的尺寸一般在10nm左右，而鐵素體中析出的TiC的尺寸可控制在2-5nm，由式（1-5）和圖1-3，即使

26、其體積分?jǐn)?shù)非常小，也可以產(chǎn)生強(qiáng)烈的沉淀強(qiáng)化效果。鈦與釩、鈮相比，三者的原子量分別為47.867、50.9415、92.9064，其原子量略低于釩而為鈮的一半多一點(diǎn)，相同質(zhì)量分?jǐn)?shù)的鈦可結(jié)合的碳或氮的質(zhì)量分?jǐn)?shù)將略大于釩而明顯大于鈮，即相同質(zhì)量分?jǐn)?shù)的鈦化合形成的TiC或TiN的質(zhì)量分?jǐn)?shù)略大于碳氮化釩而明顯大于碳氮化鈮；此外，TiC、TiN、VC、VN、NbC、NbN的密度分別為4.944、5.398、5.717、6.097、7.803、8.371g/cm3，鈦的碳氮化物比釩輕14%左右而比鈮輕56%左右，即同樣質(zhì)量分?jǐn)?shù)的碳氮化鈦將比碳氮化釩的體積分?jǐn)?shù)大14%左右而比碳氮化鈮大56%左右。由于微合金碳

27、氮化物沉淀強(qiáng)化的效果正比于體積分?jǐn)?shù)的二分之一次方，故相對而言，相同質(zhì)量分?jǐn)?shù)的元素加入量條件下，碳氮化鈦的沉淀強(qiáng)化效果明顯大于碳氮化釩而顯著大于碳氮化鈮。大量的實(shí)際生產(chǎn)結(jié)果表明，鈮含量0.02-0.05%的鈮微合金鋼中由Nb(C,N)沉淀析出產(chǎn)生的強(qiáng)度增量一般在50100MPa的范圍，釩含量為0.080.12%的釩微合金鋼中由V(C,N) 沉淀析出產(chǎn)生的強(qiáng)度增量一般在100200MPa的范圍（常規(guī)氮含量的釩微合金鋼偏下限，高氮含量的釩-氮微合金鋼偏上限），而在良好控制條件下，鈦含量為0.080.12%的鈦微合金鋼中由TiC沉淀析出產(chǎn)生的強(qiáng)度增量可達(dá)到300MPa甚至更高。顯然，由于鈦在高溫時容易

28、形成諸如氧化物、硫化物、硫碳化物等其他含鈦相，從而使得能夠形成TiC的有效鈦含量發(fā)生明顯的波動，這不僅使TiC的體積分?jǐn)?shù)發(fā)生波動，同時還由于TiC沉淀析出反應(yīng)的化學(xué)自由能的波動導(dǎo)致其有效沉淀析出溫度范圍發(fā)生改變并由此影響其尺寸，因此，通常的工業(yè)生產(chǎn)控制條件下TiC沉淀析出強(qiáng)化的強(qiáng)度增量波動較大，由此造成鈦微合金鋼的性能穩(wěn)定性明顯低于鈮微合金鋼或釩微合金鋼，這是鈦微合金鋼生產(chǎn)應(yīng)用的關(guān)鍵技術(shù)難題。深入了解掌握各種含鈦相的沉淀析出規(guī)律并在實(shí)際生產(chǎn)中嚴(yán)格控制各種含鈦相的沉淀析出過程，有效抑制氧化物、硫化物、硫碳化物等其他含鈦相的析出從而穩(wěn)定TiC的體積分?jǐn)?shù)及有效析出溫度，由此獲得穩(wěn)定的鋼材性能。2.3

29、 固溶鈦及應(yīng)變誘導(dǎo)析出的TiC阻止形變奧氏體再結(jié)晶鋼材經(jīng)受塑性變形后，形變基體中將存在形變儲能。形變儲能是基體再結(jié)晶的驅(qū)動能，同時可增大后續(xù)固態(tài)多型性相變的相變驅(qū)動能。鋼材熱軋過程中形變奧氏體發(fā)生再結(jié)晶特別是動態(tài)再結(jié)晶可以使奧氏體晶粒明顯細(xì)化（再結(jié)晶控制軋制）；而未發(fā)生再結(jié)晶的晶粒會被明顯拉長壓扁且在晶內(nèi)產(chǎn)生大量形變帶，在隨后發(fā)生奧氏體-鐵素體相變時得到非常細(xì)小的鐵素體晶粒（未再結(jié)晶控制軋制）。改變形變奧氏體的再結(jié)晶行為對獲得良好的控制軋制晶粒細(xì)化效果至關(guān)重要。再結(jié)晶過程涉及到晶界或亞晶界的遷移，當(dāng)溶質(zhì)原子大量偏聚在晶界或亞晶界上時，晶界的遷移需要或者掙脫溶質(zhì)原子移動或者帶著溶質(zhì)原子一起遷移，

30、由此使晶界遷移受到阻礙，遷移速度被減緩，這就是溶質(zhì)拖曳阻止再結(jié)晶作用。顯然，溶質(zhì)原子尺寸與鐵原子尺寸相差越大越容易發(fā)生晶界偏聚，溶質(zhì)原子在鐵基體中的擴(kuò)散系數(shù)若與鐵的自擴(kuò)散系數(shù)有明顯差異則將明顯減緩晶界遷移速度。鈮、硼等元素的原子尺寸與鐵原子相差較大且在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)與鐵的自擴(kuò)散系數(shù)相差很大，因而具有顯著的溶質(zhì)拖曳阻止再結(jié)晶作用。鈦的原子尺寸與鐵的原子尺寸相差較大，但在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)與鐵的自擴(kuò)散系數(shù)相差不大，因而具有一定的溶質(zhì)拖曳作用但不如鈮、硼顯著。釩、鉻、錳等元素的原子尺寸與鐵原子很接近，故溶質(zhì)拖曳作用很小。此外，在晶界或亞晶界上應(yīng)變誘導(dǎo)析出的第二相會產(chǎn)生顯著的釘扎作用而顯著阻止再結(jié)

31、晶，這就是第二相釘扎阻止再結(jié)晶作用，或稱為Zener釘扎作用5。大量試驗(yàn)結(jié)果表明14，微合金碳氮化物在奧氏體中的應(yīng)變誘導(dǎo)沉淀一旦發(fā)生，形變奧氏體的再結(jié)晶過程就被顯著推遲。由于形變儲能既可促進(jìn)形變基體的再結(jié)晶也可促進(jìn)第二相應(yīng)變誘導(dǎo)析出，這兩個過程具有明顯的競爭性，先發(fā)生形變誘導(dǎo)析出必然顯著阻止基體再結(jié)晶，而先發(fā)生再結(jié)晶后由于形變儲能的耗散將使第二相的沉淀過程顯著推遲從而也使其阻止再結(jié)晶的作用顯著減弱。Nb(C,N)和TiC在奧氏體中的有效沉淀析出溫度范圍均在900以上，均能通過應(yīng)變誘導(dǎo)析出方式阻止形變奧氏體再結(jié)晶；通常氮含量的釩微合金鋼中V(C,N)在奧氏體溫度范圍基本不會沉淀析出，對形變奧氏體

32、的再結(jié)晶過程基本無影響，高氮含量的釩-氮微合金鋼中富氮的V(C,N)的有效沉淀析出溫度范圍在850左右，因而在該溫度范圍具有一定的阻止再結(jié)晶作用。綜合上述兩種作用，可得到各種微合金元素對形變奧氏體再結(jié)晶過程的阻止作用效果見圖1-415。微合金元素含量/at%無再結(jié)晶溫度/圖1-4 各種微合金元素含量對0.07C-1.40Mn-0.25Si鋼無再結(jié)晶溫度的影響15形變奧氏體基體再結(jié)晶過程被阻止后，基體晶粒的形狀逐漸扁平化，晶界發(fā)生鋸齒化，基體形變儲能得以保存，若繼續(xù)進(jìn)行形變，則晶粒扁平化程度不斷加大，晶界鋸齒化程度明顯加強(qiáng)，基體形變儲能不斷累積。形變儲能可明顯增大奧氏體相的自由能，在隨后冷卻過程

33、中發(fā)生鐵素體相變時，形變儲能將有效促進(jìn)鐵素體相的形成，使鐵素體相形成的溫度比平衡溫度A3明顯升高或使確定溫度下的鐵素體形成量明顯大于平衡形成量1618；同時，應(yīng)變誘導(dǎo)析出第二相后，奧氏體基體化學(xué)成分的變化（溶質(zhì)原子的貧化）也將增高奧氏體相的自由能，從而進(jìn)一步促進(jìn)鐵素體相的形成。此外，晶粒扁平化使得奧氏體晶界面積顯著增加，形變基體晶粒內(nèi)大量形變帶的存在相當(dāng)于進(jìn)一步增大晶界面積，而晶界的鋸齒化使得晶界面上形成大量的類晶隅，鐵素體的形核位置將不局限于奧氏體的晶隅而可廣泛分布在形變奧氏體的晶界面，由此使得新相鐵素體的非均勻形核率顯著增大，鐵素體的晶粒尺寸顯著細(xì)化且分布均勻。由圖1-4可看出，鈮同時兼具

34、溶質(zhì)拖曳作用和第二相釘扎作用，而溶質(zhì)拖曳作用在再結(jié)晶與沉淀析出的競爭中明顯有利于應(yīng)變誘導(dǎo)析出，由此將顯著強(qiáng)化第二相釘扎阻止再結(jié)晶的作用，故鈮微合金鋼在精軋階段可很容易地完全抑制再結(jié)晶，而特別適合采用未再結(jié)晶控制軋制工藝乃至形變誘導(dǎo)鐵素體相變工藝。釩基本沒有溶質(zhì)拖曳作用且析出相釘扎作用也較小，故釩微合金鋼特別適合采用高溫動態(tài)再結(jié)晶控制軋制工藝。鈦對形變奧氏體再結(jié)晶的作用介于鈮和釩之間，具有一定的阻止再結(jié)晶作用，鈦微合金鋼則既可采用再結(jié)晶控制軋制也可采用未再結(jié)晶控制軋制工藝甚至同時采用兩種工藝。將再結(jié)晶控制軋制與未再結(jié)晶控制軋制結(jié)合起來，可得到非常顯著的晶粒細(xì)化效果，是微合金鋼以及控制軋制技術(shù)發(fā)展

35、的重要方向，鈦微合金鋼在這方面具有非常獨(dú)特的優(yōu)勢。2.4 TiN促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體形成低碳鋼中晶內(nèi)鐵素體的形成可在一定程度上增加鐵素體的形核率從而細(xì)化鐵素體晶粒；晶內(nèi)鐵素體的晶體取向往往是隨機(jī)的，而在奧氏體晶界形核的鐵素體與奧氏體晶粒之間一般均遵循K-S位向關(guān)系因而具有較為確定的晶體取向，因此，晶內(nèi)鐵素體的形成可分割原奧氏體晶粒，使鐵素體晶粒的形狀和分布有利。近年來晶內(nèi)鐵素體技術(shù)受到廣泛的關(guān)注19。事實(shí)上，晶內(nèi)鐵素體的最大好處應(yīng)在于：晶內(nèi)鐵素體是在較高溫度下形成的，碳含量及合金元素含量很少，因而具有非常高的韌塑性；晶內(nèi)鐵素體分割了原奧氏體晶粒，晶內(nèi)鐵素體的位向與晶界形核連續(xù)推進(jìn)的鐵素體晶粒的位向完

36、全不一樣，由此可明顯抑制非等軸鐵素體晶粒的形成及定向長大；韌性較高的晶內(nèi)鐵素體完全包圍了第二相顆粒從而使其對鋼材韌塑性和疲勞性能的損害顯著降低甚至消除。研究結(jié)果表明，第二相的尺寸必須與鐵素體新相核心尺寸相匹配才能有效促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體形核，僅當(dāng)?shù)诙囝w粒的尺寸在1001000nm時，才具有明顯的促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體形成的能力，過于細(xì)小或粗大的第二相則不具備這方面的作用。這一方面說明第二相促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體形成的細(xì)化晶粒效果是相當(dāng)有限的（若可用于促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體形核的第二相的體積分?jǐn)?shù)為0.1%，平均尺寸為500nm，奧氏體晶粒尺寸為20m，則每個晶粒內(nèi)平均只存在1.6個第二相顆粒；當(dāng)奧氏體晶粒尺寸為10m時，每

37、個晶粒內(nèi)平均只存在0.4個第二相顆粒）；另一方面則明確告訴我們，鋼中存在一定體積分?jǐn)?shù)的尺寸為100500nm的第二相（夾雜物）實(shí)際上是基本無害的，只要能夠?qū)撝械诙嗟某叽缙毡榭刂圃?00m以下且使之均勻分布，則數(shù)百nm尺寸的第二相可促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的形成并被晶內(nèi)鐵素體所包圍，因此，沒有必要在鋼中追求完全不出現(xiàn)夾雜物。TiN在液態(tài)鐵水中及在奧氏體中具有很小的固溶度積，很難完全抑制TiN的高溫析出。通常情況下，液析TiN的尺寸在數(shù)m至數(shù)十m的范圍，凝固過程中在奧氏體中析出的TiN的尺寸在數(shù)m至數(shù)百nm的范圍。因此，完全抑制液析TiN的析出，適當(dāng)加大凝固冷卻速度使TiN的實(shí)際析出溫度降低，從而控制T

38、iN的尺寸在100200nm的范圍，不僅可有效阻止奧氏體晶粒長大，同時還可顯著降低甚至消除TiN的有害作用。薄板坯連鑄技術(shù)生產(chǎn)鈦微合金鋼時，由于凝固過程的冷速較大，TiN尺寸得到明顯細(xì)化，再通過晶內(nèi)鐵素體技術(shù)使TiN顆粒完全被塑性良好的鐵素體晶粒包圍，可使鋼材性能特別是塑性和韌性明顯提高20。2.5 鈦固定非金屬元素鋼中一般均存在微量的非金屬元素如碳、氮、氫等，它們以間隙固溶狀態(tài)存在時，往往對鋼材的某些性能造成嚴(yán)重的危害。如碳、氮間隙固溶原子往往會偏聚到位錯線上形成氣團(tuán)，當(dāng)材料承受冷加工變形時，氣團(tuán)將阻礙位錯發(fā)生滑移運(yùn)動，一旦解釘則將產(chǎn)生屈服伸長，這種不連續(xù)屈服現(xiàn)象將嚴(yán)重有損鋼材的深沖性能，導(dǎo)

39、致冷加工變形鋼材的表面質(zhì)量下降，對于表面質(zhì)量要求很高的零件如轎車面板必須嚴(yán)格控制間隙固溶原子的存在。在不銹鋼中，間隙固溶原子往往偏聚在晶界上，加工及使用過程中會與固溶的鉻發(fā)生反應(yīng)生成相應(yīng)的化合物，導(dǎo)致晶界附近固溶貧鉻而產(chǎn)生晶間腐蝕。此外，間隙固溶的氫原子在加工及使用過程中往往會發(fā)生一些復(fù)雜的反應(yīng)，導(dǎo)致氫脆、氫蝕、氫致微裂紋、延遲斷裂等現(xiàn)象的產(chǎn)生。為了避免微量非金屬元素的有害作用，必須嚴(yán)格控制鋼中微量非金屬元素的含量，如IF鋼的碳含量往往需要控制在0.002%以下，而這必然導(dǎo)致冶煉生產(chǎn)成本的明顯升高。另一方面，在鋼中加入金屬性很強(qiáng)而又不致于在冶煉過程中氧化的合金元素如鈦、鈮等，它們可與微量非金屬

40、元素形成穩(wěn)定的化合物第二相，從而固定這些非金屬元素，消除其有害作用。為了完全固定非金屬元素，一般必須根據(jù)所形成的化合物的理想化學(xué)配比進(jìn)行化學(xué)成分的設(shè)計，合金元素的含量適當(dāng)超理想化學(xué)配比。IF鋼中通常超理想化學(xué)配比加入適量鈦或復(fù)合加入鈦和鈮，使之與碳、氮形成穩(wěn)定的碳氮化物，這就可以適當(dāng)放寬碳含量的控制范圍，明顯節(jié)約生產(chǎn)成本21。不銹鋼中加入適量的鈦或復(fù)合加入鈦和鈮，使之優(yōu)先于鉻與晶界偏聚的碳形成穩(wěn)定的碳化物，可以有效防止晶界周圍貧鉻導(dǎo)致的晶間腐蝕，被稱為穩(wěn)定化不銹鋼。中碳鋼中適當(dāng)加入鈦、鈮等元素，可形成所謂的“氫陷阱”，有效抑制各種氫致缺陷，明顯提高鋼的疲勞性能特別是抗延遲斷裂性能22,23。鈦

41、在元素周期表中的位置表明其是鋼中最為強(qiáng)烈的碳化物和氮化物形成元素，鈦與碳或氮元素的化合可以非常有效固定鋼中的間隙固溶元素。由此，鈦是不銹鋼中重要的合金元素，通過穩(wěn)定化處理后，可使鋼中的碳元素與鈦結(jié)合形成碳化鈦，從而避免晶界周圍的碳與鉻形成Cr23C6而使晶界周圍貧鉻產(chǎn)生晶間腐蝕。為了完全固定碳元素，鈦的加入量必須大于理想化學(xué)配比，即wTi/wC必須大于47.867/12.011=3.99；與另一穩(wěn)定化元素鈮相比，其理想化學(xué)配比92.9064/12.011=7.74，相同碳含量條件下鈦的加入量明顯低得多，成本優(yōu)勢非常明顯。因此，大量的穩(wěn)定化不銹鋼中廣泛采用鈦合金化。基于同樣的原理，鈦在超深沖鋼中

42、也是最主要的固定間隙固溶原子的合金元素。超低碳、氮含量且加入超過理想化學(xué)配比量的Ti和Nb元素使得冷變形時完全不存在間隙固溶原子（包括C、N）的鋼由于在冷變形時不會產(chǎn)生屈服現(xiàn)象，因而具有很高的n值和r值且不會產(chǎn)生橘皮現(xiàn)象而具有優(yōu)良的表面質(zhì)量，稱為無間隙原子鋼（IF鋼），是汽車、家電等行業(yè)的高端面板材料。同樣，用鈦固定間隙固溶元素也比鈮具有明顯的成本優(yōu)勢（包括理想化學(xué)配比與鐵合金價格兩方面）。IF鋼的使用強(qiáng)度較低，抗凹陷性能有所不足，在IF鋼的基礎(chǔ)上使碳元素在冷軋退火時能夠回溶數(shù)ppm從而在烤漆保溫過程中使強(qiáng)度提高3050MPa的鋼稱為烘烤硬化鋼（BH鋼），BH鋼中廣泛采用接近理想化學(xué)配比的鈦來

43、固定氮元素，而用超理想化學(xué)配比的鈮來固定碳元素且可使NbC在冷軋退火時能適當(dāng)回溶24，因此，鈦也是BH鋼中重要的合金元素。2.6 鈦對鋼的韌性的影響材料的韌性是材料在受力發(fā)生變形直至發(fā)生斷裂的過程中吸收能量的能力。材料強(qiáng)度提高的同時，必須有足夠的韌性來保證其安全使用，因而韌性也是非常重要的材料性能指標(biāo)。低碳鋼中用沖擊韌度或冷脆轉(zhuǎn)折溫度來表征韌性，而中高碳鋼中則用斷裂韌度來表征韌性。固溶原子對鋼的韌性具有重要影響，固溶后使基體晶體發(fā)生晶格畸變，造成韌性降低。間隙固溶原子使基體晶格發(fā)生嚴(yán)重畸變，因而對韌性危害很大。使基體晶格發(fā)生不對稱畸變的固溶元素如P、Si等也會對韌性有較大的損害。固溶鈦對鋼的韌

44、性影響不大，且因固溶鈦量很小，故對鋼材韌性基本沒有影響。鋼材基體的晶粒尺寸對鋼的韌性具有十分重要的影響8，晶粒細(xì)化是使鋼的強(qiáng)度提高同時使鋼的韌性也提高的唯一強(qiáng)韌化方式。如前所述，通過TiN控制高溫晶粒粗化，通過再結(jié)晶控制軋制及應(yīng)變誘導(dǎo)析出的TiC阻止再結(jié)晶晶粒長大，再通過采用未再結(jié)晶控制軋制及形變誘導(dǎo)鐵素體相變技術(shù)，可在鈦微合金鋼中獲得非常細(xì)小的鐵素體晶粒尺寸從而獲得良好的韌性。根據(jù)鋼中第二相發(fā)生斷裂時的特征，一般可將第二相分為解聚型和斷裂型8。解聚型第二相與基體的結(jié)合力較弱，為非共格結(jié)合，形狀多為近球形，受到外力時容易沿相界面與基體脫離（解聚），從而產(chǎn)生尺寸略大于第二相顆粒尺寸的微裂紋。斷裂

45、型第二相受到外力時容易發(fā)生自身斷裂，形成尺寸略大于第二相顆粒短向尺寸的微裂紋。此外，與基體完全共格或僅存在很小錯配度的半共格的第二相，當(dāng)其尺寸在數(shù)十nm以下時，與基體的結(jié)合力較強(qiáng)且其形狀多為球形或近球形，因而既不容易解聚也不容易發(fā)生自身斷裂，即基本不會引發(fā)微裂紋，可稱為非引裂第二相。根據(jù)斷裂力學(xué)的相關(guān)理論，只有達(dá)到臨界尺寸的微裂紋才會發(fā)生擴(kuò)展而導(dǎo)致斷裂，因此，控制最大顆粒第二相的尺寸（而不是第二相的平均尺寸）從而控制最大尺寸的微裂紋使之不超過臨界裂紋尺寸對提高材料的斷裂強(qiáng)度及韌性是至關(guān)重要的。低強(qiáng)度鋼中的臨界裂紋尺寸接近mm，只要控制不產(chǎn)生最大尺寸為mm數(shù)量級以上的夾雜物顆粒就不致發(fā)生嚴(yán)重的脆

46、性斷裂；而超高強(qiáng)度鋼中的臨界裂紋尺寸在10m左右，必須嚴(yán)格控制10m以上尺寸的第二相（夾雜物）顆粒的形成。此外，大顆粒第二相的形狀對微裂紋的產(chǎn)生具有重要的影響，具有尖銳棱角的脆性第二相在尖銳棱角處將發(fā)生顯著的應(yīng)力集中故很容易引發(fā)微裂紋；顯著拉長的膜狀、薄片狀、線狀第二相顆粒非常容易發(fā)生折斷而引發(fā)微裂紋。第二相的分布對微裂紋的擴(kuò)展具有重要的作用，當(dāng)?shù)诙囝w粒在基體中均勻分布時，顆粒周圍的應(yīng)力場的相互影響較小，單個微裂紋即使形成也由于周圍鐵基體的包圍而難于擴(kuò)展（臨界裂紋尺寸較大），而當(dāng)?shù)诙嘣诨w晶界上偏析時，可明顯使晶界弱化而導(dǎo)致微裂紋沿晶界快速擴(kuò)展發(fā)生晶間斷裂，當(dāng)?shù)诙囝w粒成串列分布時，顆粒周

47、圍的應(yīng)力場會發(fā)生相互作用，使得臨界裂紋尺寸減小，由此導(dǎo)致微裂紋形成后容易擴(kuò)展并相互連接，最終超過臨界裂紋尺寸而發(fā)生快速擴(kuò)展。因此，不同尺寸的第二相對韌性的作用具有不同的規(guī)律。低碳鋼中均勻分布的細(xì)小第二相強(qiáng)化方式的脆性矢量約為0.26/MPa，是除晶粒細(xì)化外脆性矢量最低的強(qiáng)化方式8，即均勻分布的細(xì)小第二相對鋼材的脆性的危害相對很??；同時，由前述第二相強(qiáng)化強(qiáng)度增量的表達(dá)式可推知，第二相對鋼材韌性的損害程度將正比于體積分?jǐn)?shù)的二分之一次方而大致反比于其平均尺寸。另一方面，大顆粒的非均勻分布的第二相（通常稱為夾雜物）的強(qiáng)化效果很小，對鋼材韌性的損害卻很大，即其脆性矢量顯著增大。有關(guān)試驗(yàn)結(jié)果表明8，大顆粒

48、第二相對韌性的損害程度同樣大致正比于第二相體積分?jǐn)?shù)的二分之一次方，且隨第二相顆粒平均尺寸的增大而增大。顯然，降低鋼中大顆粒第二相的體積分?jǐn)?shù)可明顯改善鋼的韌性，而使大顆粒第二相的尺寸減小將具有更為顯著的改善作用。奧氏體中應(yīng)變誘導(dǎo)析出或在鐵素體中析出的TiC顆粒尺寸非常細(xì)小，形狀為球形或圓片狀，在基體中均勻分布，屬于非引裂第二相，因此，其對鋼材韌性有一定的不利影響，且這種影響基本正比于其所產(chǎn)生的強(qiáng)度增量，即在產(chǎn)生顯著的強(qiáng)化效果的同時適當(dāng)犧牲部分韌性。而在高溫下析出的TiN顆粒尺寸較大，形狀為方形，對鋼材韌性有明顯的損害；此外，高溫析出的TiS、Ti2CS的尺寸也很大，同樣對鋼材韌性有明顯的損害。這

49、些粗大的析出相不會產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化效果但非常嚴(yán)重地?fù)p害鋼的韌性，必須嚴(yán)格控制有效降低其體積分?jǐn)?shù)和尺寸以減輕其危害作用。從熱力學(xué)方面考慮，通過降低鋼中硫含量、氮含量可減小這些粗大的析出相的平衡析出量即降低其體積分?jǐn)?shù)，而從動力學(xué)方面考慮，降低鋼中硫含量、氮含量還可降低沉淀析出反應(yīng)的驅(qū)動能從而使其平衡析出溫度降低，再通過適當(dāng)快速的冷卻可使實(shí)際析出溫度明顯降低，由于析出相的尺寸主要取決于實(shí)際析出溫度，實(shí)際析出溫度越低得到的析出相尺寸越細(xì)小，由此就可明顯減小這些相的尺寸。目前，良好控制條件下在鈦微合金鋼中已可完全抑制TiS、Ti2CS的析出，而TiN的尺寸可控制在200nm以下，對鋼材韌性的危害作用顯著減輕

50、20。2.7 鈦對鋼的塑性的影響塑性變形的本質(zhì)是材料中的可動位錯大規(guī)模滑移的結(jié)果，材料的塑性可分為均勻塑性和不均勻塑性兩部分。實(shí)際應(yīng)用的結(jié)構(gòu)材料中，對材料塑性的要求主要集中于均勻塑性，因?yàn)橐坏┎牧系乃苄宰冃纬隽司鶆蜃冃坞A段而進(jìn)入集中變形（頸縮）階段，該材料實(shí)際上已失效而不能使用。但材料的非均勻塑性對其韌性和使用安全性也有重要意義。材料在均勻塑性變形期間的應(yīng)力S與應(yīng)變的關(guān)系可由Hollomon關(guān)系式表達(dá)： (1-6)式中：K為應(yīng)變硬化系數(shù)，n為應(yīng)變硬化指數(shù)。塑性失穩(wěn)（即由均勻變形轉(zhuǎn)化為集中變形）的條件為： (1-7)由此可得最大均勻應(yīng)變量B為： (1-8)顯然，由式（1-7），當(dāng)材料的應(yīng)變硬化

51、速率dS/d的提高程度超過應(yīng)力S的提高程度時，材料可繼續(xù)發(fā)生均勻塑性變形，反之則將產(chǎn)生局部頸縮現(xiàn)象導(dǎo)致最終斷裂。各種顯微缺陷強(qiáng)化方式對材料均勻塑性的影響主要取決于其對應(yīng)變硬化速率和對材料強(qiáng)度的相對提高程度。固溶原子造成基體晶格畸變，對材料的塑性有不利影響。間隙固溶原子C、N嚴(yán)重降低塑性且導(dǎo)致屈服現(xiàn)象的產(chǎn)生，晶界偏析的原子如P、As、Sn、Sb對塑性的危害也很大，而與鐵原子尺寸及化學(xué)性質(zhì)相差不大的置換固溶元素如Ni、Cr、Mn等對塑性的危害甚微甚至還會使之有所提高。固溶鈦由于原子尺寸與鐵原子尺寸相差較大，對位錯滑移有明顯的阻礙作用，對鋼的塑性不利，但因固溶鈦量很小，故對鋼材塑性影響較小?；w晶粒

52、細(xì)化對塑性有較為復(fù)雜的影響。室溫變形時晶界阻礙位錯滑移造成位錯塞積，必須通過多個滑移系的開動及不同晶粒間塑性變形的協(xié)調(diào)才能使均勻塑性變形持續(xù)進(jìn)行，因而晶粒細(xì)化（晶界增加）將損害材料的均勻塑性，滑移系較少的六方金屬特別顯著，而滑移系較多的體心立方金屬和面心立方金屬則影響相對較小，但晶粒超細(xì)化后由于晶粒間的變形協(xié)調(diào)難于完全實(shí)現(xiàn)，因而超細(xì)晶鋼的均勻塑性也很低。另一方面，晶粒細(xì)化對非均勻塑性有利。大量試驗(yàn)結(jié)果表明，鋼中原奧氏體晶粒尺寸的細(xì)化能夠明顯提高鋼的總塑性；而鐵素體珠光體鋼中隨鐵素體晶粒尺寸的減小，鋼材的均勻塑性降低，非均勻塑性提高，總塑性的變化則取決于二者的競爭。鈦微合金鋼可通過再結(jié)晶控制軋制

53、細(xì)化奧氏體晶粒，在同樣的鐵素體晶粒尺寸下其塑性明顯高于鈮微合金鋼。尺寸大于100m？的第二相顆?；静惶岣卟牧系膽?yīng)變硬化速率，但將使位錯滑移受阻發(fā)生塞積而提高塑性變形抗力。同時，由于鋼中大多數(shù)第二相的彈性模量均大于基體，故塑性變形總是發(fā)生在基體中的，第二相的存在減低了可發(fā)生塑性變形的體積因而將使塑性降低。因此，大顆粒第二相總是降低材料塑性的，鋼中各種氧化物、硫化物、液析氮化物，過共析鋼中的二次滲碳體，高合金鋼中的大顆粒合金碳化物、金屬間化合物等，均毫無例外地降低鋼的塑性，且降低程度隨這些第二相體積分?jǐn)?shù)的增大而增大，隨這些第二相的尺寸的增大而增大。大尺寸第二相的形狀對鋼材塑性的影響非常明顯。位錯

54、滑移遇到近球形的Fe3C顆粒時可通過交滑移方式而迂回通過，但遇到片層狀的Fe3C時則無法迂回，因此，高碳鋼經(jīng)球化退火后的塑性顯著優(yōu)于緩冷得到珠光體組織的鋼材，而中碳鋼經(jīng)過調(diào)質(zhì)處理得到回火索氏體組織的塑性明顯優(yōu)于直接冷卻得到珠光體鐵素體組織的塑性。尺寸小于100nm的第二相呈現(xiàn)不同的規(guī)律?？勺冃蔚诙囝w粒不直接阻礙位錯運(yùn)動而是為位錯所切割，故不會引起位錯的大量增殖，因而對加工硬化率的影響不大；但它們的存在將提高流變應(yīng)力；因此，可變形第二相顆粒強(qiáng)化將導(dǎo)致材料均勻塑性一定程度的降低。不可變形第二相顆粒在形變過程中由Orowan機(jī)制不斷產(chǎn)生位錯圈因而產(chǎn)生較高的加工硬化率，其作用在一定的應(yīng)變范圍內(nèi)大于流

55、變應(yīng)力的提高，因而可適當(dāng)改善均勻應(yīng)變，或至少不會使均勻塑性降低。第二相的存在破壞了晶體結(jié)構(gòu)的完整性，第二相顆粒周圍形成應(yīng)力場，在材料發(fā)生塑性失穩(wěn)時將顯著促進(jìn)微裂紋的擴(kuò)展和連接，因而一般均將明顯降低鋼的非均勻塑性從而使總塑性減小。奧氏體中應(yīng)變誘導(dǎo)析出或在鐵素體中析出的TiC顆粒尺寸非常細(xì)小，形狀為球形或圓片狀，在基體中均勻分布，屬于不可變形第二相，因此，其對鋼材均勻塑性沒有不利影響。而在高溫下析出的TiN、TiS、Ti2CS的尺寸較大，將使鋼材均勻及非均勻塑性明顯降低，在化學(xué)成分設(shè)計及工藝參量方面進(jìn)行嚴(yán)格控制有效降低其體積分?jǐn)?shù)和尺寸可以減輕其危害作用。同樣，通過降低鋼中硫含量、氮含量可減小這些粗

56、大的析出相的平衡析出量即降低其體積分?jǐn)?shù)，通過降低鋼中硫含量、氮含量使平衡析出溫度降低并通過適當(dāng)快速的冷卻使實(shí)際析出溫度降低可明顯減小這些相的尺寸，由此可使其對鋼材塑性的損害顯著減弱。2.8 鈦的其他作用固溶鈦顯著提高鋼的淬透性，而尺寸在200nm至1m的TiN或富氮的Ti(C,N)可提供鐵素體非均勻形核的位置而降低鋼的淬透性。低碳鋼中固溶鈦量很少，大尺寸的TiN或富氮的Ti(C,N)的數(shù)量得到有效控制，因而對淬透性影響不大。碳含量為0.50.6%的低淬透性鋼中加入0.040.10%的鈦使之在奧氏體區(qū)析出大量尺寸在200nm至1m的TiN或富氮的Ti(C,N)可明顯降低鋼的淬透性。已有研究鋼中表

57、明，鈦微合金鋼的耐候性能明顯優(yōu)于碳錳鋼或鈮、釩微合金鋼而接近于耐候鋼20，但這方面的基礎(chǔ)原理尚不清楚。2.9 鈦的合金化作用控制鈦在鋼中的不同存在形式具有不同的作用，而不同鋼類需要有不同的性能，因而需要根據(jù)實(shí)際需求來進(jìn)行合金化設(shè)計及工藝設(shè)計，從而充分發(fā)揮合金元素的有利作用而避免其有害作用。鈦的化學(xué)性質(zhì)非常活潑，很容易與鋼中的各種非金屬元素形成各種化合物，而這些化合物在鐵基體中的固溶度積均非常小，因而固溶鈦量通常均非常低，因此，我們更為關(guān)心的是鈦的各種化合物的作用及其控制技術(shù)。如前所述，鈦?zhàn)柚咕ЯｉL大的作用、沉淀強(qiáng)化作用等均隨第二相尺寸的減小而增大，而鈦對鋼材塑性韌性的不利影響均隨大顆粒第二相尺寸的減小而減輕，因此，獲得尺寸細(xì)小、分布均勻的含鈦第二相是十分重要的。在各種含鈦相中，TiC的有效析出范圍較低，可獲得非常細(xì)小的沉淀相尺寸；此外，由于在液態(tài)鐵水和在奧氏體中的溶度積的限制，要完全避免TiN的形成是非常困難的，但通過合理的控制技術(shù)可使TiN的實(shí)際析出溫度明顯降低從而使其尺寸明顯細(xì)化，這就可減輕其對鋼材性能的損害作用而同時又保證其在高溫下阻止晶粒長大作用的發(fā)揮。