不銹鋼管孿晶是什麼

① 金屬強化方式有哪些及其應用

金屬的強化
strengthening of metals
通過合金化、塑性變形和熱處理等手段提高金屬材料的強度，稱為金屬的強化。所謂強度是指材料對塑性變形和斷裂的抗力，用給定條件下材料所能承受的應力來表示。隨試驗條件不同，強度有不同的表示方法，如室溫准靜態拉伸試驗所測定的屈服強度、流變強度、抗拉強度、斷裂強度等（見金屬力學性能的表徵）；壓縮試驗中的抗壓強度；彎曲試驗中的抗彎強度；疲勞試驗中的疲勞強度（見疲勞）；高溫條件靜態拉伸所測的持久強度（見蠕變）。每一種強度都有其特殊的物理本質，所以金屬的強化不是籠統的概念，而是具體反映到某個強度指標上。一種手段對提高某一強度指標可能是有效的，而對另一強度指標未必有效。影響強度的因素很多。最重要的是材料本身的成分、組織結構和表面狀態；其次是受力狀態，如加力快慢、載入方式，是簡單拉伸還是反復受力，都會表現出不同的強度；此外，試樣幾何形狀和尺寸及試驗介質也都有很大的影響，有時甚至是決定性的，如超高強度鋼在氫氣氛中的拉伸強度可能成倍地下降（見應力腐蝕斷裂和氫脆）。
在本文中，強化一般是指金屬材料的室溫流變強度，即光滑試樣在大氣中、按給定的變形速率、室溫下拉伸時所能承受應力的提高。應強調指出：提高強度並不是改善金屬材料性能惟一的目標，即使對金屬結構材料來說，除了不斷提高強度以外，也還必須注意材料的綜合性能，即根據使用條件，要有足夠的塑性和韌性以及對環境與介質的適應性。
強化的理論基礎 從根本上講，金屬強度來源於原子間結合力。如果一個理想晶體，在切應力作用下沿一定晶面和晶向發生滑移形變，根據計算，此時金屬的理論切變強度一般是其切變模量的1/10～1/30。而金屬的實際強度只是這個理論強度的幾十分之一，甚至幾千分之一。例如,純鐵單晶的室溫切變強度約為5kgf/mm2,而按鐵的切變模量(5900kgf/mm2)來估算,其理論切變強度應達650kgf/mm2。造成這樣大差異的原因曾是人們長期關注的課題。直到1934年，奧羅萬(E.Orowan)、波拉尼(M.Polanyi)和泰勒 (G.I.Taylor)分別提出晶體位錯的概念；位錯理論的發展揭示了晶體實際切變強度（和屈服強度）低於理論切變強度的本質。在有位錯存在的情況下，切變滑移是通過位錯的運動來實現的，所涉及的是位錯線附近的幾列原子。而對於無位錯的近完整晶體，切變時滑移面上的所有原子將同時滑移，這時需克服的滑移面上下原子之間的鍵合力無疑要大得多。金屬的理論強度與實際強度之間的巨大差別，為金屬的強化提供了可能性和必要性（見形變和斷裂）。可以認為實測的純金屬單晶體在退火狀態下的臨界分切應力表示了金屬的基礎強度，是材料強度的下限值；而估算的金屬的理論強度是經過強化之後所能期望達到的強度的上限。
強化途徑 金屬材料的強化途徑不外兩個，一是提高合金的原子間結合力，提高其理論強度，並製得無缺陷的完整晶體，如晶須。已知鐵的晶須的強度接近理論值，可以認為這是因為晶須中沒有位錯，或者只包含少量在形變過程中不能增殖的位錯。可惜當晶須的直徑較大時(如大於5μm)，強度會急劇下降。有人解釋為大直徑晶須在生長過程中引入了可動位錯，一旦有可動位錯存在，強度就急劇下降了。從自前來看，只有少數幾種晶須作為結構材料得到了應用。另一強化途徑是向晶體內引入大量晶體缺陷，如位錯、點缺陷、異類原子、晶界、高度彌散的質點或不均勻性（如偏聚）等，這些缺陷阻礙位錯運動，也會明顯地提高金屬強度。事實證明，這是提高金屬強度最有效的途徑。對工程材料來說，一般是通過綜合的強化效應以達到較好的綜合性能。具體方法有固溶強化、形變強化、沉澱強化和彌散強化、細化晶粒強化、擇優取向強化、復相強化、纖維強化和相變強化等,這些方法往往是共存的。材料經過輻照後,也會產生強化效應，但一般不把它作為強化手段。
固溶強化 結構用的金屬材料很少是純金屬,一般都要合金化。合金化的主要目的之一是產生固溶強化，另外，也可能產生沉澱強化、細化晶粒強化、相變強化和復相強化等，這要看合金元素的作用和熱處理條件而定。合金元素對基體的固溶強化作用決定於溶質原子和溶劑原子在尺寸、彈性性質、電學性質和其他物理化學性質上的差異，此外，也和溶質原子的濃度和分布有關（見合金相）；固溶強化的實現主要是通過溶質原子與位錯的交互作用。這些交互作用可分為四種：
①溶質原子與位錯的彈性交互作用 在固溶體中,無論是固溶原子或是位錯，在其周圍都存在著應力和點陣畸變，兩個應力場之間的作用就屬於彈性交互作用。這種彈性交互作用力代表固溶原子所提供的阻礙位錯運動的力。其最大值取決於溶質原子的大小、濃度和分布，特別是使點陣發生畸變的對稱程度。
在代位固溶體中，固溶原子與溶劑原子的尺寸差異（原子尺寸錯配）愈大，固溶原子與位錯的彈性交互作用就愈大，強化作用也愈顯著，如鎢在鋼中的強化作用比鉬要高，就是因為鎢原子和鐵原子尺寸的差異要比鉬與鐵原子的差異大。在間隙固溶體中，填隙原子會引起晶胞體積的改變（晶胞體積錯配），如果填隙原子引起了非對稱性點陣畸變，象碳、氮原子溶入體心立方點陣金屬時那樣，則固溶原子與位錯的作用特別強，因而強化作用格外明顯；而當填隙原子引起對稱畸變時，如碳、氮在具有面心立方點陣的γ-Fe或鎳中,所引起的交互作用要弱得多，強化作用也就不明顯。
彈性交互作用還可因固溶元素與溶劑金屬在彈性模量上存在差異（模量錯配）而引起。即用一種彈性模量不同的原子去置換原來的溶劑原子會引起固溶原子與位錯所組成的系統的能量改變，從而產生交互作用能並導致交互作用力。計算表明，這種彈性模量錯配所引起的交互作用力的最大值和原子尺寸錯配所引起的彈性交互作用力大致相近，但其作用力是近程的，隨溶質原子與滑移面的距離增大，衰減較快。
②電學交互作用 晶體中的自由電子分布對應力有敏感性,電子會較多地集中到受張應力的區域。例如,在刃位錯的受脹區，電子濃度較高,具有電負性；相反,在受壓地區，濃度較低，具有電正性。由於電子濃度分布不均而使刃位錯相當於電學上的一個電偶極子。這種電偶極子與溶質原子的電荷產生靜電作用，從而引起溶質原子與位錯的交互作用而產生強化。一般來說，電學交互作用比彈性交互作用要弱，如銅在鋅、鎵、鍺或砷中固溶後,電學交互作用能最多隻有彈性交互作用能的1/6～1/3。但在某些情況下,電學交互作用也可以是主要的，如銀溶於鋁中，點陣變化很小，但銀對鋁的強化作用卻是可觀的，反映出此時電學交互作用成為決定性的因素。
③化學交互作用 在密排點陣金屬晶體中，經常出現堆垛層錯。層錯邊界為不全位錯，層錯的寬度和數目由層錯能的大小來決定。在層錯能較低的金屬中層錯數目多，層錯的寬度大。層錯結構與基體不同，在面心立方點陣中，層錯為密排六方排列；密排六方點陣中，層錯為面心立方排列。一般來說，固溶原子在兩種不同的密排點陣結構中的溶解度不相同；在熱力學平衡狀態下，溶質原子在層錯區和正常基體中的濃度也不一樣。當晶體發生滑移時，不管是沿著這些層錯擴張的平面，或者是這些層錯發生束集和截割，都要打破平衡狀態；也就是說，位錯運動要求外界提供更大的能量，從而表現出強化作用。
④幾何交互作用 固溶體中的溶質原子有時會出現有序化現象，當存在短程序時，塑性變形將改變原來的有序排列而增加勢能，表現為短程序強化作用。
在有長程序的固溶體中，位錯傾向於兩兩相隨地通過晶體。第一個位錯通過時，使有序結構中跨越滑移面的不同類原子對A-B改變為同類原子對A-A和B-B,引起能量升高；當後隨的一個位錯經過時，A-A和B-B原子對又恢復為A-B對,能量又降下來。在前後相隨的兩個位錯之間的這段距離上，A-A和B-B原子對尚未恢復，形成所謂反相疇界(antiphase boundary)。為減少反相疇界的能量，兩相隨位錯傾向於盡量靠近；但是當兩個同號位錯靠近時，它們之間的斥力急劇上升。在這兩個因素的共同作用下，兩個位錯間有一個平衡距離，它與兩個不全位錯間存在的層錯很相似。在塑性變形過程中，有序合金的反相疇界的面積不斷增加，從而提高了體系的能量，表現為長程序引起的強化作用。
此外，無論是代位原子或是填隙原子，在條件合適的情況下，都可能發生原子偏聚而形成氣團。對代位點陣來說，當溶質原子比溶劑原子的直徑大時，溶質原子有富集在刃位錯受脹區的趨向,反之,富集於受壓區。填隙原子則總是向受脹區富集。這種靠擴散在位錯附近富集的現象,稱為柯氏氣團(Cottrell atmosphere)。柯氏氣團對位錯有釘扎作用，特別是填隙原子，對位錯的釘扎作用更為強烈，由此成功地解釋了低碳鋼的屈服現象，因為填隙原子比代位原子容易擴散，所以填隙原子氣團的形成溫度也較低。
在位錯應力場的作用下，引起晶體的非對稱點陣畸變而使填隙原子產生有序化的排列稱為斯氏氣團Snoekatmosphere。例如碳原子在α-Fe中就形成這種應力感生有序化，即當沿c軸方向有拉伸應力時,碳原子處於體心立方點陣與c軸平行的各晶胞棱邊的一半處,引起晶胞沿c軸方向膨脹而產生強化作用。因為碳原子的擴散距離較短，而且是在應力作用下進行的，因此斯氏氣團的形成溫度比柯氏氣團更低一些。
形變強化 隨著塑性變形（或稱范性形變）量增加，金屬的流變強度也增加，這種現象稱為形變強化或加工硬化。形變強化是金屬強化的重要方法之一，它能為金屬材料的應用提供安全保證，也是某些金屬塑性加工工藝所必須具備的條件（如拔制）。
金屬的形變強化可通過應力- 應變曲線來描述。對多晶金屬來說，應力-應變曲線可以經驗地表示為：

Image:308-01.gif

式中σ表示室溫拉伸真應力，φε與ε分別為拉伸過程中的真實面積收縮率和真實延伸率,K為形變強化系數，n為形變強化指數。可以證明，在拉伸過程中，縮頸開始發生時的最大均勻形變數在數值上就等於材料的「形變強化指數」。同時，人們把開始形成縮頸時的強度命名為抗拉強度，也就是材料在塑性失穩時的流變強度。
形變強化是位錯運動受到阻礙的結果。目前對金屬單晶體的形變強化機制已有一定了解，特別對面心立方純金屬研究較為深入。多晶金屬情況比較復雜，除晶界以外，晶粒取向也多種多樣，對其形變強化的細節至今還不很清楚。
面心立方金屬單晶的典型應力-應變曲線見圖1。可以看出，它分為三個階段。單晶所受應力達到臨界分切應力(τ0)時，發生屈服。隨著切變數的增加，流變強度緩慢上升，其形變強化率，μ為切變模量, 這就是形變強化的第一階段，一般稱為易滑移階段。這個階段的主要特徵是單系滑移，在試樣表面可觀察到滑移線，這些滑移線的間距和長度不變，只是隨著應變數的增加，台階高度變大, 如Cu和Ni-Co合金便是如此。在階段Ⅰ。位錯的分布形式主要是位錯偶帶。臨界切應力的大小(τ0)，與晶體的取向，材料和純度有關。在階段Ⅰ的後期, 曲線的斜率增大，直到又變為一條直線而繼續升高,這就是形變強化的第Ⅱ階段,其強化率(θⅡ)最大，典型Image:308-03.gif的數值為Image:308-04.gif，比Image:308-06.gif大幾十倍。從結構變化來看，向階段Ⅱ的過渡是從次系滑移的出現開始的。在階段Ⅱ新形成的滑移線的長度越來越短，也就是由一個位錯源產生的「位錯圈」越來越小，位錯圈與晶體表面交截部位越來越短，螺位錯平均運動距離越來越小，或者說晶體中阻止位錯運動的障礙在不斷增加，同時流變強度在不斷提高。在階段Ⅱ的初期，由主系位錯偶帶和聯結它們的少數次系位錯形成位錯柵欄。隨著形變數的增加，平行於主滑移面出現了一些位錯密度較高的區域稱為位錯席。如果形變數再提高，晶體中便全形成胞狀組織。

為了說明形變強化的物理實質，必須了解在形變過程中位錯的產生、分布和運動與流變強度的關系。階段Ⅰ的強化可以認為是通過形成位錯偶使大量位錯受到羈絆而阻滯，但是偶中正負號位錯的長程應力場在很大程度上互相抵銷，因而位錯偶只提供很小的阻止位錯運動的應力場，導致階段Ⅰ的強化效應微弱。階段Ⅱ的強化模型很多，如位錯塞積群長程應力強化模型(1952)，位錯林強化模型(1959),位錯割階強化模型(1960),網眼長度強化模型(1962)，流變應力統計強化模型(1966)以及高位錯密度區強化模型(1967)等等，每一種模型都解釋一部分實驗現象，但也存在不少問題。其中以西格(A.See-ger)根據莫特(F.Mott)所提出的位錯塞積群長程應力強化模型比較經典，可得出流變強度與位錯密度的線性關系式,同時推算的Image:308-05.gif和實驗結果也比較符合。形變強化的第Ⅲ階段應力-應變曲線呈拋物線形,亦即強化效應逐漸下降，這是因為在高形變數下出現大量交滑移及異號位錯兼並的緣故。由於應力的提高，有些位錯可能繞過障礙前進，這些都減少強化效應。也就是說，在階段Ⅲ有動態回復出現。 在多晶金屬的加工硬化過程中，階段Ⅱ強化起決定性作用。為了保持多晶體塑性變性的連續性和協調性,每個晶粒發生變形時，必須有五個以上的滑移系統同時開動；所以，在多晶體里實際上不存在象單晶那樣的階段Ⅰ單系滑移和強化。
總之，形變強化決定於位錯運動受阻，因而強化效應與位錯類型、數目、分布、固溶體的晶型、合金化情況、晶粒度和取向及沉澱顆粒大小、數量和分布等有關。溫度和受力狀態有時也是決定性的因素。
一般來說，退火單晶的位錯密度為106cm-2，變形量很大的金屬可在1012cm-2以上。層錯能低的金屬比層錯能高的金屬加工硬化更為顯著。細晶粒、有澱澱相、高速形變和低溫形變都表現出較高的形變強化效應。
沉澱強化與彌散強化 過飽和固溶體隨溫度下降或在長時間保溫過程中（時效）發生脫溶分解。時效過程往往是很復雜的,如鋁合金在時效過程中先產生GP區,繼而析出過渡相（θ"及θ'）,最後形成熱力學穩定的平衡相(θ)。細小的沉澱物分散於基體之中,阻礙著位錯運動而產生強化作用，這就是「沉澱強化」或「時效強化」。為了提高金屬，特別是粉末冶金材料的強度，往往人為地加入一些堅硬的細質點，彌散於基體中，稱為彌散強化。從彌散質點引起強化這一點來說，沉澱強化與彌散強化並沒有大區別。但是,前一情況是內生的沉澱相,後一情況為外加質點；而且，在時效前期，沉澱相和基體之間往往保持共格或半共格關系，在每個細小沉澱物附近存在著一個較大范圍的應力場（圖2），與位錯發生交互作用，產生十分顯著的強化作用。如果時效溫度提高或時間延長，則出現非共格產物，強化效應下降，以致於合金強度降低，稱為「過時效」；最後產生平衡相。因為沉澱引起合金元素的貧化，此時合金材料的強度甚至低於固溶體狀態。彌散強化時，外加的質點在高溫使用過程中也會聚集、長大以減少顆粒的表面能，同樣會引起軟化。

晶體中的位錯在外力作用下產生運動，在運動過程中首先遇到的是第二相質點周圍的應力場（如果有這種應力場存在的話），對其產生阻礙作用，它屬於長程作用。繼而有兩種可能，一種是位錯切割質點而過，一種是位錯以某種方式繞過質點（圖3），兩者都需作功，因而產生強化效應。前者功耗方式主要有:①位錯切過質點,使基體和質點之間的界面增大，增加表面能（圖3a）；②改變第二相結構，第二相具有長程有序結構時（如高溫合金中的(γ'相)，位錯通過後增加了反相疇界，對無序系統來說，有可能改變層錯寬度；③析出相和基體之間切變模量不同，也會引起強化作用。位錯繞過質點的方式是多種多樣的：位錯可以發生彎曲（弓彎機理）從質點間通過，在質點周圍留下位錯圈而進一步強化（圖3b）；位錯可以交滑移進入另外的滑移面，繞過質點；在溫度較高時，位錯也可以通過攀移繞過質點等等。這些都是當位錯靠近第二相質點之後發生的，屬於近程作用。

上述質點強化隨質點大小、分布、數量和質點性質而不同。研究結果指出，在以切割機理強化時，因強化而產生的剪切屈服應力τ的增加，與質點半徑r,質點體積分數f的關系為Δτ∝f(1～1/3)r1/2,f冪次隨合金中質點結構的不同，取不同數值（1～1/3）。在以弓彎機理強化時,Δτ∝f1/2r-1。由此可以看出,在質點半徑很小時，位錯以切割質點的方式通過，此時的強度取決於切割機理。在時效(脫溶)的初期,隨f和r不斷增加，合金強度相應地升高。當脫溶接近完成時，f增長變緩,但r繼續增大，這時合金強度仍有提高，而強化的趨勢下降。隨著時效進一步發展，質點進一步增大，位錯主要繞過或按弓彎機理越過質點；第二相質點繼續變大，強度相應明顯下降，這就是合金的過時效階段。
細化晶粒強化 從位錯塞積或其他模型可以推導出多晶金屬的屈服強度（σy）與晶粒直徑(d)的關系,表示為：

σy＝σ0＋kyd劇?/center>
稱為霍耳-派赤（Hall-Petch）關系式。式中σ0、ky均為材料常數。對α-Fe來說,ky值與位錯釘扎情況有關,位錯被釘扎得愈牢, ky值愈大；在嚴重釘扎情況下，ky可達2kgf/mm2。據此進行計算,低碳鋼的晶粒度每提高兩級(即晶粒直徑減少一半)，屈服強度可提高約2.8kgf/mm2。如果低碳鋼的晶粒度從ASTM標準的0級細化到12級,即其平均直徑由0.359mm降至0.00561mm，則屈服強度可提高16kgf/mm2左右。而且，隨著晶粒的細化,斷裂強度比屈服強度有更大幅度的提高,同時沖擊韌性也得到改善,如同屬體心立方金屬的低碳鋼和鉬，晶粒每細化一級，韌性－脆性轉變溫度可分別降低10～20℃及24℃。
在所有金屬強化方法中，細化晶粒是目前唯一可以做到既提高強度，又改善塑性和韌性的方法。所以近年來細化晶粒工藝受到高度重視和廣泛應用。當前正在發展中的快冷微晶合金便是其中一例。有上述優異性能的原因可以從兩方面考慮：①晶界所佔比例較大，晶界結構近似非晶態，在常溫下具有比晶粒更高的強度；②細小晶粒使位錯塞積所產生的正應力隨之降低，不容易產生裂紋，從而表現為提高強度而不降低塑性。但細晶粒金屬的高溫強度下降，這是因為在高溫下晶界強度降低了，特別在變形速度很低的情況下（蠕變），這種效應更為突出。
相變強化 通過相變而產生強化效應也是常見的金屬強化方法。相變的種類很多，上述的沉澱相的形成和析出就是其中之一。現以應用最普遍的馬氏體相變強化為例，說明相變強化機理。
馬氏體相變是一種以剪切方式進行的非擴散型相變，相變產物與基體間保持共格或半共格聯系，在其周圍也存在很大的內應力，甚至使周圍的奧氏體發生形變而出現形變強化。
從馬氏體本身來看，其結構有兩種類型：一種常見於低碳鋼和18-8不銹鋼中,主要是板條馬氏體(或稱位錯馬氏體)。這種馬氏體中存在大量位錯，其密度在1011～1012cm-2,與經過大量冷加工的金屬的位錯密度相近。另一種常見於高碳和Fe-Ni-C合金中,主要是針狀馬氏體（或稱孿晶馬氏體），馬氏體針由大約100┱大小的孿晶所構成。這種孿晶組織隨碳含量而增加，當鐵中的碳含量為0.1％時,沒有孿晶組織,碳為0.8％時,孿晶達100％。馬氏體中的位錯或孿晶的出現，與相變過程中的形變數和溫度有關。一般來說，由於馬氏體相變而產生的局部形變數可高達10％。這種形變如發生於較高溫度(即Ms高時),則增殖位錯以緩和內應力；如發生在較低溫度（即Ms低時）,再加形變速度又高，就會產生孿晶。碳含量愈高，相變應力愈大，孿晶量也愈多。細小的孿晶相當於晶粒的細化，產生強化效應。
鋼中馬氏體相變強化的另一個主要原因是碳原子在相變過程中的有序化，即碳原子轉移到體心立方Image:310-01.gif的0位置使其沿一個方向(c)伸長而成為體心正方結構。碳原子所引起的強化作用，可用下式表示：

σ＝2.1×102(％C)1/2 (kgf/mm2)

鋼經形變熱處理後，強度進一步提高，而韌性卻不下降,這主要是因為奧氏體在Ms點以上形變後，馬氏體針更為細小；同時，馬氏體點(Ms)明顯下降，馬氏體中的孿晶大幅度增加，從而使鋼在形變熱處理後的強度明顯提高，而韌性卻不下降，這是細化晶粒強化的效應。此外，如含碳量為0.48％的鋼在形變熱處理後全部是孿晶馬氏體，經一般熱處理的同一鋼種卻只有一半孿晶馬氏體。如前所述，含碳量為0.8％的鋼,經一般熱處理後，才可使孿晶達100％。根據這個情況,碳含量低的鋼在形變熱處理後強度的提高比高碳鋼更為明顯，主要是因為後者孿晶增加的幅度不大。
纖維強化 根據斷裂力學觀點，高強度材料可容許存在的臨界裂紋尺寸很小,一旦出現裂紋就很快擴展,容易發生斷裂。而將細纖維排在一起，粘結起來，可免除上述缺點，是解決脆性高強材料用於實際結構的一個重要途徑。因為經過復合之後，不但解決了纖維的脆性問題，也提高了材料的比強度、比模量和疲勞性能。纖維強化復合材料，是當前很有發展前途的一類材料。
纖維強化的復合材料的力學性質，可根據纖維和基體（粘合劑）的體積分數計算出來,如彈性模量（E），

Ec＝EfVf＋EmVm

其中Ec、En和Em分別為復合材料、纖維和基體的彈性模量, Vn和Vm為兩相的體積分數。由於纖維和基體的泊松比不同,可引起的誤差達百分之幾。對抗拉強度來說,也可得出類似方程。但由於纖維和基體的強度和塑性不同，其間的結合力也不一樣，還有其他許多影響因素使問題復雜化。關於復合材料的強度問題，已形成專門的學問。
在高溫下使用的纖維強化復合材料，必須要考慮纖維和基體間的熱穩定性;因在高溫、長期工作過程中,兩相發生互擴散，最後纖維被溶解，失去強化作用。目前改善的途徑有二：①在纖維與基體間塗上一層防擴散層，如鉑、鉭等；②採用定向共晶生長，使纖維在熱力學平衡狀態生長出來，增加熱穩定性。這種途徑受合金系統的限制，局限性很大。
擇優取向強化 金屬在凝固過程、冷加工或退火過程中都會發生晶體的擇優取向，力學性質因取向不同而有區別。金屬可以利用擇優取向而得到較高的強度，這在工業上已得到應用，但不如利用磁性能的擇優取向硅鋼片那樣普遍。
輻照強化 由於金屬在強射線條件下產生空位或填隙原子,這些缺陷阻礙位錯運動,從而產生強化效應（見金屬的輻照損傷和輻照效應）。
參考書目
徐祖耀：《馬氏體相變與馬氏體》，科學出版社，北京，1980。
J.J.Harwood,Strengthening Mechanisms in Solids,ASM Seminar,1960.
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A. Seeger, Dislocations and Mechanical Pro-perties of Crystals，edited by J. C.Fishet, W.G. Johnston,R. Thomson, ＆ T.Vreeland, Jr, pp.143～329, 1956.

② 不銹鋼321是什麼材質

321屬於美標奧氏體不銹鋼，執行標准：ASTM A276/A276M-2017

321不銹鋼化學成分如下圖：

321不銹鋼是在304成分基礎上加入鈦元素而成。其性能與304鋼非常相似。鈦有優異的抗酸鹼腐蝕性，加到不銹鋼中，只需百分之一左右，就大大提高抗銹本領。

暴露在450℃~850℃溫度中，奧氏體不銹鋼很容易產生敏化現象。敏化過程中，碳化物（以C23C6碳化鉻為主）沿晶界和孿晶間界析出，合金元素的這些間界的鄰域受到破壞，在特定的腐蝕環境中，晶間腐蝕隨之發生。

321由於加入了穩定化元素鈦，在426℃~815℃溫度下能夠抵制碳化鉻形成，因此具有更好的耐晶間腐蝕性能和高溫性能，比304和304L有更高的蠕變和應力斷裂性能。

除此之外，321還具有良好的低溫韌性以及優異的成形性和焊接特性，焊後無需退火。

321中添加的鈦使其更適應高溫應用，適用於304有敏化反應和304L高溫強度不足的應用環境。典型應用包括熱膨脹接頭，波紋管，飛機排氣系統部件，加熱元件護套管，爐體部件和熱交換器。

③ 不銹鋼板310S焊接怎麼可以杜絕裂紋

一：牌號310S奧氏體鉻鎳不銹鋼

二：化學成分

C :≤0.08， Si :≤1.500， Mn :≤2.00， P :≤0.035， S :≤0.030， Ni :≤19.00-22.00，

Cr :≤24.00-26.00

三：應用范圍應用領域：

沖壓模具，夾具，工具，規、裁紙刀、輔助工具等

改善通常碳素工具鋼易碎裂的性質，而達到延長工具的壽命。真空脫氣精煉鋼，質量穩定。淬透性良好，油冷淬硬（淬裂和變形少）韌性和耐磨性良好，工具經久耐用。

四：物理性能

抗拉強度(бb)(Mpa) :≥520 屈服強度(σs)(Mpa) :≥205 面積縮減(ψ)% :≥50

機械性能ób(MPa)≥520，ó0.2(MPa)≥205 ，δ5(%)≥40， Ψ(%)≥50，HB≤187 能耐1150℃以上高溫。熔點在1398℃~1454℃

五：概況

0Cr25Ni20不銹鋼是奧氏體鉻鎳不銹鋼，具有很好的310S不銹鋼抗氧化性、耐腐蝕性，因為較高百分比的鉻和鎳，使得擁有好得多蠕變強度，在高溫下能持續作業，具有良好的耐高溫性。因鎳(Ni)、鉻(Cr)含量高，具有良好耐氧化、耐腐蝕、耐酸鹼、耐高溫性能，耐高溫鋼管專用於製造電熱爐管等場合，奧氏體型不銹鋼中增加碳的含量後，由於其固溶強化作用使強度得到提高，奧氏體型不銹鋼的化學成分特性是以鉻、鎳為基礎添加鉬、鎢、鈮和鈦等元素，由於其組織為面心立方結構，因而在高溫下有高的強度和蠕變強度。熔點1470℃，800℃開始軟化，許用應力持續降低。

④ 不銹鋼的硬度怎樣達到60HRC以上，甚至更高。

為什麼要這么高的硬度呢？馬氏體不銹鋼系列經熱處理後的最高使用硬度也是52-54HRC，再高就有可能會爆裂了；奧氏體就更加不用說了。要60HRC的話還是用高速鋼或者冷作鋼系列吧。

⑤ 鐵素體不銹鋼和304哪種好

1. 鐵素體不銹鋼是一種以鐵素體為主要組織結構的不銹鋼，其含鉻量在11%至30%之間，具有體心立方晶體結構。
2. 這類不銹鋼通常不含鎳，也可能含有少量的Mo、Ti、Nb等元素，它們的特點包括導熱系數大、膨脹系數小、抗氧化性好以及抗應力腐蝕性能優良。
3. 鐵素體不銹鋼主要應用於製造耐受大氣、水蒸氣、水和氧化性酸腐蝕的零部件。
4. 盡管鐵素體不銹鋼存在塑性較差、焊接後塑性和耐蝕性明顯降低等缺點，但爐外精煉技術（如AOD或VOD）的應用顯著降低了碳、氮等間隙元素，從而使其得到廣泛應用。
5. 鐵素體晶界圓滑，晶內很少見孿晶或滑移線，顏色淺綠且發亮，深腐蝕後發暗。鐵素體在鋼中可能以片狀、塊狀、針狀和網狀等形式存在。
6. 先共析鐵素體是鐵素體的一種形態，它根據形成條件不同，可能呈現等軸形、沿晶形、紡錘形、鋸齒形和針狀等不同形態。
7. 鐵素體是珠光體組織的基體，在碳鋼和低合金鋼的熱軋（正火）和退火組織中，鐵素體是主要組成相。
8. 鐵素體的成分和組織對鋼的工藝性能有重要影響，在某些場合下也對鋼的使用性能產生影響。

⑥ 馬氏體和魏氏體的關系

1魏氏組織的形成

在實際生產中，ωc＜0.6%的亞共析鋼和ωc＞1.2%的過共析鋼在鑄造、熱軋、鍛造後的空冷，焊縫或熱影響區空冷，或者當溫度過高並以較快速度冷卻時，先共析鐵素體或先共析滲碳體從奧氏體晶界沿奧氏體一定晶面往晶內生長，呈針片狀析出。

2魏氏組織的微觀形態

在金相顯微鏡下可以觀察到從奧氏體晶界生長出來的近平行的或其他規則排列的針狀鐵素體或滲碳體以及其間存在的珠光體組織，這種組織稱為魏氏組織，下圖為鐵素體魏氏組織與滲碳體魏氏組織。

3魏氏組織的形成機制

魏氏組織中鐵素體是按切變機制形成的，與貝氏體中鐵素體形成機制相似，試樣也會出現浮凸現象。由於鐵素體是在較快冷卻速度下形成的，因此鐵素體只能沿奧氏體某一特定晶面析出，並與母相奧氏體存在晶體學位向關系。

這種針狀鐵素體可以從奧氏體中直接析出，也可以沿著奧氏體晶界首先析出網狀鐵素體，然後再從網狀鐵素體平行地向晶內長大。當魏氏組織中的鐵素體形成時，鐵素體中的碳擴散到兩側母相奧氏體中，從而使鐵素體針之間的奧氏體碳含量不斷增加，最終轉變為珠光體。按貝氏體轉變機制形成的魏氏組織，其鐵素體實際上就是無碳貝氏體。

4影響因素

魏氏組織的形成與鋼中含碳量、奧氏體晶粒大小及冷卻速度（轉變溫度）有關，下圖表示各類鐵素體及滲碳體的形成溫度和含碳量的范圍。

由圖可見，只有在較快冷卻速度和一定碳含量范圍內才能形成魏氏組織（W區）。當亞共析鋼中碳的質量分數超過0.6%時，由於含碳量高，形成貧碳區的幾率很小，故魏氏組織難以形成。研究表明，對於亞共析鋼，當奧氏體晶粒較細小時，只有含碳量在ωc=0.15%~0.35%的狹窄范圍內，冷卻速度較快時才能形成魏氏組織。

奧氏體晶粒越細小，越容易形成網狀鐵素體，而不容易形成魏氏組織。奧氏體晶粒越粗大，越容易形成魏氏組織，形成魏氏組織的含碳量的范圍變寬。因此魏氏組織通常伴隨奧氏體粗晶組織出現。

5魏氏組織的性能

（1）魏氏組織是一種鋼的過熱組織。它使鋼的力學性能，特別是沖擊韌度和塑性有顯著降低，並提高鋼的脆性轉折溫度，因而使鋼容易發生脆性斷裂。

（2）一般研究指出，只有當奧氏體晶粒粗化，出現粗大的鐵素體或滲碳體魏氏組織並嚴重切割基體時，才使鋼的強度和沖擊韌度顯著降低，而當奧氏體晶粒比較細小時，即使存在少量針狀的鐵素體魏氏組織，並不顯著影響鋼的力學性能。這是由於魏氏組織中的鐵素體有較細的亞結構、較高的位錯密度所致。因此所說的魏氏組織降低鋼的力學性能總是和奧氏體晶粒粗化聯系在一起。

（3）當鋼或鑄鋼中出現魏氏組織降低其力學性能時，首先應當考慮是否由於加熱溫度過高，使奧氏體晶粒粗化造成的。

（4）對於易出現魏氏組織的鋼材可以通過控制軋制、降低終鍛溫度、控制鍛（扎）後的冷卻速度或者改變熱處理工藝，例如通過細化晶粒的調質、正火、退火、等溫淬火等工藝來防止或消除魏氏組織。

6魏氏組織鑒賞
鋼在冷卻時的轉變之馬氏體
氏體晶體結構、組織、性能

1定義
（1）馬氏體轉變：鋼從奧氏體狀態快速冷卻，抑制其擴散性分解（低於MS點發生的無擴散型相變叫做馬氏體轉變。值得注意的是基本特徵屬於馬氏體轉變的相變，其相變產物都稱為馬氏體。

2）馬氏體：鋼中的馬氏體就其本質來說，是碳在α-Fe中過飽和的間隙固溶體。
2馬氏體的晶體結構

3馬氏體的組織形態
鋼中馬氏體有兩種基本形態：板條馬氏體（位錯馬氏體）、片狀馬氏體（又稱針狀馬氏體）。
（1）板條馬氏體 板條馬氏體是在低碳鋼、中碳鋼、馬氏體時效鋼、不銹鋼等鐵基合金中形成一種典型的馬氏體組織。

a）結構形態：馬氏體板條（D）→馬氏體束（B-2條；C-1條）→板條群（3~5個）→板條馬氏體。

b）密集的板條之間通常由含碳量較高的殘余奧氏體分割開，這一薄層殘留奧氏體存在顯著地改善鋼的力學性能。

c）板條馬氏體內有大量位錯，這些位錯分布不均勻。形成胞狀亞結構，稱為位錯胞，所以又稱位錯馬氏體。

（2）片狀馬氏體 高碳鋼（ωC＞0.6%）、ωNi=30%的不銹鋼及一些有色金屬和合金，淬火時形成的片狀馬氏體組織。

a）結構形態：片狀馬氏體的空間形態呈凸透鏡狀，由於試樣拋磨與其截面相截，因此在光學顯微鏡下呈針狀或竹葉狀，故片狀馬氏體又稱針狀馬氏體或竹葉狀馬氏體。

b）顯微組織特徵：馬氏體片互相不平行，在一個奧氏體晶粒內，第一片形成的馬氏體往往貫穿整個奧氏體晶粒，並將其分割成兩半，使以後形成的馬氏體片尺寸越來越小。

c）尺寸：最大尺寸取決於原始奧氏體晶粒大小，奧氏體晶粒越大，則馬氏體片越粗大。

d）隱晶馬氏體：當最大的馬氏體片細小到光學顯微鏡不能分辨時，便成為「隱晶馬氏體」在生產中正常淬火得到的馬氏體，一般都是隱晶馬氏體。

e）片狀馬氏體的亞結構主要是孿晶，因此片狀馬氏體又稱孿晶馬氏體。孿晶通常分布在馬氏體的中部，不擴展到馬氏體片的邊緣區，在邊緣區有高密度的位錯。在含碳量ωC＞1.4%的鋼中可見到馬氏體片中的中脊線，它是高密度的細的微細孿晶區。

f）顯微裂紋：馬氏體形成速度極快，在其相互碰撞或奧氏體晶界相撞時將產生相當大的應力場，片狀馬氏體本身硬而脆，不能通過滑移或孿生變形使應力得以鬆弛，因此容易形成撞擊裂紋。

通常奧氏體晶粒越大，馬氏體片越大，淬火後顯微裂紋越多。顯微裂紋的存在增加了高碳鋼零件的脆性，在內應力的作用下顯微裂紋將會逐漸擴展成宏觀裂紋，可以導致工件開裂或使工件的疲勞壽命明顯下降。

g）馬氏體中的形態主要取決於奧氏體的含碳量，從而與鋼的馬氏體轉變開始溫度MS點有關，奧氏體含碳量越高，則MS、Mf點越低。

h）元素對馬氏體形態的影響：Cr、Mo、Mn、Ni（降低MS點）和Co（升高MS點）的元素都增加形成片狀馬氏體的傾向。

4馬氏體的性能

（1）馬氏體力學性能顯著特點：高強度、高硬度。

（2）含碳量對馬氏體性能的影響：硬度主要取決於含碳量。ωC＜0.5%時馬氏體的硬度隨著含碳量增加急劇增高，當ωC＞0.6%左右雖然馬氏體硬度有所增高，但是由於殘余奧氏體量增加，反而使得鋼的硬度有所下降。

（3）合金元素對馬氏體的硬度影響不大，但可以提高強度。

（4）馬氏體高強度、高硬度的硬度是多方面的，主要包含：固溶強化、相變強化以及時效強化，具體介紹如下：

固溶強化：間隙原子處於α相晶格的八面體間隙中，造成晶格的正方畸變，並形成了一個應力場。該應力場與位錯發生強烈的交互作用，從而提高馬氏體的強度。

相變強化：馬氏體轉變時在晶體內造成密度很高的晶格缺陷，無論板條馬氏體中的高密度位錯還是片狀馬氏體中的孿晶都阻礙位錯運動，從而使馬氏體強化。

時效強化：馬氏體形成以後，碳及合金元素的原子向位錯或其他晶格缺陷處擴散偏聚或析出，釘扎位錯，使位錯難以運動，從而造成馬氏體強化。

（5）馬氏體板條群或馬氏體片尺寸越小，則馬氏體強度越高；這是由於馬氏體相界面阻礙位錯運動而造成的，原始奧氏體晶粒越小，則馬氏體強度越高。馬氏體的塑性和韌性主要取決於它的亞結構。

孿晶馬氏體：高強度、但韌性差。

位錯馬氏體：高強度、良好的韌性。

（6）馬氏體的體積：在鋼中的各種組織中，奧氏體的比體積最小，馬氏體的比體積最大；因此，淬火形成馬氏體時由於鋼的體積膨脹是淬火時產生較大的內應力、引起工件變形甚至開裂的主要原因之一。

馬氏體轉變的特點

馬氏體轉變同其他固態相變一樣，相變驅動力也是新相與母相的化學自由能差，即單位體積馬氏體與奧氏體的自由能差。相變阻力也是新相形成時的界面能及應變能。

盡管馬氏體形成時與奧氏體存在共格界面，界面能很小，但是由於共格應變能較大，特別是馬氏體與奧氏體比體積相差較大以及需要克服切面阻力並產生大量的晶格缺陷，增加很大的彈性應變能，導致馬氏體轉變的相變阻力很大，需要足夠大的過冷度才能使相變驅動力大於相變阻力，以發生奧氏體向馬氏體的轉變。

馬氏體轉變開始溫度Ms點則可以定義為馬氏體與奧氏體的自由能差到相變所需要的最小驅動力值時的溫度。

馬氏體轉變是過冷奧氏體在低溫范圍內的轉變，相對於珠光體轉變和貝氏體轉變具有如下一系列特點：

1馬氏體轉變的無擴散性

馬氏體轉變是奧氏體在很大過冷度下進行的，此時無論是鐵原子、碳原子還是合金元素原子，其活動能力很低，因而，馬氏體轉變是在無擴散的情況下進行的。只有點陣規則的重構，新相和母相無成分的變化。

2馬氏體的轉變的切變共格性

切變：兩個距離很近、大小相等、方向相反的平行力作用於同一物體上所引起的形變。

馬氏體轉變時在預先拋光的試樣上表面出現傾斜，產生表面浮凸。這個現象說明馬氏體轉變和母相的宏觀有著直接的聯系，說明馬氏體是以切變方式形成的。

馬氏體和母相奧氏體保持共格，界面上的原子既屬於馬氏體又屬於奧氏體。

相界面是一個切變共格晶界，又叫慣習面；馬氏體轉變是新相在母相特定的晶面慣習面上形成的，並以母相的切變來保持共格關系的相變過程。

3馬氏體轉變是在一個溫度范圍內進行的

馬氏體核胚形成位置

不是在合金中均勻分布的，而是在母相中某些有利的位置（晶格缺陷處、形變區、貧碳區）。

馬氏體轉變過程

與其他固態相變一樣，也是通過形核和長大的方式進行的；馬氏體轉變是原子的短程遷移，晶核形成後長大速度極快（102~106mm/s），甚至在極低溫度下仍能高速長大。

馬氏體轉變速度

取決於馬氏體的形核率，當大於臨界晶核半徑的核胚全部耗盡，相變終止。由於過冷度越大，臨界晶核尺寸越小，只有進一步降溫才能使更小的核胚成為晶核並長大成馬氏體。

一般工業用碳鋼及合金鋼，馬氏體轉變是連續（變溫）冷卻過程中進行的。鋼中奧氏體以大於臨界淬火速度的速度冷卻到MS點以下，立即形成一定數量的馬氏體，相變沒有孕育期；隨著溫度的下降，又形成一定數量的馬氏體，而先形成的馬氏體不再長大。馬氏體轉變數隨著溫度的降低而逐漸增加。

馬氏體的轉變數僅取決於冷卻所到達的溫度，而與保溫時間無關。

殘留奧氏體

高碳鋼和許多合金鋼的MS點在室溫以上，而Mf點在室溫以下，則淬火冷卻到室溫將保留相當數量未轉變的奧氏體，這個部分叫殘留奧氏體；如果為使殘留奧氏體全部轉變「冷處理」，可以放入液氮中處理。

影響殘奧數量的因素：碳含量越高，殘奧越多、含有降低Ms的元素，殘奧越多。

殘留奧氏體的機械穩定化：由於奧氏體在淬火過程中受到較大塑性變形或者受到壓應力而造成的穩定化現象叫做奧氏體的機械穩定化。殘留奧氏體就與機械穩定化有關，被包圍在馬氏體之間的奧氏體處於受壓縮狀態無法進行轉變而殘留下來。

形變誘發馬氏體（形變馬氏體）

在Ms點以上對奧氏體進行塑性變形可引起馬氏體轉變，變形量越大，馬氏體轉變數越多，這種現象稱為形變誘發馬氏體相變。

4馬氏體轉變的可逆性

可逆性：在某些鐵和金、鎳與其他有色金屬中，奧氏體冷卻轉變為馬氏體，重新加熱時已形成的馬氏體又能無擴散的轉變為奧氏體。

一般碳鋼中不發生按馬氏體轉變機構的逆轉變，因為在加熱時馬氏體早已經分解為鐵素體和碳化物；這個過程為「回火」。