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一文讀懂鋼鐵材料中第二相顆粒強韌化~

2021-08-26 11:39:03 作者：理化檢驗物理分冊來源：理化檢驗物理分冊分享至：

第二相顆粒是鋼材強韌化的重要方法，可以同時兼顧鋼材的強度、韌性以及其他服役性能。隨著近年來對鋼材強度要求的提高，研究人員開發(fā)出了一大批新型鋼鐵材料，第二相顆粒強韌化在這些新型鋼材中亦發(fā)揮了重要作用。但與此同時，在這些新型鋼鐵材料中，第二相顆粒強韌化也面臨著諸多挑戰(zhàn)與機遇：納米尺度顆粒的表征與調(diào)控、第二相顆粒與多相微觀組織的相互作用以及鋼材服役性能的優(yōu)化等等。通過汽車輕量化用鋼、超高強度馬氏體時效鋼、核反應(yīng)堆用鋼、高模量鋼等不同鋼材，總結(jié)了第二相顆粒對新型鋼鐵材料的強度、韌性、焊接性、成形性、抗氫致延遲斷裂、蠕變、抗輻射損傷等性能的影響，并結(jié)合這些新型鋼鐵材料獨特的微觀組織、制備工藝、服役環(huán)境等特點，分析了其第二相顆粒強韌化的機理以及尚待解決的問題，旨在為鋼中第二相顆粒強韌化領(lǐng)域的進一步研究與發(fā)展提供參考。

鋼中第二相顆粒的增強機理

鋼中的第二相顆粒可以阻礙位錯運動、孿生等變形過程，實現(xiàn)強化。以對位錯運動的阻礙作用為例，第二相顆粒增強機制主要分為切過機制與Orowan機制。

當(dāng)?shù)诙囝w粒為可變形微粒時，增強機制為切過機制，即位錯可以切過顆粒，使其與基體一起變形。在切過機制中，位錯與第二相顆粒間的相互作用非常復(fù)雜，包括化學(xué)強化、堆垛層錯強化、模量強化、共格強化、有序強化等。第二相顆粒半徑越大或體積分?jǐn)?shù)越大，切過機制的增強作用也越明顯。

當(dāng)?shù)诙囝w粒不可變形時，增強機制為Orowan機制（也稱繞過機制，如圖1）。在位錯的運動過程中，位錯受顆粒阻擋而發(fā)生彎曲，產(chǎn)生反向應(yīng)力τ=T/bR，b為伯氏矢量大小，R為位錯線的曲率半徑。當(dāng)R＝λ/2時（λ為顆粒間距），反向應(yīng)力最大，此時的臨界分切應(yīng)力為τｃ＝Ｔ/2ｂλ。在實際材料中，常常通過減小顆粒尺寸或提高顆粒體積分?jǐn)?shù)的方法來減小顆粒間距λ，從而獲得更好的強化效果。在位錯繞過第二相顆粒后，會形成位錯環(huán)包圍第二相顆粒，進一步阻礙其他位錯在該滑移面上的運動，如圖1b。

圖1 第二相顆粒增強的Orowan機制：（ａ）位錯繞過顆粒之前，發(fā)生彎曲；（ｂ）位錯繞過顆粒后，形成位錯環(huán)

第二相顆粒通常還存在細(xì)化晶粒的作用。根據(jù)霍爾-佩奇公式，晶粒半徑越小，材料的強度越高。另外，細(xì)晶強化一般不會造成材料韌性的下降。許多含第二相顆粒的鋼材都利用了這種強化機制。

第二相顆粒強韌化在新型鋼材中的應(yīng)用

01 汽車輕量化用鋼

1.1 低合金高強度鋼

低合金高強度鋼（HSLA鋼）是指利用Nb、Ti、Ｖ等微合金化元素產(chǎn)生的析出強化與晶粒細(xì)化作用，獲得的具有較高強度的低碳鋼。HSLA鋼在汽車減重、節(jié)能等方面發(fā)揮了重要作用，至今仍廣泛應(yīng)用于車輛的底盤、車身加強件等場合。

HSLA鋼的強化主要來自微合金化元素所形成的碳氮化物沉淀，強化機制包括了以O(shè)rowan機制為主的析出強化作用與熱機械軋制過程中的晶粒細(xì)化作用。具體而言，在熱機械軋制過程中，碳氮化合物能夠抑制奧氏體晶粒長大、再結(jié)晶等過程，在形變奧氏體中積累更多的變形帶、位錯等鐵素體形核位置，使鐵素體晶粒得到細(xì)化。終軋過后，HSLA鋼中固溶態(tài)的微合金元素會在冷卻、卷取等過程中繼續(xù)析出，其析出方式包括在奧氏體冷卻過程中析出、在奧氏體-鐵素體界面處相間析出、在鐵素體中均勻析出等等。相間析出（圖2）形成的析出物尺寸與析出物間距通常都很小，析出強化效果優(yōu)異，是近幾年的研究熱點之一。研究發(fā)現(xiàn)，要想獲得最佳的相間析出強化效果，應(yīng)提升碳化物形成驅(qū)動力，并降低奧氏體-鐵素體界面移動速度。

圖2 相間析出的細(xì)小彌散碳化物：（ａ）TEM照片（ｂ）高分辨TEM照片

盡管Nb、Ti、V都能起到細(xì)晶強化與析出強化作用。但由于在奧氏體中溶解度的不同，這些元素及其析出物在HSLA鋼中的主要作用也不同。例如，Ti的氮化物主要用于避免奧氏體重新加熱過程中的晶粒粗化，Nb的碳氮化物主要用于控制未再結(jié)晶區(qū)溫度范圍與A3轉(zhuǎn)變溫度，V的碳氮化物主要用于產(chǎn)生析出強化效果。在實際生產(chǎn)中，結(jié)合不同微合金化元素的優(yōu)勢（例如Nb的細(xì)晶強化與V的析出強化），可以獲得更好的強化效果。但也有研究指出，Ti的加入會消耗大量Nb、V、N等元素，形成強化作用較弱的大顆粒，對Nb、V的析出強化效果造成不利影響。

HSLA鋼中的第二相顆粒與焊接性能、低溫韌性等也有著重要關(guān)系。首先，由于第二相顆粒提升了HSLA鋼的強度，HSLA鋼可適當(dāng)采用較低的碳含量與總合金元素含量，防止脆性相的形成，從而保證焊接性能與低溫韌性。同時，氮化鈦等析出物可以成為針狀鐵素體在晶內(nèi)的形核點，這些細(xì)小的針狀鐵素體能夠減小有效晶粒尺寸，提升HSLA鋼的焊接性能與低溫韌性。

1.2 先進高強度鋼

隨著汽車輕量化要求的不斷提升，研究人員開始探索強度更高的先進高強度鋼（AHSS鋼）。其中，第一代AHSS鋼（例如雙相鋼）已經(jīng)廣泛應(yīng)用到了汽車制造行業(yè)，第二、三代AHSS鋼的研發(fā)則仍是近幾年的熱點。

雙相鋼（DP鋼）屬于第一代AHSS鋼，其微觀組織主要由鐵素體與馬氏體兩相組成，其中，馬氏體保證了鋼材較高的拉伸強度，鐵素體則保證了鋼材較好的韌性。目前，商業(yè)化生產(chǎn)的DP鋼強度最高達(dá)1180MPa，延伸率仍保持在5％以上，可用于車輛的保險桿等部件。

DP鋼中的第二相顆粒強韌化主要也依靠Nb、V等微合金元素。據(jù)報道，國內(nèi)外大多數(shù)雙相鋼的Nb含量在0.03%左右，Ｖ含量通常不超過0.1%。通過優(yōu)化熱處理工藝，一方面，可以使大多數(shù)彌散的碳氮化物顆粒在鐵素體中析出，提升微觀組織中鐵素體的屈服強度，從而提升材料的屈服強度；另一方面，少量相對較大的碳氮化物顆粒在馬氏體中析出，可以降低馬氏體碳含量，提高馬氏體韌性，同時也可以減小鐵素體與馬氏體間的強度差別，降低界面處的應(yīng)變不協(xié)調(diào)性，從而減小鐵素體-馬氏體界面處形成微裂紋的風(fēng)險，提升DP鋼的韌性。此外，DP鋼中常常存在擴孔性能與高延伸率不匹配的問題，主要就是馬氏體與鐵素體間的應(yīng)變不協(xié)調(diào)性導(dǎo)致的，上述第二相顆粒強韌化機制可以有效降低應(yīng)變不協(xié)調(diào)性，從而提升DP鋼的擴孔性能。

第二代AHSS鋼中的孿晶誘發(fā)塑性鋼（TWIP鋼）同時具備高抗拉強度（可達(dá)1000MPa）與高延伸率（可達(dá)50％），有望實現(xiàn)高強度復(fù)雜汽車零部件的室溫成形。通過添加一定量的C與Mn元素（Mn含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）通常為15％~25％），TWIP鋼具有室溫穩(wěn)定的奧氏體組織，在變形過程中，奧氏體內(nèi)部形成大量孿晶，阻礙位錯滑移，產(chǎn)生動態(tài)霍爾-佩奇效應(yīng)，從而使TWIP鋼擁有非常高的加工硬化率。盡管如此，TWIP鋼存在低屈服強度、高氫致延遲斷裂風(fēng)險等缺點，限制了其實際應(yīng)用。

第二相析出顆粒強化可以有效提升TWIP鋼的屈服強度。需要注意的是，TWIP鋼中的Mn含量很高，這可能會使碳氮化物的性質(zhì)發(fā)生改變，比如增大釩碳化物在奧氏體中的溶解度，TWIP鋼中的最佳碳化物形成元素與熱處理工藝也因此變得難以確定。Scott等發(fā)現(xiàn)，在TWIP鋼中，Nb、V等元素主要以O(shè)rowan機制產(chǎn)生強化，而這些元素對屈服強度的貢獻則各不相同（圖3）。由圖可知，在合金元素含量小于0.1%時，Ti的強化效果最佳，但如果繼續(xù)增加Ti含量，鋼材中就會形成大的碳化釩夾雜物，強化效果也因此達(dá)到飽和，約150MPa，在3種元素中，V元素可以將屈服強度提升約250MPa，提升幅度最大。此外，由于TWIP鋼在變形過程中會形成大量孿晶與堆垛層錯，這些缺陷與碳化物之間的相互作用也值得深入研究。Yen等研究了含V4C3析出物的TWIP鋼，發(fā)現(xiàn)不全位錯與變形孿晶都能以類似于Orowan機制的方式繞過碳化物，同時，碳化物對孿晶移動的阻力會隨孿晶厚度的減小而增大。

由于TWIP鋼的強度與延伸率都很高，其冷成形零件的殘余應(yīng)力非常大，因而TWIP鋼零部件的氫致延遲斷裂風(fēng)險也往往很大。添加Al元素可以緩解TWIP鋼的延遲斷裂風(fēng)險，但往往會降低TWIP鋼的屈服強度。研究表明，釩碳化物等第二相顆粒可以作為TWIP鋼中的有效氫陷阱，有望在提升TWIP鋼屈服強度的同時，降低延遲斷裂風(fēng)險。不過，也有研究發(fā)現(xiàn)，在含Ti的TWIP鋼中，一旦存在尺寸較大的氮化鈦顆粒，材料的抗氫致延遲斷裂能力反而會出現(xiàn)下降。

圖3 TWIP鋼中不同合金元素對屈服強度的增強效果

淬火-配分鋼（Q&P鋼）屬于第三代AHSS鋼，綜合了低合金成分、高強度、高延展性的特點，受到廣泛關(guān)注。在熱處理過程中，Q&P鋼需要先淬火（Q）至馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度（Ms）與轉(zhuǎn)變終了溫度（Mf）之間，隨后在該溫度或高于該溫度的條件下保溫，進行配分（P）處理，在配分過程中，碳原子從過飽和馬氏體中向未轉(zhuǎn)變的奧氏體中擴散，提高了奧氏體穩(wěn)定性，因而在冷卻至室溫后，Q&P鋼中通常可以保留10%~20%的亞穩(wěn)殘余奧氏體，在變形過程中，這些殘余奧氏體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，產(chǎn)生相變誘發(fā)塑性（TRIP效應(yīng)），從而實現(xiàn)高強度與高延伸率的結(jié)合。

02 馬氏體時效鋼

馬氏體時效鋼主要依靠納米金屬間化合物析出強化。類似的超高強鋼還包含合金碳化物強化的二次強化鋼、過渡碳化物強化的低合金鋼、納米析出強化的鐵素體鋼。本小節(jié)主要介紹其中的馬氏體時效鋼。

馬氏體時效鋼具有合金含量高、碳含量極低的成分特點，其主要強化來源就是無碳/超低碳馬氏體高位錯密度以及基體中納米金屬間化合物析出相。其韌性主要源于其無碳/超低碳馬氏體基體。值得指出的是，在高碳馬氏體中，碳原子引起馬氏體晶格嚴(yán)重畸變，導(dǎo)致位錯滑移體系大量減少。位錯很難在高碳馬氏體裂紋尖端產(chǎn)生和滑動，引起脆性斷裂。不同于高碳馬氏體，無碳/超低碳馬氏體的位錯的滑移系同一般鐵素體并無太大區(qū)別，只是其位錯密度比一般鐵素體要高，位錯增殖能力不強，導(dǎo)致拉伸時加工硬化率和均勻延伸率都比鐵素體低。但是，位錯可以在無碳/低碳馬氏體的裂紋尖端產(chǎn)生及運動，引起裂紋鈍化及提高韌性。所以，在具備高強度的同時，馬氏體時效鋼也兼顧了高韌性，在飛機起落架等關(guān)鍵場合發(fā)揮著重要的作用。

馬氏體時效鋼的熱處理工藝主要包含了固溶處理和時效處理兩部分。在高溫固溶處理過程中，各析出相全部溶解在奧氏體中。在快速淬火過程中，母相奧氏體切變形成含高位錯密度的板條馬氏體，在時效處理中，這些高密度位錯可以作為形核點，促進高密度納米析出物的形成。在典型的18Ni馬氏體時效鋼中，通過調(diào)整Co、Mo、Ti的合金含量，可以改變其主要納米析出物Ni3Ti與Ni3Mo顆粒的尺寸與密度，得到屈服強度范圍在1400~2400MPa的馬氏體時效鋼。其中，Co的主要作用是降低Mo在基體中的溶解度，促進Ni3Mo納米顆粒的析出，充分提升馬氏體時效鋼的強度。

不過，馬氏體時效鋼也存在一些缺點。一方面，Ni3Ti與Ni3Mo等納米析出物與馬氏體基體間形成半共格或非共格界面，所以更傾向于在位錯、晶界等缺陷處非均勻形核，其尺寸、密度、分布的優(yōu)化受到限制；另一方面，為保證非均勻形核時的納米析出物密度，馬氏體時效鋼中必須添加較高含量的Co元素，這樣一來，馬氏體時效鋼的成本非常昂貴。

近幾年，新型無Co馬氏體時效鋼的研究取得了較好的進展。北京科技大學(xué)呂昭平教授團隊通過析出物點陣錯配最小化的設(shè)計思路，開發(fā)出了價格低廉、抗拉強度2.2GPa、延伸率8.2%的無Co馬氏體時效鋼（圖4）。這種新型鋼材主要以Ni（Al，F(xiàn)e）共格納米析出物進行強化，通過合金成分調(diào)節(jié)，該析出物與馬氏體基體間的點陣錯配度僅為0.03%±0.04%，可以在馬氏體中均勻形核，實現(xiàn)極高密度（1024ｍ-3）、極細(xì)小（2.7nm）且均勻分布的納米析出強化，強化效果優(yōu)異。與此同時，由于該合金不再依賴Ni3Ti與Ni3Mo強化，采用廉價的Al取代了昂貴的Co與Ti元素，其生產(chǎn)成本大大降低。

此外，共析出納米強化也有望用于改進馬氏體時效鋼非均勻形核、成本昂貴的缺點。共析出納米強化同時采用多種共格析出物，例如bcc-Cu、B2-NiAl、L21-Ni2AlTi等，以獲得高密度、小尺寸、均勻分布的納米析出物，不同析出物之間也會產(chǎn)生相互作用，使材料具備更優(yōu)異的力學(xué)性能。以Cu/NiAl共析出納米強化鋼為例，其抗拉強度可達(dá)1.9GPa，延伸率達(dá)10％，斷面收縮率達(dá)40％。隨著合金成分的變化，Cu/NiAl的共析出機制也會隨之發(fā)生變化：當(dāng)Cu含量較高時，基體中先形成富Cu納米析出物，在其生長過程中，Ni與Al元素會偏聚到析出物與基體的界面上，進而抑制富Cu納米析出物的生長，同時，NiAl納米析出物會在界面處不均勻形核；當(dāng)Cu含量較低時，先形成NiAl基納米析出物，在析出物生長過程中，其內(nèi)部的Cu也會偏聚至析出物與基體的界面，在界面處形成Cu納米析出物。通過合金成分的調(diào)節(jié)，Cu/NiAl共析出強化鋼中可以獲得尺寸小于5nm的析出物。

圖4 新型無Co馬氏體時效鋼：（ａ）應(yīng)力-應(yīng)變曲線（ｂ）共格納米析出物的高分辨TEM照片

03 核反應(yīng)堆用鋼

為應(yīng)對全球氣候變化問題，核電站的發(fā)展日益受到關(guān)注，核電安全也始終是大眾的關(guān)注焦點。核反應(yīng)堆服役時，結(jié)構(gòu)材料需要經(jīng)受高溫、高應(yīng)力、高輻射、化學(xué)腐蝕環(huán)境等非常惡劣的條件，可靠的結(jié)構(gòu)材料在核電安全中起到了至關(guān)重要的作用。目前來看，鋼材在核電用結(jié)構(gòu)材料中占有重要地位。同時，研究發(fā)現(xiàn)，鋼材中的第二相析出顆粒不但有望提升材料的抗蠕變性能，而且能夠增強材料的抗輻射損傷性能，本章將主要介紹在氧化物彌散強化鐵素體鋼（ODS鋼）基礎(chǔ)上進一步開發(fā)出的納米結(jié)構(gòu)鐵素體合金（NFA合金）。

ODS鋼的主要特點就在于利用Y2O3顆粒，同時提升鋼材的抗蠕變與抗輻射損傷性能。不過，受到溶解度限制，傳統(tǒng)的熔煉技術(shù)無法在鋼材中引入Y元素，即便引入Y之后，鋼材中的Y原子也很難形成氧化物，無法發(fā)揮預(yù)期作用。20世紀(jì)80年代，F(xiàn)isher等發(fā)現(xiàn)，通過Y2O3粉末與富鐵合金粉末的機械合金化（MA）與熱固結(jié)處理，可以獲得具有納米尺度析出物的ODS鋼，這種ODS鋼同時具備了高準(zhǔn)靜態(tài)強度、高蠕變強度與高抗輻射損傷性能。目前，機械合金化是ODS鋼（與NFA合金）的主要制備手段。最近的研究發(fā)現(xiàn)，在機械合金化時，高能球磨可以使Y2O3溶于富鐵合金粉末，在隨后的熱固結(jié)處理中再析出細(xì)小的氧化物納米團簇，相比于傳統(tǒng)ODS鋼中尺寸較大的氧化物顆粒，此類氧化物納米團簇對蠕變強度、抗輻射損傷性能的增強效果更加明顯。通過調(diào)整合金成分與工藝參數(shù)，可以獲得非常高密度的氧化物納米團簇，為區(qū)別于傳統(tǒng)ODS鋼，此類鋼材稱作NFA合金。目前，除Y2O3外，NFA合金中還會添加一定量的Ti，以降低氧化物納米團簇尺寸。

氧化物納米團簇對NFA合金抗蠕變性能的增強機制主要有以下幾個方面。首先，NFA合金中的氧化物納米團簇具有非常高的熱穩(wěn)定性，例如，在1200℃保存24ｈ后，14YWT合金中氧化物納米團簇的密度仍未發(fā)生明顯改變。第二，在高溫下，這些細(xì)小的、高密度的、穩(wěn)定的氧化物納米團簇能夠阻礙位錯的滑移、攀移，減緩位錯的回復(fù)過程，抑制位錯蠕變機制。第三，晶界處大量彌散的氧化物納米團簇還可以提升NFA合金的擴散蠕變強度。

中子或帶電粒子的輻射會引起輻射硬化/軟化、輻射脆性、輻射腫脹、與蠕變壽命下降等現(xiàn)象，導(dǎo)致鋼材性能惡化。圖5對比了NFA合金與回火馬氏體鋼中的輻射損傷機制。回火馬氏體鋼的抗輻射損傷性能較差，首先，輻射會在微觀組織中形成大量自間隙原子位錯環(huán)與細(xì)小析出物，導(dǎo)致輻射硬化與輻射脆性；輻射還會在微觀組織中形成孔洞，導(dǎo)致輻射腫脹；此外，輻射所產(chǎn)生的He會在晶界處積累，促進蠕變孔洞的形成，降低材料的蠕變壽命。相比之下，NFA合金中存在大量細(xì)小且穩(wěn)定的氧化物納米團簇，可以作為輻射缺陷的湮滅位置，有效抑制輻射腫脹等現(xiàn)象；同時，氧化物納米團簇保證了鋼材在高溫高輻射的環(huán)境下仍具有高位錯密度，高密度納米團簇與位錯能夠?qū)e分散到細(xì)小的氣泡中，避免晶界處He聚集而導(dǎo)致沿晶斷裂。

圖5　NFA合金（ａ）與回火馬氏體鋼（TMS）（ｂ）中子輻射損傷機制

04 高模量鋼

為實現(xiàn)鋼結(jié)構(gòu)件的輕量化，必然要減小結(jié)構(gòu)件的厚度。然而，結(jié)構(gòu)件的剛度對其厚度十分敏感，為避免由幾何失穩(wěn)所導(dǎo)致的災(zāi)難性屈曲（buckling），鋼材的楊氏模量需要得到進一步提高。常規(guī)的鋼材強韌方法，包括固溶強化、析出強化、晶界強化等，并不能有效提高材料整體的楊氏模量。現(xiàn)今唯一有效增強鋼材楊氏模量的方法則是將某種陶瓷作為增強相加入到鋼材中，引入的方法既可從外部引入（ex-situ），例如采用粉末冶金方法，也可在鋼材內(nèi)部由化學(xué)反應(yīng)原位生成（in-situ）。這樣制備出的陶瓷增強鋼，又叫做高模量鋼，具有傳統(tǒng)金屬材料所欠缺的諸多優(yōu)點，例如高模量、低密度、高硬度以及良好的耐磨性，同時鋼本身作為基體亦使其具有可靠的塑性及延伸率。因此高模量鋼既可以被用于需要耐熱耐磨的發(fā)動機或剎車部件，例如活塞和剎車盤等，又可作為高強度高模量部件的材料，例如底盤、曲軸、連桿等。對陶瓷種類的選擇，主要依據(jù)其是否具有高強度、高模量、低密度、高耐磨以及高熔點等屬性，因而常見的陶瓷材料主要是C、O、B等的化合物，包括TiC、TiB2、SiC、WC、SiO2、Al2O3、NbC等。此外，所選取的陶瓷不能與鋼材本身發(fā)生化學(xué)反應(yīng)生成新的組織，因為該組織極有可能會影響該復(fù)合材料的力學(xué)性質(zhì)。

高模量鋼的強化機理可分為直接強化和間接強化。前者主要通過負(fù)荷轉(zhuǎn)移的方式來實現(xiàn)，亦即材料整體所承擔(dān)的負(fù)荷會由基體經(jīng)過鋼/陶瓷界面而轉(zhuǎn)移到強度更高的陶瓷。這種方式使得增強相分擔(dān)了大部分的外加載荷，從而使得材料整體具有更高的強度。直接強化的效率不僅受增強相的體積分?jǐn)?shù)或形貌（較高長寬比通常優(yōu)于球形顆粒）的影響，還主要取決于界面的強度，因為界面充當(dāng)了負(fù)荷由基體向陶瓷顆粒轉(zhuǎn)移的介質(zhì)。據(jù)此分析，傳統(tǒng)粉末冶金方法不僅會導(dǎo)致非共格界面（較弱）的形成，還可能使得界面處形成孔隙，嚴(yán)重影響界面的整體強度。這樣制備出的高模量鋼在形變過程中會率先發(fā)生界面脫粘并導(dǎo)致直接強化模式的失效。相比之下，在鑄造凝固過程中通過共晶反應(yīng)可以原位生成新的增強相，據(jù)此制備出的原位高模量鋼（例如鐵基TiB2增強鋼）具有更高的界面強度（共格界面）以及負(fù)荷轉(zhuǎn)移效率，其拉伸性能會優(yōu)于粉末冶金所制備的相同（成分、微觀組織形貌）材料。

間接強化則由兩相的熱膨脹系數(shù)的差異導(dǎo)致。由于鋼的熱膨脹系數(shù)通常遠(yuǎn)大于陶瓷，在冷卻過程中（例如淬火、退火降溫）基體將產(chǎn)生更大程度的收縮從而對陶瓷產(chǎn)生擠壓。由于基體和陶瓷模量的差異，基體冷卻產(chǎn)生的形變無法有效傳遞至陶瓷，導(dǎo)致兩相界面處（基體一側(cè)）發(fā)生明顯的形變梯度，該梯度必將導(dǎo)致幾何必需位錯的形成并伴隨新的殘余應(yīng)力。換句話說，高模量鋼的間接強化的直接原因是界面處的幾何必需位錯。實驗發(fā)現(xiàn)陶瓷增強材料的屈服強度在壓縮過程中明顯高于其在拉伸過程，證明了殘余應(yīng)力的存在。然而與直接強化相比，間接強化更難進行定量分析，主要原因在于幾何必需位錯的不均勻分布及其對材料整體強度貢獻的機理尚不成熟。

結(jié)語

作為同時提升強度與韌性的有效方法，第二相顆粒強韌化在各類鋼材中都起到了至關(guān)重要的作用，而在新型鋼材中，更高的性能要求與復(fù)雜的微觀組織也給第二相顆粒強韌化帶來了更大的發(fā)揮空間與更多的挑戰(zhàn)。以汽車用鋼為例，很多新型鋼材已經(jīng)在鋼廠實現(xiàn)量產(chǎn)，卻因為焊接性能、低溫韌性、抗氫致延遲斷裂性能等方面的限制，無法在汽車產(chǎn)業(yè)推廣。第二相顆粒強韌化不但能夠保證新型鋼材的強度與韌性，也為改進這些實際服役性能提供了有效方法。同時，新型鋼材中涉及的復(fù)相組織析出物、氫與第二相顆粒的相互作用、納米共析出強化等研究課題也對科研人員提出了更高的要求。未來，隨著原子尺度實驗表征技術(shù)、模擬技術(shù)的不斷發(fā)展，人們對第二相顆粒強韌化認(rèn)識的不斷深入，第二相顆粒有望更好地發(fā)揮其強韌化作用，推動更多新型鋼材走向?qū)嶋H應(yīng)用。

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