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一文讀懂鋼鐵材料中第二相顆粒強(qiáng)韌化~

2021-08-26 11:39:03 作者：理化檢驗(yàn)物理分冊(cè) 來(lái)源：理化檢驗(yàn)物理分冊(cè) 分享至：

第二相顆粒是鋼材強(qiáng)韌化的重要方法，可以同時(shí)兼顧鋼材的強(qiáng)度、韌性以及其他服役性能。隨著近年來(lái)對(duì)鋼材強(qiáng)度要求的提高，研究人員開(kāi)發(fā)出了一大批新型鋼鐵材料，第二相顆粒強(qiáng)韌化在這些新型鋼材中亦發(fā)揮了重要作用。但與此同時(shí)，在這些新型鋼鐵材料中，第二相顆粒強(qiáng)韌化也面臨著諸多挑戰(zhàn)與機(jī)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(guò)汽車(chē)輕量化用鋼、超高強(qiáng)度馬氏體時(shí)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(duì)新型鋼鐵材料的強(qiáng)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(dú)特的微觀組織、制備工藝、服役環(huán)境等特點(diǎn)，分析了其第二相顆粒強(qiáng)韌化的機(jī)理以及尚待解決的問(wèn)題，旨在為鋼中第二相顆粒強(qiáng)韌化領(lǐng)域的進(jìn)一步研究與發(fā)展提供參考。

鋼中第二相顆粒的增強(qiáng)機(jī)理

鋼中的第二相顆粒可以阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)、孿生等變形過(guò)程，實(shí)現(xiàn)強(qiáng)化。以對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用為例，第二相顆粒增強(qiáng)機(jī)制主要分為切過(guò)機(jī)制與Orowan機(jī)制。

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

當(dāng)?shù)诙囝w粒不可變形時(shí)，增強(qiáng)機(jī)制為Orowan機(jī)制（也稱(chēng)繞過(guò)機(jī)制，如圖1）。在位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)過(guò)程中，位錯(cuò)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(cuò)線的曲率半徑。當(dāng)R＝λ/2時(shí)（λ為顆粒間距），反向應(yīng)力最大，此時(shí)的臨界分切應(yīng)力為τｃ＝Ｔ/2ｂλ。在實(shí)際材料中，常常通過(guò)減小顆粒尺寸或提高顆粒體積分?jǐn)?shù)的方法來(lái)減小顆粒間距λ，從而獲得更好的強(qiáng)化效果。在位錯(cuò)繞過(guò)第二相顆粒后，會(huì)形成位錯(cuò)環(huán)包圍第二相顆粒，進(jìn)一步阻礙其他位錯(cuò)在該滑移面上的運(yùn)動(dòng)，如圖1b。

圖1 第二相顆粒增強(qiáng)的Orowan機(jī)制：（ａ）位錯(cuò)繞過(guò)顆粒之前，發(fā)生彎曲；（ｂ）位錯(cuò)繞過(guò)顆粒后，形成位錯(cuò)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(qiáng)度越高。另外，細(xì)晶強(qiáng)化一般不會(huì)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(qiáng)化機(jī)制。

第二相顆粒強(qiáng)韌化在新型鋼材中的應(yīng)用

01 汽車(chē)輕量化用鋼

1.1 低合金高強(qiáng)度鋼

低合金高強(qiáng)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(qiáng)化與晶粒細(xì)化作用，獲得的具有較高強(qiáng)度的低碳鋼。HSLA鋼在汽車(chē)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(chē)輛的底盤(pán)、車(chē)身加強(qiáng)件等場(chǎng)合。

HSLA鋼的強(qiáng)化主要來(lái)自微合金化元素所形成的碳氮化物沉淀，強(qiáng)化機(jī)制包括了以O(shè)rowan機(jī)制為主的析出強(qiáng)化作用與熱機(jī)械軋制過(guò)程中的晶粒細(xì)化作用。具體而言，在熱機(jī)械軋制過(guò)程中，碳氮化合物能夠抑制奧氏體晶粒長(zhǎng)大、再結(jié)晶等過(guò)程，在形變奧氏體中積累更多的變形帶、位錯(cuò)等鐵素體形核位置，使鐵素體晶粒得到細(xì)化。終軋過(guò)后，HSLA鋼中固溶態(tài)的微合金元素會(huì)在冷卻、卷取等過(guò)程中繼續(xù)析出，其析出方式包括在奧氏體冷卻過(guò)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(qiáng)化效果優(yōu)異，是近幾年的研究熱點(diǎn)之一。研究發(fā)現(xiàn)，要想獲得最佳的相間析出強(qiáng)化效果，應(yīng)提升碳化物形成驅(qū)動(dòng)力，并降低奧氏體-鐵素體界面移動(dòng)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(qiáng)化與析出強(qiáng)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(guò)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(qiáng)化效果。在實(shí)際生產(chǎn)中，結(jié)合不同微合金化元素的優(yōu)勢(shì)（例如Nb的細(xì)晶強(qiáng)化與V的析出強(qiáng)化），可以獲得更好的強(qiáng)化效果。但也有研究指出，Ti的加入會(huì)消耗大量Nb、V、N等元素，形成強(qiáng)化作用較弱的大顆粒，對(duì)Nb、V的析出強(qiáng)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(qiáng)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(shí)，氮化鈦等析出物可以成為針狀鐵素體在晶內(nèi)的形核點(diǎn)，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(jìn)高強(qiáng)度鋼

隨著汽車(chē)輕量化要求的不斷提升，研究人員開(kāi)始探索強(qiáng)度更高的先進(jìn)高強(qiáng)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(chē)制造行業(yè)，第二、三代AHSS鋼的研發(fā)則仍是近幾年的熱點(diǎn)。

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(qiáng)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(qiáng)度最高達(dá)1180MPa，延伸率仍保持在5％以上，可用于車(chē)輛的保險(xiǎn)桿等部件。

DP鋼中的第二相顆粒強(qiáng)韌化主要也依靠Nb、V等微合金元素。據(jù)報(bào)道，國(guó)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(guò)0.1%。通過(guò)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(qiáng)度，從而提升材料的屈服強(qiáng)度；另一方面，少量相對(duì)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(shí)也可以減小鐵素體與馬氏體間的強(qiáng)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(xiǎn)，提升DP鋼的韌性。此外，DP鋼中常常存在擴(kuò)孔性能與高延伸率不匹配的問(wèn)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(qiáng)韌化機(jī)制可以有效降低應(yīng)變不協(xié)調(diào)性，從而提升DP鋼的擴(kuò)孔性能。

第二代AHSS鋼中的孿晶誘發(fā)塑性鋼（TWIP鋼）同時(shí)具備高抗拉強(qiáng)度（可達(dá)1000MPa）與高延伸率（可達(dá)50％），有望實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度復(fù)雜汽車(chē)零部件的室溫成形。通過(guò)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(guò)程中，奧氏體內(nèi)部形成大量孿晶，阻礙位錯(cuò)滑移，產(chǎn)生動(dòng)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(qiáng)度、高氫致延遲斷裂風(fēng)險(xiǎn)等缺點(diǎn)，限制了其實(shí)際應(yīng)用。

第二相析出顆粒強(qiáng)化可以有效提升TWIP鋼的屈服強(qiáng)度。需要注意的是，TWIP鋼中的Mn含量很高，這可能會(huì)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(jī)制產(chǎn)生強(qiáng)化，而這些元素對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)則各不相同（圖3）。由圖可知，在合金元素含量小于0.1%時(shí)，Ti的強(qiáng)化效果最佳，但如果繼續(xù)增加Ti含量，鋼材中就會(huì)形成大的碳化釩夾雜物，強(qiáng)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(qiáng)度提升約250MPa，提升幅度最大。此外，由于TWIP鋼在變形過(guò)程中會(huì)形成大量孿晶與堆垛層錯(cuò)，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(cuò)與變形孿晶都能以類(lèi)似于Orowan機(jī)制的方式繞過(guò)碳化物，同時(shí)，碳化物對(duì)孿晶移動(dòng)的阻力會(huì)隨孿晶厚度的減小而增大。

由于TWIP鋼的強(qiáng)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(xiǎn)也往往很大。添加Al元素可以緩解TWIP鋼的延遲斷裂風(fēng)險(xiǎn)，但往往會(huì)降低TWIP鋼的屈服強(qiáng)度。研究表明，釩碳化物等第二相顆粒可以作為T(mén)WIP鋼中的有效氫陷阱，有望在提升TWIP鋼屈服強(qiáng)度的同時(shí)，降低延遲斷裂風(fēng)險(xiǎn)。不過(guò)，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(huì)出現(xiàn)下降。

圖3 TWIP鋼中不同合金元素對(duì)屈服強(qiáng)度的增強(qiáng)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(qiáng)度、高延展性的特點(diǎn)，受到廣泛關(guān)注。在熱處理過(guò)程中，Q&P鋼需要先淬火（Q）至馬氏體開(kāi)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(jìn)行配分（P）處理，在配分過(guò)程中，碳原子從過(guò)飽和馬氏體中向未轉(zhuǎn)變的奧氏體中擴(kuò)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(guò)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(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度與高延伸率的結(jié)合。

02 馬氏體時(shí)效鋼

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

馬氏體時(shí)效鋼具有合金含量高、碳含量極低的成分特點(diǎn)，其主要強(qiáng)化來(lái)源就是無(wú)碳/超低碳馬氏體高位錯(cuò)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(wú)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(cuò)滑移體系大量減少。位錯(cuò)很難在高碳馬氏體裂紋尖端產(chǎn)生和滑動(dòng)，引起脆性斷裂。不同于高碳馬氏體，無(wú)碳/超低碳馬氏體的位錯(cuò)的滑移系同一般鐵素體并無(wú)太大區(qū)別，只是其位錯(cuò)密度比一般鐵素體要高，位錯(cuò)增殖能力不強(qiáng)，導(dǎo)致拉伸時(shí)加工硬化率和均勻延伸率都比鐵素體低。但是，位錯(cuò)可以在無(wú)碳/低碳馬氏體的裂紋尖端產(chǎn)生及運(yùn)動(dòng)，引起裂紋鈍化及提高韌性。所以，在具備高強(qiáng)度的同時(shí)，馬氏體時(shí)效鋼也兼顧了高韌性，在飛機(jī)起落架等關(guān)鍵場(chǎng)合發(fā)揮著重要的作用。

馬氏體時(shí)效鋼的熱處理工藝主要包含了固溶處理和時(shí)效處理兩部分。在高溫固溶處理過(guò)程中，各析出相全部溶解在奧氏體中。在快速淬火過(guò)程中，母相奧氏體切變形成含高位錯(cuò)密度的板條馬氏體，在時(shí)效處理中，這些高密度位錯(cuò)可以作為形核點(diǎn)，促進(jìn)高密度納米析出物的形成。在典型的18Ni馬氏體時(shí)效鋼中，通過(guò)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(qiáng)度范圍在1400~2400MPa的馬氏體時(shí)效鋼。其中，Co的主要作用是降低Mo在基體中的溶解度，促進(jìn)Ni3Mo納米顆粒的析出，充分提升馬氏體時(shí)效鋼的強(qiáng)度。

不過(guò)，馬氏體時(shí)效鋼也存在一些缺點(diǎn)。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(cuò)、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(shí)的納米析出物密度，馬氏體時(shí)效鋼中必須添加較高含量的Co元素，這樣一來(lái)，馬氏體時(shí)效鋼的成本非常昂貴。

近幾年，新型無(wú)Co馬氏體時(shí)效鋼的研究取得了較好的進(jìn)展。北京科技大學(xué)呂昭平教授團(tuán)隊(duì)通過(guò)析出物點(diǎn)陣錯(cuò)配最小化的設(shè)計(jì)思路，開(kāi)發(fā)出了價(jià)格低廉、抗拉強(qiáng)度2.2GPa、延伸率8.2%的無(wú)Co馬氏體時(shí)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(jìn)行強(qiáng)化，通過(guò)合金成分調(diào)節(jié)，該析出物與馬氏體基體間的點(diǎn)陣錯(cuò)配度僅為0.03%±0.04%，可以在馬氏體中均勻形核，實(shí)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(qiáng)化，強(qiáng)化效果優(yōu)異。與此同時(shí)，由于該合金不再依賴(lài)Ni3Ti與Ni3Mo強(qiáng)化，采用廉價(jià)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(qiáng)化也有望用于改進(jìn)馬氏體時(shí)效鋼非均勻形核、成本昂貴的缺點(diǎn)。共析出納米強(qiáng)化同時(shí)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(huì)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(qiáng)化鋼為例，其抗拉強(qiáng)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(jī)制也會(huì)隨之發(fā)生變化：當(dāng)Cu含量較高時(shí)，基體中先形成富Cu納米析出物，在其生長(zhǎng)過(guò)程中，Ni與Al元素會(huì)偏聚到析出物與基體的界面上，進(jìn)而抑制富Cu納米析出物的生長(zhǎng)，同時(shí)，NiAl納米析出物會(huì)在界面處不均勻形核；當(dāng)Cu含量較低時(shí)，先形成NiAl基納米析出物，在析出物生長(zhǎng)過(guò)程中，其內(nèi)部的Cu也會(huì)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(guò)合金成分的調(diào)節(jié)，Cu/NiAl共析出強(qiáng)化鋼中可以獲得尺寸小于5nm的析出物。

圖4 新型無(wú)Co馬氏體時(shí)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(duì)全球氣候變化問(wèn)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(diǎn)。核反應(yīng)堆服役時(shí)，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(lái)看，鋼材在核電用結(jié)構(gòu)材料中占有重要地位。同時(shí)，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(qiáng)材料的抗輻射損傷性能，本章將主要介紹在氧化物彌散強(qiáng)化鐵素體鋼（ODS鋼）基礎(chǔ)上進(jìn)一步開(kāi)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(diǎn)就在于利用Y2O3顆粒，同時(shí)提升鋼材的抗蠕變與抗輻射損傷性能。不過(guò)，受到溶解度限制，傳統(tǒng)的熔煉技術(shù)無(wú)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(wú)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(guò)Y2O3粉末與富鐵合金粉末的機(jī)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(shí)具備了高準(zhǔn)靜態(tài)強(qiáng)度、高蠕變強(qiáng)度與高抗輻射損傷性能。目前，機(jī)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(jī)械合金化時(shí)，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(tuán)簇，相比于傳統(tǒng)ODS鋼中尺寸較大的氧化物顆粒，此類(lèi)氧化物納米團(tuán)簇對(duì)蠕變強(qiáng)度、抗輻射損傷性能的增強(qiáng)效果更加明顯。通過(guò)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(tuán)簇，為區(qū)別于傳統(tǒng)ODS鋼，此類(lèi)鋼材稱(chēng)作NFA合金。目前，除Y2O3外，NFA合金中還會(huì)添加一定量的Ti，以降低氧化物納米團(tuán)簇尺寸。

氧化物納米團(tuán)簇對(duì)NFA合金抗蠕變性能的增強(qiáng)機(jī)制主要有以下幾個(gè)方面。首先，NFA合金中的氧化物納米團(tuán)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(tuán)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(tuán)簇能夠阻礙位錯(cuò)的滑移、攀移，減緩位錯(cuò)的回復(fù)過(guò)程，抑制位錯(cuò)蠕變機(jī)制。第三，晶界處大量彌散的氧化物納米團(tuán)簇還可以提升NFA合金的擴(kuò)散蠕變強(qiáng)度。

中子或帶電粒子的輻射會(huì)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(duì)比了NFA合金與回火馬氏體鋼中的輻射損傷機(jī)制。回火馬氏體鋼的抗輻射損傷性能較差，首先，輻射會(huì)在微觀組織中形成大量自間隙原子位錯(cuò)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(huì)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(huì)在晶界處積累，促進(jìn)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(tuán)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(shí)，氧化物納米團(tuán)簇保證了鋼材在高溫高輻射的環(huán)境下仍具有高位錯(cuò)密度，高密度納米團(tuán)簇與位錯(cuò)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(jī)制

04 高模量鋼

為實(shí)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(duì)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(jìn)一步提高。常規(guī)的鋼材強(qiáng)韌方法，包括固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化、晶界強(qiáng)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(qiáng)鋼材楊氏模量的方法則是將某種陶瓷作為增強(qiáng)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(qiáng)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(diǎn)，例如高模量、低密度、高硬度以及良好的耐磨性，同時(shí)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(dòng)機(jī)或剎車(chē)部件，例如活塞和剎車(chē)盤(pán)等，又可作為高強(qiáng)度高模量部件的材料，例如底盤(pán)、曲軸、連桿等。對(duì)陶瓷種類(lèi)的選擇，主要依據(jù)其是否具有高強(qiáng)度、高模量、低密度、高耐磨以及高熔點(diǎn)等屬性，因而常見(jiàn)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?yàn)樵摻M織極有可能會(huì)影響該復(fù)合材料的力學(xué)性質(zhì)。

高模量鋼的強(qiáng)化機(jī)理可分為直接強(qiáng)化和間接強(qiáng)化。前者主要通過(guò)負(fù)荷轉(zhuǎn)移的方式來(lái)實(shí)現(xiàn)，亦即材料整體所承擔(dān)的負(fù)荷會(huì)由基體經(jīng)過(guò)鋼/陶瓷界面而轉(zhuǎn)移到強(qiáng)度更高的陶瓷。這種方式使得增強(qiáng)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(qiáng)度。直接強(qiáng)化的效率不僅受增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù)或形貌（較高長(zhǎng)寬比通常優(yōu)于球形顆粒）的影響，還主要取決于界面的強(qiáng)度，因?yàn)榻缑娉洚?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(huì)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(qiáng)度。這樣制備出的高模量鋼在形變過(guò)程中會(huì)率先發(fā)生界面脫粘并導(dǎo)致直接強(qiáng)化模式的失效。相比之下，在鑄造凝固過(guò)程中通過(guò)共晶反應(yīng)可以原位生成新的增強(qiáng)相，據(jù)此制備出的原位高模量鋼（例如鐵基TiB2增強(qiáng)鋼）具有更高的界面強(qiáng)度（共格界面）以及負(fù)荷轉(zhuǎn)移效率，其拉伸性能會(huì)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(qiáng)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(guò)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(duì)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(wú)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(cuò)的形成并伴隨新的殘余應(yīng)力。換句話說(shuō)，高模量鋼的間接強(qiáng)化的直接原因是界面處的幾何必需位錯(cuò)。實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)陶瓷增強(qiáng)材料的屈服強(qiáng)度在壓縮過(guò)程中明顯高于其在拉伸過(guò)程，證明了殘余應(yīng)力的存在。然而與直接強(qiáng)化相比，間接強(qiáng)化更難進(jìn)行定量分析，主要原因在于幾何必需位錯(cuò)的不均勻分布及其對(duì)材料整體強(qiáng)度貢獻(xiàn)的機(jī)理尚不成熟。

結(jié)語(yǔ)

作為同時(shí)提升強(qiáng)度與韌性的有效方法，第二相顆粒強(qiáng)韌化在各類(lèi)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(qiáng)韌化帶來(lái)了更大的發(fā)揮空間與更多的挑戰(zhàn)。以汽車(chē)用鋼為例，很多新型鋼材已經(jīng)在鋼廠實(shí)現(xiàn)量產(chǎn)，卻因?yàn)楹附有阅堋⒌蜏仨g性、抗氫致延遲斷裂性能等方面的限制，無(wú)法在汽車(chē)產(chǎn)業(yè)推廣。第二相顆粒強(qiáng)韌化不但能夠保證新型鋼材的強(qiáng)度與韌性，也為改進(jìn)這些實(shí)際服役性能提供了有效方法。同時(shí)，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(qiáng)化等研究課題也對(duì)科研人員提出了更高的要求。未來(lái)，隨著原子尺度實(shí)驗(yàn)表征技術(shù)、模擬技術(shù)的不斷發(fā)展，人們對(duì)第二相顆粒強(qiáng)韌化認(rèn)識(shí)的不斷深入，第二相顆粒有望更好地發(fā)揮其強(qiáng)韌化作用，推動(dòng)更多新型鋼材走向?qū)嶋H應(yīng)用。

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