摘 要 采用組織超細化提高鋼鐵結構材料的強韌性和使用壽命是上個世紀90年代中期以來的發(fā)展趨勢。介紹了我國973第一批項目之一“新一代鋼鐵材料重大基礎研究”的主要5種超細化方法，適用于不同強度和顯微組織的鋼類：具有鐵素體+珠光體(F+P)的碳素或低合金鋼，采用強力軋制和形變誘導鐵素體相變(DIFT)技術；在薄板坯連鑄連軋現(xiàn)代流程下，采用第二相(析出相)的納米化控制；具有低碳貝氏體或針狀鐵素體的微合金鋼采用形變誘導析出(DIP)和中溫相變控制；采用調(diào)質(zhì)處理的合金結構鋼，應用新的合金設計思路以提高界面溫度，增加氫陷阱和二次硬化路線，快速超細晶熱處理的綜合技術；發(fā)展無碳化物貝／馬組織和富碳殘奧薄膜以做到中低溫回火合結鋼的強韌化優(yōu)良配合。
關鍵詞 顯微組織 組織細化 超細晶 結構鋼
2002年，中國鋼鐵產(chǎn)量達到1.8億t，表觀消費量達到2.1億t，遙居世界首位，也是世界歷史上鋼鐵材料生產(chǎn)和消費的第一大國最高歷史紀錄。這是中國經(jīng)濟及市場高需求的反映，說明鋼鐵材料對經(jīng)濟發(fā)展和社會需求的重要性。在鋼鐵材料中，90％～95％屬于結構材料，在需求增長的同時，鋼鐵結構材料正在發(fā)展“新一代鋼鐵材料”，它的特征是超細晶、高潔凈、高均勻，其中核心技術是超細晶，通過將當前工業(yè)細晶粒尺寸(一般為20μm左右)細化一個數(shù)量級，按照Hall-Perch的σs=σo+Kd-1/2關系式 關系式，鋼鐵材料的強度可提高一倍，同時保持良好的塑性和韌性配合。本文就國家第一批"973"項目之一“新一代鋼鐵材料的重大基礎研究”所研發(fā)的超細晶形成和控制的主要五條技術路線作一概略性的介紹。
1．碳素和低合金結構鋼的組織細化
這類鋼占鋼鐵結構材料的85％以上，其中以熱軋為鋼廠供應態(tài)，也是用戶使用態(tài)的占到70％以上，組織細化的重要性和經(jīng)濟性反映最為突出，也是“973"工作的重點。目前已形成一條完整的工藝流程，即：
潔凈化冶煉－充分等軸晶化凝固－強力和低溫初軋－“形變誘導鐵素體相變”精軋一冷卻控制。
這條路線是我國鋼鐵科技工作者近幾年的創(chuàng)新集成。潔凈化冶煉以使材料強度提高以后，使由于鋼中夾雜物帶來的脆化敏感性得以避免，保證使用(特別是低溫使用)的安全性。如果發(fā)展并采用了提高等軸晶率的凝固技術后，由于順序凝固形成的柱狀晶得以消除或減弱，材料的宏觀偏析，特別是中心偏析可以明顯減少；材料的成分分布均勻性得以提高，這就保證了高質(zhì)量、均勻力學性能鑄坯的形成。在有了潔凈化和高均勻性(成分及性能)基礎上，就可以采用強力和低溫開坯可能性，在初軋階段應用奧氏體的再結晶細化基礎上，精軋階段采用關鍵的“形變誘導鐵素體相變”(Deformation Induced Ferrite Transformation，DIFT)技術，而凝固的充分等軸晶化技術和初軋充分應用再結晶細化為DIFT的應用創(chuàng)造了前提條件。
80年代中期，Yada[1]等人在試驗室研究C-Mn鋼的晶粒細化工作時提出了“應變誘導相變”(Strain Induced Transformation，SIT)概念，90年代中期P．D．Hodgson等人[2]利用單機架軋機使熱軋鋼帶表面做到超細晶(最細約0.5～l μm)，提出了“應變誘導相變軋制”(Strain-induced transformation rolling，SITR)過程。從事新一代鋼鐵材料(簡稱N．G．Steel)研究的我國科技工作者，對這一過程的熱力學、動力學、晶體學、微觀組織形貌特征及力學性能表現(xiàn)等進行了系統(tǒng)研究，認為這一現(xiàn)象(誘導相變)不僅與應變有關，而且鋼的化學態(tài)勢(化學成分及化學位)；凝固后軋制之前的固態(tài)相分布狀況；軋制時的應力、應變、應變速率、軋制機架間的道次冷卻和停留時間；軋后的控冷(包含卷取等工藝)都與這個過程有關，是一個多變量多因素的耦合過程。因此從“應變誘導相變”深化為“形變誘導相變”的全過程概念，并在2000年韓國召開的"21世紀高性能結構材料”(HIPER—21)會議上正式提出“形變誘導鐵素體相變”[3](Deformation Induced Ferrite Transformation，DIFT)。本文僅就其熱力學原因及特點加以簡單介紹，余詳見《超細晶鋼》一書[4]。
DIFT不同于傳統(tǒng)控軋控冷(TMCP)之處，是它的相變(低碳鋼中γ－α＋P)主要發(fā)生在軋鋼過程中而不是軋后冷卻過程中。
通常，多數(shù)鋼鐵結構材料熱軋是在單一奧氏體相區(qū)軋制，見圖1(a)。研究和生產(chǎn)都關注有關軋制溫度、應力一應變和產(chǎn)品的質(zhì)量控制(板形，尺寸，精度)等參數(shù)，一般不關注或不追求產(chǎn)生相變的條件，TMCP關注軋制是因為它為以后冷卻時γ－α＋P的形核及相轉變以及分布創(chuàng)造了條件。從熱力學分析表明，由于軋制產(chǎn)生的變形能不可能在軋后由熱馳豫、彈塑性恢復等完全釋放，特別在現(xiàn)代高速軋制條件下總有部分形變能被保留在被變形的鋼材中，這部分能量在適當條件下，轉變?yōu)橄嘧冏杂赡茏兓囊徊糠?，它增加了相變的?qū)動力(根據(jù)計算和分析，約占變形能的5％～10％。
若用熱力學描述這個概念，即是一般相變的方向應朝體系自由能降低的方向發(fā)展，即△G<0，而自由能變化的方向取決于
△G＝一y(△Gv—△GE)+ ?gs (1)
式中 △G——體系總的自由能變化；
△Gv——體積自由能變化；
△GE——彈性自由能變化；
△Gs——新相形成的表面自由能變化。
若在軋鋼中考慮到被變形儲存的變形能，這部分變形能轉化為相變驅(qū)動力為△GD，它最終降低了系統(tǒng)的自由能，則式(1)改寫為：
△G＝一V(△Gv—△GE)+ △Gs—△GD (2)
由于式(2)的影響，反映軋鋼中相變臨界點(Ae3)發(fā)生了變化。即平衡狀態(tài)下開始出現(xiàn)α相的臨界點Ae3在考慮到?GD的影響后實際上形成了AD3(變形態(tài)下的A3)。計算表明，被儲存的變形能?GD越大，AD3提高得越多，因而在精軋機組軋鋼(當軋制溫度接近Ae3時，一般軋制區(qū)間在AD3～Ar3區(qū)間)過程有可能使鋼材進入(γ+α)的實際雙相區(qū)，即誘導產(chǎn)生新生α相，即是形變誘導鐵素體相變，而不是雙相區(qū)保溫或緩冷應當出現(xiàn)塊狀粗大的α相，也有人建議這類軋制是一種“臨界點軋制”。
實驗室的工作證明了形變誘導鐵素體相變(DIFT)的產(chǎn)生。一種低碳鋼，當在1150℃奧氏體化加熱后，以5℃／s冷卻速度到825℃，再825℃保溫均勻化后水淬，得到馬氏體組織；若825℃保溫均勻化后變形60％，變形后立即水淬，則得到超細鐵素體。因此通過形變，使在單一奧氏體相區(qū)內(nèi)可以誘導產(chǎn)生超細的鐵素體。
這類相變有一些特性：
(1) 它是動態(tài)相變，是在有軋制力產(chǎn)生形變儲存能后誘導相變，不是軋后冷卻的相變。由于是動態(tài)相變，它屬于非平衡態(tài)過程，因而在一定條件下就有逆相變及其他亞穩(wěn)相變出現(xiàn)的可能。
(2) 它是形核為主的相變。α相形核首先產(chǎn)生于具有高畸變儲能的原子晶界，在臨界尺寸晶核(r*)以上的新相形核后沿α／γ相界前沿高畸變區(qū)反復形核，這個形核條件取決于局部應變和應變能足夠大(即有一個微觀的臨界應變量)，在系統(tǒng)應變能增大后也在晶內(nèi)高畸變區(qū)(應變帶，滑移帶，孿晶帶，亞結構界面、第二相界面)不斷產(chǎn)生形核。這個反復形核是形核的不飽和過程。不能用Cahn提出的飽和形核機制描述，也不能用一階段的J-M-A方程描述。
(3) 它具有快速相變特征。在化學勢驅(qū)動和高溫擴散型相變范圍內(nèi)，碳的上坡擴散和管道擴散快(因位錯密度在增加，又是高溫過程)是主要決定因素，計算表明在毫秒級就能發(fā)生。
(4) 它具有超細晶表現(xiàn)。計算指出，DIFT相變的臨界核心尺寸(r*)比類似溫度的再結晶相變或軋后冷卻γ-α相變的尺寸都小，見圖4。若?GD＝50J／mol，r*＝0.064μm，在一般低碳碳素鋼中，鐵素體的平均晶粒尺寸可在5μm 以下(生產(chǎn)條件)，而實驗室可達l μm左右。在微合金鋼中因有M(C．N)存在，就會阻礙新生α的長大。它的鐵素體晶粒尺寸在生產(chǎn)條件下也能達1～2μm。形成的超細晶會按照Hall-Petch關系強化材料。
(5) DIFT的發(fā)生并在連續(xù)軋制過程中伴生了鐵素體動態(tài)再結晶(α—DRX)，α動態(tài)再結晶使得最終出現(xiàn)超細等軸化鐵素體，使材料強韌性和各向同性基本得到保證。DIFT／α-DRX是兩個階段但又是連軋過程中連續(xù)交叉發(fā)生，這是工藝控制重點。
(6) 在連續(xù)變溫軋制時不追求極高的DIFT α體積量，(試驗室采用大形變量和深過冷雙重作用后可達90％以上，生產(chǎn)條件下很難超過50％)。這種誘導過程對隨后的TMCP γ－α+P產(chǎn)生影響，若把γ-DRX，DIFT／α-DRX和冷卻／γ－α+P三類過程最優(yōu)組合，可以得到“強度翻番，韌性優(yōu)良”的新一代鋼鐵材料。
——《中國金相分析網(wǎng)》
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