【正文】 體晶粒內(nèi)部的形核速率，最終得到細(xì)小的鐵素體組織。 低碳貝氏體鋼的控制軋制 控制軋制的概念控制軋制過(guò)去只是簡(jiǎn)單的理解為低溫軋制，它是指在比常規(guī)軋制溫度稍低的條件下，采用強(qiáng)化壓下和控制冷卻措施來(lái)提高熱軋鋼的強(qiáng)度和韌性等綜合性能的一種軋制方法。在鋼中加入銅還可以提高鋼的抗疲勞力。超過(guò)時(shí)效峰值溫度后，鋼處于過(guò)時(shí)效狀態(tài)，隨時(shí)效溫度的提高，鋼的硬度下降[34]。鋼中含一定量的Mn時(shí)，可使過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)上存在明顯的河灣，并顯著推遲高溫轉(zhuǎn)變，使鋼的上、下C曲線(xiàn)分離，尤其是Mn與B相結(jié)合，使高溫轉(zhuǎn)變的孕育期明顯長(zhǎng)于中溫轉(zhuǎn)變，這樣有利于在較寬的冷速范圍內(nèi)，獲得完全的貝氏體組織。 C含量的控制范圍%以下(%~%)。 相變強(qiáng)化鋼的性能取決于鋼的組織結(jié)構(gòu)，而組織結(jié)構(gòu)的主導(dǎo)是由相變決定的。 位錯(cuò)和亞晶強(qiáng)化位錯(cuò)強(qiáng)化也是鋼鐵材料中最為有效的強(qiáng)化方式之一。固溶強(qiáng)化分為兩類(lèi)：間隙式固溶強(qiáng)化和置換式固溶強(qiáng)化。 析出強(qiáng)化在微合金鋼中經(jīng)常加入微量Nb、V、Ti等合金元素。晶粒細(xì)化是唯一能夠同時(shí)提高鋼的強(qiáng)度和韌性的方法。另一方面又要保證在大延伸力的作用下位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)仍有可能產(chǎn)生，即保持有足夠的延伸性。 粒狀貝氏體組織 圖粒狀貝氏體形成時(shí)伴隨表面浮凸效應(yīng)，但浮凸形態(tài)不具備平面應(yīng)變特征。 “下貝氏體類(lèi)似于回火的高碳馬氏體”被認(rèn)為是經(jīng)典的概括。下貝氏體鐵素體片經(jīng)實(shí)驗(yàn)和分析證實(shí)，它的三維空間形態(tài)呈雙凸鏡狀，其厚/長(zhǎng)比因鋼碳量增多和形成溫度的降低而減小，具有碳過(guò)飽和度。一般認(rèn)為典型上貝氏體中的碳化物是滲碳體。60夾角176。50年代后期，Habraken[25]發(fā)現(xiàn)低碳及中碳合金鋼中的粒狀貝氏體組織。板條或片狀形態(tài)均值鐵素體，碳化物分布于鐵素體條片間或其內(nèi)部，碳化物也可能延遲析出。2研究貝氏體組織的意義與分類(lèi)20世紀(jì)年代末，Robertson[20]首次在鋼種發(fā)現(xiàn)后來(lái)被命名為貝氏體的中溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，事實(shí)上Ronertson當(dāng)時(shí)對(duì)此未給予足夠重視。 很明顯，低碳貝氏體鋼的研發(fā)符合邯鋼中長(zhǎng)期鋼材品種的發(fā)展方向和目標(biāo)，對(duì)于提高邯鋼鋼材產(chǎn)品的市場(chǎng)競(jìng)爭(zhēng)力、形成以自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)為主導(dǎo)的板材品種研發(fā)平臺(tái)具有積極的推動(dòng)作用?？傊吞钾愂象w鋼種的研制與開(kāi)發(fā)越來(lái)越引起材料界和工業(yè)行業(yè)的極大興趣?？绽湄愂象w鋼具有良好的綜合力學(xué)性能，不僅提高了產(chǎn)品的質(zhì)量，而且延長(zhǎng)了產(chǎn)品的使用壽命，應(yīng)用前景非常廣闊。國(guó)內(nèi)對(duì)低碳貝氏體鋼的研發(fā)大部分停留在試驗(yàn)研究階段，只有個(gè)別廠(chǎng)家成功生產(chǎn)出低碳貝氏體鋼。武鋼[14，15]于1999年開(kāi)始試制板厚12～30mm，抗拉強(qiáng)度達(dá)到590MPa、685MPa級(jí)別的低（超低）碳貝氏體結(jié)構(gòu)板，產(chǎn)品采用鐵水預(yù)脫硫、RH真空處理工藝降低C含量，增添MoBVNb等合金元素，且需熱處理。采用奧氏體再結(jié)晶，未再結(jié)晶，奧氏體與鐵素體兩相區(qū)三段控軋工藝并配合壓下率，舞鋼試制成功了低碳貝氏體鋼WDB620，DB690及WH70[13].清華大學(xué)方鴻生等[10]在研究中發(fā)現(xiàn)，Mn在一定含量時(shí)，可使過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線(xiàn)上存在明顯的上、下C曲線(xiàn)分離。巴西學(xué)者[7這兩種鋼均需回火處理。作為船體和石油天然氣管線(xiàn)用鋼，顯示出該鋼種高的強(qiáng)度和優(yōu)異的低溫韌性，以及很高的社會(huì)經(jīng)濟(jì)效益，從而引起世界各國(guó)研究者和鋼鐵工業(yè)界的重視?，F(xiàn)代社會(huì)隨著人類(lèi)的自然社會(huì)的破壞，使得自然災(zāi)害越來(lái)越多，以及沿海城市的臺(tái)風(fēng)，這就對(duì)未來(lái)的建筑用鋼了更高的要求，要求材料的性能更加的優(yōu)良，具有一定的抗震能力。如有可能，應(yīng)盡量用《漢語(yǔ)主題詞表》等詞表提供的規(guī)范詞。得到了兩種鋼的組織精細(xì)結(jié)構(gòu)以及非金屬夾雜物的形貌及成分，分析了這些夾雜物對(duì)低碳貝氏體鋼性能的影響。低碳貝氏體鋼的性能還與軋制工藝有著密切的關(guān)系，特別是控制終軋溫度能夠明顯改善低碳貝氏體鋼的組織，一般把低碳貝氏體鋼的終軋溫度降低到1000℃左右能夠明顯提高低碳貝氏體鋼的強(qiáng)韌性。鋼鐵材料作為傳統(tǒng)的結(jié)構(gòu)材料，是創(chuàng)造現(xiàn)代文明的基礎(chǔ)材料，足夠數(shù)量的優(yōu)質(zhì)鋼鐵是各國(guó)實(shí)現(xiàn)工業(yè)化的必要條件，因而，開(kāi)發(fā)新一代鋼鐵材料己經(jīng)引起了世界各國(guó)的高度重視，研究新一代鋼鐵材料己是當(dāng)今國(guó)際上科技發(fā)展的重要方向之一。兩種鋼均是低碳貝氏體鋼。日本新日鐵公司在貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼的研發(fā)中多添加微合金化元素，這類(lèi)鋼在很寬的冷卻范圍內(nèi)都可以獲得貝氏體組織，并可獲得更好的低溫性能，適合于強(qiáng)度高、韌性好的汽車(chē)行走系部件。McEvily于1967年研制出采用Mn、Mo、Ni、Nb合金化的ULCB鋼，經(jīng)熱機(jī)械控制（TMCP）處理后，屈服強(qiáng)度達(dá)到700MPa，且具有良好的低溫韌性和焊接性能，日本鋼鐵公司研制了X70和X80超低碳控軋貝氏體鋼，其屈服強(qiáng)度高于500MPa，脆性轉(zhuǎn)變溫度（FATT）小于80℃，它既可以作為低溫管線(xiàn)鋼，也可作為艦艇系列用鋼。我國(guó)低碳貝氏體鋼的控軋控冷研究與應(yīng)用相對(duì)較晚，目前我國(guó)鞍鋼、武鋼、舞鋼、濟(jì)鋼和寶鋼等企業(yè)均生產(chǎn)過(guò)不同級(jí)別的低碳貝氏體鋼板。山東工業(yè)大學(xué)李風(fēng)照等[12]根據(jù)貝氏體相變?cè)?，通過(guò)合理控制成分和優(yōu)化冷卻制度，并運(yùn)用細(xì)晶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化等主要強(qiáng)韌化機(jī)制及其迭加效應(yīng)，采用微合金變質(zhì)處理，開(kāi)發(fā)了隱晶或細(xì)針狀貝氏體的高品質(zhì)貝氏體或高級(jí)貝氏體體鋼。其終軋溫度為800～850℃，控制終冷溫度為590～630℃，獲得鐵素體和板條狀貝氏體組織，鋼板抗拉強(qiáng)度達(dá)650～690MPa，屈服強(qiáng)度達(dá)490～590MPa，延伸率為20%，并具有良好的成形性能。汽車(chē)工業(yè)發(fā)達(dá)的日本，其非調(diào)質(zhì)鋼發(fā)展最為活躍，川崎制鐵開(kāi)發(fā)出具有耐大氣腐蝕性的非調(diào)質(zhì)低碳貝氏體型中厚鋼板。目前使用的各種材料不僅成本高，而且由于硬度高、韌性差而使破碎率高?！逗摗笆晃濉变摬钠贩N生產(chǎn)及科技發(fā)展規(guī)劃》指出邯鋼中長(zhǎng)期鋼材品種的發(fā)展方向和目標(biāo):到2007年板帶比由50%提升至80%，板帶材以建筑、造船、工程機(jī)械用熱軋中厚鋼板和板卷，汽車(chē)、家電、集裝箱用薄板系列為主體的品種結(jié)構(gòu)。低碳貝氏體鋼在模具用鋼、耐磨耐沖擊鋼、工程構(gòu)件用鋼等領(lǐng)域的開(kāi)發(fā)研究將進(jìn)一步深入，同時(shí)研究開(kāi)發(fā)低碳貝氏體鋼在彈簧、建筑用高強(qiáng)度鋼筋、齒輪、標(biāo)準(zhǔn)件等方面的使用。盡管于1934年，Bain實(shí)驗(yàn)室工作人員為紀(jì)念Bain，已經(jīng)提出了貝氏體這個(gè)術(shù)語(yǔ)，但隨后的一段時(shí)間，Bain及其同事[23]，通常仍謹(jǐn)慎地將這種組織稱(chēng)之為未命名的、易侵蝕的、在某種程度上與馬氏體像是的針狀聚合物。由于貝氏體的形成溫度范圍寬，鋼的化學(xué)成分對(duì)組織的形態(tài)影響復(fù)雜，使得貝氏體組織形態(tài)多樣化。無(wú)碳化物貝氏體無(wú)θ析出BⅠ，BⅡ，BⅢ鐵素體形態(tài)塊狀貝氏體柱狀貝氏體粒狀貝氏體羽毛狀貝氏體與上貝氏體對(duì)應(yīng)針狀貝氏體合金成分低碳貝氏體中碳貝氏體高碳貝氏體成分、形態(tài)及碳化物分布綜合信息上貝氏體羽毛狀 中高碳合金下貝氏體片狀 中高碳合金低碳貝氏體板條束狀θ在α板條之間成分、形態(tài)及碳化物分布綜合信息低碳下貝氏體板條束狀θ與α長(zhǎng)軸呈55176。在光鏡下，通常可以觀察到上貝氏體中的鐵素體條，但不能鑒別條間析出的碳化物。碳化物在鐵素體之間析出，碳化物的析出方向與貝氏體鐵素體板條束方向平行。(3)盡管下貝氏體亦優(yōu)先在奧氏體晶界上形成，但大量的下貝氏體還是形成于晶粒內(nèi)，并在局部區(qū)域內(nèi)密集堆積。Mehl[25]曾認(rèn)為，對(duì)大多數(shù)碳鋼及低合金鋼，上、下貝氏體的分界溫度約為350℃，且?guī)缀醪浑S成分變化，這等于說(shuō)在350℃左右，貝氏體組織形態(tài)將發(fā)生突然改變。提高鋼的強(qiáng)度首先要提高屈服強(qiáng)度，金屬的屈服過(guò)程是一種塑性變形過(guò)程，它是在結(jié)晶學(xué)的優(yōu)先平面上產(chǎn)生一種間斷的滑移步驟，從而形成了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。晶粒越細(xì)小，則晶界越多，阻礙位移滑移的作用也越大，最終使金屬材料的屈服強(qiáng)度升高。細(xì)化晶粒的方法一般包括細(xì)化相變前的奧氏體晶粒、增加奧氏體內(nèi)部形核質(zhì)點(diǎn)和快速冷卻等方法。固溶強(qiáng)化的機(jī)制是：合金組元溶入基體金屬的晶格形成固溶體后，使晶格發(fā)生畸變。因此置換式固溶強(qiáng)化成本很高。當(dāng)這些亞結(jié)構(gòu)的位錯(cuò)墻呈松散的纏結(jié)形貌時(shí)，稱(chēng)為“胞狀結(jié)構(gòu)”，當(dāng)位錯(cuò)墻變窄且輪廓分明時(shí)，則稱(chēng)亞晶。B的加入是為了獲得高的強(qiáng)度，為了保證B元素的作用須添加Ti來(lái)固定雜質(zhì)元素O、N，避免B的燒損，并形成TiN、TiO，對(duì)于細(xì)化晶粒十分有效。 B在低碳貝氏體鋼中的作用為了獲得高的強(qiáng)度，加入成本較低的B元素來(lái)增加鋼的淬硬性。因此銅在國(guó)際上被成功的應(yīng)用于有抗腐蝕性能要求的結(jié)構(gòu)鋼[33]。銅還可以改善成型性和機(jī)加工性。另外，微量Nb、Ti的綜合加入，可大大加速高溫變形后應(yīng)變誘導(dǎo)析出，它們明顯穩(wěn)定變形奧氏體中的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)，并阻止新相繼續(xù)長(zhǎng)大。在這一階段內(nèi)，通過(guò)再結(jié)晶獲得細(xì)小的奧氏體晶粒，最終導(dǎo)致鐵素體晶粒的細(xì)化。 軋后控冷對(duì)組織的影響軋后加速冷卻是形變熱處理的進(jìn)一步發(fā)展、完善的形式。 加熱溫度對(duì)控軋效果的影響奧氏體晶粒尺寸的大小直接影響到軋后的晶粒尺寸。（2）光學(xué)鏡下觀察試樣組織 把經(jīng)過(guò)腐蝕的試樣放在400倍的光學(xué)顯微鏡下觀察組織，分別在橫向和軋向上觀察組織的特征，然后拍照。滲碳體分布在鐵素體板條之間，沿長(zhǎng)軸方向呈短桿狀、鏈狀或粒狀不連續(xù)排列。在掃描電鏡下（），可以看到與上貝氏體組織相比，SM570H組織內(nèi)部的鐵素體板條長(zhǎng)度方向較短，橫向較寬，但是鐵素體的形態(tài)十分相似。2）SM570H中的夾雜物分析：相比Q550D中的非金屬夾雜物，SM570H中的非金屬夾雜物比較大，且光澤度比較高，透明度也高，主要是由于Al的含量比較高引起的，此外夾雜物平面形狀也比較有規(guī)則，呈菱形狀，邊長(zhǎng)大約為6um。通常上貝氏體中的碳化物主要為滲碳體，下貝氏體中的碳化物通常為滲碳體或ε碳化物。(3) 在低碳貝氏體鋼中的一些微量元素如Al，Mn能夠?qū)ω愂象w鋼有強(qiáng)化作用，主要是彌散強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化。19:126．[28] Y．Bergstrom，H．Hallen．HallPetch relationships of iron and steel．Metal Science，1983，17（7）：341～347．[29] 包永千．金屬學(xué)基礎(chǔ)．北京：冶金工業(yè)出版社，1986：315．[30] 鄧永瑞，許洋 ，趙青．固態(tài)相變．北京：冶金工業(yè)出版社，1996：130．[31] 馬成勇，田志凌，林則峪等．超低碳貝氏體鋼及其焊接特性．鋼鐵，2002，37（6）：68～73．[32] 尚成嘉，賀信萊．高性能低碳貝氏體鋼的組織控制、細(xì)化原理及其應(yīng)用．Nb微合金化技術(shù)高級(jí)研討專(zhuān)題報(bào)告集，2005．20～26．[33] S．S．Ghasmi Banadkouki， D．PDunne． Age Hardening in a CuBearing High Strength Low Alloy Steel． ISIJ International，1996，36(1)：61～67．[34] 王學(xué)敏，周桂峰，楊善武等．不同Cu含量超低碳鋼的時(shí)效行為．金屬學(xué)報(bào)，2000，36(2)：113～119． [35] 朱麗慧，趙欣新，顧海澄等．關(guān)于鋼中銅合金化的再認(rèn)識(shí)．鋼鐵，1999，34(3)：71~75．[36] Y．Bergstrom，H．Hallen．HallPetch relationships of iron and steel．Metal Science，1983，17（7）：341～347．[37] , of controlledrolling parameters on the ageing response of HSLA80 steel. Journal of materials processing technology, 2008,197(1): 374378[38] William Roberts． Recent Innovations in Alloy Design and Processing of Microalloyed Steels．International Conference on Technology and Applications HSLA steels． Philadelphia，Pennsylvania，American，36October 1983：33～65．[39] J. Brnic, G. Turkalj, M. Canadija, D. Lanc .Creep behavior of highstrength lowalloy steel at elevated temperatures. Materials Science and Engineering A .2009,499(1):2327附 錄A附表31 貝氏體中的碳化物分布碳化物晶系Fe（M）/Cκ六方a=，c=ε六方a=，c=～3χ單斜，a=, b=,c=,b=η正交，a=, b=, c=2Fe3C正交，a=，b=,c=M7C3正交，a=, b=,c=7/3正交，a=,b=,c=正交,a=,b=,c=正交,a=,b=,c=立方，a=23/6立方，a=6c三斜，a=, b=, c=,a=90176。鈮引起的彌散強(qiáng)化是第二因素。0}在840℃時(shí)，{0 }0{%，{0The age hardening of copper steels,generally performed under temperatures from 500 ?C to 600 ?C, promotes the precipitation of copperrich particles, with diameter from 2nm to 45nm. }0{經(jīng)過(guò)時(shí)效硬化的銅合金，一般在低于500到600攝氏度時(shí)促進(jìn)銅顆粒的沉淀富集，直徑在2nm到45nm0} ，{0This phase preferentially nuc