【文章內(nèi)容簡(jiǎn)介】 合金鋼中首先觀察到粒狀貝氏體組織組織，粒狀貝氏體組織其特征是板條束鐵素體基體上彌散分布有馬氏體/氏體小島，由于小島呈顆粒形態(tài)，故將該組織命名為粒狀貝氏體。 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。在低碳鋼中與粒狀貝氏體組織同時(shí)出現(xiàn)的一類組織為粒狀組織。粒狀貝氏體是由上貝氏體型鐵素體+島狀組織組成，典型金相形態(tài)為不連續(xù)長(zhǎng)條狀小島相互趨于平行分布于鐵素體基體中，小島優(yōu)先在原奧氏體晶界出排列，呈網(wǎng)絡(luò)狀。 低碳貝氏體鋼的強(qiáng)化機(jī)制強(qiáng)度和韌性是鋼鐵材料最常用的兩大性能。影響鋼鐵材料強(qiáng)度和韌性的主要原因是基本組織微觀缺陷，它包括晶粒間界面、沉淀粒子、位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)等。提高鋼的強(qiáng)度首先要提高屈服強(qiáng)度，金屬的屈服過程是一種塑性變形過程，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)。因此增加位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的困難就意味著屈服強(qiáng)度的提高。為了獲得比較滿意的鋼材性能，一方面要調(diào)整鋼的化學(xué)成份和組織結(jié)構(gòu)，給位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)增加足夠的困難，使屈服強(qiáng)度上升。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。一般來講，低碳貝氏體鋼的強(qiáng)化機(jī)制包括細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化、析出強(qiáng)化、相變強(qiáng)化等，低碳貝氏體鋼的強(qiáng)化可以同時(shí)采用不同的強(qiáng)化機(jī)制進(jìn)行強(qiáng)化，從而得到多種強(qiáng)化機(jī)制的綜合效果。為了得到合適的強(qiáng)度，需要了解各種強(qiáng)化方式的作用大小和基本規(guī)律，從而更好地優(yōu)化成分和制定工藝，取得最好的強(qiáng)化效果。 細(xì)晶強(qiáng)化晶界是位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的最大障礙之一。晶界兩邊的晶粒取向不同，一個(gè)晶粒中的滑移帶難以穿越晶界傳播到相鄰的晶粒中去。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。鋼的晶粒細(xì)化強(qiáng)化可以用HallPetch[28]公式來描述：σs=σ0+kyd1/2 ()其中σs為屈服強(qiáng)度，σ0為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)所受的晶格摩擦力，d為晶粒平均直徑，ky為細(xì)晶強(qiáng)化系數(shù)。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。在一般的普碳鋼中大約一半的強(qiáng)度來自于晶粒細(xì)化，可見細(xì)晶強(qiáng)化是鋼中最為重要的強(qiáng)化方式之一。因此，多年人們一直通過多種手段致力于晶粒細(xì)化的研究。鋼鐵材料晶粒細(xì)化到微米或亞微米級(jí)范圍內(nèi)，強(qiáng)度和晶粒度仍然服從HallPetch公式。鋼鐵材料從傳統(tǒng)晶粒尺寸（10微米或稍高）細(xì)化到1微米，強(qiáng)度將提高一倍。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。低碳鋼的組織可以是鐵素體，也可以是鐵素體+珠光體、貝氏體等。此時(shí)晶粒直徑d則為廣義的晶粒直徑。 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。這些元素可以形成碳氮化物，在軋制或軋后冷卻中析出起到第二相析出強(qiáng)化作用。第二相的析出過程就是過飽和固溶體的分解過程。第二相析出的必要條件是固溶體的溶解度隨溫度的降低而減少，使第二相隨溫度的降低自加熱后得到的過飽和固溶體中析出。析出相的部位、形狀對(duì)強(qiáng)度都有影響，一般規(guī)律是：析出顆粒分布在整個(gè)基體上比晶界析出的強(qiáng)化效果好；顆粒呈球狀比片狀的強(qiáng)化效果好，因?yàn)榍驙铑w粒對(duì)于任何原子面上運(yùn)動(dòng)的位錯(cuò)都有相同的阻力 固溶強(qiáng)化純金屬一旦加入合金組元變?yōu)楣倘荏w，其強(qiáng)度、硬度將升高而塑性降低，這一現(xiàn)象就是固溶強(qiáng)化。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。晶格畸變產(chǎn)生的應(yīng)力場(chǎng)與位錯(cuò)周圍的彈性應(yīng)變場(chǎng)交互作用，使合金組元的原子聚集在位錯(cuò)線周圍形成”氣團(tuán)”。位錯(cuò)滑移時(shí)必須克服氣團(tuán)的釘軋作用，帶著氣團(tuán)一起滑移或從氣團(tuán)里掙脫出來，使位移滑移所需的應(yīng)力增大。固溶強(qiáng)化分為兩類：間隙式固溶強(qiáng)化和置換式固溶強(qiáng)化。碳原子的間隙固溶強(qiáng)化是鋼中做經(jīng)濟(jì)、最有效的強(qiáng)化方式，而置換式固溶強(qiáng)化在很多合金鋼中也是相當(dāng)重要的強(qiáng)化方式。但是，在一般的正火態(tài)或熱軋態(tài)使用的結(jié)構(gòu)鋼中，碳氮的固溶強(qiáng)化并不能成為主要的強(qiáng)化方式，因?yàn)楦叩奶嫉浚ㄓ绕涫情g隙碳氮含量）將極大損壞鋼的韌性和可焊性。因此微合金鋼中盡量避免采用間隙式固溶強(qiáng)化方法。一般的置換式固溶強(qiáng)化效果都很弱（P除外），添加1%的合金元素僅得到數(shù)十兆帕的強(qiáng)度增量，而且隨著添加量的增加，強(qiáng)化效果還要減弱。因此置換式固溶強(qiáng)化成本很高。此外，置換式固溶強(qiáng)化效果大的元素（如P，Si等）對(duì)韌性危害作用也很大。為此，一般微合金鋼并不有意采用固溶強(qiáng)化方式。 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。金屬晶體中的位錯(cuò)是由相變和塑性變形引入的。位錯(cuò)密度越高，金屬抵抗塑性變形的能力就越大。其它因素固定時(shí)，金屬的流變應(yīng)力τ（宏觀的意義是單晶體開始滑移所需的應(yīng)力，或多晶體開始塑變的應(yīng)力）和位錯(cuò)密度ρ之間的關(guān)系服從Baily—Hirsch式[29]： ()式中：是位錯(cuò)交互作用以外的因素對(duì)位錯(cuò)滑移的阻力，G是切變模量，b是柏氏矢量，a是常數(shù)。此外，在易于交滑移的金屬中，應(yīng)變量超過一定的程度后，位錯(cuò)將排列成三維亞結(jié)構(gòu)[30]。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)，稱為“胞狀結(jié)構(gòu)”，當(dāng)位錯(cuò)墻變窄且輪廓分明時(shí)，則稱亞晶。具有十分發(fā)達(dá)的胞狀結(jié)構(gòu)強(qiáng)化和亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化實(shí)質(zhì)仍是位錯(cuò)強(qiáng)化?？偟膩碇v，當(dāng)位錯(cuò)密度較低時(shí)，僅考慮晶界的作用，當(dāng)位錯(cuò)密度很高時(shí)，主要考慮位錯(cuò)和胞狀結(jié)構(gòu)的作用；當(dāng)這些位錯(cuò)重新排列而組成發(fā)達(dá)的亞晶時(shí)，亞晶內(nèi)部位錯(cuò)密度很低，這時(shí)主要考慮亞晶的作用。 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。最簡(jiǎn)單的例子是低碳鋼在軋后隨著冷卻條件的變化，有鐵素體+珠光體、鐵素體+貝氏體等幾種結(jié)構(gòu)，鋼的力學(xué)性能也隨之有很大的變化，從而可以生產(chǎn)出不同強(qiáng)度等級(jí)的鋼材，用于各種用途，這種情況就歸屬于相變強(qiáng)化。相變強(qiáng)化特征：①鋼的化學(xué)成份決定要有結(jié)構(gòu)變化的原相（母相），這是前提；②發(fā)生相變有一個(gè)形核和長(zhǎng)大的過程，例如隨著冷卻條件的變化，相變有擴(kuò)散與非擴(kuò)散之別，在較高溫度下的相變過程由擴(kuò)散控制，低溫下的相變?yōu)榍凶兛刂茩C(jī)制；③應(yīng)變和冷卻是兩個(gè)重要的驅(qū)動(dòng)條件，在外力作用下，如熱加工或冷變形，在冷卻或加熱的情況下，狀態(tài)失去了平衡，由高能量狀態(tài)向低能量狀態(tài)轉(zhuǎn)變。低碳貝氏體鋼在成份設(shè)計(jì)上選擇C、Mn、Nb、Mo、Cr、B、Ti的最佳配合。 鋼中各種元素的作用從而在較寬的冷卻范圍內(nèi)都能形成完全的貝氏體組織。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。Mn、Nb、Mo是作為強(qiáng)化元素加入的。鑒于冶金技術(shù)、經(jīng)濟(jì)性和鋼材性能的要求，鋼中還經(jīng)常以Ni、Cu、C作為Mo的補(bǔ)償元素[31]。 C含量的控制范圍%以下(%~%)。取此碳含量的目的是：1．%以下時(shí)，這種鋼在經(jīng)過高溫奧氏體化及熱變形后的冷卻過程中，不再發(fā)生奧氏體向鐵素體與滲碳體的兩相分解，過冷奧氏體將直接轉(zhuǎn)變成各種形態(tài)的鐵素體并留下少量富碳的殘留奧氏體。2．由于大幅度降低碳量，因此鋼種的可焊性極佳，可以保證一般在寒冷地區(qū)施實(shí)焊接時(shí)不用預(yù)處理和后處理。3．必要的碳含量主要起固溶強(qiáng)化的作用。同時(shí)一部分碳原子將與加入的微量Nb、Ti作用析出微合金碳化物，在高溫變形階段抑制再結(jié)晶[32]。 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元素來增加鋼的淬硬性。鋼中加入適量的B，可明顯抑制鐵素體在奧氏體晶界上的形核，使鐵素體轉(zhuǎn)變曲線明顯右移，同時(shí)使貝氏體轉(zhuǎn)變曲線變得扁平，從而在低碳的情況下能在較寬冷卻速度范圍內(nèi)都能得到貝氏體組織。 Mn在低碳貝氏體鋼中的作用Mn是貝氏體鋼中的基本元素，%～%。鋼中含一定量的Mn時(shí)，可使過冷奧氏體轉(zhuǎn)變曲線上存在明顯的河灣，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。Mn還降低貝氏體轉(zhuǎn)變溫度，細(xì)化晶粒，增加貝氏體鐵素體內(nèi)的位錯(cuò)密度。 Cu在低碳貝氏體鋼中的作用在鋼中加入銅，可以提高鋼的耐蝕性、強(qiáng)度，改善焊接性、成型性與機(jī)械加工性能等。有資料顯示，面心立方εCu從αFe中析出可使鋼材強(qiáng)化，%Cu，可使抗拉強(qiáng)度水平明顯高于700MPa。研究表明，銅作為合金元素可以在適當(dāng)保持深沖壓性能的前提下使鋼明顯強(qiáng)化，另一方面，銅可以提高鋼的抗腐蝕性能。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]。隨著銅含量的升高，不同狀態(tài)下鋼的強(qiáng)度均增加。在500~550℃之間時(shí)效處理，鋼的硬度出現(xiàn)峰值，表明此時(shí)銅的時(shí)效析出強(qiáng)化作用達(dá)到最大值，在此之前，鋼處于欠時(shí)效狀態(tài)，因此隨時(shí)效溫度的升高，鋼的硬度逐漸增加。超過時(shí)效峰值溫度后，鋼處于過時(shí)效狀態(tài)，隨時(shí)效溫度的提高，鋼的硬度下降[34]。銅還可以改善鋼的焊接性能。通常認(rèn)為銅不會(huì)引起冷裂，但引起熱裂。盡管銅增大了熱裂傾向，只要保證高溫時(shí)的變形低于由鋼成份所決定的臨界值，含銅鋼可以進(jìn)行焊接而無熱裂危險(xiǎn)。研究還表明，在普通的低合金鋼中加入銅可以改善熔合線和熱影響區(qū)的韌性[35]。銅還可以改善成型性和機(jī)加工性。銅可提高鋼的各向異性比，降低加工硬化指數(shù)。硫有可能降低鋼的耐蝕性和塑性，銅則不會(huì)。在鋼中加入銅還可以提高鋼的抗疲勞力。近年來，大量的研究發(fā)現(xiàn)含銅鋼的低溫疲勞抗力性，可以采用鎳溶。國(guó)外對(duì)銅合金化進(jìn)行了深入的研究，認(rèn)為采用鎳、銅共同加入的方法，精確的控制成份認(rèn)為避免熱脆，使銅均勻固溶。 Nb、Ti在低碳貝氏體鋼中的作用微量Nb、Ti與碳、氮會(huì)形成Nb、Ti(C、N)類析出物，在熱變形后，這類化合物在奧氏體中會(huì)通過應(yīng)變誘導(dǎo)在位錯(cuò)線上析出，從而明顯的阻礙變形后再結(jié)晶晶界的運(yùn)動(dòng)，使Nb的低碳貝氏體鋼再結(jié)晶停止溫度升高到950℃以上。高溫變形后的冷卻過程中，Nb原子在晶界的偏聚會(huì)極大的阻礙新相在晶界處形核，從而使先共析鐵素體生成區(qū)明顯右移，保證了這類鋼能在很寬的冷速范圍內(nèi)得到均勻的貝氏體組織。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。這些被析出物釘扎的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)，在貝氏體相變過程中能基本被整體繼承，從而大幅度提高貝氏體中的位錯(cuò)密度，保證良好的強(qiáng)韌性。在新發(fā)展的中溫轉(zhuǎn)變組織超細(xì)化控制工藝過程中，微量Nb是形成及強(qiáng)化有一定取向差的多邊形胞狀亞結(jié)構(gòu)的必要條件，同時(shí)大顆粒的Nb析出物是貝氏體相變前形成晶內(nèi)針狀鐵素體或粒狀貝氏體的有利位置[36]。 低碳貝氏體鋼的控制軋制 控制軋制的概念控制軋制過去只是簡(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提高熱軋鋼的強(qiáng)度和韌性等綜合性能的一種軋制方法?，F(xiàn)在，人們對(duì)控制軋制廣義的解釋為，從軋前的加熱到最終軋制道次結(jié)束為止的整個(gè)軋制過程實(shí)行最佳控制，以使鋼材獲得良好預(yù)期性能的軋制方法?？刂栖堉品譃槿齻€(gè)階段，[37]。Ⅰ階段：奧氏體再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)變形。粗大的奧氏體晶粒通過反復(fù)發(fā)生再結(jié)晶而細(xì)化。在這一階段內(nèi)，通過再結(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。一般而言，再結(jié)晶的奧氏體晶粒尺寸隨著軋制壓下率的增加而迅速減小，而且達(dá)到一極限值，這個(gè)極限值限定了奧氏體再結(jié)晶細(xì)化鐵素體晶粒的限度。Ⅱ階段：奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)變形。在這一溫度范圍內(nèi)，通過累計(jì)變形量，形成大量被拉長(zhǎng)的變形奧氏體晶粒，增加了奧氏體單位體積的晶界面積，同時(shí)晶內(nèi)引入了高密度位錯(cuò)、變形帶等缺陷，這一階段的變形，本質(zhì)上提高了奧氏體晶界處以及奧氏體晶粒內(nèi)部的形核速率，最終得到細(xì)小的鐵素體組織。Ⅲ階段：奧氏體和鐵素體兩相區(qū)變形。一方面奧氏體晶粒被壓扁，晶內(nèi)引入大量缺陷；另一方面，鐵素體在較小的變形量下發(fā)生回復(fù)，形成亞晶結(jié)構(gòu)，而在大變形條件下發(fā)生；連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成細(xì)小的鐵素體晶粒。在冷卻過程中，變形奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體，但由于第二相鐵素體的存在，相變鐵素體的長(zhǎng)大受到阻礙，獲得的晶粒尺寸較小。 低碳貝氏體鋼終軋溫度的控制控制材料的終軋溫度對(duì)材料的性能有這重要的意義，試驗(yàn)證明在終軋溫度為1000℃以下時(shí)能夠明顯改善材料的晶粒度[37]，從而改善貝氏體鋼的性能 。 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。采用軋后加速冷卻，在不犧牲鋼材韌性的情況下，可使強(qiáng)度進(jìn)一步提高。從二十世紀(jì)八十年代除開始，世界各發(fā)達(dá)國(guó)家在熱軋板帶鋼生產(chǎn)線上陸續(xù)采用了軋后加速冷卻這一先進(jìn)技術(shù)。在工業(yè)生產(chǎn)中，綜合采用控制軋制與加速冷卻有很多優(yōu)點(diǎn)[38]?？刂栖堉坪蛙埡蟮目刂评鋮s相結(jié)合，可以在降低微合金元素含量或含碳量的情況下，使微合金鋼強(qiáng)化的同時(shí)又能保持較高的低溫韌性。在加速冷卻過程中起作用的主要是相變強(qiáng)化以及進(jìn)一步使α晶粒細(xì)化或加強(qiáng)碳氮化物沉淀強(qiáng)化效果。通過軋制后的加速冷卻，可以使未相變的γ晶粒發(fā)生相變，生成微細(xì)的多邊形鐵素體晶粒，且內(nèi)部還可能包含亞晶粒。這種包含亞晶粒的混合組織可以使強(qiáng)度增大。 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。隨著加熱溫度的升高，奧氏體晶粒長(zhǎng)大，在1150℃時(shí)，奧氏體晶粒較為均勻，超過1180℃，由于晶界的碳氮化物完全固溶，對(duì)晶粒長(zhǎng)大的阻礙作用消失，奧氏體晶粒開始急速長(zhǎng)大，因而柸料的加熱溫度不應(yīng)該超過1180℃。降低加熱溫度，利用晶界鈮、釩等的碳氮化物對(duì)晶粒長(zhǎng)大的抑制作用，取得細(xì)化晶粒的效果。而且，降低加熱溫度可以縮短在高溫區(qū)軋后的停留時(shí)間，避免因再結(jié)晶的奧氏體晶粒在高溫區(qū)不斷長(zhǎng)大，而得到粗大的晶粒組織，不利于強(qiáng)度的提高和韌性的改善。3 研究?jī)?nèi)容與方案 研究?jī)?nèi)容本論文主要研究低碳貝氏體鋼的組織、夾雜物成分及微觀形貌，以及低碳貝氏體鋼的性能與成分，組織，工藝之間的關(guān)系，由于過冷奧氏體在等溫轉(zhuǎn)變時(shí)，會(huì)形成貝氏體，它是含有過飽和碳的鐵素體和碳化物的機(jī)械混合物，它又可細(xì)分為上貝氏體和下貝氏體，而貝氏體組織有羽毛的、針狀的和粒狀的，低碳貝氏體鋼的組織形態(tài)與夾雜形貌對(duì)其性能有重要的影響，本論文主要研究分析貝氏體鋼的成分、工藝、組織與性能的關(guān)系。 試驗(yàn)內(nèi)容及研究步驟掃描電鏡，