【正文】 2 實(shí)驗(yàn)步驟{0The HSLA80 steel studied in this work was melted in a laboratory vacuum induction furnace and poured in a cast iron mould. }0{把。0}{0The reason for this decrease in hardening effect could be a possible _ dynamic precipitation in the metastable austenite under temperatures below Ar3 point (Banerjee et al., }0{這就是在低于Ar3溫度時，亞穩(wěn)奧氏體硬化效應(yīng)減弱一的種可能的原因。0}{0It was also determined that, if hot rolling finishing temperature is lower than the alloy Ar3 temperature, age hardening response of the asrolled material is much lower than that observed when it is reaustenitized after hot rolling. }0{已經(jīng)證明，如果熱軋的終軋溫度低于合金的Ar3溫度，軋制材料的時效硬化比熱軋后回復(fù)的奧氏體弱的多。. {0 }0{事實(shí)證明沉淀強(qiáng)化使得合金的韌性降低，所以使用這種強(qiáng)化機(jī)理時必須要謹(jǐn)慎。0}在840℃時，{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)過時效硬化的銅合金，一般在低于500到600攝氏度時促進(jìn)銅顆粒的沉淀富集，直徑在2nm到45nm0} ，{0This phase preferentially nucleates inside dislocations inside ferrite grains, as well as their boundaries and subboundaries (Wilson et al., }0{這個階段優(yōu)先在鐵素體晶粒內(nèi)部形成內(nèi)部位錯，同樣在在它們的晶界和亞晶界也是如此[2]。0}{0Copper precipitation in ferrite can contribute significantly to steel strength. }0{銅沉淀在鐵素體中可以顯著增強(qiáng)鋼的強(qiáng)度，0}{0This alloy element does not form intermetallic pounds with iron。0} {0This situation motivated the development of several alternative alloys to produce plates with equivalent mechanical strength but minimized carbon content. }0{這就促使人們發(fā)展一些替代元素加入到合金中從而使得合金具有同等的機(jī)械強(qiáng)度，同時降低了碳的含量。0}{0}0{同時，終軋溫度的差異對HSLA80鋼的時效效應(yīng)也有影響。鈮引起的彌散強(qiáng)化是第二因素。0}{0The relatively weak influence over the ageing response verified when the reheating temperature was elevated from 1100 ?C to 1200 ?C indicated that copper precipitation is the main mechanism behind the hardening promoted by the ageing treatment。0} {0Besides that, the thermo mechanical processing of such alloys can eliminate the subsequent quench and tempering heat treatments required by conventional steels. }0{除此之外，合金的這種處理可以省去隨后鋼的淬火、回火熱處理。g=176。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)高級研討專題報告集，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含量超低碳鋼的時效行為．金屬學(xué)報，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．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。24:225261．[24] 方洪生，王家軍，楊志剛等貝氏體相變．科學(xué)出版社． 5253．[25] Mehl R F:Hardenability of Alloy Steels,ASM,Cleveland,OH,1939:154．[26] Picking F B:Transformationsamp。119:391426．[21] Daverport E S,Bain E C::1930。(4) 貝氏體鋼中由于貝氏體組織精細(xì)，而且分布均勻，所以貝氏體鋼有著良好的強(qiáng)韌性。(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。相比Q550D，SM570H的組織更加精細(xì)。增強(qiáng)鋼的強(qiáng)度可以通過合金元素的置換固溶強(qiáng)化來實(shí)現(xiàn)。，在相互平行的鐵素體板條之間，分布著不連續(xù)的碳化物，這些碳化物能夠提高貝氏體鋼的強(qiáng)度，因?yàn)樘蓟锬軌蜃璧K為錯的運(yùn)動，為錯只有繞過它才能前行，單位面積的碳化物分布越多，貝氏體中碳化物的顆粒越小，顆粒數(shù)量越多，分布越彌散，碳化物顆粒間距越小，碳化物對貝氏體強(qiáng)度的貢獻(xiàn)越大，拉伸強(qiáng)度越高。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。此外軋制工藝也對材料的性能有著顯著地影響，對于貝氏體的生產(chǎn)一般采用控冷控軋工藝。這些夾雜物影響組織的連續(xù)性，從而影響性能，適當(dāng)?shù)目刂茒A雜物的顆粒度大小，可以對對材料的性能起到積極地作用。 表32 SM570H雜質(zhì)元素成分表 元素類型元素含量（%）原子含量（%）MgAlSCaMn SM570H中的非金屬夾雜物 Q550D非金屬夾雜的能譜分析圖示 SM570H非金屬夾雜物的成分分析，S的含量減小，而金屬元素的量增多了。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，邊長大約為6um。該夾雜物中的S含量最多，其次是Ca、Mn、O、Al，掃描結(jié)果顯示元素的含量百分比如表31，由于這種夾雜物含有的硫和錳比較多，極有可能是硫化錳及鈣鋁酸鹽形成的復(fù)雜化合物。從圖中看以看出非金屬夾雜物鑲嵌在貝氏體中組織中，夾雜物長約4um，高3um，像一個小島鑲嵌在貝氏體組織中。 SM570H軋向邊部 SM570H軋向中間 SM570H在軋向上的組織圖從圖中可以看出，在軋制方向上的鐵素體板條變長，在橫向上變窄，這主要是由于軋制方向上受力比較大造成的，一般在晶界出碳含量比較大，而在馬奧島內(nèi)的碳濃度較低。在掃描電鏡下（），可以看到與上貝氏體組織相比，SM570H組織內(nèi)部的鐵素體板條長度方向較短，橫向較寬，但是鐵素體的形態(tài)十分相似。這些小島是由馬氏體和殘余奧氏體組成的，所以稱為馬奧島（M/A島）這些小島是由塊狀的殘余奧氏體發(fā)展而來的。3）SM570H橫向組織分析：、橫向中間在400倍下光學(xué)顯微組織圖。2）Q550D軋向組織分析：、軋向中間在400倍下組織圖。滲碳體分布在鐵素體板條之間，沿長軸方向呈短桿狀、鏈狀或粒狀不連續(xù)排列。從電子顯微鏡下可以看出，這些鐵素體板條大致平行，相鄰板條間的取向差大約為6176。從圖中可以看出，Q550D的組織比較細(xì)小，而且呈板條狀，在奧氏體晶界處，形成不規(guī)則的板條狀的組織，其中也有一些黑色的珠光體與滲碳體存在。（3）在掃描電鏡下觀察組織把拋光侵蝕后的Q550D試樣和SM570H試樣（各兩個）放在掃描電鏡下掃描，觀察分析其組織，、 Q550D橫向表面組織 Q550D軋向表面組織 SM570H橫向表面組織 SM570H軋向表面組織 Q550D橫向組織 Q550D軋向組織 SM570H橫向組織 SM570H軋向組織（4）在掃描電鏡下觀察夾雜物形貌 把試樣放電鏡下，觀察試樣中的夾雜物，因?yàn)樵嚇釉谇治g時，可能在試樣的表面上殘留一些沒有除盡的硝酸酒精等，所以首先要區(qū)分，夾雜物，和表面殘留夾雜，一般夾雜物是鑲嵌在貝氏體組織的內(nèi)部，而表面殘留的物質(zhì)一般像是在組織上壘起來的一樣，突出的很明顯。（2）光學(xué)鏡下觀察試樣組織 把經(jīng)過腐蝕的試樣放在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。（1）取樣說明Q550D試樣：101015，2個SM570H試樣：101015，2個（2）本實(shí)驗(yàn)所用的原料是由國內(nèi)某鋼廠生產(chǎn)的Q550D，SM570H兩種鋼的強(qiáng)度均在550MPa以上。3 研究內(nèi)容與方案 研究內(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，會形成貝氏體，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。降低加熱溫度，利用晶界鈮、釩等的碳氮化物對晶粒長