【正文】 大的抑制作用，取得細(xì)化晶粒的效果。 加熱溫度對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。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?？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。從二十世紀(jì)八十年代除開始，世界各發(fā)達(dá)國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)。 軋后控冷對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。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，相變鐵素體的長大受到阻礙，獲得的晶粒尺寸較小。Ⅲ階段：奧氏體和鐵素體兩相區(qū)變形。Ⅱ階段：奧氏體未再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)變形。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。Ⅰ階段：奧氏體再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)變形?，F(xiàn)在，人們對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。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]。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)長大。 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。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。硫有可能降低鋼的耐蝕性和塑性，銅則不會(huì)。銅還可以改善成型性和機(jī)加工性。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)。銅還可以改善鋼的焊接性能。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。因此銅在國際上被成功的應(yīng)用于有抗腐蝕性能要求的結(jié)構(gòu)鋼[33]。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。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。 Mn在低碳貝氏體鋼中的作用Mn是貝氏體鋼中的基本元素，%～%。 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。3．必要的碳含量主要起固溶強(qiáng)化的作用。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。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]。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，對于細(xì)化晶粒十分有效。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。最簡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。總的來講，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。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。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)。金屬晶體中的位錯(cuò)是由相變和塑性變形引入的。為此，一般微合金鋼并不有意采用固溶強(qiáng)化方式。因此置換式固溶強(qiáng)化成本很高。因此微合金鋼中盡量避免采用間隙式固溶強(qiáng)化方法。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。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。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。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。此時(shí)晶粒直徑d則為廣義的晶粒直徑。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。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。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。d1/2 ()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)晶強(qiáng)化晶界是位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的最大障礙之一。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。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)。 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。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。50年代后期，Habraken[27]等在低碳及中碳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。Mehl[25]曾認(rèn)為，對大多數(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，這等于說在350℃左右，貝氏體組織形態(tài)將發(fā)生突然改變。至今的理論分析和實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，下貝氏體鐵素體的亞結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)，不存在相變孿晶。它的依據(jù)是兩者都是過飽和固溶碳的鐵素體片的脫溶沉淀組織。(5)顯示爆發(fā)型形態(tài)。(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。 (2)下貝氏體鐵素體具有位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)，即使它的形成溫度低于Ms點(diǎn)，仍然維持這種亞結(jié)構(gòu)，位錯(cuò)密度隨等溫形成溫度降低而增高。下貝氏體碳化物通常為ε碳化物或滲碳體，呈薄片狀，與鐵素體板條長軸呈55～60176。 （350℃） 下貝氏體典型的下貝氏體也是鐵素體和碳化物構(gòu)成的兩相組織，；其具有以下特征：(l)由下貝氏體鐵素體片及其內(nèi)部單向分布的碳化物所組成。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。它優(yōu)先在原奧氏體晶界形核，領(lǐng)先相是鐵素體，然后向一側(cè)奧氏體長大。碳化物形態(tài)為片狀或桿狀，多以不連續(xù)的方式分布于鐵素體板條之間。根據(jù)垂直雙磨面分析，上貝氏體的鐵素體為板條形，所謂羽毛狀特征實(shí)際是反映了板條束在某一方向上的截面。在光鏡下，通?？梢杂^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。上貝氏體是貝氏體的基本形態(tài)之一。針狀貝氏體α呈板條束，小島半連續(xù)且平行于α其它反常貝氏體θ優(yōu)先形成，然后α在θ上長大關(guān)于貝氏體組織形態(tài)的分類，存在各種不同的依據(jù)，從而導(dǎo)致了許多命名。粒狀貝氏體θ與α長軸呈55176。無碳化物貝氏體無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長軸呈55176。表21與貝氏體組織命名相關(guān)的術(shù)語分類依據(jù)組織命名說明碳化物分布上貝氏體θ在α條間下貝氏體θ與α長軸呈55176。除了上述幾種形態(tài)的貝氏體組織外，還有無碳化物貝氏體、柱狀貝氏體、反常貝氏體、塊狀貝氏體等概念。在轉(zhuǎn)變溫度較高時(shí)，相變產(chǎn)物在光學(xué)顯微鏡下呈羽毛狀的上貝氏體，轉(zhuǎn)變溫度較低時(shí)，相變產(chǎn)物呈針狀的下貝氏體。由于貝氏體的形成溫度范圍寬，鋼的化學(xué)成分對組織的形態(tài)影響復(fù)雜，使得貝氏體組織形態(tài)多樣化。（1） 呈板條狀或條狀；（2） 相變過程伴隨形成規(guī)則的表面浮凸，但浮凸形態(tài)上不具有不變平面應(yīng)變特征，常呈帳篷形。此時(shí)，貝氏體只由鐵素體組成，有色合金貝氏體則由單相組成。目前被普遍認(rèn)可的貝氏體定義[24]是指過冷奧氏體在中溫形成的片狀或板條狀產(chǎn)物。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，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。共析鋼在不同溫度等溫時(shí)，其分解產(chǎn)物是不同形態(tài)的組織，720℃等溫時(shí)，其分解產(chǎn)物是層片狀珠光體組織，290℃等溫時(shí)，獲得針狀組織，180℃等溫時(shí)，獲得馬氏體組織。20世紀(jì)30年代初，Dabenport和bain[21]在研究奧氏體于150℃（馬氏體形成溫度）550℃（珠光體形成溫度）之間等溫冷卻轉(zhuǎn)變時(shí)，發(fā)現(xiàn)奧氏體分解產(chǎn)生一種新的組織，該組織形態(tài)呈針狀，每個(gè)針是由易腐蝕聚合物組成，但由于分析手段限制，當(dāng)時(shí)無法對此聚合物進(jìn)行組織結(jié)構(gòu)鑒定。低碳貝氏體鋼中厚板通過控軋控冷不僅可以充分細(xì)化組織，大幅度提高鋼的綜合性能，而且控軋控冷貝氏體鋼勿需熱處理工序，節(jié)能又節(jié)省合金資源，因此生產(chǎn)成本明顯降低，從而具有廣闊的應(yīng)用前景。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)域的開發(fā)研究將進(jìn)一步深入，同時(shí)研究開發(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。貝氏體系列鋼的研究目前仍處于貝氏體相變機(jī)理研究與貝氏體鋼的開發(fā)與推廣應(yīng)用階段。除此之外，寶鋼、首鋼、鞍鋼、濟(jì)鋼等國內(nèi)大型鋼鐵集團(tuán)都對低碳貝氏體鋼的生產(chǎn)制定了明確的規(guī)格和生產(chǎn)工藝，已及低碳北市鋼的長期發(fā)展計(jì)劃。邯鋼新近引進(jìn)了大板坯連鑄機(jī)與新中板軋機(jī)等新設(shè)備，以調(diào)整產(chǎn)品結(jié)構(gòu)，提高工藝設(shè)備水平，為提高邯鋼產(chǎn)品的市場競爭力提供了設(shè)備保證。《邯鋼“十一五”鋼材品種生產(chǎn)及科技發(fā)展規(guī)劃》指出邯鋼中長期鋼材品種的發(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、家電、集裝箱用薄板系列為主體的品種結(jié)構(gòu)。隨著國際、國內(nèi)經(jīng)濟(jì)的飛速發(fā)展和我國產(chǎn)業(yè)結(jié)構(gòu)的調(diào)整，國內(nèi)外鋼材市場消費(fèi)發(fā)生了較大的變化，其中低合金高強(qiáng)度鋼的市場需求增加幅度越來越大。目前國內(nèi)各特殊鋼廠都相繼研制開發(fā)出一系列低碳貝氏體鋼。低碳貝氏體鋼還可應(yīng)用于制作塑料模具、模塊、貝氏體鋼彈簧、建筑用高強(qiáng)度鋼筋、鐵路道岔、油田用抽油桿和作為工程結(jié)構(gòu)及標(biāo)準(zhǔn)件用鋼等。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。1998年重汽集團(tuán)公司與唐山貝氏體鋼總廠聯(lián)合開發(fā)了斯太爾汽車前軸用貝氏體鋼，其性能優(yōu)良，力學(xué)性能可達(dá)到:屈服強(qiáng)度≥500MPa，抗拉強(qiáng)度≥900MPa，延伸率≥17%，斷面收縮率≥61%?？绽湄愂象w鋼應(yīng)用于制造汽車前軸，由于其熱加工性能良好，同時(shí)由于具有優(yōu)良的強(qiáng)韌度配合，故可提高前軸的質(zhì)量及壽命。在生產(chǎn)中可將熱加工成型工序與熱淬火工序合并，空冷自硬，省去了淬火工序，不僅節(jié)約了能源，簡化了工藝，提高了生產(chǎn)效率，而且可以避免由于淬火引起的變形、開裂及氧化、脫碳等熱處理缺陷。汽車工業(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。近些年，在機(jī)械、汽車等行業(yè)，非調(diào)質(zhì)鋼替代傳統(tǒng)的調(diào)質(zhì)鋼已經(jīng)獲得了廣泛的應(yīng)用。高強(qiáng)度低碳貝氏體鋼被國際上公認(rèn)為21世紀(jì)鋼種，國外在20世紀(jì)80年代才開始進(jìn)行研制。實(shí)踐證明，采用合金化與控軋控冷工藝技術(shù)是生產(chǎn)強(qiáng)度高、韌性好、可焊性優(yōu)良且成本低的貝氏體鋼板的最好方法。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。寶鋼[17]研究了MnMoNbB系超低碳貝氏體鋼的鋼坯加熱、控制軋制、控制冷卻、時(shí)效處理諸因素與鋼力學(xué)性能的關(guān)系，生產(chǎn)了620MPa、690MPa等兩個(gè)級(jí)別的鋼板。濟(jì)鋼[16]研制開發(fā)了一種新型的貝氏體高強(qiáng)鋼（CSiMnCr系），其特點(diǎn)是鋼中不加入昂貴的Ni、Mo、B等元素，而用少量普通元素V、Mn、Cr合金化，以低廉的合金成本代價(jià)就能使鋼板TMCP處理后空冷自硬，從而節(jié)約大量熱處理費(fèi)用，降低了生產(chǎn)成本和生產(chǎn)難度。我國低碳貝氏體鋼的控軋控冷研究和應(yīng)用相對較晚，在20世紀(jì)80年代初才開始這方面的工作。山東工業(yè)大學(xué)李風(fēng)照等[12]根據(jù)貝氏體相變原理，通過合理控制成分和優(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