【正文】 n2Cr系），其特點(diǎn)是不加入昂貴的N、Mo、B。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)變曲線上存在明顯的上、下C曲線分離。他突破了空冷貝氏體鋼必須加入Mo、W的傳統(tǒng)設(shè)計(jì)思想，研制出中高碳、中碳、中低碳、低碳MnB系列貝氏體鋼。與一般結(jié)構(gòu)鋼相比，新型準(zhǔn)貝氏體鋼具體更好的強(qiáng)韌性配合，其力學(xué)性能超過(guò)了典型貝氏體鋼、調(diào)質(zhì)鋼和超高強(qiáng)度鋼。此外北京科技大學(xué)的賀信萊，楊善武，王學(xué)敏等[13]人在低碳貝氏體鋼的理論與實(shí)際應(yīng)用方面也有著很好的業(yè)績(jī)。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。攀枝花鋼鐵公司與清華大學(xué)、二汽合作開(kāi)發(fā)的貝氏體微合金非調(diào)質(zhì)鋼12Mn2VB代替45調(diào)質(zhì)鋼制造汽車前軸，效果良好。鞍鋼[18]采用控軋控冷工藝試制了HQ590DB低碳貝氏體鋼板。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)三段控制工藝并配合相應(yīng)的壓下率，舞鋼試制成功了低碳貝氏體鋼WDB6DB690及WH70[19]。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)別廠家成功生產(chǎn)出低碳貝氏體鋼。與普通低合金鋼相比，該鋼種由于碳含量下降，在保證高強(qiáng)度的條件下，仍能保持很高的韌性，并在惡劣環(huán)境下能滿足焊接性能，其應(yīng)用范圍廣泛，可用于石油管線、艦船、大型結(jié)構(gòu)件及海洋設(shè)施等方面。制造大型貯罐及運(yùn)輸船都采用非調(diào)質(zhì)處理鋼和微合金化中厚板鋼?？绽湄愂象w鋼屬于非調(diào)質(zhì)鋼中的一類。空冷貝氏體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。因此，對(duì)汽車前軸這類關(guān)鍵的保安件來(lái)說(shuō)，采用空冷貝氏體鋼制造，不僅經(jīng)濟(jì)效益顯著，而且對(duì)保證汽車質(zhì)量具有重要意義。耐磨鋼球是廣泛用于礦山、冶金、電力、建材和化工等行業(yè)的重要易耗件，國(guó)內(nèi)年耗量高達(dá)100萬(wàn)噸，國(guó)際市場(chǎng)容量在500萬(wàn)噸。低碳貝氏體耐磨鋼球從表面到心部都具有高硬度、高韌性、低破碎率，且工藝簡(jiǎn)單，低成本，生產(chǎn)效率高?？傊?，低碳貝氏體鋼種的研制與開(kāi)發(fā)越來(lái)越引起材料界和工業(yè)行業(yè)的極大興趣。低碳貝氏體鋼的應(yīng)用也正在不斷深入國(guó)內(nèi)各工業(yè)行業(yè)，所產(chǎn)生的經(jīng)濟(jì)效益也日益得到人們的認(rèn)可。目前，邯鋼中板生產(chǎn)線已能大量生產(chǎn)普碳鋼、Q345，也能生產(chǎn)少量的船板、容器板、鍋爐板等系列產(chǎn)品，并取得了良好的技術(shù)經(jīng)濟(jì)指標(biāo)，但生產(chǎn)低合金高強(qiáng)度鋼板的品種較為單一。%，最終形成以自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)為主導(dǎo)的板帶品種研發(fā)基地。 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。低碳貝氏體鋼以其性能價(jià)格比方面具有的明顯優(yōu)勢(shì)，在我國(guó)的應(yīng)用前景將十分廣闊。 在研發(fā)低碳貝氏體鋼方面，應(yīng)開(kāi)展以下兩方面的研究工作:(1)低碳貝氏體鋼產(chǎn)品品種的開(kāi)發(fā)除對(duì)現(xiàn)有低碳貝氏體鋼的生產(chǎn)工藝進(jìn)行完善與優(yōu)化外，還應(yīng)不斷開(kāi)發(fā)新的低碳貝氏體鋼品種，擴(kuò)大貝氏體鋼產(chǎn)品的應(yīng)用范圍。(2)加強(qiáng)控軋控冷低碳貝氏體鋼的研制從低碳貝氏體鋼的發(fā)展趨勢(shì)來(lái)看，開(kāi)發(fā)研制控軋控冷貝氏體鋼是十分必要的。2研究貝氏體組織的意義與分類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。此外，在同一材料中，與珠光體和馬氏體組織對(duì)比可知，它們之間存在著顯著差別。 觀察上述針狀組織時(shí)發(fā)現(xiàn)[22]，針狀組織在侵蝕劑中的腐蝕速度顯著高于馬氏體，但比屈尸體(細(xì)珠光體)低，因此當(dāng)時(shí)曾被稱為馬氏體屈尸體（簡(jiǎn)稱MT組織），即后來(lái)被稱為貝氏體的組織。由于在貝氏體相變這個(gè)問(wèn)題上，國(guó)內(nèi)和國(guó)外的貝氏體研究專家有很大的分歧，特變是關(guān)于貝氏體的相變?cè)?，表面浮凸等，所以關(guān)于貝氏體的定義不同學(xué)派的學(xué)者有各自不同的定義。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。貝氏體轉(zhuǎn)變至少伴隨如下特征。需要指出的是粒狀貝氏體在SEM下觀察發(fā)現(xiàn)，其內(nèi)部鐵素體也呈板條狀。一般而言，貝氏體由鐵素體和滲碳體兩相構(gòu)成。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。 研究貝氏體組織的意義自二 十 世 紀(jì)三十年代初Davenport和Bain發(fā)現(xiàn)貝氏體組織以來(lái)，很多學(xué)者對(duì)貝氏體組織的精細(xì)結(jié)構(gòu)進(jìn)行了深入研究和分析通過(guò)對(duì)低碳貝氏體鋼組織性能的研究，不但有助于深入了解貝氏體相變形成的機(jī)制，而且有力于建立組織和性能的關(guān)系，從而分析低碳貝氏體鋼的強(qiáng)化機(jī)制，以及合金元素的影響，從而在實(shí)際生產(chǎn)中得到性能更好的低碳貝氏體鋼，因此研究低碳貝氏體鋼組織性能有重要的理論與實(shí)際意義。60夾角176。60夾角176。60夾角176。從上表可以看出，含碳量及其它合金元素對(duì)貝氏體的組織形態(tài)有很大影響，此外熱處理工藝對(duì)貝氏體的組織也有較大的影響。上貝氏體通常發(fā)生于貝氏體轉(zhuǎn)變的高溫區(qū)內(nèi)，典型的上貝氏體為兩相組織，是由成束近似平行排列的板條鐵素體和夾在條間析出的斷續(xù)的碳化物構(gòu)成的非層狀組合體。鐵素體呈長(zhǎng)條狀，并且往往是在奧氏體晶界首先形核并向晶內(nèi)平行長(zhǎng)大，由于靠近形核部位(原奧氏體晶界)處，尺寸較大，前端尺寸較小，導(dǎo)致上貝氏體組織總體呈羽毛狀；因此上貝氏體的二維形態(tài)常被描述為羽毛狀。一般認(rèn)為典型上貝氏體中的碳化物是滲碳體。上貝氏體由板條狀鐵素體組成。上述板條狀鐵素體呈長(zhǎng)條狀。上貝氏體的形成溫度越低，過(guò)冷度越大，新相和母相之間的體積自由能差值越大，相變驅(qū)動(dòng)力也越大，故忒素體板條束的數(shù)量越多。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。夾角，常為單變體亦發(fā)現(xiàn)雙變體的體亦發(fā)現(xiàn)雙變體的。偶爾在上、下貝氏體鐵素體中見(jiàn)到孿晶，經(jīng)分析證實(shí)，并非為相變孿晶。(4)下貝氏體鐵素體片實(shí)際上由條狀亞單元和基元塊組成，基元塊中有碳化物。 “下貝氏體類似于回火的高碳馬氏體”被認(rèn)為是經(jīng)典的概括。但在晶體學(xué)細(xì)節(jié)上其間有很多差別，就如亞結(jié)構(gòu)類型和碳化物分布方式。雖亦在其中觀察到兩種變體的碳化物，它的存在現(xiàn)尚難定論。但picking[26] 發(fā)現(xiàn)，上、下貝氏體分界溫度受合金含量的影響，隨著碳含量升高，分界溫度下降。 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。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。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。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。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。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。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。鋼的晶粒細(xì)化強(qiáng)化可以用HallPetch[28]公式來(lái)描述：σs=σ0+ky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。因此，多年人們一直通過(guò)多種手段致力于晶粒細(xì)化的研究。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。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。 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。第二相的析出過(guò)程就是過(guò)飽和固溶體的分解過(guò)程。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。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)”。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。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。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。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。 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。位錯(cuò)密度越高，金屬抵抗塑性變形的能力就越大。此外，在易于交滑移的金屬中，應(yīng)變量超過(guò)一定的程度后，位錯(cuò)將排列成三維亞結(jié)構(gòu)[30]。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。 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。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(guò)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(guò)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。 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。Mn、Nb、Mo是作為強(qiáng)化元素加入的。 C含量的控制范圍%以下(%~%)。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。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]。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。鋼中含一定量的Mn時(shí)，可使過(guò)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。 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。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。隨著銅含量的升高，不同狀態(tài)下鋼的強(qiáng)度均增加。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]。通常認(rèn)為銅不會(huì)引起冷裂，但引起熱裂。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]。銅可提高鋼的各向異性比，降低加工硬化指數(shù)。在鋼中加入銅還可以提高鋼的抗疲勞力。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。高溫變形后的冷卻過(guò)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。這些被析出物釘扎的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)，在貝氏體相變過(guò)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。 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?？刂栖堉品譃槿齻€(gè)階段，[37]。粗大的奧氏體晶粒通過(guò)反復(fù)發(fā)生再結(jié)晶而細(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。在這一溫度范圍內(nèi)，通過(guò)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。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。 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 。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。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]。在加速冷卻過(guò)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。這種包含亞晶粒的混合組織可以使強(qiáng)度增大。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(guò)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(kāi)始急速長(zhǎng)大，因而柸料的加熱溫度不應(yīng)該超過(guò)1180℃。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。 試驗(yàn)內(nèi)容及研究步驟掃描電鏡，光學(xué)顯微鏡，拋光機(jī)，拉力試驗(yàn)機(jī)等。（3）光學(xué)顯微鏡下分析軋向與橫向的組織（4）利用掃描電鏡分析夾雜物的成分，形態(tài)與分布（1）制備試樣 首先把Q550D，SM570H（各兩個(gè)）鋼線切割成1210mm的條形試樣，通過(guò)砂紙把軋向和橫向上打磨光滑，然后在拋光機(jī)上拋光，并用4%的硝酸酒精溶液侵蝕。、。 Q550D中的非金屬夾雜物 SM570H中的非金屬夾雜物 金相組織分析1）Q55