國內(nèi)外超細(xì)晶鋼鐵材料研究進(jìn)展

倪翀奕，朱曉雷，賈吉祥，趙成林，李曉偉，郭慶濤（鞍鋼集團(tuán)鋼鐵研究院，遼寧鞍山114009）

?

國內(nèi)外超細(xì)晶鋼鐵材料研究進(jìn)展

倪翀奕，朱曉雷，賈吉祥，趙成林，李曉偉，郭慶濤
（鞍鋼集團(tuán)鋼鐵研究院，遼寧鞍山114009）

摘要：介紹了幾種常用的晶粒細(xì)化方法，包括微合金細(xì)化法、電磁場細(xì)化法、納米析出相細(xì)化法、應(yīng)變誘導(dǎo)相變和形變強(qiáng)化相變，分析了超細(xì)晶材料在開發(fā)和應(yīng)用中存在的問題，為鋼鐵材料晶粒細(xì)化的研究及實(shí)際應(yīng)用提供參考。

關(guān)鍵詞：晶粒細(xì)化；微合金化；電磁場細(xì)化；應(yīng)變誘導(dǎo)相變；形變強(qiáng)化相變

倪翀奕，碩士，工程師，1990年畢業(yè)于沈陽工業(yè)大學(xué)鑄造專業(yè)。E-mail:ansteelnichongyi@163.com

隨著市場對鋼鐵材料高性能需求的提高，越來越多的新鋼種被開發(fā)和應(yīng)用。強(qiáng)韌化是鋼鐵行業(yè)對結(jié)構(gòu)材料的基本要求，人們一直致力于提高低碳鋼的屈服強(qiáng)度、降低韌脆轉(zhuǎn)變溫度。鋼鐵材料強(qiáng)化方法有相變強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化及細(xì)晶強(qiáng)化等，細(xì)晶強(qiáng)化在普通結(jié)構(gòu)鋼中的強(qiáng)化效果最明顯，也是唯一能同時(shí)增加強(qiáng)度和韌性的方法。超細(xì)晶粒鋼就是通過細(xì)晶強(qiáng)化來提高鋼材屈服強(qiáng)度的。當(dāng)晶粒直徑為5μm時(shí)，細(xì)化晶粒能提高屈服強(qiáng)度24MPa。而鐵素體晶粒直徑由20μm細(xì)化到5μm時(shí)，韌脆轉(zhuǎn)變溫度則會(huì)下降81 K。Hodgson等［1］計(jì)算，當(dāng)獲得晶粒尺寸為1μm的超細(xì)鐵素體（UFF）時(shí)，鋼材的屈服強(qiáng)度將比5μm鐵素體鋼材的屈服強(qiáng)度提高約350MPa。

1　國內(nèi)外現(xiàn)狀

實(shí)驗(yàn)室方面，有文獻(xiàn)［2］報(bào)道過可大規(guī)模生產(chǎn)在表層形成2μm以下細(xì)晶鐵素體的控軋工藝。Beynon［3］等在熱扭轉(zhuǎn)實(shí)驗(yàn)中也獲得了平均晶粒尺寸約為1μm的鐵素體組織。日本的YADA等人［4］在Ar3附近軋制得到了鐵素體晶粒尺寸接近1μm 的C-Mn鋼帶。英國通過楔形擠壓等方法得到了晶粒小于1μm的純鐵。韓國采用應(yīng)變誘導(dǎo)動(dòng)態(tài)相變技術(shù)，在實(shí)驗(yàn)室得到了晶粒尺寸分別細(xì)化到4～ 5μm和2μm的C-Mn鋼和微合金鋼［5］。美國大學(xué)的材料研究中心在美國鋼鐵公司及INCO公司等的支持下，對鋼鐵材料的組織極限系統(tǒng)地進(jìn)行了研究。美國的DSI公司采用低溫大壓下變形工藝在熱模擬機(jī)上將鋼材的平均晶粒直徑細(xì)化到2μm以下，同時(shí)也證實(shí)了在低溫大壓下變形工藝條件下鐵素體晶粒細(xì)化的主要機(jī)制為形變誘導(dǎo)相變和鐵素體的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶［6］。

實(shí)際生產(chǎn)方面，我國于1998年啟動(dòng)了973項(xiàng)目—“新一代鋼鐵材料的重大基礎(chǔ)研究”，其主要研究內(nèi)容是提高當(dāng)時(shí)廣泛應(yīng)用的鐵素體-珠光體鋼的屈服強(qiáng)度，將其屈服強(qiáng)度提高1倍，即碳素結(jié)構(gòu)鋼屈服強(qiáng)度從200 MPa級提高到400 MPa級，高強(qiáng)度低合金鋼的屈服強(qiáng)度從400MPa級提高到800 MPa級。我國已自主開發(fā)了一套超細(xì)晶粒鋼的晶粒形成理論和生產(chǎn)控制技術(shù)，可用于工業(yè)化生產(chǎn)［7］。日本川崎重工與中山鋼廠采用機(jī)架間冷卻、軋后快冷及異步輥軋制（SRDD）等技術(shù)建設(shè)了一條低溫大應(yīng)變量變形的專業(yè)化超細(xì)晶粒鋼生產(chǎn)線。采用“低溫大應(yīng)變控制軋制技術(shù)”可將低碳鋼的鐵素體晶粒尺寸細(xì)化至3μm，屈服強(qiáng)度提高到500 MPa。日本新日鐵公司采用“先進(jìn)TMCP工藝”進(jìn)行表層超細(xì)晶粒厚鋼板的生產(chǎn)，該工藝將變形、道次間加速冷卻、終軋后加速冷卻及軋制過程中變形熱控制等技術(shù)結(jié)合，故又稱為“復(fù)雜TMCP”技術(shù)。利用該技術(shù)，新日鐵公司已生產(chǎn)出厚度為25 mm,表層鐵素體晶粒尺寸2μm，深度達(dá)4 mm的表層超細(xì)晶粒鋼板［8］。

2　細(xì)晶強(qiáng)化的理論

材料的晶粒尺寸與屈服應(yīng)力間的關(guān)系可用Hall-Petch公式描述［7］，即：

式中，σs為流變屈服應(yīng)力；σ0、k為和材料特性有關(guān)的常量；d為多晶體的平均晶粒直徑。

滿足式（1）的條件下，鋼材的晶粒越細(xì)，鋼材的強(qiáng)度越高。翁宇慶認(rèn)為，鋼材的超細(xì)晶粒與其高潔凈度、高均勻性有關(guān)。他認(rèn)為，如果單純從減小晶粒尺寸而言，鋼材的雜質(zhì)總量應(yīng)低于0.04%［7］。如果能夠有效的形成超細(xì)晶粒鋼，雜質(zhì)總量應(yīng)小于0.01%［9］。這是因?yàn)閵W氏體母相的缺陷影響新晶核的長大，如果其促進(jìn)作用超過了晶核的形成速度，就等于抑制了新晶核的形成，所以獲得超細(xì)晶比較困難。

對于超細(xì)晶的定義，翁宇慶認(rèn)為，超細(xì)晶鋼的晶粒尺寸應(yīng)不大于4μm［7］。Hall-Petch公式可以應(yīng)用于1μm的研究，而在亞微米尺度下，該公式的斜率可能稍微有些變化。因?yàn)樵摴浇⒃诮?jīng)典位錯(cuò)理論基礎(chǔ)上，晶粒尺度變小，塞積位錯(cuò)數(shù)目也隨之減少，需要補(bǔ)償塞積群頭部應(yīng)力集中的下降。納米晶體變形中少有位錯(cuò)行為，而金屬單質(zhì)更是靠晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)和晶界滑動(dòng)完成變形，所以致使Hall-Petch公式偏離常規(guī)［10］。由于超細(xì)晶粒鋼晶界極薄、晶內(nèi)位錯(cuò)密度很低，所以在超細(xì)化組織條件下，Hall-Petch公式斜率下降。

現(xiàn)階段實(shí)驗(yàn)室條件下利用等徑角擠壓和累積疊軋可獲得1μm左右的晶粒，不同晶粒尺寸試樣的拉伸曲線見圖1［11］。由圖1可知，晶粒小于1μm時(shí)，晶粒越細(xì)，屈服強(qiáng)度越高，塑性越差。小于1μm的晶粒在目前鋼鐵生產(chǎn)的流程中很難得到，所以它的應(yīng)用受到限制。根據(jù)現(xiàn)有的軋制情況，王國棟等人提出了“晶粒適度細(xì)化的概念”，把細(xì)化的目標(biāo)定格在3～5μm［12］。生產(chǎn)實(shí)踐證明，這種材料強(qiáng)度提高，塑性較好。

圖1　不同晶粒尺寸試樣的拉伸曲線

3　幾種晶粒細(xì)化的方法

3.1微合金細(xì)化法

微合金化（合金總量的質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于0.1%）的方法是在煉鋼過程中向鋼液中添加微合金元素（如Nb、V、Ti、B、N等）進(jìn)行變質(zhì)處理以提供大量彌散質(zhì)點(diǎn)促進(jìn)非均質(zhì)形核，從而使鋼液凝固后獲得細(xì)晶。微合金元素對鐵素體晶粒尺寸的影響如圖2。由圖2可知，鋼水中合金量一定的范圍內(nèi)，隨著合金元素的增加，鐵素體晶粒尺寸變小［13］。細(xì)化的原因是合金化元素的加入提高了鋼的再結(jié)晶溫度，同時(shí)也降低了一定溫度下晶粒長大的速度或者強(qiáng)碳氮化物的形成釘扎晶界，對晶粒的增長起阻礙作用。

Sanhong Zhang等將化合物（TiC、VN、TiN等）熱壓入ω［C］=0.1%的鋼中，發(fā)現(xiàn)這些化合物都有促進(jìn)鐵素體形核的作用，其中VN最有效。Nb、V、Ti在較低的溫度下大部分不固溶，它的碳氮化物對奧氏體的晶界起到釘扎作用，對晶界的移動(dòng)起阻礙作用［14］。如果軋制前加熱和均熱時(shí)溫度較低，那么微合金鋼軋之前奧氏體晶粒就較細(xì)，從而為后面的鐵素體細(xì)化做了準(zhǔn)備。同時(shí)，Nb、V、Ti的碳氮化物在奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的時(shí)候在奧氏體晶界、亞晶界和位錯(cuò)線上形成，起到釘扎鐵素體晶粒的作用，這樣就阻止了鐵素體晶粒的長大，細(xì)化了鐵素體晶粒。另外，這些粒子本身也能起到沉淀強(qiáng)化的作用，提高鋼材的強(qiáng)度。因此應(yīng)控制這些析出粒子達(dá)到較大的體積分?jǐn)?shù)和較小的尺寸。

圖2　微合金元素對鐵素體晶粒尺寸的影響

微合金化方法是細(xì)化晶粒的有效途徑，它的優(yōu)點(diǎn)是滿足晶粒細(xì)化而又不過分提高材料成本，結(jié)合一定的熱處理工藝綜合細(xì)化效果更好。

3.2電磁場細(xì)化法

強(qiáng)磁場或電場可降低奧氏體和鐵素體的吉布斯自由能。Ae3溫度隨著磁場場強(qiáng)的增加而升高，變化幅度與鋼水實(shí)際成分有關(guān)［15］。強(qiáng)磁場作用下，奧氏體由于是非磁性相，所以奧氏體自由能只是微降，而鐵素體是磁性相，自由能下降明顯，奧氏體更容易向鐵素體轉(zhuǎn)變。隨著一定時(shí)間內(nèi)形核數(shù)量的增多，鐵素體晶粒會(huì)因?yàn)閿?shù)量增多而得到細(xì)化。電場、磁場對鋼的組織細(xì)化技術(shù)主要有以下兩種應(yīng)用形式：一是在熱軋過程中采用間斷施加電磁場的方法改變Ae3溫度，使得在熱軋過程中奧氏體和鐵素體相變反復(fù)進(jìn)行，從而促進(jìn)鐵素體晶粒細(xì)化；二是施加電磁場使Ae3溫度上升，可增大淬火冷卻時(shí)的相變驅(qū)動(dòng)力，即可獲得與增大過冷度相同的效果，從而增加鐵素體的形核速率，并降低其長大速率，達(dá)到細(xì)化晶粒的目的。周雄龍［16］對比了0.44C-1.24Mn鋼在有、無磁場條件下的加熱后冷卻的組織情況，結(jié)果表明，800℃后，無磁場冷卻與磁場10 T、冷速5℃/min條件下冷卻后的組織相比，后者細(xì)化晶粒的效果比前者明顯。該技術(shù)的優(yōu)點(diǎn)是通過外界手段很容易精準(zhǔn)獲得并控制電壓、電流等試驗(yàn)參數(shù)，局限性是細(xì)化過程需要較高強(qiáng)度磁場，高強(qiáng)度電磁場很難獲得。

3.3納米析出相細(xì)化法

珠江鋼鐵公司擁有我國第一條CSP薄板坯連鑄連軋生產(chǎn)線，生產(chǎn)Q195熱軋薄帶時(shí)發(fā)現(xiàn)了大量的硫化物、氧化物及氮化物的納米級析出相?？涤懒郑?7］等人實(shí)驗(yàn)分析表明，CSP-Q195鋼的AlN析出相尺寸絕大部分小于20 nm，AlN的析出相對晶粒超細(xì)化起重要作用。翁宇慶等人［7］通過電子顯微鏡等分析了CSP-Q195鋼試樣，其硫化物軋制后為20～60 nm。分析認(rèn)為，該硫化物對軋制過程的奧氏體晶界遷移和奧氏體動(dòng)態(tài)再結(jié)晶后的晶粒長大起到釘扎作用，進(jìn)而使得最終產(chǎn)品超細(xì)化。由于薄板坯的連鑄連軋工藝相對于常規(guī)板坯鑄機(jī)的冷卻快1～2個(gè)數(shù)量級，相對短時(shí)間的凝固會(huì)減小鑄坯二次枝晶臂間距，最小臂間距可達(dá)亞微米級，所以凝固過程中枝晶間析出的析出相尺寸得以細(xì)化。

柳德櫓等人［18］還對CSP生產(chǎn)低碳鋼中的納米碳化物及其對鋼力學(xué)性能的影響進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)薄板坯連鑄連軋低碳鋼鑄坯、軋卡件和鋼材中均存在大量尺寸小于18 nm的析出物，成分主要為鐵碳析出物，對鋼起到明顯的沉淀強(qiáng)化作用，其沉淀析出對鋼材屈服強(qiáng)度的影響與細(xì)晶強(qiáng)化幾乎一致。目前，人們對于CSP工藝生產(chǎn)的低碳鋼中存在的大量納米氧化物、硫化物和氮化物粒子能細(xì)化晶粒的作用已取得共識，但對納米級鐵碳析出物的存在及作用具有不同意見。

翁宇慶等人在ZJ330鋼連鑄坯、軋卡件及軋材中發(fā)現(xiàn)了小于20 nm的納米析出物，并在常規(guī)工藝生產(chǎn)出的Q195鋼中觀察到這類納米粒子,只是數(shù)量比ZJ330鋼中的少得多，他們認(rèn)為，這些析出物是納米氧化物，結(jié)構(gòu)為尖晶石型的鐵氧體。北京科技大學(xué)與廣州珠江鋼鐵有限責(zé)任公司合作,利用超細(xì)夾雜和納米析出物的作用，采用電爐結(jié)合薄板坯連鑄連軋工藝，成功地對低碳高強(qiáng)度HSLC鋼進(jìn)行了研究與批量生產(chǎn)。該鋼是在普通低碳錳鋼成分的基礎(chǔ)上開發(fā)而來,煉鋼過程不添加鈮釩等微合金元素,但其性能卻與含鈮釩屈服強(qiáng)度為345～410 MPa的HSLA鋼性能相當(dāng)。此外，利用納米尺度碳化鈦和鐵碳析出物的作用開發(fā)了低成本Ti微合金化的高強(qiáng)度集裝箱板系列，最高屈服強(qiáng)度達(dá)800MPa級。

3.4應(yīng)變誘導(dǎo)相變（SITR）

圖3為應(yīng)變誘導(dǎo)相變工藝示意圖［19］。

圖3　應(yīng)變誘導(dǎo)相變工藝示意圖

由圖3看出，應(yīng)變誘導(dǎo)相變是將低碳鋼加熱到Ac3溫度以上對奧氏體施加連續(xù)快速大壓下量變形之后急冷，從而獲得超細(xì)鐵素體晶粒。以往的研究表明，在控軋鋼的奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變中，無論奧氏體中殘余應(yīng)變的水平多大，鐵素體晶粒的極限尺寸大約為5μm。Pristner和Hodgson［20］認(rèn)為，這與鐵素體在轉(zhuǎn)變過程中的粗化有關(guān)。同時(shí)，如果能在極大奧氏體體積范圍內(nèi)激發(fā)應(yīng)變誘導(dǎo)相變（即相變在形變過程中而非形變后發(fā)生），鐵素體的晶粒將能得到極顯著的細(xì)化。其基本原理是應(yīng)變引入大量位錯(cuò)和變形，使鐵素體晶粒在形變奧氏體組織重復(fù)析出，得到細(xì)小的鐵素體晶粒。

從20世紀(jì)80年代初以來，人們逐漸認(rèn)識到在低碳鋼中利用應(yīng)變誘導(dǎo)相變是細(xì)化鐵素體晶粒非常有效的途徑，并已在不同低碳鋼獲得了3～ 4μm的超細(xì)鐵素體晶粒［21］。此工藝具有兩個(gè)特點(diǎn)，即從物理環(huán)境上看，應(yīng)變誘導(dǎo)相變在變形中完成，變形溫度在Ar3附近；從產(chǎn)物來看，應(yīng)變誘導(dǎo)相變必須生成超細(xì)晶相。最初認(rèn)為這種細(xì)化機(jī)制是未再結(jié)晶區(qū)奧氏體形變使單位體積的有效晶界面積增大，增多鐵素體形核位置，導(dǎo)致晶粒細(xì)化。但這不能解釋當(dāng)有效晶界面積相同時(shí)，由未再結(jié)晶奧氏體轉(zhuǎn)變的鐵素體晶粒直徑仍比由再結(jié)晶奧氏體轉(zhuǎn)變的鐵素體晶粒細(xì)小的現(xiàn)象。實(shí)驗(yàn)觀察到，未再結(jié)晶奧氏體由于形變誘發(fā)晶界遷移，使晶界弓彎，弓彎晶界具有多的晶角晶邊。由于晶角晶邊的形核潛力大于晶界，從而使鐵素體細(xì)化。變形速度、變形溫度以及變形量等對該技術(shù)均有影響。當(dāng)變形溫度（在高于Ar3條件下）降低、變形量增加以及變形速度提高都會(huì)使鐵素體晶粒變得更細(xì)。

應(yīng)變誘導(dǎo)相變的方法與普通的控軋控冷工藝不同，后者相變主要發(fā)生在軋制冷卻過程中，而前者是動(dòng)態(tài)相變，處于非平衡態(tài)，所以在一定條件下有逆相變及亞穩(wěn)相出現(xiàn)的可能。由于此工藝是形核為主的相變，鐵素體形核首先在具有高畸變能的原有奧氏體晶界，當(dāng)局部應(yīng)變足夠大，畸變區(qū)反復(fù)形核。應(yīng)變增大晶核在高畸變區(qū)不斷生成，這個(gè)反復(fù)形核的過程是不飽和形核。

3.5形變強(qiáng)化相變（DEFT）

形變強(qiáng)化相變是通過形變前快速冷卻至A3與Ar3之間某一過冷奧氏體溫度，并實(shí)施較大變形量軋制，利用形變造成的高儲(chǔ)存能和高密度晶體學(xué)缺陷導(dǎo)致形變強(qiáng)化相變和鐵素體動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，同時(shí)結(jié)合隨后的加速冷卻，獲得分布均勻的尺寸為2～4μm的鐵素體晶粒。其示意圖見圖4。

圖4　形變強(qiáng)化相變工藝示意圖

此時(shí)，應(yīng)變和溫度的過冷兩個(gè)因素共同決定了奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變，所以形核率和相變驅(qū)動(dòng)力大大提高，與傳統(tǒng)的控軋工藝相比，具有良好的細(xì)化鐵素體晶粒的潛力。

形變強(qiáng)化相變不同于應(yīng)變誘導(dǎo)相變，相變是在應(yīng)變和溫度過冷兩個(gè)條件下同時(shí)進(jìn)行。在熱力學(xué)上，相的組成是穩(wěn)定的，應(yīng)變誘導(dǎo)相變時(shí)可能發(fā)生的逆轉(zhuǎn)變不會(huì)出現(xiàn)，對熱軋工藝的優(yōu)化與控制是有利的。

形變強(qiáng)化相變也不同于兩相區(qū)軋制。兩相區(qū)軋制時(shí)易產(chǎn)生粗大的先共析鐵素體，使形變組織極難控制，最終所得的組織往往不均勻。而形變強(qiáng)化相變中，過冷與形變所提供的驅(qū)動(dòng)力都用于相變，形成的鐵素體細(xì)小均勻，最終得到的也是比較均勻的組織。

形變強(qiáng)化相變的形核分為3個(gè)階段：首先是變形改變了奧氏體晶界狀態(tài)，從而增加鐵素體形核的位置，之后的變形提高了碳原子擴(kuò)散系數(shù)，產(chǎn)生了高密度的位錯(cuò)也會(huì)促進(jìn)鐵素體形核，在相變大部分完成后如果還有變形，那么為相變的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢又楣怏w或者顆粒狀的滲碳體，它們對鐵素體晶粒的長大起阻礙作用。

形變強(qiáng)化相變最大限度的利用過冷所提供的化學(xué)驅(qū)動(dòng)力和形變驅(qū)動(dòng)力，通過軋制過程中奧氏體的再結(jié)晶，形變強(qiáng)化相變奧氏體向鐵素體的動(dòng)態(tài)轉(zhuǎn)變以及鐵素體的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的交互作用，使鐵素體晶粒組織得以細(xì)化。經(jīng)這一方法生成的材料在保持較好塑性的同時(shí)屈服強(qiáng)度提高一倍［22］。楊王玥、胡安民等人［23］采用熱模擬壓縮變形實(shí)驗(yàn)對Q235級別低碳20#鋼研究表明，過冷奧氏體在740～800℃溫度范圍、變形量70%和應(yīng)變速率為1/s時(shí)，可獲得2～3μm及小于2μm的鐵素體細(xì)晶和珠光體混合組織。

4　存在的問題

4.1三維大尺寸亞微米晶鋼的制備方法

實(shí)驗(yàn)室一般采用通道壓縮（ECAP）和疊壓技術(shù)（ARB）等強(qiáng)烈塑性變形方法得到接近納米級的亞微米組織，結(jié)構(gòu)鋼的表面納米晶化多采用噴丸、機(jī)械研磨等強(qiáng)烈塑性變形方法。由于這些方法需要較高的應(yīng)變速率、較大的變形量、較快速的熱循環(huán)和較低的變形溫度、復(fù)雜的工藝組織，且控制過程中的精確度較高，一般鋼廠的設(shè)備和控制條件很難滿足如此高水平的要求，故在現(xiàn)有熱軋生產(chǎn)裝備上只能實(shí)現(xiàn)微米級產(chǎn)品的工業(yè)化生產(chǎn)。

4.2塑性穩(wěn)定問題

盡管超細(xì)化后的晶粒對提高鋼的強(qiáng)度、韌性及硬度等作用明顯，但是晶粒究竟細(xì)化到何種程度才能使其作用最大，還有很多不同看法。例如，晶粒細(xì)化到1μm以后，抗拉強(qiáng)度的提高程度遠(yuǎn)低于屈服強(qiáng)度的提高程度，這就造成屈強(qiáng)比的迅速增加，對鋼材的冷加工性能和安全性非常不利，這一問題限制了其應(yīng)用范圍，有文獻(xiàn)［24］報(bào)道，對屈強(qiáng)比不同的鋼材進(jìn)行三點(diǎn)彎曲脆性啟裂CTOD試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)屈強(qiáng)比高的鋼材裂紋尖端應(yīng)力水平高，脆性啟裂CTOD值明顯低于低屈強(qiáng)比的材料，無明顯的延性裂紋擴(kuò)展。

目前，該問題主要通過兩種方式解決：第一，采用復(fù)合的方法，使材料的表面和心部有著不同的特性。外表面使用高強(qiáng)、高韌的超細(xì)晶材料，而心部則使用一般常規(guī)晶粒、且具有優(yōu)良塑性的材料，這樣就可使材料整體具備優(yōu)良的綜合性能。目前，各大實(shí)驗(yàn)室正積極開發(fā)的鋼的表面納米化、SUF鋼板等就具有這種復(fù)合結(jié)構(gòu)特征；第二，采用冶金方法，如利用馬氏體或碳氮化物等硬質(zhì)第二相，利用其彌散分布來提高超細(xì)晶粒鋼的加工硬化能力。實(shí)驗(yàn)證明，含有釩鈦等元素的微合金鋼的塑性穩(wěn)定性明顯好于普通碳素鋼。

4.3超細(xì)晶鋼的可焊性

超細(xì)晶鋼在焊接過程中均會(huì)在焊接接頭發(fā)生不同程度的軟化行為。通常強(qiáng)度越高，焊接接頭的軟化行為越明顯。韓國在新世紀(jì)高性能結(jié)構(gòu)鋼中也非常重視超細(xì)晶粒鋼的焊接問題。我國國家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究資助項(xiàng)目中也包含該項(xiàng)研究課題。如何通過合理的焊接方法及工藝來控制其軟化行為，提高焊接接頭的質(zhì)量，都有待于進(jìn)一步的理論和實(shí)驗(yàn)研究。目前，采用高強(qiáng)匹配、小能量輸入、焊接區(qū)組織結(jié)構(gòu)調(diào)整以及母材/焊縫金屬匹配等方法后，超細(xì)晶鋼的焊接工藝在碳素鋼板和螺紋鋼中實(shí)現(xiàn)了部分突破，在微合金高強(qiáng)鋼的應(yīng)用上還需要進(jìn)一步的探索。

5　結(jié)語

超細(xì)晶粒鋼作為使用前途廣泛的鋼系列，雖然在焊接等方面存在著難度，但是在全球號召低碳和節(jié)能減排的今天，它的研發(fā)和生產(chǎn)比以往具有更重要的意義。不增或微增成本達(dá)到高品質(zhì)鋼生產(chǎn)，可保持鋼鐵材料相對低成本的競爭力。為了獲得超細(xì)晶粒鋼，材料工作者研究出從控軋控冷到應(yīng)變誘導(dǎo)相變、形變強(qiáng)化相變等方法。由于條件的限制，一些方法從實(shí)驗(yàn)室到現(xiàn)場生產(chǎn)還需要一段時(shí)間。相信隨著產(chǎn)業(yè)革命帶來設(shè)備和技術(shù)的不斷突破，人們會(huì)有更多手段來突破傳統(tǒng)的限制。

參考文獻(xiàn)

［1］P.D.Hodgson,M.R.Hickson,R.K.Gibbs.Ultrafine ferrite in low carbon steel［J］.Scripta Materialia,1999,40（10）:1 179-1 184.

［2］Hidesato Mabuchi,Hasegawa T,Ishikawa T.Metallurgical features of steel plates with ultra fine grains in surface layers and their formation mechanism［J］.ISIJ Inter.,1999,39（5）:477-485.

［3］J.H.Beynon,R.Gloss,P.D.Hodgson.The production of ultrafine equiaxed ferrite in a low carbon microalloyed steel by thermomechanical treatment［J］.Materials Forum,1992（16）:37-42.

［4］Nagai K.Second Phase of Ultra Steel Project at NIMS［C］∥Proceedings of Advanced Structural Steels,Shanghai：China Metal Society，2004:15-22.

［5］Choo.W.Y.First Stage Achievements of HIPERS-21 Project and Plan of Second Stage［C］∥Proceedings of Advanced Structural Steels,Shanghai：China Metal Society，2004:23-38.

［6］Han Dong.Deformation Induced Ferrite Transformation in M icroalloyed Steels［C］∥新一代鋼鐵材料研討會(huì)論文集，北京：中國金屬學(xué)會(huì)，2001:41-47.

［7］翁宇慶.超細(xì)晶粒鋼［M］，北京:冶金工業(yè)出版社，2003.

［8］干勇，董瀚.先進(jìn)鋼鐵材料技術(shù)的進(jìn)展［J］.中國冶金，2004 （8）：1-6.

［9］Zhou Xu,Guorong Zhang,Taku SAKAI.Effect of Carbon Content on Static Restoration of Hot Worked Plain Carbon Steels ［J］.ISIJ Int,1995,35（2）:210-216.

[10]楊衛(wèi).材料的宏微觀力學(xué)與強(qiáng)韌化設(shè)計(jì)［M］.北京：清華大學(xué)出版社，2003.

[11]遷伸泰.鋼鐵材料的晶粒超細(xì)化［J］.世界鋼鐵，2003（3）:16-24.

[12]劉相華,杜林秀,王國棟.熱軋鋼材晶粒細(xì)化與超級鋼開發(fā)［J］.河南冶金,2004（3）:3-6.

[13]科恩M，著.鋼的微合金化及控制軋制［M］.北京：冶金工業(yè)出版社，1984.

[14]Sanhong Zhang.Ferrite Nucleation at Ceramic/Austenite Interfaces［J］.ISIJ Int,1996,36（10）:1 301-1 309.

[15]趙宇光.外場在材料制備和加工過程中的應(yīng)用［J］.鑄造，2004，53（4）：257-259.

[16]周雄龍.向開發(fā)1μm級超細(xì)晶鋼的挑戰(zhàn)［C］∥高潔凈度超細(xì)晶微合金化高強(qiáng)高韌鋼文集，北京:冶金部鋼鐵研究總院, 1999:19-28.

[17]Liu Delu,Huo Xiangdong,Wang Yuanli,et al.Aspects of Microstructure in Low Carbon Steels Produced by the CSPProcess ［J］.Journal of University of Science&Technology,2003,10 （4）:1-6.

[18]柳德櫓.EAF-CSP工藝低碳鋼中的納米級沉淀粒子研究［C］∥2002年薄板坯連鑄連軋國際研討會(huì)文集，北京：中國金屬學(xué)會(huì)，2002:257-261.

[19]李維娟.生產(chǎn)超細(xì)晶粒低碳鋼的實(shí)驗(yàn)研究［C］∥2003年中國鋼鐵年會(huì)論文集，北京:中國金屬學(xué)會(huì)，2003.573-577.

[20]R.Priestner,P.D.Hodgson.Ferrite grain coarsening during transformation of thermomechanically processed C-Mn-Nb austenite s［J］.Material Science Technology,1992（8）:849-854.

[21]B.Mintz,Abu.Shosha,R.Shaker.Influence of deformation induced ferrite,grain boundary sliding,and dynamic recrystallisation on hot ductility of 0.1-0.75%carbon steels［J］.Material Science Technology,1993（10）:907-914.

[22]Z.Q.Sun,W.Y.Yang,J.J.Qi,et al.Deformation enhanced transformation and dynamic recrystallization of ferrite in a low carbon steel during multipass hot deformation［J］.Mater.Sci.& Eng.2002（334）:201-206.

[23]楊王玥，胡安民，齊俊杰，等.低碳鋼形變強(qiáng)化相變的組織細(xì)化［J］.材料研究學(xué)報(bào)，2001（4）:171-178.

[24]荊洪陽.屈強(qiáng)比對高強(qiáng)鋼斷裂韌性的影響［J］.金屬學(xué)報(bào)，1996,32（3）:265-269.

（編輯許營）

修回日期：2016-02-15

聲明

本刊現(xiàn)已入編美國《化學(xué)文摘（CA）》收錄期刊、美國《烏利希期刊指南》收錄期刊、《中國核心期刊（遴選）數(shù)據(jù)庫》收錄期刊、《中國學(xué)術(shù)期刊（光盤版）》收錄期刊、《中國學(xué)術(shù)期刊綜合評價(jià)數(shù)據(jù)庫》來源期刊、《萬方數(shù)據(jù)-數(shù)字化期刊群》入網(wǎng)期刊、《中文科技期刊數(shù)據(jù)庫》收錄期刊，作者著作權(quán)使用費(fèi)與本刊稿酬一次性給付，不再另行發(fā)放。作者如不同意將文章入編，投稿時(shí)敬請說明。

《鞍鋼技術(shù)》編輯部

Research Progress on Ultra-fine Grained Steel M aterials at Home and Abroad

Ni Chongyi，Zhu Xiaolei，Jia Jixiang，Zhao Chenglin，Li Xiaowei，Guo Qingtao
（Iron&Steel Research Institutes of Ansteel Group Corporation,Anshan 114009,Liaoning,China）

Abstract：Such normal grain refiningmethods asmicro-alloy refiningmethod,electromagnetic field refining method,nanometer-sized precipitation refining method,strain induced transformation and deformation enhanced transformation were introduced.The existing problems in development and applications of ultra-fine grained steel materials with grain refinement were analyzed so that some references for development and applications of grain refining methods for steelmaterials in practice were offered.

Key words：grain refining;micro-alloying;electromagnetic field refining;strain induced transformation;deformation enhanced transformation

中圖分類號：TG269

文獻(xiàn)標(biāo)識碼：A

文章編號：1006-4613（2016）02-0009-06