1 超细晶粒钢简介

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摘要：介绍了国内外超细晶粒钢的发展情况；阐述了晶粒细化对钢铁材料综合性能的影响，从微合金化、形变诱导相变、热处理和新型机械控制轧制技术等方面介绍了获得细化晶粒钢的关键技术，最后从实际应用角度出发，提出了超细晶粒钢生产及应用中存在的问题。

关键词：超细晶粒钢；铁素体；微合金化；形变诱导相变

The brief introduction of Ultra-Fine grain steel

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Abstract: Firstly the development of ultrafine grain steel is described, secondly the influence of grain

refining on comprehensive performance of steel material is expatiated, and the key technique of

manufacturing ultrafine grain steel is introduced. It includes micro alloying , deformation- induced

ferrite transformation, severe plastic deformation, TMCP technique, and so on, at last, the problem in

the production and application of ultrafine grain steel is introduced.

Key words: ultra-fine grain steel; ferrite; Micro alloying ; deformation- induced ferrite transformation

1 国内外超细晶钢的发展

在日本科技厅的支持下，1997 年，日本开始了为期10 年的“新世纪结构材料( 或超级钢铁材料) ”的国家级研究计划，研发内容包括低合金钢、合金结构钢、耐候钢和耐热钢。目前，日本已经开发出晶粒尺寸为1 μm 的650 MPa 超高强度热轧钢板。1998 年，韩国也开始了历时10 年的“21 世纪结构钢的研究计划”，主要研发800 MPa级结构钢、600 MPa 级耐候钢和1 500 MPa 级螺栓钢。2001 年，欧盟启动了“超细晶钢开发”计划。2002 年，美国在钢铁研究指南中公布了2 个超细晶钢开发项目[1-4]。世界钢铁材料界在新一代钢铁材料开发领域理论研究层面提出了“形变诱导相变”、“形变强化相变”、“形变诱导动态相变”等观点; 在技术层面提出“洁净化、均质化、细晶化”的思路; 在工艺方面提出了“低温、控轧和快冷”的措施。

在日本、韩国启动超级钢项目的同时，中国就启动了“新一代微合金高强高韧钢的基础研究”的国家攀登项目( 1997－2000年) 。1998年，确立了由政府投资25亿的超级钢开发项目( 973)，计划将占我国钢产量60% 以上的碳素钢、低合金钢和合金结构钢的强度和寿命提高1倍。在国家“973”项目的支持下，宝钢、鞍钢、武钢、首钢、攀钢等多家钢铁企业开展了利用现有工艺流程制备超细晶钢的研究。2002 年6

月，攀钢用Q235 为试验钢，成功进行了第一轮工业试生产，利用形变诱导铁素体相变和铁素体动态再结晶原理，轧制出晶粒尺寸为5 ～ 6 μm、规格3.0 mm×1000 mm的细晶钢。武钢在超细晶钢的研究上也取得了重大进展，目前已冶炼、轧制出了超细耐候钢和800MPa 超细晶钢，并利用Q235 钢进行了一轮工业

2 性轧制试验，成功生产出抗拉强度为510～535MPa 和屈服强度为390～410 MPa 的超细晶钢。2002年，鞍钢在1780 mm轧机上已能稳定生产厚度小于10 mm 的400 MPa 级超细晶粒热轧钢板，并开展了更厚规格的卷板和中板的研究[5,6]。

2 超细晶是新一代钢铁结构材料的核心

钢铁结构材料约占钢铁材料的90%，强韧化是结构材料的基本发展方向。钢铁材料提高强度的途径主要有4 条：

1）通过合金元素和间隙元素原子溶解于基体组织产生固溶强化，它是点缺陷的强化作用；

2）通过加工变形增加位错密度造成钢材承载时位错运动困难( 位错强化)，它是线缺陷的强化作用；

3）通过晶粒细化使位错穿过晶界受阻产生细晶强化，它是面缺陷的强化作用；

4）通过第二相( 一般为Mx ( C. N)，析出相或弥散相) 使位错发生弓弯( 奥罗万机制) 和受阻产生析出强化，它是体缺陷的强化作用。

这4 种强化作用中，细晶强化在普通结构钢中强化效果最明显，也是唯一的强度与韧性同时增加的机制。其他3 种强化机制表现为强度增加，塑性( 有时韧性) 下降。发展超细晶钢，就是利用超细晶化发展细晶强化的强韧化作用，其增加屈服强度的效果见图1。

图1 各种强化机制的强化效果示意图

S.Takaki[7] 及其合作者做了基础研究，见图2。若纯铁在铁素体晶粒尺寸为20 Lm时，普通钢材的屈服强度ReL是200 MPa级，若细化在5 μm以下，ReL 就能翻番；具有低碳贝氏体或针状铁素体的钢材若显微组织细化至2 μm以下，强度就能翻番。因此超细晶钢是将目前细晶钢的基体组织细化至微米数量级，新一代钢材目标强度与超细晶尺寸关系见表1[8]。

表1 不同钢类确保强度翻番的超细晶化尺寸范围[ 8]

细晶强化的作用：

3 A、材料的屈服强度和硬度与晶粒尺寸倒数的平方根成正比，即随着材料晶粒尺寸减小，材料的屈服强度及硬度不断提高[9,26,27]。

图2 晶粒尺寸与屈服强度和硬度的关系

细晶强化机理主要是: 晶粒越细，单位体积内的晶粒界面越多，由于晶界之间原子排列比晶粒内部的排列更加紊乱，因而位错密度较高，致使晶界对正常晶格的滑移位错产生缠结，不易穿过晶界继续滑移，变形抗力增大，表现为强度提高[8]。

B、晶粒的尺寸越小，材料的塑形和韧性就越好（图3）。

图3 晶粒尺寸与断面收缩率的关系

晶粒越细小，晶粒内部的空位数目和位错均减少，位错与空位以及位错间的弹性交互作用的几率下降，位错易于运动，表现出较好的塑性；位错数目减少，塞积位错数目下降，只能产生轻度的应力场，从而将推迟微孔和微裂纹的萌发，致使断裂应变增加。除此之外，细晶粒能使塑性变形更加均匀，呈现出较高的塑性变形[8]。

3 制备超细晶粒钢的关键技术

3.1 微合金化细化晶粒

一般的晶粒细化方法是在炼钢过程中向钢液添加微合金元素( Nb、V、Ti、B、N 等) 进行变质处理，以提供大量的弥散质点促进非均质形核，从而使钢液凝固后获得更多的细晶粒。这种微合金化( 合金的总质量分数小于0.1%) 是比较有效的细化钢铁材料晶粒的方法之一。图4为微合金元素( Nb、V、Ti) 对铁素体晶粒尺寸的影响。

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图4 微合金元素对铁素体晶粒尺寸的影响

可见, 在一定范围内，随微合金元素含量的增加，铁素体晶粒越细小[ 10]。晶粒细化原因有两方面：一方面，某些固溶合金化元素(W, Mo, Mn 等) 的加入提高了钢的再结晶温度，同时也可降低在一定温度下晶粒长大的速度； 另一方面，某些强碳化物形成元素( 如Nb, V, Ti等) 与钢中的碳或氮形成尺寸为纳米级( 20~ 100 nm)的化合物，钉扎晶界，对晶粒增长有强烈的阻碍作用, 并且当这种纳米级化合物所占体积分数为2%时，对组织的细化效果最好[ 11]。铌是钢中常加入的微合金元素，通常加入量小于0.05% ，在钢中形成NbC、NbN 的化合物，在再结晶过程中，因NbC、NbN对位错的钉扎和阻止亚晶界迁移可大大延长再结晶时间，而且铌阻止奥氏体回复、再结晶的作用最强烈，当钢中ω( Nb) = 0.03% 时，即可将完全再结晶所需的最低温度提高到950 ℃左右[12]，钢中加入铌，并通过再结晶控轧技术可使铁素体晶粒尺寸细化到6 μm[ 11, 13]。钒与碳和氮有较强的亲和力，形成V( C, N) 的弥散小颗粒，对奥氏体晶界有钉扎作用，可阻碍奥氏体晶界迁移，即阻止奥氏体晶粒长大，并提高钢的粗化温度[ 14]；同时形成的V( C, N) 在奥氏体向铁素体转变期间在相界面析出，有效阻止了铁素体晶粒长大，起到细化铁素体晶粒的作用。通常，钢中钒加入量控制在0.04% ~ 0.12% 范围[ 14]。高温下，钢中钛以TiN、TiC 弥散析出，可以成为钢液凝固时的固体晶核，有利于结晶，细化钢的组织。钛也是极活泼的金属元素，能与铁和碳生成难溶的碳化物质点，富集在晶界处，阻止晶粒粗化。通常钛的加入量应大于0.025%。合金元素一般是以复合形式加入钢中，而且复合合金化处理效果比单一合金化处理效果更好。微合金化元素对形变诱导相变也有影响，铌可提高形变诱导相变温度，扩大形变诱导变形区，更易获得超细晶铁素体。钢中碳含量降至超低碳范围时，也容易发生形变诱导相变，并获得超细晶粒[ 11, 15]。但单纯的微合金化细化技术对钢铁材料组织细化有较大的局限性，因此应结合一定的热处理工艺进行综合细化，才能获得较好的效果。

3.2形变诱导相变细化晶粒

形变诱导相变是将低碳钢( w ( C) ≤0.25%)加热到稍高于奥氏体相变温度( A c3 )，以较高的变形速率(ε。)、足够的变形量( ε) 对奥氏体进行连续快速变形，然后急冷，从而获得超细铁素体晶粒的工艺[ 16,28]。形变诱导相变工艺示意图见图5[ 17]。形变诱导相变细化的机理主要是在变形过程中，有5% ~ 10% 的形变能被储存( 主要是位错密度增加) ，系统自由能提高，增加了相变驱动力，使奥氏体向铁素体转变的相变点

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tH) 完全奥氏体化温度; v ) 冷却速率

图5 形变诱导相变工艺示意图

温度( A r3 ) 升高， 诱发铁素体相变，形成的铁素体首先在奥氏体晶界和晶内高畸变区域形核，随后在新生成的奥氏体/铁素体相界形核，且变形后进行快速冷却，以保持形变过程中形成的超细铁素体晶粒[3]。与传统控轧控冷工艺不同之处在于相变( 低碳钢中γ→a+ P) 主要发生在轧制过程中，而不在轧后的冷却过程中[8]。研究结果表明，在形变诱导相变细化技术中，变形温度( t ) 、变形量和变形速度等因素均对诱导相变有影响。随变形温度降低( 高于Ar3 ) 和变形量的增加以及变形速度的提高，形变诱导铁素体相变的转变量增加，将促使铁素体晶粒变得更细小。李维娟[19] 对化学成分( 质量分数，% ) 为：0.15C-0.26Si-0.81Mn-0.013S-0.01P的低碳钢，采用Gleebe-1500 热模拟实验机，在ε= 1.2 和ε= 5s-1条件下，分别对t= 850、800、770℃等不同变形温度下的相变组织进行了研究。发现变形温度下降,形变诱导出的铁素体量明显增加且更细小，当变形温度接近Ar3 时，铁素体晶粒更细。同样，在t=800 ℃ 、ε= 5 s- 1

条件下，分别对t= 0.3、0.8、1.2、1.6 等不同变形量下的相变组织进行了研究。发现变形量增加，铁素体晶粒越细小。还发现，变形速率对晶粒尺寸也有一定的影响，ε= 0.5 s-1时，大部分奥氏体向铁素体转变，形变诱导所得铁素体基本为等轴晶[17]。文献[ 8, 18] 的研究也得到了类似的结果。研究发现, 通过形变诱导铁素体相变, 可在碳素结构钢中获得晶粒尺寸小于5 um 的超细晶粒, 对于微合金钢应用应变诱导相变技术可得到晶粒尺寸约1 um 的厚度为2 mm 的超细晶粒钢带[16]。所以, 形变诱导相变细化晶粒已成为晶粒细化的主要方法之一。但是形变诱导相变细化晶粒技术也有一定的局限性，主要适用于在相变过程中可发生奥氏体→铁素体相变的低碳低合金钢[ 13]。

3.3 大塑性变形细化晶粒

用大塑性变形技术也能成功制备超细晶材料。目前大塑性变形技术有：叠轧法、等通道挤压法及高压旋转法等[ 19-21] 。用大塑性变形技术制备超细晶方法的最大优点是：①无污染；②制备的超细晶材料内部无残留孔；③超细晶材料内部组织均匀;④无机械损伤和裂纹[ 22] 。叠轧法采用传统轧制工艺，对设备无特殊要求且适合于高效率工业生产。现已成功地对IF钢[ 19,20] 、Q235[ 23] 等低碳钢进行了实验，工业性试验已在进一步进行。叠轧工艺流程( 图6) 为：将2 块尺寸相同的钢板，经内表面打磨后用丙酮清洗去除氧化物和油脂，再将其堆叠在一起进行大压下量( E>50% ) 轧制，然后将轧材分割成2 块，经表面处理后再次重复上述过程，从而使材料组织得到细化。目前， IF 钢的叠轧已经进行到第7 道次，可使晶粒由27 Lm

细化到420 nm，强度由原来的30619 MPa 提高到870 MPa[ 19] 。Q235 钢经7 道次轧制后，晶粒可细化到