超细晶粒钢制备技术

1、超细晶粒钢制备技术、名词解释：超细晶粒钢（Ultrafine Grained Steel ,简称UFG钢，目标粒径约1um）作为21 世纪的代表性先进高性能金属结构材料，其强化思路具有鲜明的特点，即通过晶粒的超细化同时实现强韧化， 完全不同于传统的以合金元素添加及热处理为主要手法的强化思路。 其优点在于： 能同时实现强韧化； 可尽量少用合金元素降低碳当量、改善焊接性，并利于循环利用以降低对环境的损害。超细晶粒钢与同等强度的传统钢相比，其化学成分的主要特点是碳含量低，这有利于提高其焊接性，因此其强化手段不是通过增加碳含量和合金元素含量，而是通过晶粒细化、 相变强化、 析出强化等相结合的方法来达到

2、提高强韧化的目的。晶粒细化（包括变形细化和相变细化）是唯一能够同时提高钢强度和韧性的方法。超细晶粒钢与同等强度的传统钢相比，其化学成分的主要特点是碳含量低，这有利于提高其焊接性，因此其强化手段不是通过增加碳含量和合金元素含量，而是通过晶粒细化、 相变强化、 析出强化等相结合的方法来达到提高强韧化的目的。晶粒细化（包括变形细化和相变细化）是唯一能够同时提高钢强度和韧性的方法， 因而成为超细晶粒钢最佳的强化机制。 利用第二相粒子析出的沉淀强化是超细晶粒钢采用的另一种强化机制， 高温时在奥氏体内形成的粒子虽然对控制晶粒长大有效， 但不会造成强化， 强化粒子是低温时在奥氏体或铁素体内形成的， 位错与亚

3、结构强化也是一种有效的强化方式。、 分类：传统钢中，晶粒尺寸在100 m以下就称为细晶粒钢，即传统细晶粒钢。随着冶金技术和生产工艺的不断进步， 细晶的尺寸不断缩小， 甚至达到了微米、 亚微米。本文提到的超细晶粒钢不包括传统细晶钢。按超细晶粒钢发展进程和其尺寸大小，可分为以下几类：TMCP 钢控轧后立即加速冷却所制造的钢，称为 TMCP(Thermo-Mechanical ControlProcess) 钢。利用 TMCP 工艺在实验室中，晶粒尺寸可达到几个微米，但在实际工业生产中，所得钢的晶粒尺寸小于50叩，最小可达10叩。这种钢满足了石油和天然气工业的需求， 这种钢的高强高韧和低的碳当量为其

4、提供了优良的焊接适应性。新一代钢铁材料综合低合金高强钢不断进步的成功经验， 充分利用合金化作用和生产工艺技术进步相结合的优势， 发展新一代钢铁材料产品并进行其基础理论研究。 目前正处于研制阶段的新一代钢铁材料的主要特征： 在充分考虑经济性的条件下，钢材具有高洁净度、超细晶粒、高均匀度的特征，强度比常用钢材提高一倍，钢材使用寿命增加一倍。高洁净度，指S、P、O、N、H元素的总含量小于80X10-6,这样不但可提高钢材原有的性能， 有时还可赋予钢新的性能； 超细组织， 晶粒尺寸在0.110m 之间，细化晶粒是唯一能提高强度而不降低韧性甚至提高韧性的方法；高均匀度指的是成分、组织和性能很均匀，波动范

5、围很小。在钢的化学成分工艺组织性能的关系中， 强调了组织的主导地位， 即其超细微观组织表现出优异的综合性能。3、超细钢制备的工艺特征及冶金机制：1)超细晶粒钢制备工艺的特征：超细晶粒钢制备工艺研发的报道很多如拉 拔加工、HPT(High Pressure Torsion)、ECAP(Equal Channel AngularPressing)、ARB (Accumulative Roll Bonding)、MM (Mechanical Milling)等， 其中低温大变形量轧制是易于工业化的新型加工热处理工艺，故在此主要将其与TMCP工艺进行对比。欲突破5um的界限获得以1um为目标的超细钢，

6、须挖 掘TMCP的极限潜力。为此，新日铁钢铁研究所的簌原行人等指出下述2点是需要的：有效提高相变与再结晶的驱动力，使形核密度飞跃性地增加；彻底抑制成核后晶粒的长大。筱原行人、粟饭原等进一步将新型TMCP按加工温度细分为3种类型：I、H、田型，如表1所示。表1用大变形量加工热处理实现超细化方法的分类加工温度区问细化对象组织铁素体奥氏体TMCP再加丫区间结动态再结晶相I型工晶变温度a+ y区间再II型逆结超强加工；相II型晶a区间MM, ARB,变EACP其中I型为在准稳定区域（略高于Ar3）的大变形量加工（通常TMCP的加工温度在 800 c以上）；II型为在复相组织区的大变形量加工；田型为大变

7、形量加工后的逆 相变（将原始组织为马氏体的材料在紧靠相变点以下的温度进行大变形量加工， 利用加工发热诱发的自发性逆相变 M-A获得超细奥氏体，并最终获得超细马氏 体）。I型与II型的加工温度虽有时相同，但热循环不同。I型是加热至奥氏体区再 快冷至加工温度，在加热及冷却过程中均发生了相变；而II型最高加热温度并未 到奥氏体区，依赖a动态再结晶细化，需较大加工变形量，应用报道较少。止匕外， 簌原行人等还具体给出了 I型即准稳定大变形加工热处理的加工条件，见表 2。表2准稳定T大变形加工热处理（I型）加工前冷速加工温度Type I a10C/s700 CType I b5C/s530 cTMCP1

8、C/s8OO C以上京都大学的牧正志对比了传统TMCP工艺与新加工热处理工艺的区别，其观点 如下。传统TMCP的关键点在于： 由加工硬化奥氏体进行铁素体相变，导入 相变形核点（在900950 C间压延）；加速冷却，增大过冷度（增大相变驱动力）, 结果可获得最细约为5um的a组织。新型TMCP的关键技术在于低温大变形量加工：以前未曾有过的大变形量 加工：户12（每道次50以上的大压下量）； 以前未曾有过的低温加工： 500700 c.结果可获得最细1um以下的超细a组织。另外，筱原行人和足立吉隆均还指出了压力加工前的快速冷却对降低加工温度、 提高过冷度及超细晶铁素体体积分数（I 型）的影响。足立

9、吉隆以0 2C 0 83Mn 钢为对象，指出了获得主相为超细铁素体的3个必要条件： 加工前的急速冷却（5OK/s）;低温化的轧制（530700 C）； 大的轧制变形量（40%以上），否则会导致获得的主相为贝氏体。筱原行人等指出，当加工前的冷速为10C/s,在710c进行大变形量加工时，出现a相变温度在加工温度之上的动态相变，通过加工中被诱发的a相变可获得细品粒；城田良康详细指出这种情况下粒径只能细化至2um。而当加工前的冷速进一步增至50 s 时，在通常出现贝氏体或马氏体无扩散相变的 530 区域也能得到过冷奥氏体，于是在“应变诱发的极低温度下的扩散相变”机制的作用下，通过大变形量加工诱发a相

10、变可将晶粒细化至1um以下。王国栋等强调了轧后冷却的重要性。城田良康等进一步指出轧前急冷的必要性，否则，仅单降低轧制温度则成了在a相变后的轧制，不能生成等轴a晶粒（加工变形组织），且细化有限，为此，需提高轧前冷速（1050K/S）,则可在500 c附近获得丫相的前提下再进行强加工。综上所述，从基本思路方面讲，“轧前急冷”、“低温加工”与“大的变形率（强加工 ）”是超细钢制备工艺的3 个最大特征或3 个必要条件。相对于传统的 TMCP ，其轧制温度更低， 轧制压下量更大。 实际工艺中的每一个参数如临界冷速、 奥氏体化温度 、轧制上限温度、最小应变量、应变速率等的具体数值除与钢种有关外， 还受其他

11、参数的强烈影响。 无疑， 如此工艺条件对轧机的轧制能力及冷却装置提出了更高的要求。 此外， 黄成江等在其综述文献中还强调了轧制中产生附属剪切应变的重要性。4 、 超细晶粒钢制备工艺的冶金机制传统理论认为，大变形量加工对形成超细晶粒的作用大致有两方面：一是在相变、 再结晶之前的母相中导入尽可能多的晶格缺陷以增加形核点， 同时增大驱动力进而增大形核速度；其次是以物理形式分断、细化相变后的组织。目前关于这种采用低温大变形方法(I 型)获得超细晶粒机制的研究认为，超细铁素体的获得主要是形变诱导铁素体相变(DIF ： Deformation Induced FerriteTransformation)

12、和铁素体动态再结晶 2 种机制共同作用的结果，特别是形变诱导相变现象的发现及概念的提出具有重要的理论与工程意义。形变诱导铁素体相变最早由 Yada 等于 20 世纪 80 年代末发现并提出，并获得美国专利。 纵观现已报道的文献， 形变诱导铁素体相变体现于2 种情况， 作者分别称其为“高温形变诱导铁素体相变”与“低温形变诱导铁素体相变”，现分述如下。(1)当获得大变形量的加工温度在A3 以上时，如杨平等所指出的：在A3 以上奥氏体是稳定的没有形变时铁素体是不可能出现的，在A3 以上形变诱导铁素体析出， 可称之为高温形变诱导相变， 但这时的铁素体是不稳定的， 随保温时间的延长， 铁素体会逆相变为奥

13、氏体。 形变诱导相变机制突出强调了大变形量的作用， 即奥氏体形变产生的缺陷、 形变储能使奥氏体的自由能增加， 大大降低了奥氏体的稳定性， 导致奥氏体向铁素体转变温度升高。 此情况可看作在铁素体与奥氏体的竞争中， 大的形变有利于铁素体的形成。 其理论意义在于： 在大变形的前提下，r a相变发生温度可以高于平衡态的A3,由此可以推知，在经轧前急冷至较低轧制温度(如约500)时。 2 种因素的叠加作用将使相变过冷度比传统TMCP 工艺大得多。(2) 当加工温度在A3 以下时。 如城田良康所指出的： 由于在低温 区域 (500 附近）扩散变慢，通常只能出现如贝氏体、马氏体类无扩散型相变，但通过大变形量

14、加工使a 相变能在如此低的温度区间被诱发。 正是利用了这种大形变诱导的低温下的扩散型相变使低碳钢的a粒径小至1um以下成为可能，或者说，快速冷却中的大应变扩展了Y - a相变的温度范围。足立吉隆等对变形情况下和未变形情况下的 CCT 图研究表明， 对急速冷却的奥氏体压延加工时， 铁索体与低温相 （贝氏体）会竞争形成从而使铁素体的比率发生变化，提高加工率则铁素体的比率增加。 在生成贝氏体的低温区提高加工率， 使主相变成了铁素体 其原因解释为位错胞对贝氏体的形成有阻碍作用， 但对铁素体相变的阻碍作用同对珠光体相变的阻碍作用一样小。 同时， 由于形变使奥氏体内的缺陷密度增加， 有利于碳原子在低温下的

15、近程扩散，因而产生形变诱导铁素体相变。综上所述，形变诱导相变机制强调了强加工获得却形变的综合作用具体可概括为 3 点：增却相变过冷度（热力学方面） 、提高形核率（动力学方面）、诱发低温下的扩散。欲获得“超细晶铁素体”，一要解决如何“超细化”的问题，二要解决如何获得“铁素体”的问题。却形变综合作用的前两者回答了如何能够“超细化”的问题（须同时配合轧制温度较低这一条件）； 后者回答了如何获得“铁素体”的问题。关于铁素体动态再结晶是否也是晶粒超细化机制之一尚有分歧。但归纳更多的文献可总结出， 铁素体动态再结晶受压下量及轧制温度的影响， 当压下量不足（临界值 4O%） 或轧制温度过低（如 530 或

16、600 以下 ）时不会出现铁素体动态再结晶。5、两种工艺冶金机制的差别至此，可归纳总结出新型TMCP（DIF） 和传统 TMCP 细化晶粒机制的细微差别：在实际相变温度与轧制温度各自相对的高低方面，两者较传统TMCP 均有低温化特征。在实际相变温度与轧制温度之间的相对高低方面，传统 TMCP的轧制温度（通常在800 以上）高于实际相变温度，轧后所得仍为奥氏体，相变为在轧制形变之后的静态相变。当形变诱导相变在a相变的上临域（65O750C）或较高轧制温度，如 800 附近施加大变形则相变温度高于轧制温度，为轧制过程中的动态相变。轧后所得组织为动态相变所得铁素体与再结晶铁素体的混合组织。当轧制温度

17、低至再结晶难以进行的温度，如 600 以下所得组织为等轴且位错密度小的超细铁素体， 表明相变为加工后的静态相变 也可能有加工过程中的动态相变。控冷的时刻及目的有所不同。传统TMCP的轧后快冷，目的在于增大过冷度，提高相变驱动力以进一步提高有效形核率；新型TMCP 的轧前快冷，目的在于获得深冷奥氏体，防止传统扩散型相变（先共析转变与共析转变）发生， 同时实现轧制温度与相变温度的低温化， 以增加相变形核点并抑制铁素体的长大。在大变形压力加工的主要作用效果方面，传统 TMCP主要针对奥氏体加工， 特别是在奥氏体未再结晶区域的加工获得加工硬化奥氏体， 可大幅增加相变形核点， 对相变细化晶粒的贡献最大。

18、 而形变诱导相变同时对过冷奥氏体及铁素体加工。主要是在温度较低的区间。降低低温区扩散相变（铁素体转变）的激活能以形成超细、等轴、低位错密度铁素体。抑制贝氏体、马氏体等低温相的形成， 降低低温相的体积率； 即极大的形变既利于激活碳的近程扩散又可增加相变形核点。 在再结晶方面。 形变诱导相变因轧制变形量大出现铁素体动态再结晶，且较低的轧制温度有利于抑制再结晶晶粒的长大，而传统TMCP 仅有较高温度下的奥氏体再结晶。在相变驱动力、相变产物、相变速度方面，传统 TMCP主要靠冷却出现过冷度而自行相变， 而形变诱导相变除过冷度提供相变驱动力之 外， 高密度位错的储能还能降低相变激活能而诱导铁素体扩散相变

19、， 否则与未加工材料相同将出现贝氏体。而且应变作用下的丫- a转变与无应变及传统控轧控冷工艺相比，转变速度更快。DIF 也称之为应变诱导动态相变（SIDTR） 。 此外， 超细钢还存在组织稳定性（焊接加热时晶粒易长大）及均匀延伸率低的问题。对后一问题可通过炭化物等第二相的活用、复相组织得到缓解，改善强度一延性间的平衡。另外硬质第二相 （如马氏体）的分散化已证明能改善超细钢延性低的问题，但第二相的硬质化、形态控制、体积分数、粒径大小等的优化仍是今后研究的重大课题。6、超细晶粒钢的焊接特性：超细晶粒钢的强韧化机制与传统钢不同，因而必须全面考虑其焊接问题，其中存在的两个主要问题： 由于其超细晶粒，

20、在焊接热作用下， 晶粒长大的驱动力很大， 必然导致 HAZ 晶粒严重粗化， 这将影响整个接头性能与母材性能相匹配；为获得与母材相等性能的焊接接头， 进行焊接材料、 焊接方法及焊接工艺的合理选择。HAZ 的性能HAZ 的晶粒长大倾向在新一代微合金高强高韧钢中， 研究 400 MPa 和 800 MPa 两种强度级别的超细晶粒钢， 400 MPa 级细晶钢是指在普通Q235 钢的基础上进行细化晶粒和纯净化处理，使其强度提高一倍，寿命增加一倍的新一代钢铁材料。 400 MPa级细晶钢焊接时，薄弱环节出现在HAZ ，因细晶粒本身已使得晶粒长大驱动力很大 （驱动力与晶粒尺寸成反比），又因400 MPa

21、的细晶钢中没有或含有极少碳、氮化物形成元素，所以其焊接热影响区有严重的晶粒长大倾向， 粗大的晶粒将损 害HAZ的性能，晶粒较粗大时，强度和韧性会随之下降。因此，对于 400 MPa 的细晶钢最主要的问题是探索 400 MPa细晶钢的合适焊接方法、研究其晶粒长 大规律、动力学和可控因素，从而寻找防止晶粒长大的有效措施。800 MPa级细晶钢是指在X65管线钢的基础上进行细化晶粒和纯净化处 理，使其强度提高一倍，寿命增加一倍的新一代钢铁材料。利用高洁净度 X65 钢和普通市售X65钢，采取一定的工艺措施获得细晶粒钢，细晶组织如图1 ,其平均粒径分别为1.393 叩(图1(a)、2.665 叩(图1

22、(b),屈服强度达到了 800 MPa。再经峰值温度1 350 C, t8/5分别为3.5 s和8 s的焊接热循环，模拟其 粗品区，所得金相组织如图2、3,其奥氏体的平均粒径分别为：21叩(图2(a)、 28 叩(图2(b)、26 叩(图3(a)、52 叩(图3(b)。从以上例子可知：800 MPa 级细晶钢焊接时，即使t8/5很小，HAZ也出现较严重的晶粒粗化现象，且随着t8/5 的增加，晶粒粗化就更为严重。图1 X65细晶钢显微组织Mircrostructure of ultra-fine grained X65 steel(a)高洁净度；(b)普通图2高洁净度X65细晶钢显微组织（峰值温

23、度1350 C）Mircrostructure of high-puhty,ultra-fine grainedX65 steel(peak temperature:1350 C)(a) 18/5 = 3.5 s； (b) t8/5 = 8 s图3 X65细晶钢显微组织(峰值1350 C)Mircrostructure of ultra-fine grained X65steel(peak temperature:1350 C)(a) 18/5 = 3.5 s； (b) t8/5 = 8 sHAZ淬硬性在靠近熔合线的HAZ,奥氏体晶粒易粗化和硬化。为了减少冷裂和接头韧性的损失，通常限制HAZ的

24、最大硬度。如造船用结构钢和破冰船，具硬度限制 在HV 300350之间。为避免应力腐蚀，硬度值也被限制，如在湿的 H2s环境下，管线钢的硬度限制在HV 248 。 HAZ 的最大硬度随着冷却时间t8/5 的增加而减小。3) HAZ 的韧性和微观组织下贝氏体和低碳马氏体均有较好的韧性，且下贝氏体的韧性优于低碳马氏体，随着冷却时间的增加，上贝氏体的含量越来越多，韧性逐渐降低。上贝氏体和侧板条铁素体均有很低的韧性。 晶界铁素体是冷却时在原奥氏体晶粒边界上析出的， 且上贝氏体和侧板条件铁素体从晶界铁素体向晶内生长。 一般把粗晶热影响区 (CGHAZ) 和临界粗晶热影响区(IRCGHAZ) 称作“局部脆

25、性区” (LBZ) ，铁素体中固溶的碳小于奥氏体中固溶的碳， 奥氏体分解过程中碳从相变铁素体析出且在没有相变的奥氏体中偏聚，这将推迟奥氏体相变且导致残余奥氏体+高碳马氏体(碳含量大于1 %) 的混合组织(即 M-A 组元 )形成，当钢在临界点之间的温度区域加热时，奥氏体和铁素体共存，将造成奥氏体中碳的偏析且导致硬化能力增加，在冷却时转化为 M-A 组元，它对HAZ 的韧性极为不利，当晶粒粗大时，更为不利， HAZ 的韧性强烈依赖M-A 组元的体积分数。 文献 1 报道局部脆性区 (LBZ)的影响在夏氏V 型冲击试验中不明显， 但在热模拟 HAZ 试样的 CTOD 试验中却很明显。此外，当焊缝采

26、用高匹配时，也将使HAZ 的韧性损失，但与组织所引起的韧性损失相比，是很小的。HAZ 的低韧性不仅是由于M-A 组元所占的体积分数所决定，也由其大的断裂晶面尺寸所决定，因此可通过以下措施改善韧性：可探索采用合适的焊接工艺， 以减小LBZ区的整体面积；减小形成 M-A组元的合金元素，如B、N、C元素含量；减小Si、Al、P元素含量，可促进M-A组元的分解；当钢中细小弥散的析出物在接近熔点时仍很稳定，则能有效细化 HAZ 中的粗大奥氏体，导 致上贝氏体和侧板条铁素体的细化； 由于针状铁素体的断裂晶面尺寸小， 韧性好，所以若添加一些细小稳定的氧化物，不仅可降低HAZ 粗晶区的晶粒尺寸，而且还可作为晶

27、内针状铁素体的形核场地。4）HAZ 的软化超细晶粒钢主要是在形变条件下获取细晶的，不能通过热处理手段来恢复，所以焊后 HAZ 会出现软化，尤其当高热输入时，就更加明显。不过这种局部软化对接头整体强度的影响是受其他因素控制的， 如局部软化区的宽度、 板厚和焊缝强度匹配等因素。对于低强度级别的 400 MPa 钢而言，在高强匹配下，更高强度的焊缝和没有受热影响的母材对软化区有强的拘束作用， 所以采用高匹配是防止或减小HAZ 软化的有效措施之一。焊缝金属的性能通常焊缝金属的强度应与母材等强匹配或稍高于母材。 大多数焊接结构是在焊后状态下使用的， 焊缝金属的强化依然要靠合金元素来实现， 因此， 焊缝金

28、属的碳当量将全面高于母材， 且当熔敷金属的强度提高时， 其强度和韧性将对热输入很敏感， 此时应考虑合适的焊接工艺。 所以当母材强度提高时， 获得合适的焊缝强度就变得较困难。400 MPa 细晶钢的焊缝金属性能与HAZ 性能相比， 不是主要矛盾。 对于 400MPa 级细晶钢而言，焊缝金属要获得优良的强度和韧性，焊缝金属的理想组织应为针状铁素体，这就要严格控制焊接材料的化学成分，如 Ti-B 系列的焊条、焊剂和 Ni-Cr-Mo-V 系列的焊丝。当焊接大于 800 MPa 或更高强度级别的细晶钢时，需全面考虑接头性能。焊缝和 HAZ 都有可能出现问题， HAZ 的粗化问题可借鉴400 MPa 级细晶钢的 有效防止措施， 如合适的焊接方法、 焊接工艺及其他焊接条件， 但随钢强度级别的提高， 800 MPa 细晶钢焊缝中易出现冷裂倾向，因此，对于800 MPa 级的细晶钢而言， 主要问题便是解决焊缝金属的性能， 即必须研制、 开发与母材性能相匹配的焊接材料， 焊缝金属要获得优良的强度和韧性， 其焊缝金属的理想组织应为超低碳贝氏体， 这方面的工作目前还没