中國金屬學會 翁宇慶
　　摘 要 采用組織超細化提高鋼鐵結構材料的強韌性和使用壽命是上個世紀90年代中期以來的發展趨勢。介紹了我國973第一批項目之一“新一代鋼鐵材料重大基礎研究”的主要5種超細化方法，適用于不同強度和顯微組織的鋼類：具有鐵素體+珠光體(F+P)的碳素或低合金鋼，采用強力軋制和形變誘導鐵素體相變(DIFT)技術；在薄板坯連鑄連軋現代流程下，采用第二相(析出相)的納米化控制；具有低碳貝氏體或針狀鐵素體的微合金鋼采用形變誘導析出(DIP)和中溫相變控制；采用調質處理的合金結構鋼，應用新的合金設計思路以提高界面溫度，增加氫陷阱和二次硬化路線，快速超細晶熱處理的綜合技術；發展無碳化物貝／馬組織和富碳殘奧薄膜以做到中低溫回火合結鋼的強韌化優良配合。
　 關鍵詞 顯微組織 組織細化 超細晶 結構鋼

　2002年，中國鋼鐵產量達到1.8億t，表觀消費量達到2.1億t，遙居世界首位，也是世界歷史上鋼鐵材料生產和消費的第一大國最高歷史紀錄。這是中國經濟及市場高需求的反映，說明鋼鐵材料對經濟發展和社會需求的重要性。在鋼鐵材料中，90％～95％屬于結構材料，在需求增長的同時，鋼鐵結構材料正在發展“新一代鋼鐵材料”，它的特征是超細晶、高潔凈、高均勻，其中核心技術是超細晶，通過將當前工業細晶粒尺寸(一般為20μm左右)細化一個數量級，按照Hall-Perch的σs=σo+Kd-1/2關系式 關系式，鋼鐵材料的強度可提高一倍，同時保持良好的塑性和韌性配合。本文就國家第一批"973"項目之一“新一代鋼鐵材料的重大基礎研究”所研發的超細晶形成和控制的主要五條技術路線作一概略性的介紹。
1．碳素和低合金結構鋼的組織細化
　 這類鋼占鋼鐵結構材料的85％以上，其中以熱軋為鋼廠供應態，也是用戶使用態的占到70％以上，組織細化的重要性和經濟性反映最為突出，也是“973"工作的重點。目前已形成一條完整的工藝流程，即：
　 潔凈化冶煉－充分等軸晶化凝固－強力和低溫初軋－“形變誘導鐵素體相變”精軋一冷卻控制。
　 這條路線是我國鋼鐵科技工作者近幾年的創新集成。潔凈化冶煉以使材料強度提高以后，使由于鋼中夾雜物帶來的脆化敏感性得以避免，保證使用(特別是低溫使用)的安全性。如果發展并采用了提高等軸晶率的凝固技術后，由于順序凝固形成的柱狀晶得以消除或減弱，材料的宏觀偏析，特別是中心偏析可以明顯減少；材料的成分分布均勻性得以提高，這就保證了高質量、均勻力學性能鑄坯的形成。在有了潔凈化和高均勻性(成分及性能)基礎上，就可以采用強力和低溫開坯可能性，在初軋階段應用奧氏體的再結晶細化基礎上，精軋階段采用關鍵的“形變誘導鐵素體相變”(Deformation Induced Ferrite Transformation，DIFT)技術，而凝固的充分等軸晶化技術和初軋充分應用再結晶細化為DIFT的應用創造了前提條件。
　 80年代中期，Yada[1]等人在試驗室研究C-Mn鋼的晶粒細化工作時提出了“應變誘導相變”(Strain Induced Transformation，SIT)概念，90年代中期P．D．Hodgson等人[2]利用單機架軋機使熱軋鋼帶表面做到超細晶(最細約0.5～l μm)，提出了“應變誘導相變軋制”(Strain-induced transformation rolling，SITR)過程。從事新一代鋼鐵材料(簡稱N．G．Steel)研究的我國科技工作者，對這一過程的熱力學、動力學、晶體學、微觀組織形貌特征及力學性能表現等進行了系統研究，認為這一現象(誘導相變)不僅與應變有關，而且鋼的化學態勢(化學成分及化學位)；凝固后軋制之前的固態相分布狀況；軋制時的應力、應變、應變速率、軋制機架間的道次冷卻和停留時間；軋后的控冷(包含卷取等工藝)都與這個過程有關，是一個多變量多因素的耦合過程。因此從“應變誘導相變”深化為“形變誘導相變”的全過程概念，并在2000年韓國召開的"21世紀高性能結構材料”(HIPER—21)會議上正式提出“形變誘導鐵素體相變”[3](Deformation Induced Ferrite Transformation，DIFT)。本文僅就其熱力學原因及特點加以簡單介紹，余詳見《超細晶鋼》一書[4]。
　 DIFT不同于傳統控軋控冷(TMCP)之處，是它的相變(低碳鋼中γ－α＋P)主要發生在軋鋼過程中而不是軋后冷卻過程中。
　　通常，多數鋼鐵結構材料熱軋是在單一奧氏體相區軋制，見圖1(a)。研究和生產都關注有關軋制溫度、應力一應變和產品的質量控制(板形，尺寸，精度)等參數，一般不關注或不追求產生相變的條件，TMCP關注軋制是因為它為以后冷卻時γ－α＋P的形核及相轉變以及分布創造了條件。從熱力學分析表明，由于軋制產生的變形能不可能在軋后由熱馳豫、彈塑性恢復等完全釋放，特別在現代高速軋制條件下總有部分形變能被保留在被變形的鋼材中，這部分能量在適當條件下，轉變為相變自由能變化的一部分，它增加了相變的驅動力(根據計算和分析，約占變形能的5％～10％。

　　若用熱力學描述這個概念，即是一般相變的方向應朝體系自由能降低的方向發展，即△G<0，而自由能變化的方向取決于
△G＝一y(△Gv—△GE)+ ?gs (1)
式中 △G——體系總的自由能變化；
△Gv——體積自由能變化；
△GE——彈性自由能變化；
　　　　 △Gs——新相形成的表面自由能變化。
　　若在軋鋼中考慮到被變形儲存的變形能，這部分變形能轉化為相變驅動力為△GD，它最終降低了系統的自由能，則式(1)改寫為：
△G＝一V(△Gv—△GE)+ △Gs—△GD (2)
　　由于式(2)的影響，反映軋鋼中相變臨界點(Ae3)發生了變化。即平衡狀態下開始出現α相的臨界點Ae3在考慮到?GD的影響后實際上形成了AD3(變形態下的A3)。計算表明(圖2)，被儲存的變形能?GD越大，AD3提高得越多，因而在精軋機組軋鋼(當軋制溫度接近Ae3時，一般軋制區間在AD3～Ar3區間)過程有可能使鋼材進入(γ+α)的實際雙相區，即誘導產生新生α相，即是形變誘導鐵素體相變，而不是雙相區保溫或緩冷應當出現塊狀粗大的α相，也有人建議這類軋制是一種“臨界點軋制”。
　 實驗室的工作證明了形變誘導鐵素體相變(DIFT)的產生，見圖3。一種低碳鋼，當在1150℃奧氏體化加熱后，以5℃／s冷卻速度到825℃，再825℃保溫均勻化后水淬，得到馬氏體組織(圖3(a))；若825℃保溫均勻化后變形60％，變形后立即水淬，則得到超細鐵素體(圖3(b))。因此通過形變，使在單一奧氏體相區內可以誘導產生超細的鐵素體。

　　這類相變有一些特性：
(1) 它是動態相變，是在有軋制力產生形變儲存能后誘導相變，不是軋后冷卻的相變。由于是動態相變，它屬于非平衡態過程，因而在一定條件下就有逆相變及其他亞穩相變出現的可能。
(2) 它是形核為主的相變。α相形核首先產生于具有高畸變儲能的原子晶界，在臨界尺寸晶核(r*)以上的新相形核后沿α／γ相界前沿高畸變區反復形核，這個形核條件取決于局部應變和應變能足夠大(即有一個微觀的臨界應變量)，在系統應變能增大后也在晶內高畸變區(應變帶，滑移帶，孿晶帶，亞結構界面、第二相界面)不斷產生形核。這個反復形核是形核的不飽和過程。不能用Cahn提出的飽和形核機制描述，也不能用一階段的J-M-A方程描述。
(3) 它具有快速相變特征。在化學勢驅動和高溫擴散型相變范圍內，碳的上坡擴散和管道擴散快(因位錯密度在增加，又是高溫過程)是主要決定因素，計算表明在毫秒級就能發生。
(4) 它具有超細晶表現。計算指出，DIFT相變的臨界核心尺寸(r*)比類似溫度的再結晶相變或軋后冷卻γ-α相變的尺寸都小，見圖4。若?GD＝50J／mol，r*＝0.064μm，在一般低碳碳素鋼中，鐵素體的平均晶粒尺寸可在5μm 以下(生產條件)，而實驗室可達l μm左右。在微合金鋼中因有M(C．N)存在，就會阻礙新生α的長大。它的鐵素體晶粒尺寸在生產條件下也能達1～2μm。形成的超細晶會按照Hall-Petch關系強化材料。

　(5) DIFT的發生并在連續軋制過程中伴生了鐵素體動態再結晶(α—DRX)，α動態再結晶使得最終出現超細等軸化鐵素體，使材料強韌性和各向同性基本得到保證。DIFT／α-DRX是兩個階段但又是連軋過程中連續交叉發生，這是工藝控制重點。
　(6) 在連續變溫軋制時不追求極高的DIFT α體積量，(試驗室采用大形變量和深過冷雙重作用后可達90％以上，生產條件下很難超過50％)。這種誘導過程對隨后的TMCP γ－α+P產生影響，若把γ-DRX，DIFT／α-DRX和冷卻／γ－α+P三類過程最優組合，可以得到“強度翻番，韌性優良”的新一代鋼鐵材料。

　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　——《中國金相分析網》