中国金属学会 翁宇庆
　　摘 要 采用组织超细化提高钢铁结构材料的强韧性和使用寿命是上个世纪90年代中期以来的发展趋势。介绍了我国973第一批项目之一“新一代钢铁材料重大基础研究”的主要5种超细化方法，适用于不同强度和显微组织的钢类：具有铁素体+珠光体(F+P)的碳素或低合金钢，采用强力轧制和形变诱导铁素体相变(DIFT)技术；在薄板坯连铸连轧现代流程下，采用第二相(析出相)的纳米化控制；具有低碳贝氏体或针状铁素体的微合金钢采用形变诱导析出(DIP)和中温相变控制；采用调质处理的合金结构钢，应用新的合金设计思路以提高界面温度，增加氢陷阱和二次硬化路线，快速超细晶热处理的综合技术；发展无碳化物贝／马组织和富碳残奥薄膜以做到中低温回火合结钢的强韧化优良配合。
　 关键词 显微组织 组织细化 超细晶 结构钢

　2002年，中国钢铁产量达到1.8亿t，表观消费量达到2.1亿t，遥居世界首位，也是世界历史上钢铁材料生产和消费的第一大国最高历史纪录。这是中国经济及市场高需求的反映，说明钢铁材料对经济发展和社会需求的重要性。在钢铁材料中，90％～95％属于结构材料，在需求增长的同时，钢铁结构材料正在发展“新一代钢铁材料”，它的特征是超细晶、高洁净、高均匀，其中核心技术是超细晶，通过将当前工业细晶粒尺寸(一般为20μm左右)细化一个数量级，按照Hall-Perch的σs=σo+Kd-1/2关系式 关系式，钢铁材料的强度可提高一倍，同时保持良好的塑性和韧性配合。本文就国家第一批"973"项目之一“新一代钢铁材料的重大基础研究”所研发的超细晶形成和控制的主要五条技术路线作一概略性的介绍。
1．碳素和低合金结构钢的组织细化
　 这类钢占钢铁结构材料的85％以上，其中以热轧为钢厂供应态，也是用户使用态的占到70％以上，组织细化的重要性和经济性反映最为突出，也是“973"工作的重点。目前已形成一条完整的工艺流程，即：
　 洁净化冶炼－充分等轴晶化凝固－强力和低温初轧－“形变诱导铁素体相变”精轧一冷却控制。
　 这条路线是我国钢铁科技工作者近几年的创新集成。洁净化冶炼以使材料强度提高以后，使由于钢中夹杂物带来的脆化敏感性得以避免，保证使用(特别是低温使用)的安全性。如果发展并采用了提高等轴晶率的凝固技术后，由于顺序凝固形成的柱状晶得以消除或减弱，材料的宏观偏析，特别是中心偏析可以明显减少；材料的成分分布均匀性得以提高，这就保证了高质量、均匀力学性能铸坯的形成。在有了洁净化和高均匀性(成分及性能)基础上，就可以采用强力和低温开坯可能性，在初轧阶段应用奥氏体的再结晶细化基础上，精轧阶段采用关键的“形变诱导铁素体相变”(Deformation Induced Ferrite Transformation，DIFT)技术，而凝固的充分等轴晶化技术和初轧充分应用再结晶细化为DIFT的应用创造了前提条件。
　 80年代中期，Yada[1]等人在试验室研究C-Mn钢的晶粒细化工作时提出了“应变诱导相变”(Strain Induced Transformation，SIT)概念，90年代中期P．D．Hodgson等人[2]利用单机架轧机使热轧钢带表面做到超细晶(最细约0.5～l μm)，提出了“应变诱导相变轧制”(Strain-induced transformation rolling，SITR)过程。从事新一代钢铁材料(简称N．G．Steel)研究的我国科技工作者，对这一过程的热力学、动力学、晶体学、微观组织形貌特征及力学性能表现等进行了系统研究，认为这一现象(诱导相变)不仅与应变有关，而且钢的化学态势(化学成分及化学位)；凝固后轧制之前的固态相分布状况；轧制时的应力、应变、应变速率、轧制机架间的道次冷却和停留时间；轧后的控冷(包含卷取等工艺)都与这个过程有关，是一个多变量多因素的耦合过程。因此从“应变诱导相变”深化为“形变诱导相变”的全过程概念，并在2000年韩国召开的"21世纪高性能结构材料”(HIPER—21)会议上正式提出“形变诱导铁素体相变”[3](Deformation Induced Ferrite Transformation，DIFT)。本文仅就其热力学原因及特点加以简单介绍，余详见《超细晶钢》一书[4]。
　 DIFT不同于传统控轧控冷(TMCP)之处，是它的相变(低碳钢中γ－α＋P)主要发生在轧钢过程中而不是轧后冷却过程中。
　　通常，多数钢铁结构材料热轧是在单一奥氏体相区轧制，见图1(a)。研究和生产都关注有关轧制温度、应力一应变和产品的质量控制(板形，尺寸，精度)等参数，一般不关注或不追求产生相变的条件，TMCP关注轧制是因为它为以后冷却时γ－α＋P的形核及相转变以及分布创造了条件。从热力学分析表明，由于轧制产生的变形能不可能在轧后由热驰豫、弹塑性恢复等完全释放，特别在现代高速轧制条件下总有部分形变能被保留在被变形的钢材中，这部分能量在适当条件下，转变为相变自由能变化的一部分，它增加了相变的驱动力(根据计算和分析，约占变形能的5％～10％。

　　若用热力学描述这个概念，即是一般相变的方向应朝体系自由能降低的方向发展，即△G<0，而自由能变化的方向取决于
△G＝一y(△Gv—△GE)+ ?gs (1)
式中 △G——体系总的自由能变化；
△Gv——体积自由能变化；
△GE——弹性自由能变化；
　　　　 △Gs——新相形成的表面自由能变化。
　　若在轧钢中考虑到被变形储存的变形能，这部分变形能转化为相变驱动力为△GD，它最终降低了系统的自由能，则式(1)改写为：
△G＝一V(△Gv—△GE)+ △Gs—△GD (2)
　　由于式(2)的影响，反映轧钢中相变临界点(Ae3)发生了变化。即平衡状态下开始出现α相的临界点Ae3在考虑到?GD的影响后实际上形成了AD3(变形态下的A3)。计算表明(图2)，被储存的变形能?GD越大，AD3提高得越多，因而在精轧机组轧钢(当轧制温度接近Ae3时，一般轧制区间在AD3～Ar3区间)过程有可能使钢材进入(γ+α)的实际双相区，即诱导产生新生α相，即是形变诱导铁素体相变，而不是双相区保温或缓冷应当出现块状粗大的α相，也有人建议这类轧制是一种“临界点轧制”。
　 实验室的工作证明了形变诱导铁素体相变(DIFT)的产生，见图3。一种低碳钢，当在1150℃奥氏体化加热后，以5℃／s冷却速度到825℃，再825℃保温均匀化后水淬，得到马氏体组织(图3(a))；若825℃保温均匀化后变形60％，变形后立即水淬，则得到超细铁素体(图3(b))。因此通过形变，使在单一奥氏体相区内可以诱导产生超细的铁素体。

　　这类相变有一些特性：
(1) 它是动态相变，是在有轧制力产生形变储存能后诱导相变，不是轧后冷却的相变。由于是动态相变，它属于非平衡态过程，因而在一定条件下就有逆相变及其他亚稳相变出现的可能。
(2) 它是形核为主的相变。α相形核首先产生于具有高畸变储能的原子晶界，在临界尺寸晶核(r*)以上的新相形核后沿α／γ相界前沿高畸变区反复形核，这个形核条件取决于局部应变和应变能足够大(即有一个微观的临界应变量)，在系统应变能增大后也在晶内高畸变区(应变带，滑移带，孪晶带，亚结构界面、第二相界面)不断产生形核。这个反复形核是形核的不饱和过程。不能用Cahn提出的饱和形核机制描述，也不能用一阶段的J-M-A方程描述。
(3) 它具有快速相变特征。在化学势驱动和高温扩散型相变范围内，碳的上坡扩散和管道扩散快(因位错密度在增加，又是高温过程)是主要决定因素，计算表明在毫秒级就能发生。
(4) 它具有超细晶表现。计算指出，DIFT相变的临界核心尺寸(r*)比类似温度的再结晶相变或轧后冷却γ-α相变的尺寸都小，见图4。若?GD＝50J／mol，r*＝0.064μm，在一般低碳碳素钢中，铁素体的平均晶粒尺寸可在5μm 以下(生产条件)，而实验室可达l μm左右。在微合金钢中因有M(C．N)存在，就会阻碍新生α的长大。它的铁素体晶粒尺寸在生产条件下也能达1～2μm。形成的超细晶会按照Hall-Petch关系强化材料。

　(5) DIFT的发生并在连续轧制过程中伴生了铁素体动态再结晶(α—DRX)，α动态再结晶使得最终出现超细等轴化铁素体，使材料强韧性和各向同性基本得到保证。DIFT／α-DRX是两个阶段但又是连轧过程中连续交叉发生，这是工艺控制重点。
　(6) 在连续变温轧制时不追求极高的DIFT α体积量，(试验室采用大形变量和深过冷双重作用后可达90％以上，生产条件下很难超过50％)。这种诱导过程对随后的TMCP γ－α+P产生影响，若把γ-DRX，DIFT／α-DRX和冷却／γ－α+P三类过程最优组合，可以得到“强度翻番，韧性优良”的新一代钢铁材料。

　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　——《中国金相分析网》