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    強化節能以減排CO2，抑制地球變暖已成為全球共識，為確保2020年單位GDP CO2排放量比2005年降低40%-45%的承諾，我國在“十二五”規劃中提出，CO2排放指標將和節能指標共同作為約束性指標進行考核。鋼鐵行業作為高耗能工業，面對這一形勢，除了從生產工藝上改進以節能減排CO2外，還應多生產高強度鋼材，為汽車、船舶等交通運輸工具和房屋、橋梁等鋼結構制造節材、節能，為減排CO2做出貢獻的同時，這亦是鋼鐵行業轉變增長方式由大變強的一條重要途徑。

2.2 馬氏體組織

　　含碳0.6%左右的鋼淬火出現的板狀馬氏體經回火后即具有優良的強度和延性、韌性平衡。板狀馬氏體組織一個晶粒的厚度，僅0.2μm左右，成為非常薄的板狀。淬火狀態馬氏體晶粒的內部存在1015/m2的高密度位錯，其位錯密度基本和強加工后的金屬相當。中碳低合金鋼的板狀馬氏體組織內部存在高密度位錯，經回火后，碳化物微細分散后的回火馬氏體組織則可視為“超微細復相組織”的一種。

　　作為使馬氏體組織提高韌性的組織控制法，高溫回火、奧氏體晶粒細化和熱形變等方面已眾所周知，并經常組合應用。對要求高韌性的機械結構用鋼的馬氏體組織，應在550℃以上、A1點以下高溫回火?；鼗饻囟扔?，優勢越明顯。原因在于：1）淬火產生的內部應力經位錯回復而降低；2）碳化物可被分散為球狀。熱形變和奧氏體晶粒細化成為可使馬氏體鋼強韌化的有效組織控制法。例如，由快速加熱淬火使奧氏體粒徑微細化至2.5μm的回火馬氏體鋼（HY130：0.1C-5Ni-0.6Cr-0.5Mo-0.06V-0.7Mn鋼），在抗拉強度1400MPa下，屈服強度比一般淬火、回火鋼增加，DBTT卻下降。

　　在室溫下，對各種鋼材的屈服強度和V缺口夏比沖擊吸收能的關系進行對比試驗的結果可知，低合金馬氏體鋼（0.34C-2Si-1Cr-3Ni）在屈服強度1000MPa附近仍有較好的韌性（吸收能為100J左右）。但屈服強度增大到1400MPa時，則吸收能降低到40J以下與之相比較，以馬氏體時效鋼為代表的高合金鋼（碳以外的合金含量>10%），則在納米級粒子分散強化的基礎上，加上含S、P、夾雜物低、含碳低及含Ni高等因素，在屈服強度和延性、韌性的平衡上優于低合金鋼。即在屈服強度1500MPa時，沖擊吸收能仍高達150J以上，但到1800MPa和2500MPa時分別降到40J和20J以下。

3 層狀剝離現象

　　層狀剝離現象指軋制鋼板、超微細晶粒鋼、復合鋼板和熱形變鋼等組織異性強的材料在夏比沖擊試驗的破斷面經常發生的現象。由于在主裂發生或傳播以前，在和板面平行的面上產生層狀剝離現象時，將使主裂尖端的3軸應力得以緩和（即開裂鈍化），從而抑制了主裂的傳播，其結果使韌性改善。

　　層狀剝離現象分為A、B兩種破壞方式：A為Crack-divider（指開裂分解），B指Crack-arrester（指開裂抑制）。以復合鋼板為例說明如下，由于它在接合面的結合力較弱，A式的場合在荷重下，在V缺口或主裂尖端的3軸應力的作用下，使接合面剝離而產生開裂。產生A式的層狀剝離現象時，實際上和薄板的重合作用相同，即層狀剝離現象的頻度愈增加，愈使主裂尖端的應力狀態由3軸應力狀態向2軸的平面應力狀態緩和，致使主裂的傳播得到抑制。在軋制鋼板和超微細粒鋼亦觀察到此種A式的層狀剝離現象。此現象發生的溫度區和夏比吸收能轉變溫度區大體一致，而在轉變溫度以上或以下時則發生頻度減少。但層狀剝離現象的發生頻度愈高時，則100%延性破壞溫度區的延性開裂阻抗降低，即吸收能減少（延性破壞性能劣化）。在B式的場合，層狀剝離現象沿與主裂方向（Z軸方向）的垂直面而發生，致開裂基本被鈍化而主裂尖端的應力狀態由3軸緩和為單軸的抗拉狀態，即實際上成為單純的彎曲變形，致使韌性大幅改善。據有關研究報道，對0.2C-3Ni-3Mo鋼形變熱處理時，在200℃附近B式層狀剝離現象沿伸長的奧氏體晶界發生，夏比沖擊吸收能達到異常高的325J。但在室溫附近時則無層狀剝離現象發生，吸收能降至33J，此時的屈服強度為1600MPa。無韌脆性轉變的奧氏體系不銹鋼（室溫屈服強度為215MPa），則溫度愈低時的B式層狀剝離現象愈顯著，相應的夏比沖擊吸收能亦加大。由于此試樣取自透平發動機的劣化部件，其奧氏體已充分再結晶，致起因于偏析帶粗大化后碳化物的層狀剝離現象較易發生所致。還有，0.12C-0.4Si-1.8Mn-0.03Nb棒材的控制軋制和板材的控制軋制形成不同的織構，經夏比沖擊試驗（-196℃下）仍未破斷分離，B式層狀剝離現象多數沿軋制平行面發生。如上所述的DBTT顯著降低是由于和軋制方向垂直斷面鐵素體晶粒的微細化以及所形成的織構防止了裂紋的發生和傳播，以及由層狀剝離現象所實現的平面應力狀態的結果。

4 層狀剝離現象在超微細纖維狀晶粒組織的應用

4.1 馬氏體形變回火處理的超微細纖維狀晶粒組織的創新概念

　　根據1963年由田村君整理的熱處理法分類，對淬火回火馬氏體組織的加工和琴鋼絲的熱處理加工歸于同類。當時的淬火回火馬氏體組織加工是在200℃左右回火后加工，并再度進行回火的。對淬火回火馬氏體組織實施減面率80%的冷軋后，再經短時奧氏體化處理后，奧氏體的粒徑成功地微細化至1μm水平。最近其作為取得超微細晶粒組織的有效手段，淬火回火馬氏體組織的加工受到各方重視。據悉，通過較高溫度區的多軸加工和加工后的退火可形成等軸狀的超微細晶粒。

　　最近對取得超微細纖維狀晶粒的手段，即中碳低合金鋼淬火回火馬氏體的溫加工開始得到人們的關注。另外，還考慮通過加工熱處理形成組織的同時并成形為螺栓等部件，對此稱為形變回火處理。過去高強螺栓等高強度部件的生產必須在成形前對材料進行球化退火，而形變回火處理則可從工藝上省去軟質化處理；但熱形變加工在奧氏體相的加工還有以下問題：1）由于使奧氏體相穩定化必須加入較多的合金元素；2）對復雜形狀的部件難以適用。對此，提出馬氏體形變回收處理加工，致可適用于較廣范圍的低合金鋼，特別是中碳低合金鋼的中溫形變熱處理的場合，可利用基體中微細分散碳化物粒子的釘扎作用，使基體組織晶粒超微細化的同時，還可控制超微細晶粒的織構和形狀。且在基體中存在納米級超微細分散的碳化物粒子，由于位錯釘扎而有利于超微細纖維狀晶粒組織的高強度化和均勻延伸率的提高。

4.2 利用形變回火處理制成的超微細纖維狀晶粒組織的力學性能

　　本研究選用高純度的0.4C-2Si-1Cr-1Mo鋼，為二次硬化鋼的一種。設計時通過Si、Cr和引起二次硬化用Mo的復合加入，使得在500℃回火，碳化物粒子仍能發生超微細分散，從而得到1800MPa抗拉強度。利用形變回火處理的概況如下：1）從熱軋材中切取4cm×4cm、長12cm的方鋼，在1200℃下經1h固溶處理后再軋制成斷面9cm2的方鋼，經水淬火后得到馬氏體組織，其原奧氏體的平均粒徑為50μm；2）將淬火材于500℃下回火1h后，再經軋機按3×3道次加工（累計減面率77%，相當于變形為1.7）成為斷面積2cm2、長1m的方鋼后空冷至室溫，成為熱變形（TF）材。還有在軋制中每3道次經500℃的5min再加熱，最終道次為保持形狀用同一孔型旋轉90°再軋一道次。

　　TF材在沿軋制方向（RD）伸長的鐵素體晶?；w中，50nm以下碳化物粒子形成球狀的超微細纖維狀組織。

　　將TF材的室溫抗拉變形性能和V缺口夏比沖擊吸收能等指標，與正火材于950℃、30min奧氏體化后油淬火、經500℃、1h回火后水冷的QT材性能對比。

在1800MPa級的抗拉強度下，TF材比QT材的屈服比較高，強度、延性平衡亦優，兩者的沖擊吸收能差距更大；對此，進一步開展了對比試驗。QT材在60-100℃區即反映出典型的韌脆性轉變，隨試驗溫度的降低吸收能而降低，且到20℃以下時即開裂。而TF材在150℃時其吸收能是QT材的6倍，約為133J，然而以往的超高強度鋼表現出在韌脆性轉變的60℃到-60℃區間內的吸收能反而增大，所以被公認為是“韌性的逆溫度依存性”。TF材韌性的顯著提高與沖擊方向基本成直角的開裂分歧有關。原因在于B式層狀剝離現象所產生的結果，即層狀剝離現象愈顯著則吸收能愈大，導致在-20-60℃的溫度區，吸收能上升至500J時，試樣尚未完全斷為兩截。此類“韌性的逆溫度依存性”，在熱形變鋼和奧氏體系不銹鋼中已為人們所確認，但在1800MPa級超高強度且屬低合金鋼的低溫區發現仍具有重大的意義。

5 結語

　　屈服強度超過1400MPa低合金鋼的高韌性化是鋼鐵材料研究中亟待解決的重要課題之一。但由于此類高強度材料僅靠冷鍛、淬火、回火等老工藝難以保證復雜形狀部件的性能。因而應從老工藝中解脫出來探索新思路，這樣加工熱處理即為一條有效途徑。在1800MPa級超高強螺栓項目中，時實君等開發成功的可實現奧氏體晶粒細化的加工熱處理的最佳化甚為有效，主要通過低溫加工以達到奧氏體晶粒超微細化極限的螺栓用二次硬化鋼。為了今后將這一技術推廣到各種超高強度的材料和部件應用，還需要各方配合大力開發。

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