为碳素钢“强筋壮骨”

实现钢材产品的升级，开发高性能、高精度、低成本和绿色化的钢铁材料，是当前钢铁企业在竞争激烈的“红海”中站稳脚跟、突围发展的迫切希望，也是适应未来经济建设和社会发展的必然趋势。碳素钢作为近代工业中用量最大的基本材料，其质量提升、品种拓展、使用范围扩大受到了世界各工业国家的重视。如何通过轧制工艺技术的优化来提高碳素钢强度、改善其综合性能，国内研究单位探索出一种纳米级渗碳体强韧化节约型高强钢研究开发新路径，敬请关注。

刘振宇王斌王国栋

面对着经济日益增长的发展需求和不断恶化的资源环境问题，各用钢行业对钢铁工业都提出越来越高的要求。一方面，国民经济各部门需要高性能、高精度和低成本的先进钢铁材料；另一方面，社会的发展对钢铁的生产、加工、使用和回收等环节又提出了节约能源、节省资源、保护环境等要求。从科学发展的角度来看，开发高性能、高精度、低成本和绿色化的钢铁材料是适应未来经济建设和社会发展的必然趋势。

根据这些要求，碳素钢具有明显的发展优势和潜力：首先，在碳素钢中不含Nb、V、Ni和Mo等价格昂贵的合金元素，具有生产成本低的特点。其次，碳素钢因节约了合金资源，避免了合金元素在钢中无法回收的问题，有利于满足钢材循环利用的要求。再其次，碳素钢易于切削加工，成形性好，具有高精度的特点。因此，在此基础上，如果能充分提高碳素钢的强度，改善其综合性能，那么我国具有高产量的碳素钢将对国民经济的发展起到巨大的推动作用。

控制纳米渗碳体的析出是关键

钢铁材料的基本强化机制主要包括固溶强化、位错强化、细晶强化和第二相强化，通过这些强化机制来控制微观组织以获得最优综合性能。而固溶强化、位错强化、细晶强化在应用中都存在一定的局限性。

渗碳体是钢中最常见且最经济的第二相，也是碳素钢中最主要的强化相。它的形状与分布对钢的性能有着很大的影响。在碳素钢中，渗碳体的体积分数可以达到10%而无须增加生产成本。根据第二相强化理论，若能有效地使渗碳体细化到数十纳米的尺寸，将可以产生非常强烈的第二相强化效果，起到与微合金碳化物一样的强化作用，在极大地节约生产成本的同时，实现钢材的高性能。

在不添加任何特殊合金元素的前提下，如果要在碳素钢中利用纳米渗碳体的析出达到强化的作用，那么只有通过控轧控冷工艺控制亚共析钢中共析渗碳体的析出行为才有可能实现。然而，在传统热轧工艺的冷却过程中，碳钢发生共析转变生成珠光体，渗碳体往往呈片层状生长，而并非以纳米颗粒形式析出。此外，渗碳体沉淀析出后，会立即发生聚集长大过程。渗碳体的熟化速率一般比微合金碳氮化物要高2.5个~4个数量级，即使在很低的温度下，渗碳体也会发生明显的粗化。因此，如何通过控制热轧工艺来实现亚共析钢中纳米渗碳体的析出将是该研究方向的难题之一。

研究人员对碳素钢中纳米渗碳体控制和钢材强韧化影响机理方面的最新进展进行了总结，在此基础上提出了制备纳米渗碳体强韧化热轧钢材的生产工艺技术。

热力学分析提供理论证明

Nb、V、Ti等合金的碳氮化物是在近平衡条件下析出的稳定相。而碳素钢中的渗碳体，在近平衡条件下通常形成片层的珠光体结构，无法形成纳米级渗碳体颗粒的析出，颗粒状渗碳体是在较大过冷度条件下形成的亚稳相。因此，须要利用KRC和LFG等热力学模型对在超快速冷却条件下过冷奥氏体的相变驱动力进行计算，分析碳素钢形成纳米级渗碳体颗粒的可能性和规律性，为热轧实验提供理论依据。

根据KFC和LFG模型，过冷奥氏体存在3种可能的相变机制。一是先共析转变，即由奥氏体中析出先共析铁素体，余下的是残余奥氏体；二是退化珠光体型转变，奥氏体分解为平衡浓度的渗碳体和铁素体；三是奥氏体以马氏体相变方式转变为同成分的铁素体，然后在过饱和的铁素体中析出渗碳体，自身成为过饱和C含量较低的铁素体。

计算结果显示，KRC和LFG模型得到的相变趋势大体是一致的，过冷奥氏体以退化珠光体方式转变的驱动力最大（负值最多），以先共析铁素体方式转变的驱动力次之，以马氏体相变方式转变的驱动力最小。如果过冷奥氏体组织发生退化珠光体转变，分解生成平衡浓度的渗碳体和铁素体，那么在实际热轧过程的超快速冷却条件下，碳原子的扩散将受到抑制，在短时间内渗碳体将很有可能无法充分长大成片层结构而直接形成弥散分布的纳米级颗粒。因此，热力学的计算结果从理论上证明了通过增大轧后冷速实现组织中渗碳体颗粒纳米级析出的可能性。

超快速冷却工艺

在热力学模型计算提供理论依据的基础上，研究人员采用C含量为0.17%和0.33%的碳素钢材料进行了热轧实验。在两种实验钢的成分设计中采用了不同的碳含量，并且都无微合金元素添加。实验钢在热轧结束后，立即采用超快速冷却，冷却速率为100℃/s~120℃/s，控制超快速冷却终冷温度，并与后续层流冷却相配合，在500℃的温度区间进行卷取。

结果显示，当超快速冷却终冷温度持续降低时，两种实验钢的屈服强度和抗拉强度都有明显的提高，而且变化趋势相当。与传统ACC层流冷却工艺对比，当采用超快速冷却终冷时，两种实验钢的屈服强度增量都超过100MPa。当然，材料的延伸率相应地略有下降。实验钢的组织由黑色的铁素体区和白色的珠光体区组成。珠光体在组织中占有绝对的优势，而且随着钢中碳含量的增加，组织中珠光体体积分数进一步增加，铁素体分数相应减少。铁素体的内部组织非常纯净，无析出物分布。实验钢中的珠光体形貌已经不再是传统的片层状结构，而是发生了退化，片层结构被打破，生成了短片状、椭圆形甚至接近圆形的纳米颗粒。这种由均匀的过冷奥氏体直接形成的非片状珠光体叫作退化珠光体，这一过程叫作珠光体退化。两种实验钢中都有大量纳米级渗碳体弥散析出，颗粒尺寸在10个~100个纳米的范围内，通过超快速冷却技术在无微合金添加的条件下实现了碳钢组织中渗碳体的纳米级析出。

可见，超快速冷却工艺可以在不增加合金成分的条件下，明显提高钢材强度，实现钢材的产品升级，例如Q235和Q345的升级轧制。

超快速冷却+形变热处理工艺

虽然通过超快速冷却在无微合金添加的条件下实现了渗碳体以纳米颗粒的形式析出，但组织中渗碳体的析出分布并不均匀，依然存在一定量的先共析铁素体区。由于先共析铁素体碳含量非常低，内部非常纯净，并无渗碳体析出，对于整体组织而言，在纳米渗碳体析出时无法达到均匀强化的效果。因此，在超快速冷却的基础上，研究人员对实验钢继续采用形变热处理（TMT）工艺，以实现更加强烈的第二相强化作用。

他们对0.17%C实验钢进行了超快速冷却和形变热处理工艺研究，结果发现，采用超快速冷却和形变热处理相结合的工艺强化效果远高于单独采用超快速冷却的工艺情况，实验钢强度得到明显提高，屈服强度可达到600MPa以上，甚至超过700MPa，实现了屈服强度的翻倍增长。同时，实验钢的强度随着超快速冷却终冷温度的降低而升高，而延伸率随着超快速冷却终冷温度的降低呈下降趋势，变化范围是16%~25%。在变形热处理工艺条件下，实验钢实现了基体组织的均匀化，形成了更加单一的组织结构。在这样单一的组织基体中，先共析铁素体基本消失，并不存在明显的贫碳区和富碳区。通过高倍的透射电镜进一步观察发现，在单一的基体上均匀弥散地分布着大量纳米渗碳体颗粒。与单独的超快速冷却工艺相比，相变前的变形产生了更多的形核位置，使得在保温过程中，渗碳体得到更加充分的析出，而且尺寸小而均匀，大约为30nm~50nm。在超快速冷却+变形热处理工艺中，实验钢的弹性极限显著地提高，材料保持完全弹性变形的能力明显增强。材料的屈服强度得到翻倍增加，抵抗初始塑性变形的能力提高。同时，屈服平台消失，有利于提高材料加工时的表面质量问题。

该工艺可以实现普通结构钢更新换代的作用，在使用温度低于100℃的工作条件下，作为结构件可以取代部分微合金钢，还可以应用于要求具备高弹性变形能力的部件中，例如弹簧钢。此外，更重要的一点，如果根据市场需求，在实验钢中加入一定量的合金成分，那么在该工艺条件下，其性能势必会有更加明显的提高和改进，这也是未来钢种开发重要的发展方向之一。

超快速冷却+球化退化工艺

在注重强度提高的同时，钢材的成形性和可加工性也是评定钢铁材料综合性能的重要一部分，其中扩孔性能是评价钢板冲压成形性能的重要指标之一。

一般说来，钢板的扩孔性能往往随着强度的升高而降低，随着延伸率的提高而增强。从组织的角度看，没有珠光体和大块渗碳体组织的铁素体钢板在外加载荷后具有超高的延伸率和塑性成形性，因为这样的组织有利于位错的移动以减少局部的应力集中，从而减少脆性断裂的可能性。

因此，将超快速冷却技术应用于高扩孔性中碳钢的开发过程，在准确控制温度的前提下实现了轧后高速冷却，抑制了碳元素的扩散，保证碳在初始组织中的均匀性，并通过后续退火工艺在铁素体基体上形成均匀弥散的球化渗碳体组织。其中软化相铁素体具有高塑性和韧性，赋予钢材良好的形变能力和成形性能。而弥散分布的渗碳体具有高强度，起到第二相强化作用，以保证钢材能够承受外加载荷。0.33%C实验钢在经过超快速冷却+球化退化工艺处理后，渗碳体颗粒的直径范围为100nm~300nm。这样均匀细化的组织结构可以有效地避免相邻微孔的聚合，以达到优异的扩孔性能和延伸性能。其扩孔性能非常突出，扩孔周围的壁面近似垂直于试样的初始平面，几乎达到了扩孔极限，其测量值为165.8%。

该工艺生产的高扩孔性中碳钢可以作为一体化冷挤压成形的材料应用到市场中，例如生产变速器的传动板、差速器锥齿轮和离合器零件等这样结构复杂的传动系配件，满足汽车行业低成本、减量化的发展要求。