倪翀奕，朱晓雷，贾吉祥，赵成林，李晓伟，郭庆涛（鞍钢集团钢铁研究院，辽宁鞍山114009）



国内外超细晶钢铁材料研究进展

倪翀奕，朱晓雷，贾吉祥，赵成林，李晓伟，郭庆涛
（鞍钢集团钢铁研究院，辽宁鞍山114009）

摘要：介绍了几种常用的晶粒细化方法，包括微合金细化法、电磁场细化法、纳米析出相细化法、应变诱导相变和形变强化相变，分析了超细晶材料在开发和应用中存在的问题，为钢铁材料晶粒细化的研究及实际应用提供参考。

关键词：晶粒细化；微合金化；电磁场细化；应变诱导相变；形变强化相变

倪翀奕，硕士，工程师，1990年毕业于沈阳工业大学铸造专业。E-mail:ansteelnichongyi@163.com

随着市场对钢铁材料高性能需求的提高，越来越多的新钢种被开发和应用。强韧化是钢铁行业对结构材料的基本要求，人们一直致力于提高低碳钢的屈服强度、降低韧脆转变温度。钢铁材料强化方法有相变强化、沉淀强化、弥散强化、固溶强化及细晶强化等，细晶强化在普通结构钢中的强化效果最明显，也是唯一能同时增加强度和韧性的方法。超细晶粒钢就是通过细晶强化来提高钢材屈服强度的。当晶粒直径为5μm时，细化晶粒能提高屈服强度24MPa。而铁素体晶粒直径由20μm细化到5μm时，韧脆转变温度则会下降81 K。Hodgson等［1］计算，当获得晶粒尺寸为1μm的超细铁素体（UFF）时，钢材的屈服强度将比5μm铁素体钢材的屈服强度提高约350MPa。

1　国内外现状

实验室方面，有文献［2］报道过可大规模生产在表层形成2μm以下细晶铁素体的控轧工艺。Beynon［3］等在热扭转实验中也获得了平均晶粒尺寸约为1μm的铁素体组织。日本的YADA等人［4］在Ar3附近轧制得到了铁素体晶粒尺寸接近1μm 的C-Mn钢带。英国通过楔形挤压等方法得到了晶粒小于1μm的纯铁。韩国采用应变诱导动态相变技术，在实验室得到了晶粒尺寸分别细化到4～ 5μm和2μm的C-Mn钢和微合金钢［5］。美国大学的材料研究中心在美国钢铁公司及INCO公司等的支持下，对钢铁材料的组织极限系统地进行了研究。美国的DSI公司采用低温大压下变形工艺在热模拟机上将钢材的平均晶粒直径细化到2μm以下，同时也证实了在低温大压下变形工艺条件下铁素体晶粒细化的主要机制为形变诱导相变和铁素体的动态再结晶［6］。

实际生产方面，我国于1998年启动了973项目—“新一代钢铁材料的重大基础研究”，其主要研究内容是提高当时广泛应用的铁素体-珠光体钢的屈服强度，将其屈服强度提高1倍，即碳素结构钢屈服强度从200 MPa级提高到400 MPa级，高强度低合金钢的屈服强度从400MPa级提高到800 MPa级。我国已自主开发了一套超细晶粒钢的晶粒形成理论和生产控制技术，可用于工业化生产［7］。日本川崎重工与中山钢厂采用机架间冷却、轧后快冷及异步辊轧制（SRDD）等技术建设了一条低温大应变量变形的专业化超细晶粒钢生产线。采用“低温大应变控制轧制技术”可将低碳钢的铁素体晶粒尺寸细化至3μm，屈服强度提高到500 MPa。日本新日铁公司采用“先进TMCP工艺”进行表层超细晶粒厚钢板的生产，该工艺将变形、道次间加速冷却、终轧后加速冷却及轧制过程中变形热控制等技术结合，故又称为“复杂TMCP”技术。利用该技术，新日铁公司已生产出厚度为25 mm,表层铁素体晶粒尺寸2μm，深度达4 mm的表层超细晶粒钢板［8］。

2　细晶强化的理论

材料的晶粒尺寸与屈服应力间的关系可用Hall-Petch公式描述［7］，即：

式中，σs为流变屈服应力；σ0、k为和材料特性有关的常量；d为多晶体的平均晶粒直径。

满足式（1）的条件下，钢材的晶粒越细，钢材的强度越高。翁宇庆认为，钢材的超细晶粒与其高洁净度、高均匀性有关。他认为，如果单纯从减小晶粒尺寸而言，钢材的杂质总量应低于0.04%［7］。如果能够有效的形成超细晶粒钢，杂质总量应小于0.01%［9］。这是因为奥氏体母相的缺陷影响新晶核的长大，如果其促进作用超过了晶核的形成速度，就等于抑制了新晶核的形成，所以获得超细晶比较困难。

对于超细晶的定义，翁宇庆认为，超细晶钢的晶粒尺寸应不大于4μm［7］。Hall-Petch公式可以应用于1μm的研究，而在亚微米尺度下，该公式的斜率可能稍微有些变化。因为该公式建立在经典位错理论基础上，晶粒尺度变小，塞积位错数目也随之减少，需要补偿塞积群头部应力集中的下降。纳米晶体变形中少有位错行为，而金属单质更是靠晶粒转动和晶界滑动完成变形，所以致使Hall-Petch公式偏离常规［10］。由于超细晶粒钢晶界极薄、晶内位错密度很低，所以在超细化组织条件下，Hall-Petch公式斜率下降。

现阶段实验室条件下利用等径角挤压和累积叠轧可获得1μm左右的晶粒，不同晶粒尺寸试样的拉伸曲线见图1［11］。由图1可知，晶粒小于1μm时，晶粒越细，屈服强度越高，塑性越差。小于1μm的晶粒在目前钢铁生产的流程中很难得到，所以它的应用受到限制。根据现有的轧制情况，王国栋等人提出了“晶粒适度细化的概念”，把细化的目标定格在3～5μm［12］。生产实践证明，这种材料强度提高，塑性较好。

图1　不同晶粒尺寸试样的拉伸曲线

3　几种晶粒细化的方法

3.1微合金细化法

微合金化（合金总量的质量分数小于0.1%）的方法是在炼钢过程中向钢液中添加微合金元素（如Nb、V、Ti、B、N等）进行变质处理以提供大量弥散质点促进非均质形核，从而使钢液凝固后获得细晶。微合金元素对铁素体晶粒尺寸的影响如图2。由图2可知，钢水中合金量一定的范围内，随着合金元素的增加，铁素体晶粒尺寸变小［13］。细化的原因是合金化元素的加入提高了钢的再结晶温度，同时也降低了一定温度下晶粒长大的速度或者强碳氮化物的形成钉扎晶界，对晶粒的增长起阻碍作用。

Sanhong Zhang等将化合物（TiC、VN、TiN等）热压入ω［C］=0.1%的钢中，发现这些化合物都有促进铁素体形核的作用，其中VN最有效。Nb、V、Ti在较低的温度下大部分不固溶，它的碳氮化物对奥氏体的晶界起到钉扎作用，对晶界的移动起阻碍作用［14］。如果轧制前加热和均热时温度较低，那么微合金钢轧之前奥氏体晶粒就较细，从而为后面的铁素体细化做了准备。同时，Nb、V、Ti的碳氮化物在奥氏体向铁素体转变的时候在奥氏体晶界、亚晶界和位错线上形成，起到钉扎铁素体晶粒的作用，这样就阻止了铁素体晶粒的长大，细化了铁素体晶粒。另外，这些粒子本身也能起到沉淀强化的作用，提高钢材的强度。因此应控制这些析出粒子达到较大的体积分数和较小的尺寸。

图2　微合金元素对铁素体晶粒尺寸的影响

微合金化方法是细化晶粒的有效途径，它的优点是满足晶粒细化而又不过分提高材料成本，结合一定的热处理工艺综合细化效果更好。

3.2电磁场细化法

强磁场或电场可降低奥氏体和铁素体的吉布斯自由能。Ae3温度随着磁场场强的增加而升高，变化幅度与钢水实际成分有关［15］。强磁场作用下，奥氏体由于是非磁性相，所以奥氏体自由能只是微降，而铁素体是磁性相，自由能下降明显，奥氏体更容易向铁素体转变。随着一定时间内形核数量的增多，铁素体晶粒会因为数量增多而得到细化。电场、磁场对钢的组织细化技术主要有以下两种应用形式：一是在热轧过程中采用间断施加电磁场的方法改变Ae3温度，使得在热轧过程中奥氏体和铁素体相变反复进行，从而促进铁素体晶粒细化；二是施加电磁场使Ae3温度上升，可增大淬火冷却时的相变驱动力，即可获得与增大过冷度相同的效果，从而增加铁素体的形核速率，并降低其长大速率，达到细化晶粒的目的。周雄龙［16］对比了0.44C-1.24Mn钢在有、无磁场条件下的加热后冷却的组织情况，结果表明，800℃后，无磁场冷却与磁场10 T、冷速5℃/min条件下冷却后的组织相比，后者细化晶粒的效果比前者明显。该技术的优点是通过外界手段很容易精准获得并控制电压、电流等试验参数，局限性是细化过程需要较高强度磁场，高强度电磁场很难获得。

3.3纳米析出相细化法

珠江钢铁公司拥有我国第一条CSP薄板坯连铸连轧生产线，生产Q195热轧薄带时发现了大量的硫化物、氧化物及氮化物的纳米级析出相。康永林［17］等人实验分析表明，CSP-Q195钢的AlN析出相尺寸绝大部分小于20 nm，AlN的析出相对晶粒超细化起重要作用。翁宇庆等人［7］通过电子显微镜等分析了CSP-Q195钢试样，其硫化物轧制后为20～60 nm。分析认为，该硫化物对轧制过程的奥氏体晶界迁移和奥氏体动态再结晶后的晶粒长大起到钉扎作用，进而使得最终产品超细化。由于薄板坯的连铸连轧工艺相对于常规板坯铸机的冷却快1～2个数量级，相对短时间的凝固会减小铸坯二次枝晶臂间距，最小臂间距可达亚微米级，所以凝固过程中枝晶间析出的析出相尺寸得以细化。

柳德橹等人［18］还对CSP生产低碳钢中的纳米碳化物及其对钢力学性能的影响进行了研究，发现薄板坯连铸连轧低碳钢铸坯、轧卡件和钢材中均存在大量尺寸小于18 nm的析出物，成分主要为铁碳析出物，对钢起到明显的沉淀强化作用，其沉淀析出对钢材屈服强度的影响与细晶强化几乎一致。目前，人们对于CSP工艺生产的低碳钢中存在的大量纳米氧化物、硫化物和氮化物粒子能细化晶粒的作用已取得共识，但对纳米级铁碳析出物的存在及作用具有不同意见。

翁宇庆等人在ZJ330钢连铸坯、轧卡件及轧材中发现了小于20 nm的纳米析出物，并在常规工艺生产出的Q195钢中观察到这类纳米粒子,只是数量比ZJ330钢中的少得多，他们认为，这些析出物是纳米氧化物，结构为尖晶石型的铁氧体。北京科技大学与广州珠江钢铁有限责任公司合作,利用超细夹杂和纳米析出物的作用，采用电炉结合薄板坯连铸连轧工艺，成功地对低碳高强度HSLC钢进行了研究与批量生产。该钢是在普通低碳锰钢成分的基础上开发而来,炼钢过程不添加铌钒等微合金元素,但其性能却与含铌钒屈服强度为345～410 MPa的HSLA钢性能相当。此外，利用纳米尺度碳化钛和铁碳析出物的作用开发了低成本Ti微合金化的高强度集装箱板系列，最高屈服强度达800MPa级。

3.4应变诱导相变（SITR）

图3为应变诱导相变工艺示意图［19］。

图3　应变诱导相变工艺示意图

由图3看出，应变诱导相变是将低碳钢加热到Ac3温度以上对奥氏体施加连续快速大压下量变形之后急冷，从而获得超细铁素体晶粒。以往的研究表明，在控轧钢的奥氏体向铁素体转变中，无论奥氏体中残余应变的水平多大，铁素体晶粒的极限尺寸大约为5μm。Pristner和Hodgson［20］认为，这与铁素体在转变过程中的粗化有关。同时，如果能在极大奥氏体体积范围内激发应变诱导相变（即相变在形变过程中而非形变后发生），铁素体的晶粒将能得到极显著的细化。其基本原理是应变引入大量位错和变形，使铁素体晶粒在形变奥氏体组织重复析出，得到细小的铁素体晶粒。

从20世纪80年代初以来，人们逐渐认识到在低碳钢中利用应变诱导相变是细化铁素体晶粒非常有效的途径，并已在不同低碳钢获得了3～ 4μm的超细铁素体晶粒［21］。此工艺具有两个特点，即从物理环境上看，应变诱导相变在变形中完成，变形温度在Ar3附近；从产物来看，应变诱导相变必须生成超细晶相。最初认为这种细化机制是未再结晶区奥氏体形变使单位体积的有效晶界面积增大，增多铁素体形核位置，导致晶粒细化。但这不能解释当有效晶界面积相同时，由未再结晶奥氏体转变的铁素体晶粒直径仍比由再结晶奥氏体转变的铁素体晶粒细小的现象。实验观察到，未再结晶奥氏体由于形变诱发晶界迁移，使晶界弓弯，弓弯晶界具有多的晶角晶边。由于晶角晶边的形核潜力大于晶界，从而使铁素体细化。变形速度、变形温度以及变形量等对该技术均有影响。当变形温度（在高于Ar3条件下）降低、变形量增加以及变形速度提高都会使铁素体晶粒变得更细。

应变诱导相变的方法与普通的控轧控冷工艺不同，后者相变主要发生在轧制冷却过程中，而前者是动态相变，处于非平衡态，所以在一定条件下有逆相变及亚稳相出现的可能。由于此工艺是形核为主的相变，铁素体形核首先在具有高畸变能的原有奥氏体晶界，当局部应变足够大，畸变区反复形核。应变增大晶核在高畸变区不断生成，这个反复形核的过程是不饱和形核。

3.5形变强化相变（DEFT）

形变强化相变是通过形变前快速冷却至A3与Ar3之间某一过冷奥氏体温度，并实施较大变形量轧制，利用形变造成的高储存能和高密度晶体学缺陷导致形变强化相变和铁素体动态再结晶，同时结合随后的加速冷却，获得分布均匀的尺寸为2～4μm的铁素体晶粒。其示意图见图4。

图4　形变强化相变工艺示意图

此时，应变和温度的过冷两个因素共同决定了奥氏体向铁素体的转变，所以形核率和相变驱动力大大提高，与传统的控轧工艺相比，具有良好的细化铁素体晶粒的潜力。

形变强化相变不同于应变诱导相变，相变是在应变和温度过冷两个条件下同时进行。在热力学上，相的组成是稳定的，应变诱导相变时可能发生的逆转变不会出现，对热轧工艺的优化与控制是有利的。

形变强化相变也不同于两相区轧制。两相区轧制时易产生粗大的先共析铁素体，使形变组织极难控制，最终所得的组织往往不均匀。而形变强化相变中，过冷与形变所提供的驱动力都用于相变，形成的铁素体细小均匀，最终得到的也是比较均匀的组织。

形变强化相变的形核分为3个阶段：首先是变形改变了奥氏体晶界状态，从而增加铁素体形核的位置，之后的变形提高了碳原子扩散系数，产生了高密度的位错也会促进铁素体形核，在相变大部分完成后如果还有变形，那么为相变的奥氏体转变为片层珠光体或者颗粒状的渗碳体，它们对铁素体晶粒的长大起阻碍作用。

形变强化相变最大限度的利用过冷所提供的化学驱动力和形变驱动力，通过轧制过程中奥氏体的再结晶，形变强化相变奥氏体向铁素体的动态转变以及铁素体的动态再结晶的交互作用，使铁素体晶粒组织得以细化。经这一方法生成的材料在保持较好塑性的同时屈服强度提高一倍［22］。杨王玥、胡安民等人［23］采用热模拟压缩变形实验对Q235级别低碳20#钢研究表明，过冷奥氏体在740～800℃温度范围、变形量70%和应变速率为1/s时，可获得2～3μm及小于2μm的铁素体细晶和珠光体混合组织。

4　存在的问题

4.1三维大尺寸亚微米晶钢的制备方法

实验室一般采用通道压缩（ECAP）和叠压技术（ARB）等强烈塑性变形方法得到接近纳米级的亚微米组织，结构钢的表面纳米晶化多采用喷丸、机械研磨等强烈塑性变形方法。由于这些方法需要较高的应变速率、较大的变形量、较快速的热循环和较低的变形温度、复杂的工艺组织，且控制过程中的精确度较高，一般钢厂的设备和控制条件很难满足如此高水平的要求，故在现有热轧生产装备上只能实现微米级产品的工业化生产。

4.2塑性稳定问题

尽管超细化后的晶粒对提高钢的强度、韧性及硬度等作用明显，但是晶粒究竟细化到何种程度才能使其作用最大，还有很多不同看法。例如，晶粒细化到1μm以后，抗拉强度的提高程度远低于屈服强度的提高程度，这就造成屈强比的迅速增加，对钢材的冷加工性能和安全性非常不利，这一问题限制了其应用范围，有文献［24］报道，对屈强比不同的钢材进行三点弯曲脆性启裂CTOD试验，发现屈强比高的钢材裂纹尖端应力水平高，脆性启裂CTOD值明显低于低屈强比的材料，无明显的延性裂纹扩展。

目前，该问题主要通过两种方式解决：第一，采用复合的方法，使材料的表面和心部有着不同的特性。外表面使用高强、高韧的超细晶材料，而心部则使用一般常规晶粒、且具有优良塑性的材料，这样就可使材料整体具备优良的综合性能。目前，各大实验室正积极开发的钢的表面纳米化、SUF钢板等就具有这种复合结构特征；第二，采用冶金方法，如利用马氏体或碳氮化物等硬质第二相，利用其弥散分布来提高超细晶粒钢的加工硬化能力。实验证明，含有钒钛等元素的微合金钢的塑性稳定性明显好于普通碳素钢。

4.3超细晶钢的可焊性

超细晶钢在焊接过程中均会在焊接接头发生不同程度的软化行为。通常强度越高，焊接接头的软化行为越明显。韩国在新世纪高性能结构钢中也非常重视超细晶粒钢的焊接问题。我国国家重点基础研究资助项目中也包含该项研究课题。如何通过合理的焊接方法及工艺来控制其软化行为，提高焊接接头的质量，都有待于进一步的理论和实验研究。目前，采用高强匹配、小能量输入、焊接区组织结构调整以及母材/焊缝金属匹配等方法后，超细晶钢的焊接工艺在碳素钢板和螺纹钢中实现了部分突破，在微合金高强钢的应用上还需要进一步的探索。

5　结语

超细晶粒钢作为使用前途广泛的钢系列，虽然在焊接等方面存在着难度，但是在全球号召低碳和节能减排的今天，它的研发和生产比以往具有更重要的意义。不增或微增成本达到高品质钢生产，可保持钢铁材料相对低成本的竞争力。为了获得超细晶粒钢，材料工作者研究出从控轧控冷到应变诱导相变、形变强化相变等方法。由于条件的限制，一些方法从实验室到现场生产还需要一段时间。相信随着产业革命带来设备和技术的不断突破，人们会有更多手段来突破传统的限制。

参考文献

［1］P.D.Hodgson,M.R.Hickson,R.K.Gibbs.Ultrafine ferrite in low carbon steel［J］.Scripta Materialia,1999,40（10）:1 179-1 184.

［2］Hidesato Mabuchi,Hasegawa T,Ishikawa T.Metallurgical features of steel plates with ultra fine grains in surface layers and their formation mechanism［J］.ISIJ Inter.,1999,39（5）:477-485.

［3］J.H.Beynon,R.Gloss,P.D.Hodgson.The production of ultrafine equiaxed ferrite in a low carbon microalloyed steel by thermomechanical treatment［J］.Materials Forum,1992（16）:37-42.

［4］Nagai K.Second Phase of Ultra Steel Project at NIMS［C］∥Proceedings of Advanced Structural Steels,Shanghai：China Metal Society，2004:15-22.

［5］Choo.W.Y.First Stage Achievements of HIPERS-21 Project and Plan of Second Stage［C］∥Proceedings of Advanced Structural Steels,Shanghai：China Metal Society，2004:23-38.

［6］Han Dong.Deformation Induced Ferrite Transformation in M icroalloyed Steels［C］∥新一代钢铁材料研讨会论文集，北京：中国金属学会，2001:41-47.

［7］翁宇庆.超细晶粒钢［M］，北京:冶金工业出版社，2003.

［8］干勇，董瀚.先进钢铁材料技术的进展［J］.中国冶金，2004 （8）：1-6.

［9］Zhou Xu,Guorong Zhang,Taku SAKAI.Effect of Carbon Content on Static Restoration of Hot Worked Plain Carbon Steels ［J］.ISIJ Int,1995,35（2）:210-216.

[10]杨卫.材料的宏微观力学与强韧化设计［M］.北京：清华大学出版社，2003.

[11]迁伸泰.钢铁材料的晶粒超细化［J］.世界钢铁，2003（3）:16-24.

[12]刘相华,杜林秀,王国栋.热轧钢材晶粒细化与超级钢开发［J］.河南冶金,2004（3）:3-6.

[13]科恩M，著.钢的微合金化及控制轧制［M］.北京：冶金工业出版社，1984.

[14]Sanhong Zhang.Ferrite Nucleation at Ceramic/Austenite Interfaces［J］.ISIJ Int,1996,36（10）:1 301-1 309.

[15]赵宇光.外场在材料制备和加工过程中的应用［J］.铸造，2004，53（4）：257-259.

[16]周雄龙.向开发1μm级超细晶钢的挑战［C］∥高洁净度超细晶微合金化高强高韧钢文集，北京:冶金部钢铁研究总院, 1999:19-28.

[17]Liu Delu,Huo Xiangdong,Wang Yuanli,et al.Aspects of Microstructure in Low Carbon Steels Produced by the CSPProcess ［J］.Journal of University of Science&Technology,2003,10 （4）:1-6.

[18]柳德橹.EAF-CSP工艺低碳钢中的纳米级沉淀粒子研究［C］∥2002年薄板坯连铸连轧国际研讨会文集，北京：中国金属学会，2002:257-261.

[19]李维娟.生产超细晶粒低碳钢的实验研究［C］∥2003年中国钢铁年会论文集，北京:中国金属学会，2003.573-577.

[20]R.Priestner,P.D.Hodgson.Ferrite grain coarsening during transformation of thermomechanically processed C-Mn-Nb austenite s［J］.Material Science Technology,1992（8）:849-854.

[21]B.Mintz,Abu.Shosha,R.Shaker.Influence of deformation induced ferrite,grain boundary sliding,and dynamic recrystallisation on hot ductility of 0.1-0.75%carbon steels［J］.Material Science Technology,1993（10）:907-914.

[22]Z.Q.Sun,W.Y.Yang,J.J.Qi,et al.Deformation enhanced transformation and dynamic recrystallization of ferrite in a low carbon steel during multipass hot deformation［J］.Mater.Sci.& Eng.2002（334）:201-206.

[23]杨王玥，胡安民，齐俊杰，等.低碳钢形变强化相变的组织细化［J］.材料研究学报，2001（4）:171-178.

[24]荆洪阳.屈强比对高强钢断裂韧性的影响［J］.金属学报，1996,32（3）:265-269.

（编辑许营）

修回日期：2016-02-15

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《鞍钢技术》编辑部

Research Progress on Ultra-fine Grained Steel M aterials at Home and Abroad

Ni Chongyi，Zhu Xiaolei，Jia Jixiang，Zhao Chenglin，Li Xiaowei，Guo Qingtao
（Iron&Steel Research Institutes of Ansteel Group Corporation,Anshan 114009,Liaoning,China）

Abstract：Such normal grain refiningmethods asmicro-alloy refiningmethod,electromagnetic field refining method,nanometer-sized precipitation refining method,strain induced transformation and deformation enhanced transformation were introduced.The existing problems in development and applications of ultra-fine grained steel materials with grain refinement were analyzed so that some references for development and applications of grain refining methods for steelmaterials in practice were offered.

Key words：grain refining;micro-alloying;electromagnetic field refining;strain induced transformation;deformation enhanced transformation

中图分类号：TG269

文献标识码：A

文章编号：1006-4613（2016）02-0009-06