實現鋼材產品的升級，開發高性能、高精度、低成本和綠色化的鋼鐵材料，是當前鋼鐵企業在競爭激烈的“紅�！敝姓痉�腳跟、突圍發展的迫切希望，也是適應未來經濟建設和社會發展的必然趨勢。碳素鋼作為近代工業中用量最大的基本材料，其質量提升、品種拓展、使用范圍擴大受到了世界各工業國家的重視。如何通過軋制工藝技術的優化來提高碳素鋼強度、改善其綜合性能，國內研究單位探索出一種納米級滲碳體強韌化節約型高強鋼研究開發新路徑，敬請關注。

　　面對著經濟日益增長的發展需求和不斷惡化的資源環境問題，各用鋼行業對鋼鐵工業都提出越來越高的要求。一方面，國民經濟各部門需要高性能、高精度和低成本的先進鋼鐵材料;另一方面，社會的發展對鋼鐵的生產、加工、使用和回收等環節又提出了節約能源、節省資源、保護環境等要求。從科學發展的角度來看，開發高性能、高精度、低成本和綠色化的鋼鐵材料是適應未來經濟建設和社會發展的必然趨勢。

　　根據這些要求，碳素鋼具有明顯的發展優勢和潛力：首先，在碳素鋼中不含Nb、V、Ni和Mo等價格昂貴的合金元素，具有生產成本低的特點。其次，碳素鋼因節約了合金資源，避免了合金元素在鋼中無法回收的問題，有利于滿足鋼材循環利用的要求。再其次，碳素鋼易于切削加工，成形性好，具有高精度的特點。因此，在此基礎上，如果能充分提高碳素鋼的強度，改善其綜合性能，那么我國具有高產量的碳素鋼將對國民經濟的發展起到巨大的推動作用。

　　控制納米滲碳體的析出是關鍵

　　鋼鐵材料的基本強化機制主要包括固溶強化、位錯強化、細晶強化和第二相強化，通過這些強化機制來控制微觀組織以獲得最優綜合性能。而固溶強化、位錯強化、細晶強化在應用中都存在一定的局限性。

　　滲碳體是鋼中最常見且最經濟的第二相，也是碳素鋼中最主要的強化相。它的形狀與分布對鋼的性能有著很大的影響。在碳素鋼中，滲碳體的體積分數可以達到10%而無須增加生產成本。根據第二相強化理論，若能有效地使滲碳體細化到數十納米的尺寸，將可以產生非常強烈的第二相強化效果，起到與微合金碳化物一樣的強化作用，在極大地節約生產成本的同時，實現鋼材的高性能。

　　在不添加任何特殊合金元素的前提下，如果要在碳素鋼中利用納米滲碳體的析出達到強化的作用，那么只有通過控軋控冷工藝控制亞共析鋼中共析滲碳體的析出行為才有可能實現。然而，在傳統熱軋工藝的冷卻過程中，碳鋼發生共析轉變生成珠光體，滲碳體往往呈片層狀生長，而并非以納米顆粒形式析出。此外，滲碳體沉淀析出后，會立即發生聚集長大過程。滲碳體的熟化速率一般比微合金碳氮化物要高2.5個~4個數量級，即使在很低的溫度下，滲碳體也會發生明顯的粗化。因此，如何通過控制熱軋工藝來實現亞共析鋼中納米滲碳體的析出將是該研究方向的難題之一。

　　研究人員對碳素鋼中納米滲碳體控制和鋼材強韌化影響機理方面的最新進展進行了總結，在此基礎上提出了制備納米滲碳體強韌化熱軋鋼材的生產工藝技術。

　　熱力學分析提供理論證明

　　Nb、V、Ti等合金的碳氮化物是在近平衡條件下析出的穩定相。而碳素鋼中的滲碳體，在近平衡條件下通常形成片層的珠光體結構，無法形成納米級滲碳體顆粒的析出，顆粒狀滲碳體是在較大過冷度條件下形成的亞穩相。因此，須要利用KRC和LFG等熱力學模型對在超快速冷卻條件下過冷奧氏體的相變驅動力進行計算，分析碳素鋼形成納米級滲碳體顆粒的可能性和規律性，為熱軋實驗提供理論依據。

　　根據KFC和LFG模型，過冷奧氏體存在3種可能的相變機制。一是先共析轉變，即由奧氏體中析出先共析鐵素體，余下的是殘余奧氏體;二是退化珠光體型轉變，奧氏體分解為平衡濃度的滲碳體和鐵素體;三是奧氏體以馬氏體相變方式轉變為同成分的鐵素體，然后在過飽和的鐵素體中析出滲碳體，自身成為過飽和C含量較低的鐵素體。

　　計算結果顯示，KRC和LFG模型得到的相變趨勢大體是一致的，過冷奧氏體以退化珠光體方式轉變的驅動力最大(負值最多)，以先共析鐵素體方式轉變的驅動力次之，以馬氏體相變方式轉變的驅動力最小。如果過冷奧氏體組織發生退化珠光體轉變，分解生成平衡濃度的滲碳體和鐵素體，那么在實際熱軋過程的超快速冷卻條件下，碳原子的擴散將受到抑制，在短時間內滲碳體將很有可能無法充分長大成片層結構而直接形成彌散分布的納米級顆粒。因此，熱力學的計算結果從理論上證明了通過增大軋后冷速實現組織中滲碳體顆粒納米級析出的可能性。

　　超快速冷卻工藝

　　在熱力學模型計算提供理論依據的基礎上，研究人員采用C含量為0.17%和0.33%的碳素鋼材料進行了熱軋實驗。在兩種實驗鋼的成分設計中采用了不同的碳含量，并且都無微合金元素添加。實驗鋼在熱軋結束后，立即采用超快速冷卻，冷卻速率為100℃/s~120℃/s，控制超快速冷卻終冷溫度，并與后續層流冷卻相配合，在500℃的溫度區間進行卷取。

　　結果顯示，當超快速冷卻終冷溫度持續降低時，兩種實驗鋼的屈服強度和抗拉強度都有明顯的提高，而且變化趨勢相當。與傳統ACC層流冷卻工藝對比，當采用超快速冷卻終冷時，兩種實驗鋼的屈服強度增量都超過100MPa。當然，材料的延伸率相應地略有下降。實驗鋼的組織由黑色的鐵素體區和白色的珠光體區組成。珠光體在組織中占有絕對的優勢，而且隨著鋼中碳含量的增加，組織中珠光體體積分數進一步增加，鐵素體分數相應減少。鐵素體的內部組織非常純凈，無析出物分布。實驗鋼中的珠光體形貌已經不再是傳統的片層狀結構，而是發生了退化，片層結構被打破，生成了短片狀、橢圓形甚至接近圓形的納米顆粒。這種由均勻的過冷奧氏體直接形成的非片狀珠光體叫作退化珠光體，這一過程叫作珠光體退化。兩種實驗鋼中都有大量納米級滲碳體彌散析出，顆粒尺寸在10個~100個納米的范圍內，通過超快速冷卻技術在無微合金添加的條件下實現了碳鋼組織中滲碳體的納米級析出。

　　可見，超快速冷卻工藝可以在不增加合金成分的條件下，明顯提高鋼材強度，實現鋼材的產品升級，例如Q235和Q345的升級軋制。

　　超快速冷卻+形變熱處理工藝

　　雖然通過超快速冷卻在無微合金添加的條件下實現了滲碳體以納米顆粒的形式析出，但組織中滲碳體的析出分布并不均勻，依然存在一定量的先共析鐵素體區。由于先共析鐵素體碳含量非常低，內部非常純凈，并無滲碳體析出，對于整體組織而言，在納米滲碳體析出時無法達到均勻強化的效果。因此，在超快速冷卻的基礎上，研究人員對實驗鋼繼續采用形變熱處理(TMT)工藝，以實現更加強烈的第二相強化作用。

　　他們對0.17%C實驗鋼進行了超快速冷卻和形變熱處理工藝研究，結果發現，采用超快速冷卻和形變熱處理相結合的工藝強化效果遠高于單獨采用超快速冷卻的工藝情況，實驗鋼強度得到明顯提高，屈服強度可達到600MPa以上，甚至超過700MPa，實現了屈服強度的翻倍增長。同時，實驗鋼的強度隨著超快速冷卻終冷溫度的降低而升高，而延伸率隨著超快速冷卻終冷溫度的降低呈下降趨勢，變化范圍是16%~25%。在變形熱處理工藝條件下，實驗鋼實現了基體組織的均勻化，形成了更加單一的組織結構。在這樣單一的組織基體中，先共析鐵素體基本消失，并不存在明顯的貧碳區和富碳區。通過高倍的透射電鏡進一步觀察發現，在單一的基體上均勻彌散地分布著大量納米滲碳體顆粒。與單獨的超快速冷卻工藝相比，相變前的變形產生了更多的形核位置，使得在保溫過程中，滲碳體得到更加充分的析出，而且尺寸小而均勻，大約為30nm~50nm。在超快速冷卻+變形熱處理工藝中，實驗鋼的彈性極限顯著地提高，材料保持完全彈性變形的能力明顯增強。材料的屈服強度得到翻倍增加，抵抗初始塑性變形的能力提高。同時，屈服平臺消失，有利于提高材料加工時的表面質量問題。

　　該工藝可以實現普通結構鋼更新換代的作用，在使用溫度低于100℃的工作條件下，作為結構件可以取代部分微合金鋼，還可以應用于要求具備高彈性變形能力的部件中，例如彈簧鋼。此外，更重要的一點，如果根據市場需求，在實驗鋼中加入一定量的合金成分，那么在該工藝條件下，其性能勢必會有更加明顯的提高和改進，這也是未來鋼種開發重要的發展方向之一。

　　超快速冷卻+球化退化工藝

　　在注重強度提高的同時，鋼材的成形性和可加工性也是評定鋼鐵材料綜合性能的重要一部分，其中擴孔性能是評價鋼板沖壓成形性能的重要指標之一。

　　一般說來，鋼板的擴孔性能往往隨著強度的升高而降低，隨著延伸率的提高而增強。從組織的角度看，沒有珠光體和大塊滲碳體組織的鐵素體鋼板在外加載荷后具有超高的延伸率和塑性成形性，因為這樣的組織有利于位錯的移動以減少局部的應力集中，從而減少脆性斷裂的可能性。

　　因此，將超快速冷卻技術應用于高擴孔性中碳鋼的開發過程，在準確控制溫度的前提下實現了軋后高速冷卻，抑制了碳元素的擴散，保證碳在初始組織中的均勻性，并通過后續退火工藝在鐵素體基體上形成均勻彌散的球化滲碳體組織。其中軟化相鐵素體具有高塑性和韌性，賦予鋼材良好的形變能力和成形性能。而彌散分布的滲碳體具有高強度，起到第二相強化作用，以保證鋼材能夠承受外加載荷。0.33%C實驗鋼在經過超快速冷卻+球化退化工藝處理后，滲碳體顆粒的直徑范圍為100nm~300nm。這樣均勻細化的組織結構可以有效地避免相鄰微孔的聚合，以達到優異的擴孔性能和延伸性能。其擴孔性能非常突出，擴孔周圍的壁面近似垂直于試樣的初始平面，幾乎達到了擴孔極限，其測量值為165.8%。

　　該工藝生產的高擴孔性中碳鋼可以作為一體化冷擠壓成形的材料應用到市場中，例如生產變速器的傳動板、差速器錐齒輪和離合器零件等這樣結構復雜的傳動系配件，滿足汽車行業低成本、減量化的發展要求。