超低C贝氏体钢的进展.doc

超低C贝氏体钢的进展1前言超低碳贝氏体钢(ULCB钢)是近20年来国际上新发展的一大类高强 度、高韧性、多用途钢种该类钢的合金成分设计已突破了原有的高强 度低合金钢的成分设计模式，大幅减少了钢中碳的含量(•般这类钢中 的碳含量w(C) W0. 05%),钢的强度不再依赖碳的含量，而是以贝氏体基 体组织中的位错强化、V、Nb、Ti微合金控轧控冷强化及e-Cu沉淀强化 为主，从而使该类钢强韧性匹配极佳，尤其是焊接性能较传统的HY系列 等钢种有了大幅度提高，在0°C以上不需进行预热和焊后热处理［广5］ 目前ULCB钢主要可分为两大类，其一是以美国和加拿大为代表的 Fe-Cu-Nb-B系列;其二是以日木为代表的Fe-Mn-Nb-B系列［6］由于其优 良的综合性能和较低的生产制造成本，该类钢广泛运用于寒冷地带的油 汽管线、海洋设施及海洋舰船方面目前,国内武汉钢铁(集团)公同同 北京科技大学合作开发了综合性能优良的超低碳贝氏体钢DB系列，并成 功应用于工程机械等领域具有低的C含量的贝氏体钢可以获得优良的强韧综合性能，主要原 因是极低的C含量能降低或消除了贝氏铁素基体中的渗C体，因此钢的韧 性能得到进一步的改善。

为了保证贝氏体转变的淬透性良好，而马氏体 转变的淬透性相对较低，应该适量添加其它合金元素大量的研究推进 了这种认识，并导致了所谓的ULCB钢的发展该类钢具有优良的韧性， 强度和焊接等综合性能，并已经应用于极地和海底环境的高强管线ULCB钢起源于“强町焊性钢”，在瑞典的实验室得到发展最初这 类钢的典型成分是0. 10〜0 16C, 0. 6Mn, 0・4Si, 0・35〜0・60Mo和 0. 0013〜0. 0035B( )o少量的Mo和B抑制了多边形铁素体的形成,但对贝氏体转变动力学有一定的影响结果对“强可焊性钢”来说在较宽 的冷速范围内可获得完全贝氏体组织1957年Irvine和Pickering的研 究表明，这些钢的强度与其奥氏体转变成贝氏体的温度是相关联的，而 且可以通过添加合金元素来阻止贝氏体的转变开始温度得到控制研究 还表明这些低C贝氏体钢可得到600~ 1 200 N / mm的抗拉强度，或是 450〜900 N / mm的屈服应力然而这类钢的主要缺点在焊接后体现出来 了因为它们的C含量太高，焊后部分热影响区变成了一种脆性组织这 些钢的进一步发展依赖于获得较低c含量的钢产品的技术进展。

Mcevity等人发表了研究ULCB钢的第一篇报道，他的研究表明一种成分 为003C—0. 7Mn—3Ni—3Mo—0. 3Si—0. 05Nb ()的钢具有显著的综合 性能，其屈服强度可达到700N / mm和具有一75°C韧脆转变温度的优良韧 性，因为其成分中加入了昂贵的合金元素，所以很难用于做商业开发 第一个被用于商业性的ULCB钢仅加入了3~4Mn(),并且具有理想的性能 Blom的研究表明,成分为0・03C-4. 5Mn~0. lNb(OA)轧制状态的钢 可得到屈服应力730N / mm,且几有比一40°C更低的脆性转变温度其后 在Climax^l公司的Cryderman等人开发了添加Mo元素的低Mn钢这些钢 称Z为Climax钢，在全世界得到了广泛的应用其典型成分为0・04C- 2. 0Mn-0. 4Mo-0. 05Nb(),通常在控轧状态下添加了少量的Ni、Ti 和B由Nippon钢公司最近开发的控轧ULCB钢采用了B、Ti、N微合金化, 它们的基木成分为0. 0 1—0. 0 3C、1・ 5—2. OMn、0・ 04Nb、0. 015Ti 和0. 001B( )o这些钢已投入实际应用，并由Nippon钢公司作为ULCB钢 将其市场化。

因为其优良的强韧性和焊接性能，这类钢已引起更多的关 注2 ULCB钢的组织形态典型的ULCB钢贝氏体晶粒是由具冇细小亚结构的贝氏铁素休组成 的，上面均匀分布着少量的富C二次相这些二次相处于贝氏铁素体板 条束中，基木上都是由M/A组元组成由于束状结构内贝氏铁素体亚结构的边界是小角度晶界，在光学显 微镜下几乎或根木看不到到铁素体边界因此其光学组织形貌特征是二 次相粒子散布在单个的铁素体晶粒内但是，事实上，这些二次相是由 位向基本…致的铁素体晶粒Z间的残余奥氏体和马氏体组成的低倍光 学显微镜下，ULCB钢组织的显著特征是原始奥氏体晶界沿轧制方向平行 排列，呈直线条纹状，这是因为精轧保留了最终未再结晶奥氏体的扁平 形状为了改善ULCB钢的韧性，原始奥氏体晶粒细小化是很重要的，因 为贝氏铁素体断裂的有效晶粒尺寸受到奥氏体晶粒尺寸的显著影响最 新发展的控轧工艺对细化奥氏体晶粒尺寸和进一步改善低温韧性有明 显的影响这些采用"b、Ti和B微合金化的控轧ULCB钢眞有典型的超低C 含量（范围从0・01〜0・03 ）, TiN和NbC被认为是这些钢的基本组成, 它们在控制轧制的操作过程中对阻碍奥氏体晶粒的长大起着重要的作 用。

3合金元素的作用C含量控制到0・01%〜0. 03%保证了ULCB钢的成功开发低的C含 量应该能够确保不会由于贝氏体相变不完全而形成马氏体的前提下，又 足以与微合金元素Nb发生反应形成\bC有研究表明，由于C含量降低造 成的马氏体体积分数的减少而改善了钢材的韧性，而不会造成强度大的 损失然而，应该注意到C含量不应当低于0, 01 ,否则将形不成足够 的NbC,致使韧性恶化由于c含量的大幅降低，最新开发的ULCB钢都采 用了Nb、Ti和B复合微合金化凶为Nb更易与C结合，随着溶解的Nb含量 的增加，形成贝氏体的倾向也大大增加了Nb的适量溶解可以稳定奥氏 体并表现出和B复合添加促进贝氏体转变的效果Nb和B的联合作用机理可以这样描述：首先，Nb可以有效地阻碍 变形7的再结晶，如此通过阻止由于再结晶而形成新的晶界来使7晶界稳 定，这就使得B有足够的时间扩散到7晶界附近，从而增加了7的淬透性 其次，Nb能够降低c在7中扩散率及活度，因此，7中溶解的Nb可以保护B, 而不至于形成B的c化物，如Fez第三是7中溶解Nb本身对于抑 制7—a转变有相当大的影响显然还需要更多的研究来阐明其精确机 理，由于Nb在7中的溶解极限是0. 03 ,故典型的ULCB钢中Nb含量通常 咼于0. 04 o另一方面，ULCB钢中加入Ti的作用是固定钢中溶解的N,否则N将与 B结合导致B失效。

研究表明，要想完全固定N, Ti的浓度大约是N浓度的 3. 4倍但是，过量的Ti会导致韧性下降因为ULCB钢的c含量较低， 故1・5〜2・0 oAMn的加入量水平取决于钢板的厚度和要求的强度水平 N讶IIMo的加入量也取决于钢板的强度和厚度最佳的B含量大约是0. 001 oAo在ULCB钢中，Ti完全固定了钢中的N,因此，所有加入的B在轧制前 的加热中得到了溶解随着B含量的增加，强度得到提高，结果组织 中的贝氏体分数增加，而且，当B含量超过0・002 oA时的抗拉强度指标 趋于稳定但是，随着B含量超过0. 001 oA时，低温韧性急剧恶化对近期各类ULCB钢的化学成分进行归纳分析，将这些ULCB钢的成分换 算成C%2Ceq的数据，可以发现这些ULCB钢均处于易焊接区，属于易焊接 钢［3!4!7〜9］〃这反映出现代ULCB钢成分设计的指导思想是大幅降低碳 含量，而碳半量仍可达到较高值以满足强度的要求，并能保证钢是易焊 接的〃在碳含量大幅度降低后，为达到一定的强韧性配合，在获得贝氏体基体组织方面，由传统的l/2Mo+B［10］贝氏体钢设计思想出发,ULCB钢一 般均加入了0. 2%〜3%Mo及微量B,此外加入一定的Mn!Cr,使这类钢的等温 转变曲线带有/海湾线0,以利于在厚板中获得贝氏体〃这类钢一般均采 用V! Nb! Ti微合金化加控轧控冷技术进一步进行强化〃另一方面，釆用 E2Cu时效强化，使这类钢强度达到更高的水平，但必须同时加入0. 2倍的 Ni,以防止铜的热脆性〃采用E2Cu时效强化的ULCB钢一般也同时采用Nb 微合金化控轧控冷技术,Marropoulos在研究了分别加B!加Nb及Nb! B复 合加入的ULCB钢的动态再结晶规律后，认为Nb!B的复合加入更明显地阻 碍了这类钢的动静态再结晶的进行［8］,而Krishnadev认为Cu木身对相 变影响不大,但加入B后,CyA的相变温度可降低至616〜556e,其效果可达 到1/2MO+B钢的水平［11］〃较低的转变温度可在轧制时获得更高的位错 密度且使Cu有更大的固溶度，时效后钢的强度会更高〃ULCB钢061028冶炼后的成分测定标号:A1为含磷0.040%的ULCB钢；A3为含磷0.048%的ULCB钢；A2为含磷0.09%的ULCB 钢。

Al、A2钢不含 Mo, A3A4含0・21的Mo%CMnSiSPNiCuNbBMoCrAlAl0.0291.1310.2690.0050.040.1630.3060.0360.00360.0080.0620.065A30.031.170.270.0050.0480.150.2950.0380.00380.210.0590.078A4 0.03 1.14 0.275 0.005 0.090 0.15 0.296 0.036 0.0038 0.21 0.06 0.067。