對(duì)鋼鐵材料而言，以?shī)W氏體相在室溫的冷卻過程中可產(chǎn)生鐵素體變態(tài)、珠光體變態(tài)、貝氏體變態(tài)和馬氏體變態(tài)等多種固相變態(tài)為其最大優(yōu)點(diǎn)。通過合金成分、加工和熱處理組合應(yīng)用，可產(chǎn)生約200MPa～4GPa的大范圍抗拉強(qiáng)度。鋼鐵材料中多數(shù)為低合金鋼（指碳素以外的合金成分總量<10%），但由于當(dāng)其屈服強(qiáng)度>1400MPa時(shí)，其韌性、耐延遲破壞性和耐疲勞性等耐破壞性均低，從而使其適用范圍常受到限制。
　　為提高結(jié)構(gòu)材料的耐破壞性，除提高材料原有的抗破壞性外，緩和主裂紋前端的應(yīng)力集中是主要措施。提高鋼鐵材料的耐破壞性有以下措施：
　　1）降低形成脆化原因的P、S等元素和夾雜物含量；
　　2）降低含碳量；
　　3）加入Ni等合金元素；
　　4）晶粒微細(xì)化；
　　5）利用層狀剝離現(xiàn)象(在Al-Li合金和管線鋼上已應(yīng)用)。低合金鋼的強(qiáng)韌化主要采用上述措施中4和5。
　　本文著重關(guān)注4和5兩項(xiàng)，簡(jiǎn)介低合金鋼通過加工熱處理實(shí)現(xiàn)強(qiáng)韌化的研發(fā)動(dòng)向。對(duì)有關(guān)利用超微細(xì)纖維狀晶粒組織的層狀剝離現(xiàn)象而提高低合金鋼韌性的研究成果，予以重點(diǎn)介紹。
　　二、結(jié)晶粒微細(xì)化
　　結(jié)晶粒微細(xì)化通過降低粒界的應(yīng)力集中和稀釋粒界處雜質(zhì)元素的綜合效果，成為可使屈服強(qiáng)度提高并使延性-脆性轉(zhuǎn)變溫度（DBTT）降低的有效組織控制法。延性-脆性轉(zhuǎn)變?cè)诓牧系那?yīng)力超過脆性破壞應(yīng)力時(shí)產(chǎn)生，特別是鐵素體體心立方格子型金屬在低溫區(qū)，當(dāng)屈服應(yīng)力快速上升時(shí)表現(xiàn)出明顯的延性-脆性轉(zhuǎn)變。結(jié)晶粒細(xì)化可使屈服應(yīng)力和脆性破壞應(yīng)力同時(shí)上升，但后者比前者的上升幅度大，引起DBTT的降低。以下以單相組織鋼和復(fù)相組織鋼代表的鐵素體組織和馬氏體組織進(jìn)行介紹。
　　1.鐵素體組織
　　近10多年來，日本國(guó)家項(xiàng)目（新世紀(jì)結(jié)構(gòu)材料“超鋼鐵”：超級(jí)金屬技術(shù)開發(fā)、環(huán)境和諧型超微細(xì)粒鋼創(chuàng)新基礎(chǔ)技術(shù)開發(fā)）陸續(xù)起步，對(duì)含碳<0.2%的低合金鋼通過低溫區(qū)強(qiáng)形變加工使鐵素體晶粒徑<1μm的超微細(xì)化研究頗為盛行。例如1997～2005年在超鋼鐵項(xiàng)目的研發(fā)中，對(duì)相當(dāng)于SS400、SM490的低碳低合金鋼，通過軋制或緞造實(shí)施形變>2.5的加工使鐵素體粒徑微細(xì)化至<1μm時(shí)，抗拉強(qiáng)度則從原來的400MPa成功地提高到800MPa。
　　還有采用形狀不變加工法之一的高壓下扭轉(zhuǎn)（HPT）加工，可使結(jié)晶粒徑進(jìn)一步超微細(xì)化至數(shù)百微米以下。據(jù)報(bào)道稱：高純鐵（Fe-11ppmc）經(jīng)HPT加工后其抗拉強(qiáng)度可上升至1800MPa以上。但是鐵素體的超微細(xì)化所產(chǎn)生的強(qiáng)化馬氏體會(huì)使延伸率明顯下降，并由縮頸所產(chǎn)生的不均勻變形成為延伸的主體和延性亦下降。
　　為提高延伸的均勻性而提高加工硬化率甚為必要，具體可將碳化物、氧化物、準(zhǔn)穩(wěn)態(tài)奧氏體和馬氏體等第二相粒子在基體組織中超微細(xì)分布，形成所謂的超微細(xì)粒鋼。在夏比沖擊試驗(yàn)中，當(dāng)鐵素體粒徑超微細(xì)化至<1μm時(shí)，則DBTT可降低到液氮溫度以下，并使上部的沖擊吸收能降低，后者形成的主要原因?yàn)橛蓮?qiáng)形變軋制加工伴生的偏聚組織發(fā)達(dá)，導(dǎo)致層狀剝離現(xiàn)象明顯化和結(jié)晶粒微細(xì)化強(qiáng)化而使延性下降。
　　但有報(bào)道稱，電制CO納米結(jié)晶粒材（粒徑18nm）盡管未發(fā)生層狀剝離現(xiàn)象，其延性破壞區(qū)的沖擊仍比粒材顯著下降。由此可知，結(jié)晶粒微細(xì)化所產(chǎn)生的強(qiáng)化同時(shí)與延性下降和上部沖擊吸收能下降有關(guān)。但是在超微細(xì)鋼韌性的討論中目前數(shù)據(jù)尚不足，特別是僅靠晶粒微細(xì)化使屈服強(qiáng)度提升至1000MPa以上的等軸鐵素體鋼的相關(guān)數(shù)據(jù)尚未見到。今后，應(yīng)通過積累韌性對(duì)結(jié)晶粒徑依存性的相關(guān)數(shù)據(jù)以詳細(xì)解析。
　　2.馬氏體組織
　　含碳量達(dá)0.6%左右的鋼淬火后出現(xiàn)條狀馬氏體組織，經(jīng)回火后形成優(yōu)良強(qiáng)度和延性、韌性平衡狀態(tài)。條狀馬氏體組織的單個(gè)結(jié)晶為厚度僅0.2μm的薄條狀，且條狀平行，在舊奧氏體組織粒內(nèi)構(gòu)成塊狀甚至桶狀。淬火狀態(tài)的馬氏體晶粒（條狀）的內(nèi)部具有金屬?gòu)?qiáng)加工后位錯(cuò)密度1015/m2的高密度位錯(cuò)。條狀晶界的結(jié)晶方位差僅為數(shù)度內(nèi)的小角粒界，而塊狀、桶狀則為大角粒界。據(jù)此，后者的粒徑成為決定馬氏體組織強(qiáng)韌性的“有效結(jié)晶粒徑”，且它們的形態(tài)依含碳量和舊奧氏體粒徑等而變化，對(duì)碳素鋼特別是依含碳量的增加而使他們被微細(xì)狀。從而中碳低合金鋼的條狀馬氏體組織為內(nèi)芯高密度位錯(cuò)的超微細(xì)結(jié)晶粒組織，進(jìn)一步回火使碳化物微細(xì)分散化的回火馬氏體組織可視為“超微細(xì)復(fù)相組織”。[page]
　　作為提高馬氏體鋼韌性的組織控制法有高溫回火、舊奧氏體粒微細(xì)化和形變熱處理等常用方法，并有時(shí)組合使用。對(duì)要求高韌性的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼，馬氏體組織多采取550℃以上、A1點(diǎn)以下的高溫回火?；鼗饻囟扔炱湫Ч校海╝）淬火產(chǎn)生的內(nèi)部應(yīng)力可伴隨位錯(cuò)回復(fù)而降低；（b）可將碳化物分散為球狀。形變熱處理和舊奧氏體粒的微細(xì)化亦是有效的組織控制法，可通過對(duì)塊狀晶、桶狀晶、微細(xì)化以使馬氏體鋼強(qiáng)韌化。例如，快速加熱淬火使舊奧氏體粒徑微細(xì)化至2.5μm的回火馬氏體鋼（HY130：0.1C-5Ni-0.6Cr-0.5Mo-0.06V-0.7Mn鋼）屈服強(qiáng)度高達(dá)1400MPa，比通常淬火回火材高的同時(shí)，DBTT卻在下降。
　　總之，低合金馬氏體鋼在屈服強(qiáng)度1000MPa左右時(shí)仍具有優(yōu)良的韌性，特別是隨著屈服強(qiáng)度上升而吸收能降低，到1400MPa競(jìng)降到40J以下，而包含馬氏體時(shí)效鋼在內(nèi)的高合金鋼（碳素以外的合金總量>10%）。由于納米級(jí)第二相粒子的分散強(qiáng)化加上以下因素：（a）減少S、P等有害元素和夾雜物；（b）降低含碳量；（c）加入Ni等合金元素可達(dá)到比低合金鋼更優(yōu)的強(qiáng)度、韌性平衡。但最高級(jí)的馬氏體時(shí)效鋼當(dāng)屈服強(qiáng)度>1800MPa時(shí)，吸收能仍低至40J左右。這說明僅依靠提高抗衡材料固有破壞特性的方法，將低合金鋼的屈服強(qiáng)度提高到>1800MPa時(shí)，大幅提高其韌性則甚難。
　　三、充分利用層狀剝離現(xiàn)象
　　狀剝離現(xiàn)象的軋制鋼板、超微細(xì)粒鋼、積層鋼板和形變熱處理鋼等組織異方向性強(qiáng)的材料，在進(jìn)行夏比沖擊試驗(yàn)時(shí)偶而發(fā)生斷面現(xiàn)象。當(dāng)主裂發(fā)生或在其傳播以前板面的平行面上發(fā)生層狀剝離時(shí)，主裂前端的3軸應(yīng)力狀態(tài)則得到緩和（開裂鈍化），導(dǎo)致主裂的傳播受到抑制，其結(jié)果使韌性得以改善。
　　層狀剝離的模式有兩種。以接合力低的積層鋼板為例，Crack-divider方式為由荷重而在缺口或主裂前端產(chǎn)生的3軸應(yīng)力的σx的作用，使接合面剝離而分開。該方式的層狀剝離，其實(shí)效和薄板的重合狀態(tài)相當(dāng)。即隨著層狀剝離的頻度增加，開裂前端的應(yīng)力狀態(tài)由3軸應(yīng)力向2軸應(yīng)力緩和，導(dǎo)致主裂的傳播受到抑制。
　　對(duì)軋制鋼板和超微細(xì)粒鋼的層狀剝離觀察結(jié)果，層狀剝離的發(fā)生溫度區(qū)和能量遷移溫度區(qū)大體相同，導(dǎo)致在轉(zhuǎn)變溫度以上或以下的發(fā)生頻度減少。但在層狀剝離頻度愈高時(shí)，則100%延性破壞溫度區(qū)對(duì)延性開裂的阻抗降低，即吸收能在減少（抗延性破壞性劣化）。
　　另一種方式的Crack-arrester為沿主裂的方向（Z軸方向）和垂直面產(chǎn)生層狀剝離，使開裂基本被鈍化導(dǎo)致主裂前端的應(yīng)力狀態(tài)由3軸應(yīng)力緩和為一軸抗拉狀態(tài)，即實(shí)質(zhì)上成為單純的彎曲變形，導(dǎo)致韌性被改善。MeEvily和Bush用0.2C-3Ni-3Mo鋼進(jìn)行形變熱處理時(shí)，發(fā)現(xiàn)在200℃附近，此式的層狀剝離沿伸長(zhǎng)的舊奧氏體粒界發(fā)生，夏比沖擊吸收能達(dá)到了325J的異常高值。但在室溫附近則層狀剝離未發(fā)生吸收能仍為33J的低值，此時(shí)的室溫屈服強(qiáng)度為1600MPa。未反映延性-脆性破壞遷移的奧氏體不銹鋼（室溫屈服強(qiáng)度為215MPa），愈接近低溫則此式的層狀剝離愈顯著，夏比沖擊吸收能則增大。
　　此試樣取自性能劣化的燃汽輪機(jī)的燃燒室，奧氏體已充分再結(jié)晶致層狀剝離起因于偏析帶粗大化的碳化物。還有0.12C-0.4Si-1.8Mn-0.03Nb棒鋼實(shí)行控軋后生成和板材控軋后形成的不同組織，經(jīng)夏比沖擊試驗(yàn)形成和軋制面平行的多數(shù)層狀剝離，在-196℃下試樣仍未發(fā)生破斷分離。如上DBTT的顯著降低與和軋制方向（RD）垂直斷面的鐵素體粒的微細(xì)化及[111]～[211]<110>組織發(fā)達(dá)所產(chǎn)生的防止裂紋發(fā)生傳播效果和由層狀剝離所實(shí)現(xiàn)的平面應(yīng)力狀態(tài)有關(guān)。
　　層狀剝離發(fā)生和伸長(zhǎng)的舊奧氏體粒界、MnS、碳化物等夾雜物、積層鋼接合部等界面的破壞和偏聚組織有關(guān)，從而在有效利用層狀剝離以提高韌性時(shí)，通過組織控制以對(duì)層狀剝離合理控制甚為重要。
　　四、利用在超微細(xì)纖維狀結(jié)晶粒組織中的層狀剝離
　　1.由形變回火處理建立超微細(xì)纖維狀結(jié)晶粒組織的概念
　　根據(jù)1963年由田村匯總的加工熱處理法的分類，回火馬氏體組織的加工和鋼琴絲的鉛浴淬火+加工等歸屬于馬氏體類的相變態(tài)后加工，統(tǒng)稱為應(yīng)變回火處理和形變回火處理。當(dāng)時(shí)回火馬氏體組織的加工為將馬氏體組織于200℃附近的低溫區(qū)回火并進(jìn)行加工后再進(jìn)行回火，研究稱由此可使強(qiáng)度顯著上升。
　　巖瀨等則對(duì)鋼塑性加工后的應(yīng)力負(fù)荷低溫退火處理稱之為應(yīng)變回火處理，但并未施加大塑性變形。時(shí)實(shí)等則通過奧氏體粒的逆變態(tài)作為取得微細(xì)化前加工組織的手段而重視對(duì)中碳低合金鋼回火馬氏體的冷加工和溫加工。對(duì)回火馬氏體組織實(shí)施減面率80%的冷軋后再實(shí)施短時(shí)奧氏體化處理，則舊奧氏體粒徑可成功地超微細(xì)化至1μm左右。最近作為取得超微細(xì)結(jié)晶粒組織的有效手段，回火馬氏體加工受到重視，通過較高溫區(qū)的多軸加工和加工后退火均可形成等軸狀的超微細(xì)粒。
　　另外，為得到超微細(xì)纖維狀結(jié)晶粒組織的有效手段，開始重視對(duì)中碳低合金鋼回火馬氏體的溫加工；且在通過加工熱處理形成組織的同時(shí)，并成形為螺栓等部件，對(duì)此亦稱為形變回火處理。過去，生產(chǎn)高強(qiáng)螺栓等高強(qiáng)度部件時(shí)，在成形前需將鋼材作球狀化退火處理，現(xiàn)在則可將軟質(zhì)化處理完全省去。
　　還有加工熱處理屬于準(zhǔn)穩(wěn)態(tài)奧氏體相的加工，必須注意以下：（a）為了奧氏體相穩(wěn)定化，應(yīng)加入較多的合金元素；（b）需解決形狀復(fù)雜部件的加工難點(diǎn)。對(duì)此，形變回火處理乃對(duì)回火馬氏體組織的加工，故可適用于較廣范圍的低合金鋼。特別是對(duì)中碳低合金鋼的溫間形變回火處理，對(duì)基體組織中微細(xì)分散的碳化物粒子區(qū)還有阻止作為。這樣可使基體組織的結(jié)晶粒超微細(xì)化的同時(shí)，還可對(duì)超微細(xì)粒的集合組織和形狀控制；特別是基體組織中以納米級(jí)超微細(xì)分散碳化物粒子的位錯(cuò)亦受到阻止，從而有利于超微細(xì)纖維狀結(jié)晶粒組織的高強(qiáng)度化和均勻延伸率的提高。
　　2.形變回火處理制成超微細(xì)纖維狀結(jié)晶粒組織的力學(xué)性能
　　本研究對(duì)象為0.4C-2Si-1Cr-1Mo鋼，為二次硬化鋼的一種。通過加入Si、Cr和可引起二次硬化的Mo等合金設(shè)計(jì)，在500℃回火下碳化物粒子仍呈超微細(xì)分布，可保1800MPa的抗拉強(qiáng)度。應(yīng)用形變回火處理的加工熱處理的概況如下：首先從熱軋材中切出4×4×12cm的方形材，實(shí)施1200℃下1h的溶體化處理，再用帶槽軋機(jī)軋成斷面為9cm2的方鋼，并用水淬火得到馬氏體組織，該組織的舊奧氏體平均結(jié)晶粒徑為50μm。其次，對(duì)淬火材經(jīng)500℃、1h回火后，再用帶槽 軋機(jī)經(jīng)9道次加工（累計(jì)減面率77%、相當(dāng)形變1.7）為斷面2cm2、長(zhǎng)約1m的方鋼，并經(jīng)空冷至室溫，成為形變回火處理材（TF），且每軋3道次對(duì)試樣進(jìn)行500℃下5min再加熱，為整形并在最終道次將鋼材回轉(zhuǎn)90°后軋制。
　　TF材為沿軋制方向（RD）伸長(zhǎng)的鐵素體粒的基體組織中，有<50μm的碳化物粒子呈球狀分散形成的超微細(xì)纖維狀結(jié)晶粒組織。用FBSP法測(cè)量結(jié)果顯示，鐵素體粒的短軸平均切片長(zhǎng)度在結(jié)晶方位差>15°的大角粒界為260nm。由<110>和RD形成的纖維集合組織對(duì)超高強(qiáng)度金屬極細(xì)絲、高碳鋼絲和鐵素體鋼等冷拔鋼絲所觀察到的即為典型的加工組織。
　　表1為室溫下的抗拉強(qiáng)度和V缺口夏比沖擊吸收能的綜合數(shù)據(jù)，為比較而同時(shí)列出正火材在950℃下、30min奧氏體化后再經(jīng)由淬火和500℃、1h回火后水冷材（QT材）的結(jié)果亦。

　　 表1 0.4C-2Si-1Cr-1Mo鋼TF材和QT材的機(jī)械性能對(duì)比
——————————————————————————————————
項(xiàng)目 σ0.2，MPa σB，MPa EU，％ EL，% RA，% vE，J
——————————————————————————————————
TF材 1840 1850 6.7 14.7 50 226
QT材 1470 1770 4.5 10.3 35 14
——————————————————————————————————
　　由上表可知，TF材比QT材的抗拉強(qiáng)度和屈服比（=屈服強(qiáng)度/抗拉強(qiáng)度）均高，強(qiáng)度、韌性的平衡亦優(yōu)，沖擊吸收能亦遠(yuǎn)高于后者。
　　對(duì)TF材和QT材的V切口夏比沖擊吸收能和溫度的關(guān)系對(duì)比如下。從60℃～100℃溫度區(qū)為QT材典型的延性-脆性轉(zhuǎn)變溫度，吸收能隨試驗(yàn)溫度的降低而降低。而TF材在150℃的吸收能為QT材6倍的133J，特別對(duì)過去高強(qiáng)度鋼中應(yīng)用較多的60℃～-60℃的溫度區(qū)，其吸收能大幅增加。韌性的顯著提高，由于在沖擊方向大體成直角處開裂，并起因于Crack-arrester式的層狀剝離。即它愈顯著則吸收能愈大，從-60℃～-20℃間高達(dá)500J。這種韌性的逆溫度依賴性在形變熱處理鋼和奧氏體系不銹鋼的應(yīng)用中已被證實(shí)，但對(duì)1800MPa且在低合金鋼的低溫區(qū)尚屬重大發(fā)現(xiàn)。
　　對(duì)TF材，可忽略MnS作用，舊奧氏體粒界和其他粒界也無區(qū)別，引發(fā)層狀剝離的TF材和RD呈垂直的破斷面形態(tài)為延性的凹形斷面，而開裂分歧面（和RD方向平行和沖擊方向垂直）則呈脆性的開裂破斷模式。即TF材的層狀剝離可能起因于具有<110>//RD纖維集合組織的超微細(xì)纖維狀結(jié)晶粒組織。因?yàn)檫@一組織多含有對(duì)鐵的[100]開裂面而易引起脆性破壞的結(jié)晶面且和沖擊方向（和RD方向平行）垂直的另一方面，[100]面含量多且由粒徑超微細(xì)而在低溫下呈延性的結(jié)晶面則和沖擊方面平行（和RD方向垂直）。與RD方向垂直面的低溫延性好，是由于受抗拉變形對(duì)溫度的依存性導(dǎo)致。經(jīng)液氮溫度下的抗拉試驗(yàn)結(jié)果，QT材為脆性破斷；可拉伸度毫無；TF材則屈服強(qiáng)度上升到2300MPa時(shí)可拉伸度仍達(dá)40%的高水平。
　　對(duì)于此類微細(xì)纖維狀結(jié)晶粒組織從-60℃～60℃，隨著屈服應(yīng)力的加大，和RD方向平行的結(jié)晶面將產(chǎn)生脆性破壞，即層狀剝離。由此說明其韌性的逆溫度依存性。如此所述，基體組織結(jié)晶粒的超微細(xì)化和納米級(jí)碳化物粒子的分散化，加上控制超微細(xì)粒集合組織和形狀以控制層狀剝離的發(fā)生，則可使屈服強(qiáng)度>1800MPa的低合金鋼韌性大幅提高。
　　但是在超高強(qiáng)度鋼絲方面，扭轉(zhuǎn)變形初期發(fā)生的層狀剝離是影響鋼絲高強(qiáng)度化的有害因素。從而今后對(duì)利用層狀剝離以提高韌性的優(yōu)缺點(diǎn)開展調(diào)查的同時(shí)，對(duì)高強(qiáng)度鋼實(shí)用中所必要的有關(guān)延遲破壞和疲勞破壞的數(shù)據(jù)進(jìn)行積累以利明確其適用范圍。過去對(duì)500℃附近回火馬氏組織的加工認(rèn)為是嚴(yán)格的加工，今后應(yīng)從量產(chǎn)化出發(fā)，對(duì)層狀剝離有關(guān)的有效結(jié)晶粒徑、形狀、集合組織、第二相粒子大小、形態(tài)等組織因素進(jìn)行工藝改進(jìn)，有助于利確立降低加工負(fù)荷而高效的溫加工成形技術(shù)。
　　五、小結(jié)
　　作為屈服強(qiáng)度>1400MPa低合金鋼高韌性鋼鐵材料開發(fā)的這一重大課題，本文重點(diǎn)介紹了頂級(jí)溫間形變回火技術(shù)。此項(xiàng)加工熱處理技術(shù)是作者等在超鋼鐵材料開發(fā)中，為實(shí)現(xiàn)1800MPa級(jí)超強(qiáng)螺栓的創(chuàng)新項(xiàng)目中，開發(fā)的奧氏體粒微細(xì)化加工熱處理技術(shù)的最佳成果。進(jìn)一步改進(jìn)后開發(fā)成功作為螺栓用鋼的二次硬化鋼，實(shí)現(xiàn)了迄今難以想象的低溫下的加工。最后強(qiáng)調(diào)的是，材料和部件生產(chǎn)者及鋼構(gòu)件設(shè)計(jì)者應(yīng)作為一體，對(duì)材料和部件統(tǒng)籌考慮以保實(shí)現(xiàn)。