微合金化低碳钢的力学性能.
微合金钢中Nb、Ti的溶解、析出行为研究
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北京科技大学硕士学位论文
A Study on Dissolution and Precipitation of Nb and Ti in Microalloyed Steels
Abstract
Determining behavior of dissolution and precipitation of microalloy elements in steels is a necessary precondition to finding out appropriate process of microalloyed steels and fully exerting effect of microalloy elements in steels. In the present investigation, TEM, EDX and stress relaxation test were employed to investigate behavior of dissolution and precipitation of Nb and Ti in steels. Mathematical models were proposed to compute the kinetics of dissolution and precipitation in term of thermodynamic principles. It was find out that: (1) The precipitates in (Nb+Ti) microalloyed steel is always single phase containing Nb and Ti, rather than NbC surrounded by TiN. (2) the thermal stability of (Nb,Ti)(C,N) is far higher than that of Nb(C,N). (3) Compared to PTT curve of Nb microalloyed steel, that of (Nb+Ti) microalloyed steel shifts right and up. (4) Isothermal relaxation after deformation of Nb containing microalloyed steel causes elevation of transformation temperature of ferrite and bainite during subsequent continuous cooling. The phenomenon is more obvious with higher cooling rate. (5) The computation values are consistent to experimental results.
微合金化的元素作用
在普通碳钢通常依靠加入碳来提高强度，这样就造成了提高碳含量的同时必然降低钢的塑性和韧性。
使普碳钢不能满足强度与韧性的更好组合，由此人们开始研究不增加碳含量，加入其它元素来提高强度，也就是保持低碳钢的韧性前提下，利用微合金化提高强度。
此类钢的综合力学性能比低碳结构钢有很大的改善，而与普通合金钢相比，其添加的合金元素又如此之少，按重量百分比，再继之以控制冷却，才能使钢的性能更佳，此类钢使用之前一般不再进行热处理。
微合金化元素在钢中的作用主要是细化晶粒，阻碍再结晶进行以及析出强化。
1Nb的作用在超低碳贝氏体钢（ULCB）的整个发展过程中，微量Nb起着独特的作用。
这类钢中C含量已经降到0.05%，又不加入较多合金元素，因此强化主要靠位错强化，析出强化特别是组织强化。
近年来的研究表明，微量Nb在超低碳贝氏体钢（ULCB）中的作用，主要体现在以下两个方面。
1）微量Nb抑制变形再结晶行为，加剧变形奥氏体中的应变积累，大幅度提高相变前组织中的位错密度。
超低碳贝氏体钢（ULCB）的优良综合性能主要来自钢的组织细化以及贝氏体中的高位错密度，再实现这一目标，首先需要在控轧过程中，在非再结晶区轧制时引入大量高密度畸变区，这些高密度畸变区在随后的冷却过程中成为相变核心，大幅度促进相变组织细化。
同时，要在发生切变形型贝氏体相变过程中，能把相当一部分变形位错保留在贝氏体基体中，从而大幅度提高贝氏体基体强度。
为了达到这一点，要求钢种有相当高的热轧再结晶终止温度以及抑制冷却时扩散型铁素体转变的能力，合金成分设计充分考虑了Nb及Nb—B这方面的作用。
2）微量Nb与B、Cu的复合作用加快了诱导析出，稳定变形位错结构。
微量Nb加入贝氏体钢中的第二个作用是，这类钢高温非再结晶轧制阶段会应变诱导形成极细的Nb（C、N）析出物。
这些析出物主要析出在变形晶界及变形位错网上，它们阻碍了位错的恢复以及消失的过程，稳定了位错结构，为随后冷却过程相变形核提供更多机会，同时组织新相的长大，最终细化组织。
590 MPa级热轧V-N高强车轮钢组织性能控制
590 MPa级热轧V-N高强车轮钢组织性能控制胡军;杜林秀;王万慧;李晶【摘要】对一种低成本V-N微合金化钢进行了控轧控冷实验,探讨了相变机理与析出行为,并系统地研究了其综合力学性能.结果表明,显微组织为多边形铁素体、粒状贝氏体及少量的针状铁素体,纳米尺度V(C,N)析出质点弥散地分布于铁素体或贝氏体铁素体基体内部.抗拉强度615 MPa实验钢具有优良的断后延伸率,冷弯性能合格,扩孔率达到95％,满足轮辐用钢的加工要求,低温冲击性能良好.细晶强化、位错强化、析出强化、相变强化为主要强化机制.【期刊名称】《东北大学学报（自然科学版）》【年(卷),期】2013(034)006【总页数】4页(P820-823)【关键词】V-N微合金化钢;汽车板;组织和力学性能;强化机制【作者】胡军;杜林秀;王万慧;李晶【作者单位】东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室,辽宁沈阳110819;东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室,辽宁沈阳110819;中冶赛迪工程技术股份有限公司,重庆401122;东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室,辽宁沈阳110819【正文语种】中文【中图分类】TG335.3面对日益恶化的环境问题及不断加重的能源危机，国家发出了节能减排的号召，汽车产业的节油减排成为重中之重.重载汽车产量占国内汽车总产量的30%，传统车轮用钢的主要材料为Q235和490CL等，钢板强度低，车身自重大.研究表明，汽车自重减少10%，可降低油耗6%～8%，降低CO2排放13%，因此，采用高强度薄钢板替代低强度厚钢板，可在减少钢材用量和保证安全性的同时提高有效负载能力和运输效率，从而达到节能减排的目的，对国民经济的健康可持续发展具有重要的意义[1-3].国内外钢铁企业不断研究开发新一代热轧高强车轮用钢，近期鞍钢成功开发出低成本综合力学性能优良的LQ540车轮钢[4]；日本JFE公司780 MPa级Ti-Mo微合金化铁素体析出强化型高延伸凸缘性钢板已研制使用[5]，但昂贵Mo元素的加入提高了生产成本.开发工艺简单、成本低廉、强度与韧性良好配合的新钢种成为实现节能减排、汽车轻量化的重要途径[6-7].为了解决国内车轮用钢强度级别低、品种少、成形合格率低等问题，本文根据低成本的成分设计思路，结合高效能的控轧控冷工艺，成功开发出590 MPa级V-N微合金化钢，对显微组织组成、相变机理、析出行为进行了讨论，并系统地研究了综合力学性能.1 实验材料与方法实验钢的成分见表1，由150 kg真空电磁感应炉冶炼浇铸成钢锭，再锻造成600 mm×100 mm×100 mm的锻坯，切成100 mm×100 mm×40 mm的坯料.热轧实验在Φ450 mm二辊可逆热轧实验机上进行.利用电阻式加热炉将坯料加热至1 200 ℃并保温2 h，使其充分奥氏体化后出炉空冷至开轧温度1 000 ℃，经过7道次轧制将坯料轧制为4 mm厚钢板，终轧温度为800 ℃，轧后对钢板进行层流冷却，冷却速率为24 ℃/s，终冷温度为500 ℃，随后放入保温毡内缓冷至室温.轧后钢板的金相取样为距边部1/4处，经磨制、抛光后用4%的硝酸酒精溶液进行腐蚀，然后在Leica DM 2500M光学显微镜、FEI Quanta 600扫描电镜下观察显微组织形貌，在FEI Tecnai G2 F20透射电镜下观察精细组织、析出物形貌及EDX成分能谱分析.拉伸试验根据GB/T 228—2002，沿钢板轧制方向切取带锈层的室温拉伸试样，标距为50 mm，横梁移动速度为3 mm/min.冷弯试验按照GB/T 232—1999，沿钢板轧制方向切取180 mm×35 mm带锈层的室温冷弯试样，弯心直径d=a.Charpy落锤冲击试验按照GB/T 229—1994，试样尺寸为55 mm×10 mm×2.5 mm，V型缺口深度为2 mm，温度为20，0，-20，-40，-60和-70 ℃，利用扫描电镜观察冲击断口形貌.扩孔试验按照GB/T 15825.4—1995，试样尺寸为3 mm×100 mm×100 mm，中心预制孔径16.5 mm，压边力30 kN，凸模速度6mm/min，控制载荷2.5 kN，扩孔率由式(1)计算.力学性能试验取三个试样的平均值.(1)式中：d为预制圆孔胀裂后的孔径，mm；d0为预制圆孔的初始直径，mm；λ为扩孔率.表1 实验钢的化学成分(质量分数)Table 1 Chemical compositions of testedsteel (massfraction) %CSiMnPSAlVNO0.120.151.530.010.0030.030.090.0120.00352 实验结果及讨论2.1 实验钢的显微组织实验钢的显微组织如图1所示，由多边形铁素体、粒状贝氏体和少量针状铁素体组成，铁素体晶粒尺寸为3～5 μm，粒状贝氏体板条束内部的亚板条宽度为0.2～0.5 μm，贝氏体铁素体内部分布着细小弥散的M/A岛.实验钢终轧温度800 ℃为奥氏体未再结晶区，由于采用低温大压下轧制工艺，此时显微组织为压扁的奥氏体[8].在冷却过程中，少量铁素体在原奥氏体晶界、变形带等缺陷处优先形核长大，终冷后的卷取缓慢降温过程中，贝氏体铁素体首先形成，同时导致周围未转变奥氏体内部C的富集，稳定性不断增强，当冷却至室温时，部分残余奥氏体得到保留，形成了马氏体或残余奥氏体的机械混合物.奥氏体内部形变诱导作用形成的VN析出质点，在贝氏体相变区域内，由于VN与铁素体为共格、半共格的低能界面，因此促进了晶内形核的针状铁素体的形成[9].图1 实验钢的显微组织Fig.1 Microstructures of tested steel(a)—OM； (b)—SEM； (c)—TEM.实验钢的透射电镜下的析出物形貌及成分如图2所示，析出物尺寸约为5 nm，弥散地分布于铁素体/贝氏体铁素体内部，析出粒子的间距20～30 nm.EDX能谱分析表明析出物为V(C，N).V与N具有很强的亲和力，高温奥氏体内析出的质点富N，而低温区卷取过程中形成的析出物富C.N含量的提高，增大了V-N的固溶度积，加速了析出行为的进行，且使得析出质点分布更为弥散细小[10].图2 实验钢透射电镜下析出物形貌及成分Fig.2 Experimental steel TEM precipitates morphologies and chemical composition(a)—析出物形貌；(b)—析出物成分.2.2 实验钢的力学性能实验钢的拉伸屈服强度、抗拉强度及断后延伸率分别为540 MPa，615 MPa及22%，因此达到了抗拉强度590 MPa级的要求，具有25 MPa的强度富余量.实验钢的扩孔性能达到95%，满足重载汽车轮辐用钢的延伸凸缘性能.图3为实验钢180°冷弯试样形貌，弯曲试样外表面无肉眼可见裂纹，因此冷弯性能合格.图3 实验钢180°冷弯试样形貌Fig.3 180° cold bending surfacemacrostructures of tested steel(a)—外表面； (b)—侧表面.实验钢系列Charpy冲击试验研究表明，20，0，-20，-40，-60，-70 ℃的冲击功分别为74.3，68.3，65.6，66.0，62.7，56.3 J，未发现明显的韧脆转变温度拐点.为了更好地研究试验钢的冲击断裂行为，对断口进行了SEM观察，如图4所示，-20 ℃时，韧窝尺寸较大、很深、呈等轴状，大韧窝周围分布着小韧窝带，韧窝内部存在细小的球形夹杂物，其为韧窝的形核点.-70 ℃时，大韧窝尺寸变小，小韧窝分数增大，说明在低温时，钢材的延展性有所降低，但仍未出现典型的准解理、解理等脆性断裂形貌，因此实验钢的韧脆转变温度低于-70 ℃.2.3 实验钢强化及韧化机制实验钢的韧化机制主要为晶粒的细化和无粗大硬相碳化物形成.冷弯试验过程中，外表面的弯曲半径较大，当钢板的极限延伸率较低时，裂纹一般形成于试样外表面，珠光体带、马氏体带、粗大渗碳体、夹杂物、M/A岛等硬相组织与基体的硬度差很大，不能协调变形，因此微裂纹在软、硬相界面处产生[11].实验钢采用低碳的成分设计，并通过低温大压下轧制及轧后快速冷却工艺，避免了粗大碳化物的形成，保证了钢板优良的延展性能.在扩孔、冲击试验过程中，M/A岛的细化提高了微裂纹形成的临界应力，细晶多边形铁素体晶界、贝氏体板条束界面及针状铁素体内部大角度晶界有效阻碍微裂纹扩展，因此大幅提高了材料的韧、塑性能[12].强度的提高依靠多种强化机制的协同贡献：1) 间隙原子C，N及置换原子Si，Mn的固溶强化作用；图4 实验钢SEM冲击断口形貌Fig.4 Impact fracture morphology of tested steel(a)—-20 ℃； (b)—-70 ℃.2) 有效晶界强化作用；3) 纳米尺度V(C，N)析出质点与高密度位错的交互强化作用；4) 粒状贝氏体、针状铁素体内部板条束及M/A组元的组织强化作用.传统C-Mn钢中大量N的加入使得钢中自由N原子增多，造成冲击性能的严重恶化.而采用成本较低且我国矿产资源丰富的V元素，复合添加了120×10-6 N，N的加入加速了析出行为的进行，而且高温奥氏体VN析出物成为针状铁素体的非均质形核点位，针状铁素体具有交织的板条结构，可有效地阻碍微裂纹的扩展，增大裂纹形成功.卷取过程中V(C，N)析出物的形成也降低了对韧性不利的间隙原子C，N的含量.3 结论1) 经过控轧控冷工艺后，显微组织为多边形铁素体、粒状贝氏体及少量的针状铁素体，粒状贝氏体由细小的板条束及M/A岛组成.纳米尺度的V(C，N)析出弥散地分布于铁素体或贝氏体铁素体基体内部.2) 屈服强度、抗拉强度及断后延伸率分别为540 MPa，615 MPa及22%.弯曲试样外表面无肉眼可见裂纹.扩孔率达到95%，满足轮辐用钢的加工要求.具有良好的低温冲击性能，韧脆转变温度低于-70 ℃.3) 细晶强化、位错强化、析出强化、相变强化为主要强化机制.参考文献：[1] 康永林.现代汽车板工艺及成形理论与技术[M].北京：冶金工业出版社，2009：1-12.(Kang Yong-lin.Theory and technology of processing and forming for advanced automobile steel sheets[M].Beijing：Metallurgical Industry Press，2009：1-12.)[2] 王利，陆匠心.宝钢高强度汽车板技术进展[J].宝钢技术，2009(Sup)：36-40. (Wang Li，Lu Jiang-xin.Progress in high strength steel sheets for automobiles at Baosteel[J].Baosteel Technology，2009(Sup)：36-40.)[3] Senuma T.Physical metallurgy of modern high strength steelsheets[J].ISIJ International，2001，41(6)：520-532.[4] 徐鑫，时晓光，韩斌，等.汽车用高强车轮钢LQ540的研制[J].鞍钢技术，2011(1)：27-55.(Xu Xin，Shi Xiao-guang，Han Bin，et al.Development of high strength automobile wheel steel LQ540[J].Angang Technology，2011(1)：27-55.) 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非调质钢及其锻造成型概况
非调质钢及其锻造成型概况一、非调质钢概况1.1 定义非调质钢是通过微合金化、控制轧制（锻制）和控制冷却等强韧化方法，取消了调质处理，达到或接近调质钢力学性能的一类优质或特殊质量结构钢。
1.2 分类根据非调质钢加工工艺，可分为：热轧、热锻非调质钢、易切削非调质钢、冷作硬化非调质钢。
热锻用非调质钢用于热锻件（如曲轴、连杆等），直接切削用非调质钢用热轧件直接加工成零件，冷作强化非调质钢用于标准件（如螺母等）。
根据非调质钢显微组织的不同，可分为：铁素体加珠光体型非调质钢、贝氏体型非调质钢、马氏体型非调质钢。
根据非调质钢性能，可分为：高强度微合金非调质钢，高韧性微合金非调质钢，高强高韧微合金非调质钢，表面强化微合金非调质钢。
另外还有轧制型材、切削加工性能等分类标准。
1.2.1 铁素体加珠光体型非调质钢根据铁素体是沿原奥氏体晶界析出还是晶内析出，可以分为普通的铁素体加珠光体型非调质钢和晶内铁素体型非调质钢。
普通的铁素体加珠光体型非调质钢由德国蒂森钢公司率先于1972 年开发，目前国内外非调质钢的应用类型主要以此为主。
这是因为此类非调质钢所含合金元素少，生产工艺简单，而社会效益却很显著。
铁素体加珠光体型非调质钢的强度水平在600～900 MPa 之间，但因其韧性较差，使用范围受到很大限制。
此类钢主要用于生产轴类零件以及机床的丝杠、汽车上的曲轴、连杆和轮毂。
铁素体加珠光体型非调质钢在控制冷却过程中发生相变时，铁素体易沿过冷奥氏体晶界析出，形成网状铁素体，使钢的韧性降低。
近年来，将氧化物冶金技术应用于非调质钢，开发出晶内铁素体型非调质钢。
具有晶内铁素体组织的非调质钢，其抗拉强度可达1 000 MPa ，并具有良好的韧性，是一种非常适合于制造汽车零件的非调质钢。
该钢种在日本已应用于载重汽车和普通乘用车。
1.2.2 贝氏体型非调质钢其化学成分特征为微合金低碳钢，显微组织为贝氏体。
与铁素体加珠光体型非调质钢相比，这类非调质钢具有较高的强韧性配合，特别是具有较好的低温韧性和焊接性。
低碳钢和铸铁在拉伸试验中的力学性能
低碳钢和铸铁在拉伸和压缩时的力学性能根据材料在常温，静荷载下拉伸试验所得的伸长率大小，将材料区分为塑性材料和脆性材料。
它是由试验来测定的.工程上常用的材料品种很多,下面我们以低碳钢和铸铁为主要代表，分析材料拉伸和压缩时的力学性能。
1、低碳钢拉伸实验在拉伸实验中，随着载荷的逐渐增大，材料呈现出不同的力学性能：（1）弹性阶段在拉伸的初始阶段,ζ—ε曲线为一直线,说明应力与应变成正比,即满足胡克定理，此阶段称为线形阶段。
线性段的最高点则称为材料的比例极限（ζp ），线性段的直线斜率即为材料的弹性摸量E 。
线性阶段后，ζ—ε曲线不为直线，应力应变不再成正比，但若在整个弹性阶段卸载，应力应变曲线会沿原曲线返回，载荷卸到零时,变形也完全消失。
卸载后变形能完全消失的应力最大点称为材料的弹性极限（ζe ），一般对于钢等许多材料，其弹性极限与比例极限非常接近。
（2）屈服阶段超过弹性阶段后,应力几乎不变，只是在某一微小范围内上下波动，而应变却急剧增长，这种现象成为屈服。
使材料发生屈服的应力称为屈服应力或屈服极限(ζs ）。
当材料屈服时，如果用砂纸将试件表面 1打磨，会发现试件表面呈现出与轴线成45°斜纹。
这是由于试件的45°斜截面上作用有最大切应力，这些斜纹是由于材料沿最大切应力作用面产生滑移所造成的，故称为滑移线。
（3）强化阶段经过屈服阶段后,应力应变曲线呈现曲线上升趋势,这说明材料的抗变形能力又增强了，这种现象称为应变硬化。
若在此阶段卸载,则卸载过程的应力应变曲线为一条斜线，其斜率与比例阶段的直线段斜率大致相等。
当载荷卸载到零时,变形并未完全消失，应力减小至零时残留的应变称为塑性应变或残余应变，相应地应力减小至零时消失的应变称为弹性应变.卸载完之后，立即再加载，则加载时的应力应变关系基本上沿卸载时的直线变化。
因此,如果将卸载后已有塑性变形的试样重新进行拉伸实验，其比例极限或弹性极限将得到提高，这一现象称为冷作硬化。
金属材料学思考题答案1
金属材料学思考题答案11.简述什么是材料科学研究材料组分、结构、性能相互关系和变化规律的科学，是一门基础应用学科。
2.什么是工程材料？工程材料分为哪些类别？凡与工程相关的材料均可称为工程材料。
按性能可分为结构材料和功能材料；按化学方法分为金属材料，陶瓷材料，高分子材料和复合材料。
3.什么是新材料？开发新材料的重要意义是什么？新材料：相对于传统的材料而言。
经过新工艺新技术制造的整合原有材料的功能的材料。
意义：对高科技和新技术的发展具有非常关键的作用；是发展高科技的物质基础；是国家在科技领域处于领先地位的标志之一。
4.钢的分类方法很多通常有哪些分类？按冶金方法分：平炉、转炉、电炉（镇静钢、半镇静钢，沸腾钢）。
按化学成分分：碳钢(普通碳钢，优质碳钢)，合金钢(合金元素，合金含量)；按质量分：普通质量钢，优质质量钢，高级优质钢。
按金相分：退火态(P+F，珠光体钢，P+Fe3C)，正火态(珠光体钢，贝氏体钢，奥氏体钢)；冷却时有无相变(铁素体，马氏体，奥氏体，双相钢)；按用途分：工程结构钢，机器零件用钢，工程模具用钢，特殊用钢（不锈钢，耐热钢、磁钢）。
5.通常钢中的P，S控制钢的质量，按质量等级碳素钢，合金钢的钢材质量可分为哪些等级，P，S含量是如何控制的可分为：普通质量钢，优质钢，高级优质钢三个等级。
碳素钢合金钢S％P％S％P％普通质量钢0.0450.0450.0450.045优质钢0.0350.0350.0350.035高级优质钢0.0300.0300.0250.0256.合金元素在钢中的分布或存在的形式有哪几种？可分为五种情况：1）形成非金属夹杂物（如氧化物、氮化物和硫化物等），2）溶入固熔体，3）形成碳化物，4）自由存在，5）金属间化合物。
7.按化学成分如何区分低中高碳钢和低中高合金钢？碳钢：(含碳量)低碳钢≤0.25％，中碳钢0.3－0.6％，高碳钢≥0.6％；合金钢：(合金元素)低合金钢<5％，中合金钢5－10％，高合金钢>10％8.利用晶界偏聚理论解释钢的第二类回火脆性以及硼钢的淬透性问题钢的溶质原子在晶界的浓度大大超过在基体中的平均浓度的现象，称为晶界偏聚。
nb微合金化hrb400e抗震钢筋无屈服平台原因探讨
C、N原子结合，形成Nb的碳氮化合物，Nb在
技术论坛
高温区域固溶于奥氏体中，与位错产生相互作
用，增了
的 性，使再晶过程的
形核更困难，长了晶核的 期，
再
晶
的t
晶 钉扎作用,
使亚晶界难以移动，抑制了再结晶的进行，b
细化晶粒，提高钢的强度和韧性；t在低温区的
析出，可
作用。Nb在
min，镇静 20 - 25 min 开浇。
（二）中厚板用钢
（1）直弧型连铸机生产中厚板用钢时，角
------------------------------ 科技摘译
部横裂纹的 是一大难，一
钢
在角部及附近所受应力的大小；另一
角部及附近进入第三脆性区而产生更多的不
良析物，更减轻二的叠加效果。
（2）应力
为屈服强度，
强度在410 MPa
，抗
强度 Rm
高， 650 MPa，
其
格 品 高出 35 MPa，
低。
分析与讨论
（-）屈服平台的产生及Nb强化机制 低碳钢在拉伸试验过程中出现屈服平台， 是由于C、N 隙原子在错线聚集形成气 团， 周围可动 错产生钉扎 用，当 受外
2019年第4期| 49
S6 06
'直径1/4部位组织 c中心部位组织
2 HRB400E金相组织
力足够大时位错会摆脱气团的作用发生位错运 动，此过程中外力不需增大，钢材会持续产生 塑性变形，在拉伸曲线中呈现屈服平台。屈服 平台的明显程度取决于位错密度的高低，当钢 中含有较多位错密度高的组织时，位错之间的 相互作用减弱了气团的钉扎作用，可导致无明 显屈服平台现象。
低碳钢和铸铁力学性能分析
低碳钢和铸铁力学性能分析题目：低碳钢和铸铁的力学性能分析学院：机械工程学院学号：xxxxxxxxxxx 姓名：专业班级：xxx 指导老师：xxx 日期：2019年4月低碳钢和铸铁的力学性能分析作者：xxx作者单位：255000 山东理工大学摘要：材料的力学性能是指在外力作用下所表现出的抵抗能力。
由于载荷形式的不同，材料可表现出不同的力学性能，如强度、硬度、塑形、韧度、疲劳强度等。
材料的力学性能是零件设计、材料选择及工艺评定的主要依据。
本文主要讨论低碳钢和铸铁的力学性能在拉伸和压缩情况下的影响。
关键词：低碳钢、铸铁、拉伸、压缩（一）材料微观组成分析材料的微观结构几乎决定了外在性能，所以要了解研究材料的性能必须深入研究材料的组成成分。
而研究材料的组成成分需要从下面这张铁碳合金相图说起。
这张图记录了奥氏体在在不同温度下的恒温转变时组成成份和物质状态的变化。
低碳钢是指碳含量低于0.3%的碳素钢;铸铁是指碳含量在2.11%-6.69%的金属，其中用于拉伸和压缩试验的铸铁为灰口铸铁，成分一般范围为Wc=2.5%-4.0% Wsi=1.0%-2.2% Wmn=0.5%-1.3%Ws≤0.15% Wp≤0.3%。
低碳钢经过奥氏体转变的基体是铁素体和珠光体，灰口铸铁的基体是珠光体二次渗碳体和莱氏体。
铁素体和工业纯铁相似，塑形韧性较好，强度硬度较低。
渗碳体是一种复杂的间隙化合物，硬度很高，但塑性和韧性几乎为零，是钢中的主要强化相。
珠光体是铁素体和渗碳体的机械混合物，常见的形态是两者呈片层相间分布，片层越细强度越高。
铸铁中的莱氏体是由珠光体和渗碳体组成的机械混合物，其中渗碳体较多，脆性大，硬度高，塑形很差。
12（二）拉伸试验12A :奥氏体 F:铁素体 P:珠光体 Fe3C:渗碳体 Ld：莱氏体δ：固相区 L:液相区1低碳钢碳含量较低，请强度硬度低，塑形较好，拉伸实验结果3如图可分为四个阶段，即弹性阶段、屈服阶段、强化阶段和局部变形阶段，对应应力大小分别为ζe、ζs、ζp,材料的变形程度逐渐变大。
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大断面V、Ce、Nb微合金化低碳钢的力学性能M. Ya. Belkin, V. P. Krivosheev, V. M. Belkin, V. T. Alekseenko and L. L. Litvinenko
近些年来，作为具有高延性、低应力集中敏感性、低脆性断裂倾向性以及有良好工艺性能的低碳钢材料引起人们了兴趣[1]。
提高低碳钢的强度，同时保持或者改善其脆性的问题已经出现，众所周知，解决这一问题的一个办法就是微合金化。
我们这里提供锭重达68吨的大锻件低碳钢的力学性能研究的一些结果。
钢号为25的2个锭是按照标准条件在一个真空除气的酸性炉内生产的，一个锭是没有添加微合金化元素的，另一个锭是添加了Nb、V和Ce等微合金化元素，微合金化元素添加量是按照推荐值选择的[2, 3]。
铌微合金化是在沸腾阶段添加铌铁的，钒是以钒铁形式在预脱氧之后加入的，最后的脱氧是在真空中1635℃下进行的，铈是以铈铁粉末形式在真空腔内模具即将立起来的时候加入的。
为了避免铈铁损耗，套筒的温度没有超高100℃。
最后的真空除气是在1590℃下进行的，剩下的熔炼和浇铸步骤与标准的过程是一致的。
两个锭的平均化学成分如表1所示。
为了确定锭的力学性能，我们在三个道次上都准备了2个三步锻件，它们重达44吨，长度为12m，在三个步骤时的直径分别为900、750和600mm。
热处理包括正火和高温回火(标准热处理)，随后将锻件切割成段，在长度方向和横向上取试样做抗拉强度和冲击弯曲实验，我们还确定了钢的疲劳强度和脆性断裂倾向。
静态和疲劳实验样品是在锻件的不同部位截取的(表面处、半径上距表面1/3处以及中心处)。
疲劳实验是在20～25个试样上(图1a和b)按照载荷分步变化进行的[1-4]，应力集中(图1b)是由实验机的夹钳产生的，试验是在MUI-6000型实验机上进行的，可以对称弯曲弧面，N=106。
表1
成分, %
钢
C Mn Si Ni S P V Nb Ce
0.650.320.210.0200.017———
25# 0.24
25#微合金化钢0.22 0.700.180.130.0200.0180.13 0.10 0.01 从锻件表层到心部的样品脆性断裂抗力取做临界平面应变应力强度因子KIC，该因子是由技术和机械建筑中心科学研究所(TsNIITMASh)发展的动态方法来确定的[5]。
图1 不同实验所需试样尺寸图. a) 尺寸缩小的疲劳试样; b) 光滑疲劳试样;
c) 断裂韧性实验用试样; d) 确定裂纹扩展速率用试样.
用于确定KIC 的样品图如图1c 所示，2.0~2.5mm 长的疲劳裂纹是在具有液压拉伸压缩功能的MUP-50型机器上产生的，断裂功是由MK-30型冲击实验机确定的。
除了测试强度和断裂韧性外，我们还用图1d 所示的样品研究了疲劳裂纹扩展速率(寿命)。
样品是在锻件的表层和中心部分截取的，锻件表面的一侧以及中心的一侧分别开有缺口，这就有可能在表面和中心建立起裂纹扩展速率关系。
试验是在具有拉伸和压缩功能以及频率为10Hz 的MUP-50型液压实验机上进行的，试验中最大的力为30kN ，循环对称系数为0.1，集中载荷施加于缺口处以产生弯曲。
实验和结果处理与文献[6]中报道的类似，求算裂纹扩展速率的Paris 方程参数按下式获得：
n k c dN
dl
)(∆= 式中，dl/dN 是裂纹扩展速率(m/cycle)，∆k 是应力强度系数的范围(MPa ⋅m1/2)，c 和n 是材料常数。
我们还用下式确定了疲劳裂纹扩展平均速率：
p
p cp N l v =
式中，lp 是失效前裂纹长度；Np 是失效循环次数。
锻件截面不同部位处的力学性能变化如图2所示。
可以看出，添加了Nb 、V 和Ce 的微合金化钢其综合力学性能得到了改善，即抗拉强度，尤其是屈服强度有显著的提高，延伸率也有所提高。
微合金化元素的添加对钢的屈服应力和断裂韧性具有特别的效果，这些性能沿着整个截面都非常均匀，应该注意的是：性能的各相异性对于微合金化钢较低(表2)，性能沿着整个截面的均匀程度比未微合金化的钢要高的多。
图2 钢号为25的微合金化(白色符号)及非微合金化(黑色符号)直径分别为600(a)、750(b)及900mm(c)的分步锻件截面的力学性能变化. S-表面; 1/3R-从表面开始半径的1/3处; C-中心.
表2
各相异性系数*
样品位置
σbσ0.2δψαK
表面
半径方向1/3处
中心0.99/0.99
0.98/1.00
0.93/0.98
0.95/1.00
1.05/1.00
0.95/1.00
0.79/0.97
0.45/0.96
0.42/0.95
0.62/0.98
0.35/0.86
0.32/0.72
0.55/0.73
0.51/0.68
0.61/0.65
* 锻件的同一面积上样品横向性能与长度方向的性能之比
注：性能中的分子是指未微合金化的25号钢，而钢号为25的性能中的分母是指
添加了V、Nb和Ce的微合金化钢.
锻件不同截面的样品或者同一截面不同部位样品的疲劳实验结果并没有太大的差异(~3-4%)。
因此，两个锻件只给出了一个截面(900mm)在沿着半径三分之一表面处的实验结果，见表3。
结果表明，微合金化钢具有较低的应力集中敏感性(有效集中系数较小)以及锻件的不同部位疲劳强度具有较高的均匀性(变化系数较低)。
表3
试样类型疲劳极限*, MPa变化系数有效应力集中系数†
光滑 212/225
0.0505/0.034—
变截面 142/165 0.024/0.020 1.49/1.35
* 平均值.
† 从疲劳极限的平均值计算而得.
注：分子和分母与表2中的相同.
注：分子和分母与表2中的相同.
由于微合金化元素的添加，25号钢具有较低的应力集中敏感性，也就是其具有较长的使用寿命，这一点可以由疲劳裂纹的平均扩展速率以及与应力强度系数(Paris方程)有关的裂纹扩展速率的变化来说明，这些参数值以及平面应变应力强度因子在表4中给出。
可以看出，微合金化钢的裂纹扩展速率较低，断裂韧性较高。
所提供的数据证实：与标准的碳钢相比，Nb、V和Ce微合金化的大截面低碳钢具有优异的力学性能，其生产技术与标准的钢相比只有一点差异，成本约高3-5%。
由于机器部件具有较高的可靠性和较长的使用寿命，微合金化将导致实质性的节约。
微合金化钢现在正用于V. I. Lenin Novo-Kramatorsk机器建设工厂中重型设备的关键轴类部件中。
参考文献
1. M. Ya. Belkin and L. M. Belkin, “Nature of the high sensitivity of heat treated steels to stress concentrations.”Probl. Prochn., No. 2, 71 (1979).
2. Ya. E. Gol'dshtein, Microalloying of Steei and Cast Iron [in Russian], Mashgiz, Moscow (1959).
3. E. Houdremont, Special Steels [Russian translation], Metallurgiya, Moscow (1966).
4. M. N. Stepnov, Statistical Treatment of Results of Mechanical Tests [in Russian], Mashinostroenie, Moscow (1972).
5. D. M. Shur and V. I. Gel’miza, “Development and testing of the dynamic method of determining fracture toughness on small samples,”in: Questions of Strength of Large Machine Parts [in Russian], I. V. Kudryavtsev (ed.), Mashinostroenie, Moscow (1976), p.3.
6.Yu. A. Novoikov and V. S.Zoteev, “Propagation of fatigue cracks in steels with different yield strengths,”Metalloved. Term. Obrab. Met., No. 6, 42(1977).
(东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室陈礼清译)。