微合金钢
微合金钢名词解释
微合金钢名词解释
微合金钢（Microalloyed Steels）是一种含有极少量微量元素（Nb、V、Ti等）的钢，它们的添加量一般小于0.1%，用以提高钢的强度、塑性、耐疲劳性和抗冲击性等性能。
此外，微量元素还可以改变钢的组织结构，抑制结晶或抑制结晶细胞的生长，使组织结构稳定，从而提高屈服强度和开孔性能等。
微合金钢具有良好的抗冲击性和抗疲劳性，尤其是抗低周疲劳性能较高，能抗低温冲击，维护极好的抗拉和抗弯强度，可用于制造高强度钢结构件，如起重机、桥梁、公路路面等，可以显著提高钢结构件的使用寿命。
微合金化钢
低 由炉 渣 引起 的含量 偏 高 的夹 杂物 。
４ ７． ４ ９．
［ ７］朱 民进． 钢 中非金属夹杂物对性 能的影响 【 ｊ ］ ．电器 牵引 ， ２ ０ ０ ４
（ ２） ： ５ ５ － ５ ６ ．
［８］余
鲁， 赵吉宏 ， 刘栋 林． ３ ５ Ｃ ｒ Ｍｏ连铸坯 中心疏松 原因分ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ及
防范措施 ［ Ｊ ］ ．江苏冶金 ， ２ ０ ０ ５， ３ ３ （ ４ ） ： １ ７ － １ ９ ． ［ ９］董履仁． 钢中大型非金属夹杂物［ Ｍ］ ． 北京： 冶金工业出版社 ， １ ９ ９ １ ．
单 独使 用 Ｖ； 对强度 要 求不 高 的可单 独使 用 ｒ ｒ ｉ 。此类 钢 在汽 车 制造 业 中应 用 增长 快 ， 如 已用 于 汽 车 的连 杆 、 曲轴 、 联轴 节等 等 。
・
薄 鑫涛 ・
告 读 者
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《 热处理》
２ ０ １ ３年第 ２ ８卷
第 ４期
・ ８ １ ・
显 著 高 的使 用性 能 和性 价 比及 某 些特殊 的性能 。
微合金钢概要(Nb、V、Ti)
钒能促进珠光体的形成，还能细化铁素体板条，因此钒能用来增加重 轨的强度和汽车用锻件的强度。 碳化钒也能在珠光体的铁素体板条内析出沉淀，从而进一步提高了材 料的硬度和强度。
钒像大多数溶质合金一样能抑制贝氏体的形成。因此，如果它是溶解而不是以 碳化钒和氮化钒的形式沉淀析出，则可用来增加淬透性。 当钢中钒的质量分数低于0.03%时，固溶态的钒才可以占绝大多数，才能 有效地提高淬透性。 与锰提高铌、钒的溶解度一样，钼也提高它们在钢中的溶解度。而添加了 元素钼后，可固溶的钒含量明显增加，可达0.06%左右。
形变强化是因为金属在塑性变形过程中位错密度不断增加，使弹性应 力场不断增大，位错间的交互作用不断增强，因而位错的运动越来越 困难。 引起金属加工硬化的机制有：位错的塞积、位错的交割（形成不易或不 能滑移的割阶、或形成复杂的位错缠结）、位错的反应（形成不能滑移 的固定位错）、易开动的位错源不断消耗等等
钛微合金化的强韧化机理
细晶强化 由固态下高温析出的、弥散分布的TiN，对阻止奥氏体晶粒长大 最为有效，含一定量钛的非调质钢加热至1250℃，仍具有较细的奥氏 体晶粒。 沉淀强化 氮可以提高 TiN稳定性，细化奥氏体晶粒。大量实验结果表明， 氮对提高TiN颗粒钉扎奥氏体晶界的效果起关键性作用。当钢中氮含 量超过ω(Ti)／ω(N)理想配比时，TiN钉扎晶界的作用最有效。增氮 使TiN的稳定性提高，减少了TiN在高温下的溶解，高温下未溶的 TiN 阻碍奥氏体晶粒长大，细化奥氏体晶粒，相变后铁素体晶粒也细小。
固溶强化：合金元素溶于基体金属中形成固溶体而使金属强化，称为固溶 强化。
碳、氮等间隙式溶质原子嵌入金属基体的晶 格间隙中，使晶格产生不对称畸变造成的强 化效应以及填隙式原子在基体中与刃位错和 螺位错产生弹性交互作用，使金属获得强化 弥散强化：材料通过基体中分布有细小弥散的第二相质点而产生强化的方 法，称为弥散强化。
微合金钢
微合金钢微合金化是一个笼统的概念，通常指在原有主加合金元素的基础上再添加微量的Nb、V、Ti 等碳氮物形成元素，或对力学性能有影响、或对耐蚀性、耐热性起有利作用、添加量随微合金化的钢类及品种的不同而异，相对于主加合金元素是微量范围的，如非调质结构钢中一般加入量在0.02—0.06%，在耐热钢和不锈钢中加入量在0.5%左右，而在高温合金中加入量高达1—3%。
微合金化钢的基本属性：(1)添加的碳氮化物形成元素，在钢的加热和冷却过程中通过溶解一析出行为对钢的力学性能发挥作用。
(2)这些元素加进量很少，钢的强化机制主要是细晶强化和沉淀强化。
(3)钢的控轧控冷工艺对微合金化钢有重要意义，也是微合金化钢叫作新型低合金高强度钢的依据。
钢的微合金化和控轧控冷技术相辅相承，是微合金化钢设计和生产的重要条件。
因此说，微合金化钢是指化学成分规范上明确列进需加进一种或几种碳氮化物形成元素的钢。
如GB/T 1591—94中Q295一Q460的钢，对其中Nb、V、Ti的含量通常有以下规定：(1)Nb，0.015％～0.06％；(2)V，0.02％～0.15％(0.20％)；(3)Ti，0.02％～0.20％。
同时规定Nb+V+Ti≤0.15％。
微合金化的高强度低合金钢。
它是在普通软钢和普通高强度低合金钢基体化学成分中添加了微量合金元素(主要是强烈的碳化物形成元素，如Nb、V、Ti、Al等)的钢，合金元素的添加量不多于0.20％。
添加微量合金元素后，使钢的一种或几种性能得到明显的变化。
典型的微合金钢有15MnVN和06MnNb。
微合金钢中含有一种或几种微合金元素，其含量大约在0.01％～0.20％之间。
微合金钢由于屈服强度高、韧性好、焊接性和耐大气腐蚀性好，可用于大型桥梁建筑，制造各类车辆的冲压构件、安全构件、抗疲劳零件及焊接件，它也是锅炉、高压容器、输油和输气管线，以及工业和民用建筑的理想材料。
关于微合金钢中Nb的析出对变形诱导铁素体相变的影响有两种不同观点:一是认为在变形过程Nb通过动态析出消耗形变储能而抑制变形诱导铁素体相变; 微合金钢就是这些“高技术钢材”中用量最大的一种。
钢中微合金元素的作用机理
2) 与氧、硫的作用
与氧、硫有一定的亲合力。从下图看，Ti与O的亲合力很强
，比铝小一些；Nb、V与O的亲合力比Mn强，但弱于Si。
早期，由于冶炼铸造工艺技术水平的限制，未能解决钛氧化 和烧损问题，使钢材的性能波动大。现在已经解决，发展钛微 合金钢。
由于钛与氧的强亲合力，使得测定钛在铁液中的一些热力学 数据的试验变得异常困难，热力学数据分歧较大。
结构类型 F.C.C. F.C.C. F.C.C. F.C.C. F.C.C. F.C.C.
2）它们的相互固溶性（合成实验）
由于这些碳化物和氮化物的点阵常数相近与晶体结构相同， 它们之间存在相互固溶；
一些研究者实验研究了它们之间的相互固溶性；
主要的实验结果如下：
√ 二元氮化物系统：NbN-TiN、TiN-VN、NbN-VN形成连续 性固溶体；
TiN
在以后的热处理中不溶解，对阻止晶粒粗化以及沉淀强化，都 没有作用，浪费宝贵的合金元素；
钢中%Ti为0.02，TiN则在L（钢液）-δ-Fe界面上或δ-Fe中 形成，因此控制凝固速度，可以控制TiN质点尺寸与数量；低 合金钢中由于Nb、V都不可能在钢液中形成粗大第二相质点；
但是在钢锭与连铸坯中，由于Nb 强烈偏析，在δ-Fe枝晶间 的钢液中Nb富集，凝固后产生粗大甚至达到微米级沿晶分布 的NbC枝晶状第二相，粗大的NbC使连铸中心容易产生内裂， 或热塑性降低；
指化学成分规范上明确列入需加入一种或几种碳氮化物形成 元素，如GB/T1591-94中Q295-Q460的钢，规定：
Nb:0.015～0.06%; V: 0.02～0.15%; Ti: 0.02～0.20%
一些需要淬透性的机械结构钢中加硼（B），硼广 义上也称微合金元素。
微合金非调质钢
2、冷作强化非调质钢
• 我国在七五、八五期间,先后研发出用于标准件行业螺栓类 产品的冷作强化非调质钢4个钢种：
• LF20Mn2、LF10MnSiTi、LF18Mn2V、LF10Mn2VTiB, 分别用来制作8.8级、9.8级和10.9级高强度螺栓,先后试制 了9种六角头螺栓、U型螺栓、双头螺栓等,螺栓性能可满 足各项指标要求,应用于汽车、拖拉机及工程机械等部门；
• 加工温度高,再结晶速度快,奥氏体晶粒大,冷却后钢 中珠光体量增加,强度增高,韧性下降,
• 加工温度低时,因产生形变诱发析出,再结晶核心增 加,再结晶后的晶粒长大的驱动力小,晶粒细化,钢的 强度变化不大,但可以大幅度提高韧性,
• 研究表明,随着精轧温度的降低,冲击值提高,在同一温度下 加工量增加,强度和韧性可以同时提高,
• 3 减少了高能耗的热处理,节能减排,缩短生产（ZHOU）期,提高劳动 生产率,节约生产管理费用,即降低制造成本,提高企业的效益,
• 4 改善切削加工性能,
• 3 缩短订货至交货时间；
• 4 不需再进行校正减少再加工
Chapter 3 机械制造结构钢
非调质钢与汽车零件
• 热锻汽车零件包括连杆、曲轴、半轴、前轴等,热锻汽车零 件的工作特点,对其相应性能要求：既要有足够强度,又要 有较高韧性、优良的抗弯曲疲劳载荷、抗冲击载荷、耐腐 蚀、易加工等,
Chaparral 钢厂微合金锻钢的发展
基于我们先前的工作，在我们的 V 基合金中加入 Mo，可以显著降低材料对冷却速率的 敏感性。显然这对含 V 钢的性价比带来负面影响，但对于工艺变动时产品性能的一致性有 利。利用调整廉价的 Mn 和 V/N 的含量可改善宏观、微观强度，锻件厂是求之不得的。通 过调整加入的 Mn，我们可以保证锻件的质量，满足锻造厂需要的慢的炉冷速率。Ti 的加入 使晶粒尺寸在 2400℉时控制在 ASTM 级别 7 到 8。强脉冲焊接试验表明晶粒尺寸的控制实 际上涵盖了了热影响区域。这系列空冷合金已经以 Micromizer™的商标投入商业生产。 结构特征 如图 1 所示，空冷钢的显微组织由非传统的贝氏体构成。由于冷却速度不同，这种特殊 结构可能包含马氏体的亚结构或者少量的多边形铁素体。快冷（12℉/s）时，形成针状贝氏 ，铁素体结构 体，形成铁素体板条间有第二相的板条结构[9]。随着冷却速率的降低（2℉/s） 不再呈针状，第二相组织呈现出粒状。X-射线分析表明，在特定贝氏体板条结构间有残余 奥氏体的存在。
图 2 水冷微合金钢马氏体组织 1000X TEM 表明显微结构由含有位错团的低碳马氏体板条组成。如图 3 所示，最粗大的板条 宽大约为 0.5µm。这个例子还看到有 3 种取向的颗粒，可能是自回火过程中形成的铁碳化合 物。 高倍观察发现有尺寸范围在 0.05-0.3µm 富碳的球状 Nb 化物颗粒， 是锻造后保留下来的， 这样的尺寸分布可以减少奥氏体粗化。 机械性能 如表 3 所示， 自回火组织具有良好的强度和韧性匹配。 每个钢的硬度直接由碳含量控制。 实验证明， 锻造过程中硬度变化不超过 3HRC， 甚至在 1-1/2’’的横断面范围内硬度保持恒定。 只有当断面全为均匀的马氏体时， 性能达到最佳。 这个机械性能接近文献中报道的同样含碳 Microtuff™系列好的 CVN 冲击功如图 4 所示， 相对于 1040 量的全马氏体组织的临界强度[14]。 碳钢和 4140 合金钢调质到 40Rc。由于组织为回火马氏体，冲击性能比较均匀。-22℉夏比 冲击断口形貌大部分为韧性断口， 有显微空穴的形成并聚结。 单向和多向疲劳测试结果说明， 该钢具有与其他调质钢相似的疲劳性能。 低应力高周期疲劳初步结果表明正常的周期软化被 延缓，组织为马氏体。高应力低周期测试数据显示，与同硬度的合金钢相比，这种钢的失效 周期数的分散度小，说明缺口敏感性低。
《微合金元素在钢》课件
此外，随着实验设备和测试技术的不 断进步，对微合金元素在钢中的行为 和作用机理的认识也更加深入。
近年来，研究者们通过深入研究微合 金元素的原子结构、相变机制和微观 组织演化，进一步揭示了微合金元素 在钢中的作用机制。
微合金元素的发展和应用 推动了钢铁工业的技术进 步，促进了相关领域的发 展。
02
微合金元素在钢中的分布与存在形式
微合金元素在钢中的分布
01
碳、氮、氧等元素
这些元素在钢中以固溶形式存在 ，主要分布在铁素体和奥氏体中 。
02
铬、镍、锰等元素
03
硅、磷、硫等元素
这些元素在钢中以置换形式存在 ，主要分布在铁素体和奥氏体中 。
分类
碳氮间隙元素（如钛、铌、锆）、碳 氮化物形成元素（如钒、铬、钼）和 晶界强化元素（如硼、磷、砷）。
微合金元素在钢中的作用
01
02
03
细化钢的晶粒
通过形成碳氮化物或氮化 物，微合金元素可以阻碍 奥氏体晶粒的长大，从而 细化钢的晶粒。
改善钢的韧性
某些微合金元素可以改变 钢的韧性，例如钛和铌可 以增加钢的低温韧性。
微合金元素对钢强度的影响
显著增强
微合金元素可以与钢中的碳形成碳化物，这些碳 化物在钢中起到“钉扎”作用，抑制奥氏体晶粒 长大，从而在冷却过程中获得更细小的铁素体晶 粒，提高强度。
微合金元素如钛、钒、铌等可以细化钢的晶粒， 从而提高其强度。
通过微合金元素的加入，可以实现仅通过热处理 工艺即达到提高强度和改善韧性之间的平衡。
同时，随着人工智能和大数 据技术的应用，对微合金元 素在钢中的研究将更加智能 化和精细化，有望实现更加 精准和高效的钢材性能调控
微合金钢的开发与研究
０ 前
言
Ｎ ｂ、Ｂ、Ａ 、Ｚ 、Ｔ １ ｒ ａ等 ，微 合 金 化 元 素 与 钢 中 ｃ、
微 合 金 钢 属 于 低 合 金 高 强 度 钢 范 畴 ，或 叫 做
Ｎ、Ｏ及 ｓ等 元 素 可 形 成 多 种 化 合 物 ，从 而 对 钢 的
性 能 产 生 多 种 影 响 。但 是 能 生 成 ｃ、Ｎ化 合 物 并 有 析 出 强 化 作 用 的 只 有 Ｔ 、Ｖ、Ｎｂ ｒ ａ ｉ 、Ｚ 、Ｔ ，使 钢 得
Ａｂｓ ｒ ｔ Ａｓ ｏ ｈｅ ｔ ｅ ｙ ｅ ｔ ａｃ ： ｎｅ ｏｆｔ ｓｅ ｌｔ ｐ ｓ ｗｈｉｈ ａｒ ｏ ｔｒ ｐ ｄ ｙ ｄ ｖ ｏ ｄ ｏ ｅ ｈｅ ｒ ｃ ｎｔｙ ａ ｓ ａ ｓ ｏｍｉ ｉｇ， ｔ ｃ ｅ ｍ ｓ ａ ｉ ｌ ｅ ｅｌｐｅ ｖ ｒ ｔ ｅ ｅ ｅ ｒ ｎｄ ｍｏ ｔｐｒ ｓｎ ｈｅ
Ｔ ａ ｊ ｔｅ ｕ ｅ Ｃｏ ． ｔ ．ｈ ｓｄ ｖ ｌｐ ｄ ｈ —ｓｒｎ ｔ ｅｏ ｌｙ ｄ ｓｅ ｌ ｗｉ ｌｔｅ ａ ｔａ ｒｐ ｒ ｅ ｐ ｔ ｈ ｉｎｉ Ｓｅ ｌＴ ｂ ｒ ，Ｌ ｄ ａ ｅ ｅｏ ｅ ｉ ｔｅ ｇｈ ｍｉｒａ ｏ ｅ ｔｅｓ ｔ ａ ｈ ｃｕ ｐ ｏ ｅｔ ｓｕ ｏ ｔｅ ｎ ｐ ｌ ｈｌ ｌ ｉ
ｃ ｌ ｎｔ ｐｒｓ ｃ ｎ ｅ ａ ｅ ｅｒ ｉｅ ａ ｂ ｄｅ ｎｓｒ ｔ ｄ ｈ ｏ ｈ ｈｅ ｒ ｄｕ ｔ ｉ ｅ， ｓ ｚ ｒ ｎ ｅ， ｏ ｔ ｔ ｎｄ ｕａｉｙ ｆ ｈｉ ｍ ｉ ｏ ａｌ ｙ ｄ ｔ ｅ ｓ ｍｏ ｔａ ｅ ｔ ｒ ｕｇ ｔ ｐ ｏ ｃ ｌｎ ｉｅ ａ ｇ ｕ ｐｕ ａ ｑ ｌ ｔ ｏ ｓ ｅｒ ｌ ｏ ｅ ｓｅ ｌ ． Ｔａ ｎ ｄｖ ｔｇ ｆｔ ｒ ｉ — ｆｎ ｎｇ ａ ｅ ｅ ａ ｉ ｎ — ｅ ａ ｉ ｇ ｅ ｆ ｃ ｓｂｙ ｔ ｉｒ ａ ｌ ｌ ｍｅｎｓ ｌｋ ｋｉ ｇ ａ ａ ａ ｅ ｏ ｈｅ ｇ ａｎ ｉ ｉ ｎｄ ｓ ｇ ｇ ｔｏ ｎ ｒ ｎｈ ｎｃ ｎ ｆｅ ｔ ｈｅ ｍ ｅ ｌ ｏｙ ｅ ｅ ｏ ｔ ｉ ｅ Ｎｂ， Ｖ ｎ ， ａ ｄ Ｔｉ
钢的合金化原理
1 合金化原理 (1)主要内容： (1)1.1 碳钢概论 (1)一、碳钢中的常存杂质 (1)二、碳钢的分类 (2)三、碳钢的用途 (2)1.2 钢的合金化原理 (3)一、合金元素的存在形式※ (3)二、合金元素与铁和碳的相互作用及其对γ层错能的影响 (4)三、合金元素对Fe-Fe3C相图的影响 (5)四、合金元素对钢的热处理的影响 (6)五、合金元素对钢性能的影响 (7)1.3 合金钢的分类 (7)1 合金化原理主要内容：概念：⑴合金元素：特别添加到钢中为了保证获得所要求的组织结构、物理、化学和机械性能的化学元素。
⑵杂质：冶炼时由原材料以及冶炼方法、工艺操作而带入的化学元素。
⑶碳钢：含碳量在0.0218-2.11%范围内的铁碳合金。
⑷合金钢：在碳钢基础上加入一定量合金元素的钢。
①低合金钢：一般指合金元素总含量小于或等于5%的钢。
②中合金钢：一般指合金元素总含量在5～10%范围内的钢。
③高合金钢：一般指合金元素总含量超过10%的钢。
④微合金钢：合金元素(如V,Nb,Ti,Zr,B)含量小于或等于0.1%，而能显著影响组织和性能的钢。
1.1 碳钢概论一、碳钢中的常存杂质1.锰〔Mn 〕和硅〔Si 〕⑴Mn：W％<0.8％①固溶强化②形成高熔点MnS夹杂物〔塑性夹杂物〕，减Mn少钢的热脆〔高温晶界熔化，脆性↑〕％<0.5％①固溶强化②形成SiO2脆性夹杂物，⑵Si：WSi⑶Mn和Si是有益杂质，但夹杂物MnS、SiO2将使钢的疲劳强度和塑、韧性下降。
2．硫〔S〕和磷〔P〕⑴S：在固态铁中的溶解度极小， S和Fe能形成FeS，并易于形成低熔点共晶。
发生热脆 (裂)。
⑵P：可固溶于α-铁，但剧烈地降低钢的韧性，特别是低温韧性，称为冷脆。
磷可以提高钢在大气中的抗腐蚀性能。
⑶S和P是有害杂质，但可以改善钢的切削加工性能。
3．氮〔N〕、氢〔H〕、氧〔O〕⑴N：在α-铁中可溶解，含过饱和N的钢析出氮化物—机械时效或应变时效〔经变形，沉淀强化，强度↑，塑性韧性↓，使其力学性能改变〕。
微合金化s355钢的第二相析出行为
微合金化s355钢的第二相析出行为
一、s355合金钢的第二相析出
1、Fe–Mn相的析出：Fe–Mn立方相和四方相，是s355合金钢析出的主要第二相，即形成MnS、FeS两种相，前者属于晶间腐蚀，后者属于晶格腐蚀；
2、亚磷钛铪不饱和合金：由P、Ti和Nb组成，在1700-800℃间发生析出；
3、Ni和Cu形成的二元合金杂质：Ni和Cu形成的相在1200-800℃析出，其中Ni的析出温度比Cu的析出温度低；Ni和Cu组成的相属于晶间腐蚀，可形成细微的晶体杂质；
4、Ni–Mn相的析出：Ni–Mn析出相和Mn的析出温度更低，析出的内部和外部可细分成11面体和直接面；
5、碘和磷铝铁硼杂质的析出：析出的碘和磷铝铁硼杂质在1100℃以下发生析出，可形成如Ti1-xPx、Mn3P3等相；
6、其他杂质：Cr、Si、Al等金属元素可在700-400℃间析出，如MnS、Mn2Si 和MnAl等相；他们是s355合金钢析出的重要第二相之一。
二、析出行为影响因素
1、外观环境：环境条件，如空气原子含量、氧、酸碱度、湿度等，均会影响析出的行为；
2、合金钢的成分：合金钢的成分在组织形态和析出程度方面影响很大；
3、淬火温度：淬火温度过低会导致析出细化，过高则析出条件未达到；
4、淬火步骤：正确的淬火步骤可以有效控制析出行为；
5、凝固速率：相变点降低，析出反应速率会加快，所以凝固速率也会影响析出行为；
6、外部润滑：模具表面温度高时，要给出足够的外部润滑以降低玻璃期的影响。
综上所述，s355合金钢的第二相析出行为受外部环境和内部成分、凝固温度及条件等因素的影响。
只有当综合考虑这些因素才能正确掌握s355合金钢的析出行为。
金属材料学复习思考题及答案
安徽工业大学材料学院金属材料学复习题一、必考题1、金属材料学的研究思路是什么？试举例说明。
答：使用条件→性能要求→组织结构→化学成分↑生产工艺举例略二、名词解释1、合金元素：添加到钢中为了保证获得所要求的组织结构从而得到一定的物理、化学或机械性能的含量在一定范围内的化学元素。
（常用M来表示）2、微合金元素：有些合金元素如V，Nb，Ti, Zr和B等，当其含量只在%左右（如B %，V %）时，会显著地影响钢的组织与性能，将这些化学元素称为微合金元素。
3、奥氏体形成元素：使A3温度下降，A4温度上升，扩大γ相区的合金元素4、铁素体形成元素：使A3温度上升，A4温度下降，缩小γ相区的合金元素。
5、原位析出：回火时碳化物形成元素在渗碳体中富集，当浓度超过溶解度后，合金渗碳体在原位转变为特殊碳化物。
6、离位析出：回火时直接从过饱和α相中析出特殊碳化物，同时伴随有渗碳体的溶解。
7、二次硬化：在含有Mo、W、V等较强碳化物形成元素含量较高的高合金钢淬火后回火，硬度不是随回火温度的升高而单调降低，而是在500－600℃回火时的硬度反而高于在较低温度下回火硬度的现象。
8、二次淬火：在强碳化物形成元素含量较高的合金钢中淬火后残余奥氏体十分稳定，甚至加热到 500-600℃回火时仍不转变，而是在回火冷却时部分转变成马氏体，使钢的硬度提高的现象。
9、液析碳化物：钢液在凝固时产生严重枝晶偏析，使局部地区达到共晶成分。
当共晶液量很少时，产生离异共晶，粗大的共晶碳化物从共晶组织中离异出来，经轧制后被拉成条带状。
由于是由液态共晶反应形成的，故称液析碳化物。
10、网状碳化物：过共析钢在热轧（锻）后缓慢冷却过程中，二次碳化物沿奥氏体晶界析出呈网状分布，称为网状碳化物。
11、水韧处理：将高锰钢加热到高温奥氏体区，使碳化物充分溶入奥氏体中，并在此温度迅速水冷，得到韧性好的单相奥氏体组织的工艺方式。
12、晶间腐蚀：金属材料在特定的腐蚀介质中沿着材料的晶界发生的一种局部腐蚀。
微合金钢(Nb、V、Ti)
沉淀强化 随着转变温度和冷速的不同，析出相在形态和分布特征上存在相间
析出、过饱和铁素体中弥散析出、铁素体内沿位错处析出等几种析出方 式。析出的机理和效果，取决于晶体结构的类型、析出相的尺寸及分布、 微合金元素原子在基体中的扩散及析出速率。总的来说，强化效果与析 出质点的平均直径成反比关系，与析出物质点的体积分数的平方根成正 比关系。
当钢中钒的质量分数低于0.03%时，固溶态的钒才可以占绝大多数，才能 有效地提高淬透性。
与锰提高铌、钒的溶解度一样，钼也提高它们在钢中的溶解度。而添加了 元素钼后，可固溶的钒含量明显增加，可达0.06%左右。
钒在铁素体中的析出
V(C,N)可跟随着γ/α界面的移动在铁素体内随机析出，即为一般析出。 或者平行于γ/α界面，以一定的间距形成片层状分布的相间析出。
球化：球化退火处理 球化退火的主要目的是由热处理使钢铁材料内部的层 状或网状碳化物凝聚成为球状，使改善钢材之切削性能及加工塑性，特别 是高碳的工具钢更是需要此种退火处理。
45钢
35钢
复化：钢铁材料的复相化已成为重要发展方向，广义上讲只要含有两种以上 组织的钢都可称为复相钢
例如马氏体、奥氏体、铁素体、贝氏体、碳化物等，此外引入其他强化手段 如纤维、陶瓷相等，也可成为复相。
相间沉淀转变示意图
V-N钢中V(C,N)析出相
a-0.0051%N；b-0.0082%N；c-0.0257%N；d-0.0095%N，0.04%C
随氮含量增加，V(C,N)量多且弥散度增加。 高温条件下析出反应的化学驱动力小，析出的形核发生在相界上；低温 时，驱动力大，铁素体基体内部也能发生形核。 相间析出的特征之一是温度越低析出相越细
3-微合金元素在钢中的作用
其二，晶界、亚晶界上析出的微合金碳氮化物比位错上或基体 内均匀形核沉淀的微合金碳氮化物更易于聚集长大和粗化，因 而其质点尺寸明显比位错上或基体内均匀形核沉淀的质点粗大， 这将使阻止奥氏体粗化的作用相对减小，还将增大其对钢的塑 性、韧性的损害。 因此，必须适当地控制微合金碳氮化物在晶界和亚晶界上 的析出量及析出过程，特别要防止它们聚集长大。适当地控制 析出反应的温度(如适当降低析出温度、加大形变量)，能有效 地控制晶界或亚晶界上析出相的相对分量。
V、Nb、Ti的复合碳氮化物
由于V、Nb、Ti的碳化物与氮化物属同一晶型，且点阵常 数相差很小，所以，它们的碳化物与氮化物往往是相互固溶 的。若不考虑C、N原子的间隙缺位，则它们的化学式可写为
MCxN（1-x）
其中M代表碳氮化物形成元素。 因此，当V、Nb复合加入时，它们的碳氮化物通常可以表 示为：
C 析出量
析出量与微合金化元素的平衡固溶度积有关。理论上沉淀 达到平衡状态时，析出量符合平衡固溶度积公式。
不同微合金化的沉淀势能
应变诱导析出
应变诱导析出的情况下，奥氏体中析出的微合金碳氮化物 量有可能超过平衡固溶度积公式所预测的量。也就是说，形变 使析出量增大，使微合金碳氮化物奥氏体中的溶解度积降低， 且析出温度越高，这种差异越明显。应变奥氏体中Nb(CN)的固 溶度积明显低于无应变奥氏体中Nb(CN)的平衡固溶度积。
(2)形变条件，包括轧制温度、形变量、轧制速度、轧制道次等。
(3)轧后冷却速度。 (4)材料中其它成分的影响。
微合金化元素碳氮化物在控制轧制时的析出的三个阶段：
(1)均热阶段未溶的微合金碳氮化物质点通过钉扎晶界机制， 阻止均热时奥氏体晶粒的粗化，保证均热奥氏体晶粒的细小；
(2)在控轧过程中应变诱导析出相通过钉扎晶界和亚晶界的 作用显著地阻止奥氏体再结晶和晶粒的长大，如果这部分组 织在冷却时能保留到室温，将会产生一定的强化效果； (3)残留在奥氏体中的微合金元素进一步在铁素体中析出， 产生显著的析出强化效果。
钢材的控制轧制和控制冷却(4)
§4.1 微合金元素在热轧中的溶解和析出
除了列状相 间沉淀外， 还有无规则 分布的位错 线上沉淀和 基体沉淀， 且后者是主 要的和多见 的。
§4.1 微合金元素在热轧中的溶解和析出
除了列状相间沉淀外，还有无规则分布的 位错线上沉淀和基体沉淀，且后者是主要 的和多见的。 析出颗粒的大小和排间距受轧后冷却速度、 转变完成温度和转变时间的影响。冷却速 度越大，析出温度就越低，相间沉淀排间 距越小，析出质点也越小；析出时间越长， 质点长大，使颗粒增大。 相变后剩余在F中的固溶Nb将在F中继续析 出，其质点大小决定于冷却速度。
§4.1 微合金元素在热轧中的溶解和析出
4）在A向F转变过程中和F内Nb(C,N)的析出 状态 由于各种碳氮化合物在A中的溶解度远远 大于在F中的溶解度，因此A→F相变发生 后，微量元素立即达到高度过饱和，产生 快速析出。位错、界面和其它晶体缺陷处 则是析出最有利的位置。 在含有Nb、V、Ti的钢中，碳氮化合物都 有规则成排地分布在F基体上，排于排之 间有一定距离，称为相间析出（或相间沉 淀）。
§4.1 微合金元素在热轧中的溶解和析出
控制轧制过程中Nb(C,N) 平均析出速度
加热后出炉不变 形冷却到820℃ 时，Nb的析出速 度很小； 变形的同时析出 Nb(C,N) 与析出 温度有关，在高 温和低温析出都 慢，900℃时析 出速度最快。
§4.1 微合金元素在热轧中的溶解和析出
高温轧制时（例如1000℃），在轧后冷却到相变 温度的过程中，Nb的平均析出速度不大，其原因 是变形产生的位置和畸变能由于回复和再结晶而 消失，不能再为Nb原子和C原子提供析出场所。 随着轧制温度降低，产生位错数量增加，而轧后 的回复、再结晶进行缓慢，因而加大了冷却过程 中Nb的析出速度。 在轧后冷却过程中Nb的析出速度主要取决于Nb的 过饱和度、变形温度和变形量。随变形温度降低 和变形量增大其析出速度增大。较低温度轧后， 由于A未发生再结晶，具有较高畸变能，位错密 度高，因而加速了C和Nb的扩散速度，Nb(C,N)同 时在晶内和晶界析出，颗粒细小。
5-微合金化非调质钢
非调质钢中的钛
钛是很强的氮化物、碳化物形成元素，钛的氮化物在接 近凝固前或凝固过程中形成。 钛、氮含量越低，形成TiN的温度越低，颗粒尺寸越小， 而且均匀弥散分布，可以成为液态结晶核细化原始晶粒，还 可以阻止再加热时晶粒长大。 钛含量足够多时，还可在奥氏体区内形成TiC，对形变奥 氏体再结晶起“钉扎”作用。
(3)冷却速度：随冷却速度增大，相变组织从铁素体一珠光 体向贝氏体、马氏体过渡。对于铁素体一珠光体型钢，冷速 增加，细化铁素体和珠光体晶粒，韧性提高，强度增大；冷 速过大，可能出现贝氏体和马氏体，降低塑性。对于贝氏体 钢，冷速增加，强度和韧性都提高较多；冷速过大，生成马 氏体，强度增加，伸长率下降。 (4)形变程度：在奥氏体未再结晶区进行形变时，形变程度 越大，相变后晶粒就越细小，综合力学性能就越好。 (5)形变速率：在不同的形变速率下，钢的显微组织变化不 很明显，对钢力学性能的影响不大。
硼在非调质钢中的作用
主要是增大贝氏体转变区的范围，在轧制缓冷的条件下， 这类非调质钢常常表现出非常好的强韧性。
非调质钢中的铝
铝的氮化物和V、Ti、Nb的氮化物有相似的影响，但析出 条件和产生的效果与其它元素相比存在一定差异。 AIN具有沉淀强化和细晶强化作用，但由于A1N在低温下的 过饱和铁素体中形核较困难，因此其沉淀强化作用没有细晶强 化对强度的贡献显著。
非调质钢的微合金化
合金元素的基本作用 非调质钢中的合金元素分为两类 其中一类是锰、铬、钼等合金元素，它们的作用除与在 普通合金钢中相同的作用之外，还通过降低相变温度来细化 晶粒，并细化相变过程中或相变后析出的微合金碳氮化物； 第二类是形成碳化物或氮化物的微合金化元素，如钒、 钛、铌、硼、铝等。根据它们在钢中存在形式的不同，将对 非调质钢的性能产生不同的影响。
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发展中国家微合金钢的潜力Geoffrey TitherNiobium Products Company Inc. Pittsburgh, PA1．简介在发展中国家，并不总是适合投资大型、现代化的厚板或热轧/冷轧机组，尤其在未经细致的市场调研的情形下，其实是不明智的。
这是因为成本投入巨大，并在许多方面，由于考虑剧烈的竞争－衰退周期，能实现的盈利很少。
一个更明智的方法是开发的产品能在小型工厂更经济的生产，从而只需较少的投资。
诸如紧固件、冷镦部件、拉拔线材、汽车锻件及工业、农业机械用锻件等是发展中国家在微合金钢开发和应用方面有待开拓的领域。
这是由于微合金钢比普通合金钢成本低，并且在许多方面，微合金钢可减免制造工序，从而实现比单单合金节省更显著的节约。
本文讨论微合金化的基本概念，但主要侧重于微合金钢的商用场合。
2．微合金钢设计微合金钢可定义为单独或者复合添加少量Nb、V、Ti和Al的低碳至中碳钢。
对机械性能的影响是基于这些微合金元素形成碳化物、氮化物或碳氮化物，这些化合物在再加热及后续过程中全部或部分溶解。
溶解和析出的动力学决定着通过微合金化所能获得效果。
溶解程度依赖于加热温度、保温时间、加热和冷却速率、碳氮化物的溶度积。
各种微合金碳化物、氮化物的溶度积如图1所示。
图1 微合金碳化物、氮化物的溶度积低碳高韧高强度低合金钢（HSLA）的实质是通过相变获得细小铁素体晶粒。
晶粒细化是唯一同时改善韧性的强化机制。
而对于中碳钢，珠光体团尺寸和珠光体片厚度决定韧性，前者受奥氏体晶粒尺寸影响，后者受碳含量影响，碳含量越低，渗碳体片越薄，韧性越好。
另一方面，珠光体片间距决定珠光体钢的强度，片间距受珠光体转变温度控制。
相变温度越低，片间距越小，强度越高。
再加热过程中各种微合金元素对晶粒粗化的影响如图2所示（2）。
如图所示，高温状态阻止晶粒粗化的效果，Nb比V、Al更为有效，而Ti，通常以TiN微粒弥散分布，是最有效的。
为使TiN有效阻止晶粒粗化，必须使Ti:N满足化学计量比，以保证TiN颗粒尺寸处于100－500nm。
偏离化学计量比将致使TiN逐渐失效，事实上将减慢凝固冷却，因此，铸锭浇铸通道变得不合适。
图2 各种微合金钢奥氏体晶粒粗化特性上述阻止晶粒粗化的效果，例如对于正火钢，特别是含量较低时（0.02-0.04％）,添加Nb作为晶粒细化剂十分有效，见图3（3）。
图3 Nb、V、Ti对正火型HSLA钢晶粒尺寸的影响在正火处理或随后的热变形冷却过程中，对于Nb和V，两种主要效应可能依赖于冷却前仍处于固溶态的微合金元素含量和随后的冷却速率。
例如，固溶态的Nb有显著的硬化效应，虽然在商业应用上这种效应在一定程度上被晶粒细化效应所抵消。
尽管如此，Nb可降低奥氏体向铁素体转变的温度，如图4所示（4）。
实际上，在所有微合金元素中，对于给定的奥氏体晶粒尺寸，处于固溶态的Nb 对降低奥氏体向铁素体转变温度的效果最大。
诸如Mn、Cr、Nb等降低相变温度的合金元素，同样减小珠光体片间距，以此提高强度。
图4 含Nb或不含Nb低碳钢CCT曲线（1300℃淬火）。
阴影区域表示碳氮化物析出区间，当冷却100s时，加0.43%Nb降低铁素体相变开始温度约50℃。
此外，在奥氏体向铁素体转变过程中和铁素体相冷至室温过程中，微合金元素Nb和V 也以碳氮化物析出，见图4，此类细小弥散析出物有强烈强化效果。
因为V比Nb更易溶入奥氏体，这意味着在给定微合金含量的条件下，铁素体中V(C,N)析出物颗粒远比Nb(C,N)颗粒多。
因此，添加V主要是为了析出强化，而Nb则主要作为晶粒细化，同时兼有析出强化和珠光体相变控制的三重角色。
但因注意，基于1：1的情况下，奥氏体固溶Nb是比奥氏体固溶V更为有力的析出强化剂，见图5（5）。
这是由于NbC（0.447nm）的点阵常数比VC（0.415nm）大，将引起周围基体较大的畸变。
图5 含碳0.45%钢由于沉淀强化所引起的屈服强度增量铁素体中析出物的控制因素是[Nb][C,N]在奥氏体中的溶度积。
当碳含量增至0.45%左右时，在任何温度均会减少Nb的固溶数量，如图6所示(5)。
轧制和锻造时典型的保温温度处于1150℃和1300℃之间，意味着当含碳0.45%时，上述两个温度分别有0.025%至0.07%的Nb进入固溶态。
图6 奥氏体中NbC的溶解度利用上述效果可使微合金钢设计成具有细晶粒、析出强化的微观组织。
作为选择，通过微合金元素和硬化元素的复合作用及增加冷速，可生产拥有异常强度与韧性配合的铁素体－贝氏体钢或自回火马氏体钢。
3．微合金锻钢3．1铁素体－珠光体钢20世纪70年代早期，欧洲开发了铁素体－珠光体型中碳微合金锻钢（6,7）。
主要目的是为了节省热处理成本，因为微合金钢使锻件在锻造状态就有高的强度与韧性，而不必象41XX系列传统低合金钢那样必须经过再加热、淬火和回火处理才具备如此性能。
微合金钢与传统淬火回火钢的工艺路径对比示意如图7所示。
近期微合金锻钢的钢种设计与工艺在最近国际会议讨论（8）。
图7 微合金钢比传统钢锻压更经济，且免除了矫直工序，并改善加工性能第一代开发的微合金锻钢是V-N 型的（49MnVS3），增加V 含量，强度线性提高，而韧性降低，见图8。
室温夏比V 型缺口冲击功仅7－14J ，韧脆转变温度高于室温。
V-N 钢与对比钢种韧性比较如图9所示（9）。
由于汽车制造商提出安全要求，改善微合金锻钢韧性不久成为重要要求。
这促使法国(10-12)、德国(13)和意大利(14)开发Nb-V 钢，及后来德国(15)开发V-Ti 钢。
后者的钢种设计采用最小钒含量0.10%结合高氮水平，并且Ti:N 比维持化学计量比，生产有用的强韧配合钢种。
Ti:N 比超过化学计量比(5)或者工件使用前经历双重再加热处理（设计或意外），TiN 颗粒变得过于粗大以致于不能阻止奥氏体晶界迁移。
Nb-V 锻钢的开发利用了Nb 的晶粒细化、减小珠光体片间距和析出强化的三重效果。
‘METASAFE’钢是Nb-V 微合金锻钢的主要家族(10-12)，主要钢种化学成分如表Ⅰ所示。
依据所示钢种，碳含量在0.15-0.45%间变化，碳含量下限比V-Ti-N 钢低得多，主要对改善韧性有益。
低碳含量同样能保证良好的焊接性。
表 Ⅰ主要‘METASAFE’钢的平均化学成分，wt%Charlier 和Bacher 认为METASAFE1000钢在1250℃保温1.5h 后大约有0.03-0.04%的Nb 溶解，具体见表Ⅱ。
因此，Nb-V 钢冶金设计时需有0.02%的Nb 处于未溶状态以有效细图8 中碳钢（0.35-0.50%）钒含量对强度与韧性的影响图9 各种材料缺口韧性（CVN ）化晶粒，而固溶态Nb 有助于片间距控制和析出强化。
如同图5(5)所示，当Nb 在0.03%时，由于Nb 的沉淀强化效果使屈服提高150MPa ，而等量的V 仅使屈服提高近50MPa 。
为达到同样的强化效果，V 必须达到约0.08%的水平。
表 METASAFE1000Ⅱ化学成分与溶解度数据（11）（a ） 化学成分，wt%（b ） 1250℃保温1.5h ，Nb 、V 和Al 的溶解度所以，优化的Nb 含量是轻微超过固溶量，对于METASAFE1000将处于0.05-0.06%之间。
约有0.02%未溶Nb 对奥氏体晶粒尺寸的影响如表Ⅲ所示（11）。
同样有意义的是疲劳寿命行为与原奥氏体晶粒尺寸有关（15）。
如图10所示，疲劳拉伸强度与原奥氏体晶粒尺寸的关系呈线性，为使持久极限在0.45-0.50之间，要求原奥氏体晶粒尺寸在ASTM 5-6.5。
METASAFE1000实际晶粒尺寸范围在5.4-6.2。
因此，细小的奥氏体晶粒尺寸有益于疲劳寿命，且能改善韧性。
表 6Ⅲ炉钢奥氏体晶粒尺寸，1200℃保温15min 钢号A B C D E F 5.7 5.6 6.2 5.4 奥氏体晶粒尺寸 3.7 3.5 Nb 钢图10 V-N钢（49MnVS3）疲劳强度与原奥氏体晶粒尺寸关系除了METASAFE外，其他已商业生产的Nb-V微合金锻钢列在表Ⅳ所示。
应用多种多样，且还可用于如连接杆（图11）、曲轴、凸轮轴和转向节部件，如止摆杆、后车轴、反应杆和旋转轴载板等。
Ⅳ微合金钢锻件表 Nb(±V)3．2低碳贝氏体，马氏体钢近来微合金锻钢研发注重开发复相钢（16,17）。
此类钢典型碳含量约0.10%，但碳含量可在0.05-0.25%之间变化。
为了控制热变形过程中奥氏体状态和冷却过程中相变特性加入Nb （0.05%），同时为控制相变加入Mn（1.6-2.0%）和Mo（0.40-0.50%）。
很明显，这类Mn-Mo-Nb钢的微观组织及力学性能依赖于钢的成分、工艺制度和冷却速率。
热加工态（普通或控制）和空冷态的物相是典型的有岛状马氏体的铁素体、上贝氏体和下贝氏体。
普通热轧（精轧温度高于1000℃）的条钢产品用于热锻，而控轧（精轧温度通常低于850℃）的条钢和棒材用于温锻或冷锻。
在空冷条件下，依据成分、变形过程、截面尺寸和冷速，Mn-Mo-Nb钢的屈服强度在425－550MPa间。
夏比V型缺口冲击功大约100J。
见表Ⅴ。
然而，如果锻件锻后直接淬火，屈服强度可升至730－850MPa的水平，并保持原先良好的韧性。
Ⅴ-Mo-Nb钢（25mm厚圆盘）热锻态力学性能（16）表Mn利用复相钢做了许多商业试制部件，最新的包括惰轮臂支架（冷成形）和下控制臂（热锻）。
后者锻后直接淬火并无需任何后续热处理。
用传统钢材和Mn-Mo-Nb钢制作的两种部件的力学性能见表Ⅵ。
Ⅵ-Mo-Nb(BHS-1)钢生产部件的力学性能表Mn（a） 惰轮臂支架（b） 下控制臂微合金锻钢直接淬火最近用于商业应用（19,20）。
Microtuff是含碳0.10-0.20%的专利钢材，并含约0.10%Nb。
未溶Nb(C,N)防止锻造时奥氏体晶粒长大；固溶态Nb作为强化剂，且据报道可提供20％强度增量。
部件锻后用简单传送系统浸入水中直接淬火或水幕加速冷却。
淬火装备并不复杂昂贵，例如，在Midland Forge淬火装备总共花费73.8万美元（离心泵22万美元和热交换器26万美元），仅用16h就可完成安装。
生产部件没有发生扭曲，此外，产品效能并没有因锻件终锻后25－30s内降500℃而受到影响。
直接淬火产生马氏体组织并自回火。
晶粒细小的自回火马氏体锻件显示异常高的屈服强度（945－1225MPa），且冲击转变温度低于0℃。
Microtuff的成分和力学性能如表Ⅶ所示。
Microtuff 10的力学性能与通过再加热淬火、回火的低合金钢AISI4140相似，两种钢的韧性对比如图16所示。
Microtuff钢的新应用被迅速推介，表Ⅷ列举了生产的零部件。