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１１１

东北大学硕士论文

摘要

Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ｇｒａｉｎ

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东北大学硕士学位论文

声明

声明

本人声明所呈交的学位论文是在导师的指导下完成的。论文中

取得的研究成果除加以标注和致谢的地方外，不包含其他人已经发

表或撰写过的研究成果，也彳ｉ包括本人为获得其它学位而使用过的

材料。与我一同工作过的对本研究所做的任何贡献均已在论文

中作了明确的说明并表示谫ｆ意。

本人签名：１习五偏

日期：２００３年８月

查！！查兰堡圭笙塞一—。！，！丝

１绪论

１．１前言

在机械和构件中，任何机械零件或构件在服役期间总是不同程度地承受各种

形式力的作用和环境因素的影响。为了使这些机件或构件安全町靠的运行，材料

就必须具备足够的强度和韧性。比如行驶在北方的汽车的梁类构件，必须具备较

好的疲劳强度和低温韧性。桥梁、铁轨以及油气输送管也都不同程度地有着类似

的要求。正因为如此，人们在材料强化和韧化的研究与探索中，一直在辛勤地开

拓着新的领域，并付之于实施在各类应用当中。超细晶粒钢的开发就是这一领域

中不懈努力的一支奇葩。

１．２超细晶粒钢的发展及国内外的研究状况

细化晶粒、提高钢的使用性能，不断满足用户对钢的更高需求，一直是冶金

工作者追求的目标。经过几十年工业界的努力，采用合金化、形变热处理、控制

轧制及轧后快速冷却等等，当今工业化生产的钢材晶粒尺寸一般可细化到３０１．ｔｉｎ

左右，最细达５９ｍ［１’…。如果通过技术创新使晶粒尺寸进一步细化，达到超细晶

粒，将获得更加优异的力学性能。超细晶粒钢除具有优良的力学性能外，还具有

降低结构自重，从而减少其结构用量和降低运输费用；同时其合金元素含量低，

便于回收，可重复使用等优点，因而可有效地用于生产中，符合社会可持续发展

的战略，为此我国政府将钢铁材料的超细晶理论与工艺的研究作为国家钢铁材料

的重大基础研究项目。其中碳索钢的强度级别要求达到４００ＭＰａ，晶粒尺寸细化

到４９ｉｎ或以下；微合金钢的强度级别要求达到８００ＭＰａ，晶粒尺寸细化到２９ｍ或

以下，并应该在超细品的基础理论研究方面有重大突破。

１．２．１超细晶粒钢的发展

２０世纪６０年代初，在美国材料研究中心等的支持下，美国钢铁公司及ＩＮＣＯ

公司等美国企业研究所和大学，系统地对钢铁材料组织极限微细化问题进行了研

究，材料涉及到低合金钢、高强度热处理钢、双相不锈钢等。在这些研究中，采

用各种组织控制法，得到了ｌｇｒｎ左右的超微细晶粒。同时对晶粒微细化材料的拉

伸性能如屈服强度、延伸率，夏氏冲击特性，疲劳特性的变化等也进行了详细的

奎！！叁兰堡圭丝兰

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研究。之后，Ｈ本、美国、澳大利弧等国的许多科学家们采用再结晶结合相变的

方法，在加工变形过程中予以各种控制来进一步细化晶粒ｍ４１

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２０世纪９０年代以来，研究者们进一步探索细化晶粒的途径及探讨相关理论

问题。澳大利亚的Ｈｏｄｇｓｏｎ研究了低合金钢的晶粒细化工艺和机理。日本和韩国

集中力量研究超细晶钢的制备工艺和性能特征。美国的ＤＳＩ公司探索了在热模拟

试验机上细化晶粒的途径，通过低温大变形等将铁索体平均晶粒直径细化到２ｐｒｏ

以下。英国通过楔形挤压将纯铁的晶粒细化到１岬以下。日本从１９９７年起，在

政府部门的推动下，开展了有关超细晶钢铁材料的两大科研计划，其一是由科学

技术厅通过日本金属材料研究所进行的ＳＸＴ．２１的１０年开发计划，目标是开发ｌｐｍ

级超细晶结构钢１５“】。另一个是由通商产业部以金属材料开发中心为主管机关进

行的特殊金属５年开发计划。以铁系、铝系及非晶态合金系材料为对象，目标是

开发１ｕｍ级的超细晶粒和数十个ｍ级的极细晶粒材料。我国科学技术部在１９９８

年１２月批准了“新一代钢铁材料的重大基础研究项目”，对碳素宅｜；＿９和微合金钢进

行晶粒细化研究。

１．２．２获得超细晶粒的方法

由文献［３］可知：获得超细晶粒的要点是，增加相变驱动力；增加晶核形核

率；降低晶粒长大速度。目前获得超细晶粒的方法已有多种，其中是：大压下一

急冷；形变诱导相变；多轴加工；施加强磁场以及反复重叠接合／ｆＬ＇带０（Ａｃｃｕｍｕｌａｔｉｖｅ

Ｒｏｌｌ—Ｂｏｎｄｉｎｇ）（以下记ＡＲＢ）等。

１．２．２．１大压下一急冷

在介稳定Ｙ区或Ｙ低温区进行大变形后急冷，细化显微组织。ｏ．２Ｃ一０．８Ｍｎ钢，

１０００。Ｃ）ｊＨ热Ｙ化，以５０。Ｃ／ｓ冷却到５３０。Ｃ，进行７０％的变形后急冷，得到１．Ｏ岫

的细小ｄ晶粒‘“。

在（吼吖）两相区进行大变形后急冷，通过Ｙ—Ｏｌ的相变及铁素体的再结晶细

化显微组织。Ｏ．０５Ｃ一１．０％Ｓｉ一１．５Ｍｎ．０／０．２Ｎｂ钢，在（０【＋ｖ）两相区的８００℃进行６０％

的大变形，变形后急冷到室温，得到２ｐｍ的细小铁素体晶粒。

在（０【＋碳化物）两相区进行大变形，通过铁素体的再结晶及碳化物对晶粒长

大的抑制作用细化晶粒。０．１５Ｃ．０．４Ｓｉ一１．３Ｍｎ－０．０２Ｎｂ钢在７００。Ｃ进行９０％的夫变形，

得到Ｏ

６６｝ｔｍ的ｏ【晶粒。

利用马氏体温加工细化奥氏体和铁素体晶粒。０．３％Ｃ．９％Ｎｉ钢在５５０。Ｃ对马氏

查！！奎兰堡圭丝塞

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体进行９０％的温加工得到Ｏ．５ｐｍ的细小Ｙ晶粒。

１．２．２．２形变诱导相变

形变诱导相变又称为应变诱发相交。８０年代末期，日本的Ｙａｄａ等提出了应

变诱发相变和铁索体动态再结晶获得超细铁索体组织的新方法。利用该方法，Ｙａｄａ

等在实验室模拟轧机上将ｃ—Ｍｎ钢的铁素体晶粒细化至２～３９ｍ。其后，韩国的Ｌｅｅ

等利用该方法将Ｃ．Ｍｎ－Ｎｉ－Ｎｂ钢的铁素体晶粒细化至１．１ｐｒｏ，澳大利亚的Ｈｏｄｇｓｏｎ

等将普通的Ｎｂ—Ｔｉ复合微合金化钢的铁素体晶粒尺寸细化至１．０ｐｍ。１９９８年，在

国家攀登预选Ｂ项目．新一代微合金高强高韧钢研究试验中，钢铁研究总院在对

高洁净的Ｎｂ—Ｔｉ复合微合金化钢进行应变诱导热变形模拟试验时发现：通过两道

次应变诱导相变，可获得体积分数近８０％，晶粒尺寸小于１．Ｏ／ａｍ的超细铁素体组

织。常规控轧和形变诱导铁素体相变轧制相结合也可以进一步细化铁素体晶粒。

对Ｘ６５管线钢，常规控轧后，在１０９３Ｋ经过三道次（５０％＋５０％＋５０％）的轧制可

以应变诱导出体积分数达到９８％的铁素体，平均晶粒直径可细化至０，９２ｐｍ。

１．２．２．３多轴加工

多轴加工就是多向变形，当施加多方向变形时，使结晶取向不同的各晶粒都

在发生均匀变形，从而获得晶粒大小均匀，且具有大倾角晶界的铁素体组织。这

种加工方法与单向变形工艺相比，使金属在广泛的领域内导入大变形，进一步提

高金属内部的变形积累度，从而加速铁素体的形核速度，获得微细、等轴的铁素

体晶粒。

最近，对试样施加变形的ＥＣＡＰ（Ｅｑｕａｌ—Ｃｈａｎｎｅｌ

ＡｎｇｕｌａｒＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇ）方案引

起了人们的关注。将试样放入横截面形状完全相同并成一定交角的弯曲通道中，

试样在压力作用下通过管道时，在管道弯曲处产生一定量均匀的纯剪切变形，管

道的弯曲角度越大，试样通过一次的变形量就越大。由于试样反复地承受来自不

同方向的变形，使材料的组织和性能发生显著变化，在材料内部形成亚微米晶粒

的超细组织。

利用这些多向变形技术，增加了加工变形累积，促进奥氏体向铁素体相变，

并破碎晶粒。这种技术可有效地细化晶粒，但是应用于工业生产尚存在许多难点。

１．２。２．４强磁场

强磁场也是影响金属尤其是钢铁材料相变的主要因素之一。但由于获得强磁

场存在许多困难，使其研究范围受到限制。最近，超导体的迅速发展，能够获得

东北大学硕士论义

１绪论

１０Ｔｅｓｌａ强度的磁场，促进了对强磁场Ｆ各种现象的研究。

国外利用强磁场来改变显微组织的研究成果如下：

定量地评价了磁场对ｙ一０【相变的促进作用。磁场使铁素体与奥氏体的平衡温

度Ａ，提高，获得的铁素体体积百分数增大，晶粒尺寸细化。由于磁场的存在，

铁磁性Ⅱ相的自由能因塞曼效应而降低，同时，顺磁性Ｙ相的自由能降低得很少。

假设发生相变所需要的相变驱动力不因磁场的存在而改变，那么，Ｙ—ｄ的相变温

度和０ｌ—ｖ的逆相变温度因磁场的存在而上升。

１．２．２．５反复重叠接合轧制（ＡＲＢ）

大压下细化晶粒已为人们所共识，但受大生产条件的制约，大压下不易实现。

反复重叠接合轧制（ＡＲＢ）就是多次反复地将轧制后的板材，切断、重叠接合、

再轧制。通过多周期的ＡＲＢ轧制，材料的晶粒细化，强度提高。通常，超微细

晶粒的形成与车ＬＮ温度和轧制的周期数有关。轧制温度降低、轧制周期数增加，

易于形成微细晶粒。

ｌＦ钢在５００℃进行７周期的ＡＲＢ轧制，获得平均晶粒尺寸４２０ｎｍ的超微细

晶粒，比原来的强度提高３．１倍。

１．２．３晶粒超细化的极限及其控制

目前，以相变和再结晶为基础的热处理（或形变热处理）得到的细化晶粒尺

寸大约是１ｌ－ｔｍ左右。如果晶粒细化到０．１ｐｍ的程度，那么，材料在变形时，将

变形均匀且不产生应力集中，材料的强度接近理想强度。因此，获得平均直径为

０．１ｐ．ｍ的晶粒将是结构钢组织控制所追求的目标。

利用形核、核长大来细化晶粒的情况下，临界形核核心的尺寸是晶粒细化的

‘个度量。临界形核核心与形核驱动力有关，驱动力越大，临界形核尺寸越小。

通常，相变比再结晶的形核驱动力大（例如，ｖ向０【相变的形核驱动力为２００Ｊ／ｍｏｌ

左右，再结晶的驱动力为２０Ｊ／ｍｏｌ左右），相变的临界形核尺寸为０．１Ｉ－ｔｍ，再结晶

的临界形核尺寸为ｌｌａｍ，因此，本质上相变比再结晶细化晶粒的能力强。若要获

得０．１ＬＬｍ的超细化晶粒需要依赖于相变来完成。

相变时加大过冷，增加形核驱动力和通过加工使母相中导入更多的位错，增

加形核核心，是细化晶粒所必要的。另外，晶粒越细，长大速度越快。若要获得

超细化晶粒，控制晶粒长大是非常重要的。

东北大学硕士论文

１绪论

通过相变细化晶粒的另一个问题是相变相与母相间的结晶方位问题。如果相

变相具有相同或相近的结晶取向，则即使有大量的微细核生成，长大、聚合后也

只能形成小角度晶界，它们的集合体成为一个大晶粒，不能得到微细晶粒。实际

上，在晶界和位错等晶格缺陷上形核时，它们的结晶方位数非常有限，只能形成

有限方位数的晶核，所以在超细化晶粒组织中亚晶出现的频率增加。为了获得超

细化晶粒，相变生成核的结晶方位控制也是非常重要的。

由于杂质元素增加钢的氢脆、冷脆等各种脆性，所以提高钢的纯净度对改善

使用性能非常有效。可是，杂质元素对晶粒的超细化却发挥着重要作用。即杂质

元素以固溶或微细第二相（碳氮化物或硫化物等）的形式存在时，对晶界迁移、

再结晶及晶粒长大起抑制作用。硫、磷元素还可以提高钢的淬透性。没有晶界偏

析和夹杂物的钢，其组织粗大，强度和韧性低，也许是纯净度太高的原因。从组

织控制的观点看，不能仅单方面提高纯净度，适当保留一些杂质元素，巧妙地利

用微细夹杂物来细化晶粒也是一种好的办法［４ｊｏ］。

１．２．４超细晶粒钢的性能及其特点

随着］：程应用不断对材料提出更高的性能要求，人们一直致力于改善钢的显

微组织，细化晶粒［１“。在通常的细晶尺度范围内，钢的力学性能随显微组织的细

化而提高，即晶粒愈细，钢的强韧性愈高。晶粒尺寸与强度之间遵从Ｈａｌｌ．Ｐｅｒｃｈ

关系式。但当晶粒尺寸细化到微米、亚微米级，作为超细晶粒钢时，其性能具有

新的特点。

１．２．４．１超细晶粒钢的强度与韧性

在超细晶粒的范围内，钢的屈服强度与ｄ１门（ｄ为晶粒直径）不是线形关系，

而是基本符合Ｈａｌｌ—Ｐｅｔｃｈ关系式㈦ｌ，见图１．１。晶粒尺寸从１０９ｍ细化至１ＬⅡｎ的

超细晶粒钢，利用Ｈａｌｌ－Ｐｅｔｃｈ关系式计算的强度预计可提高４００ＭＰａ左右。铁素

体晶粒由２９ｉｎ细化到ｌｇｍ时，屈服强度可以提高２００ＭＰａ左右。这意味着现在

的４００ＭＰａ级结构钢在不添加任何合金元素的条件下，如果晶粒细化到ｌｇｍ，屈

服强度可达到８００ＭＰａ级高强度结构钢水平；屈服强度达到８００ＭＰａ的微合金钢，

如果晶粒尺寸由２ｐ．ｍ细化到ｌｇｍ，屈服强度可进一步提高。利用超细晶粒钢的

这个特征可以大幅度地减少用于建筑物和大型结构的钢材用量。

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例１．１试验钢的屈服强度与平均晶粒直径的关系

Ｆｉｇ．１．Ｉ

Ｒｅｌａｔｉｏｎｂｅｔｗｅｅｎ

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据文献［１３】，当晶粒尺寸大于ｌｂｔｍ时，随晶粒细化强度提高的幅度小；当晶

粒细化到１

ｂｔｍ以下时，随晶粒细化强度显著提高。对于ＵＦＯ（Ｕｌｔｒａ

Ｆｉｎｅ—ｇｒａｉｎｅｄ

Ｏｘｉｄｅ—ｄｉｓｐｅｒｓｉｏｎ）钢，当晶粒直径细化到０．１８／』＾ｒｎ时，屈服强度和抗拉强度分别达

到了１．６ＧＰａ和１．８ＧＰａ。晶粒超细化导致了单轴拉伸过程中的不连续屈服向连续

屈服转变。铁素体晶粒细化，应变硬化系数Ｋ值增大，而表征应变硬化能力的应

变硬化指数ｎ值变小，见图１．２【ｌ】。

。般情况下，为了改善低温韧性，低温容器用钢中往往添加价格昂贵的合金

元素镍。利用超细晶的优点，不添加合金元素也可确保钢的低温韧性。超细晶Ｃ．

Ｍｎ钢在．１６４。Ｃ代替９Ｎｉ钢使用在ＬＮＧ贮藏槽上就是一个有代表性的例子㈣。文

献【１２１报道了Ｆｅ．０．１５Ｃ一０．３Ｓｉ．１．５Ｍｎ．Ｐ钢，当铁素体晶粒细化到１Ｉｘｍ以下时，钢的

韧脆转变温度降低１００Ｋ；即使添加Ｏ．１％的Ｐ，在低温仍能保持较高的冲击能，克

服了Ｐ元素增加脆性的缺点，且还有效地发挥了Ｐ元素的固溶强化作用。也有文

献吲６】手艮道，为了综合提高细晶粒钢的强度和韧性，通过控制ｆ／ｄ（ｆ－碳化物的体

积率，ｄ一碳化物晶粒直径）来进行。碳化物析出量增多、颗粒尺寸减小即踟增

大，钢的强度和韧性综合提高。通常碳含量越高，轧制温度越低，ｆ／ｄ越大。原始

组织为马氏体组织比铁素体一珠光体组织加工时更容易得到较大的ｆ／ｄ。

６

一．￡口∞，一。一

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图ｔ．２均匀塑性变形的ｎ和Ｋ与铁素体平均晶粒直径的关系

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ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｖｅｒｓｕｓｍｅａｎ

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１．２．４．２超细晶粒钢的塑性

在细晶粒范围内，随着晶粒的细化，钢的塑性提高。塑性失稳前的均匀伸长

并不受晶粒尺寸的影响。而随着晶粒的超细化，断裂前的不均匀伸长率不变，均匀

伸长率减小，总延伸率也减小，断面收缩率提高［１，Ｓ，９，］４，１８，１９｝。

文献［６，１５，１６】报道了晶粒尺寸在ｌｐａ－ｎ以下时，均匀延伸率几乎为零。为

提高均匀延伸率，复相组织比单相组织好∞Ｉ。伴随着晶粒的超微细化，特别是在

高速或低温变形时，超细晶粒钢还易于产生塑性的不稳定性【“２“２”。目前，超细

晶粒钢的塑性变形行为和机理尚不清楚，还有待于进一步研究。

１．２．４．３超细晶粒钢的焊接性能

超细晶粒钢具有良好的焊接性能。现在使用的８００ＭＰａ级高强度钢大都添加

了大量的合金元素，碳当量较高，焊接性能差、焊接时易产生裂纹。为改善焊接

性能，只好先将钢板预热到１５０℃左右再进行焊接。但超细晶钢由于是利用晶粒

细化提高强度，合金元素含量很少，因而碳当量低，改善了焊接性能，焊接时也

省略了预热工序。

超细晶粒钢还具有良好的耐腐蚀性能及抗晶问断裂等性能。由于超细晶钢具

有以上的优点，因而可有效地应用于各产业领域，尤其是在超高层大厦，天然气

输送管线及极低温贮藏槽等领域效果更加显著。

晶界可把塑性变形限定在一定的范围内，使变形均匀化，因此细化晶粒可以

笔墨墨口芑若每。苗

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２

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罡量．譬

东北大学硕士论文

１绪论

提高钢的塑性。晶粒又是裂纹扩展的阻力，所以细化晶粒还可以改善铡的韧性吲。

１．３通过控制轧制与冷却来细化铁素体晶粒

１．３．１控制轧制与控制冷却工艺

通过相变能够细化晶粒（再结晶的情况下也是如此），其关键是形成尽可能

多的晶核。增加形核区密度、加大形核驱动力，都能增加形核率。

在低碳钢ｖ寸嘎相变时，细化吼晶粒的方法如图１．３所示。

①

⑦

▲

拎却速度

ｔ”＞ａ

图１．３通过Ｙ＿Ⅸ相变细化Ⅸ晶粒的方法

Ｆｉｇ．１

３

Ｒｅｆｉｎｉｎｇ

ｔｈｅⅡＧｒａｉｎｓ

Ｔｈｒｏｕｇｈ

ｖ—｝ⅡＴｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ

Ｃｈａｎｇｅ

即：（１）加大冷却速度；

（２）细化奥氏体组织；（３）由加工硬化状念ｖ进

行相变；（４）在Ｙ晶粒内分布适当的析出物和非金属夹杂物等四种基本方法。

（２）、（３）、（４）是增加仳形核部位的方法。（１）是通过加大过冷度、增加相变

驱动力，从而提高形核率的方法。这些方法中，（３）是最有效的细化０【晶粒的

方法。

从金属学的角度看具有代表性的形变热处理方法—控制轧制与控制冷却工艺

（ＴＭＣＰ），由如图１．４所示的三个阶段（再结晶ｙ区轧制，未再结晶Ｙ区轧

制，两相区轧制和控制冷却）构成。在上述的Ⅱ晶粒细化方法中，再结晶ｖ区轧

制属于（２），未再结晶Ｙ区轧制属于（３），控制冷却阶段属于（１）。热加工工艺

圆黟

奎！！尘兰至圭尘苎：一．—。：。：—：，。——＝—————』＝：！丝

中，可以巧妙地综合运用各种细化晶粒的方法。在热加工后，为了把Ｙ维持在未

再结晶（加工硬化）的状态，必须添加微量的Ｎｂ或Ｔｉ。

另外，图１３中方法（４）常被用来改善焊接影响部位的韧性和提高机械结

构用热锻造非调质钢的韧性，是今后重要的细化方法。另外，液态铸轧薄板工艺

作为现ｊ生厚坯连铸．连轧工艺的替代工艺，正引起广泛的重视。这样的薄坯铸轧工

艺不能采用大的压下量，所以不能使用（２）和（３）那样的工艺。

Ｂ斓

图１．４控制轧制与控制冷却的３个阶段的结晶组织

Ｆｉｇ．１．４＂１、ｈｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ

ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ

ｏｆｔｈｅｔｈｒｅｅ

ｓｔａｇｅｓｄｕｒｉｎｇ

ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ

ｒｏｌｌｉｎｇ

ａｎｄｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ

ｃｏｏｌｉｎｇ

控制轧制与控制冷却工艺是现代钢铁工业取得的最重要技术成就之一，近年

来，东北大学国家重点实验室在控制轧制与控制冷却方面进行了大量的研究工作

卜“】，他们研究了不同钢种、不同工艺条件下控制轧制与控制冷却的影响规律。

如钢板力学性能各向异性的变化规律、奥氏体未再结晶区不同工艺条件对厚板的

组织和性能的影响规律等，这些都有助于我们在实际生产中充分发挥控制轧制与

控制冷却的工艺效果。

控制轧制分为奥氏体再结晶区控制轧制（又称４为Ｉ型控轧）、奥氏体未

再结晶区控制轧制（又称为ＩＩ型控轧）和（ｙ＋＆）两相区控制轧制（又称

为ＩＩＩ型控轧）。在实际的控制轧制中，一般采用上述几种方式的组合，即在奥

氏体变形高温阶段，通过奥氏体再结晶区控制轧制得到等轴细小的奥氏体再结

９

垒！！奎兰堡圭丝塞

！三矍！垒

晶晶粒；在奥氏体未再结晶区变形得到“薄饼型”未再结晶的晶粒，晶内出现

高密度的形变孪晶和形变带，从而增加了有效晶界面积；在（Ｙ＋ａ）两相区

变形时，一方面奥氏体晶粒被拉长，另一方面已相变的铁素体晶粒内部出现亚

结构。

控制冷却过程是通过控制轧后三个不同冷却阶段的工艺参数，来得到不同

的相变组织。这三个阶段分别称为一次冷却、二次冷却和三次冷却。一次冷却

是指终轧温度到Ａ，，温度范围内的冷却，其目的是控制热变形后的奥氏体晶粒

状态，阻止奥氏体晶粒长大和碳化物析出，固定由于变形引起的位错，增大过

冷度，降低相变温度，为ｖ＋ｏＬ相变作准备，一次冷却的＿丌冷温度越接近终轧

温度，细化奥氏体和增大有效晶界面积的效果越明显。二次冷却是指钢材经一

次冷却后进入由奥氏体向铁素体和碳化物析出的相变阶段。通过控制相变开始

冷却温度，冷却速度和终止温度等，可达到控制相变产物的目的。三次冷却或

空冷是指对相变结束到室温这一温度区间的冷却速度的控制。

控制轧制过去只是简单地理解为低温轧制，它是指在比常规轧制温度稍低

的条件下，采用强化压下和控制冷却等工艺措施来提高热轧钢材的强度和韧性

等综合性能的一种轧制方法。而现在更广泛地被解释为从轧前的加热到最终轧

制道次结实为止的整个轧制过程实行最佳控制，以使钢材获得预期良好性能的

轧制方法。在有的文献中仍把对钢材轧后冷却的控制列入控制轧制范围内。但

近几年来的许多文献，把此二者分别称为控制轧制和控制冷却。不管怎样，此

二者是紧密相连的，往往把控制冷却作为控制轧制之后继续进行的工艺措施。

控制轧制技术一般多用在结构钢上。对结构钢的要求是：高强度、高韧性

和良好的焊接性能。可称为对结构钢要求的三要素。为使结构钢获得这些良好

的性能，最好的方法是使钢的晶粒细化。

１．４通过控制轧制与冷却来细化ＳＳ４００钢的晶粒ｐ３］

１降低轧制温度，特别是终轧温度，在（接近）ｍ，点终轧，利用形变诱导

相变获得大部分的形变诱导铁素体，并使尚未发生转变的部分奥氏体处于未再结

晶状态，促进随后铁素体相变的发生。

２增加终轧压下量，利用大变形产生的晶格的畸变、位错累积、变形带来增

加奥氏体、铁素体相变的形核部位，细化铁素体晶粒；在变形温度较低时，增加

终轧压下量还可以使铁素体发生动态再结晶，从而细化铁索体晶粒。

３终轧后短时间内快速冷却，抑制晶粒长大，保留变形组织的有利作用。

４降低终冷温度，为控制中温区的贝氏体转变创造条件。

将上述原则落实在带钢热连轧机组，可以采取以下工艺措施：

（１）改变中间坯厚度，增加精轧机组的总压下量

（２）调整精轧机组的负荷分配，使终轧道次有较大的变形量

（３）在设备能力允许多条件下降低终轧温度，创造有利于晶粒细化的条件

（４）加大层流冷却的用水量，控制带钢冷却速度和卷取温度，得到细化组织

１．５细化晶粒对钢的疲劳性能的影响

金属材料（或机械零件和构件）在变化载荷作用下，经过较长时间或较长应

力循环周次）运转后，会产生突然失效或破坏，称作金属的机械疲劳。据统计，

在各类零件部件的失效中，大约有８０％是由于疲劳破坏所引起的。随着大容量、

大功率、高速度、高效率机械设备（特别是运输机械）的出现，那些承受往复或

振动载荷零件的１作条件更加苛刻，疲劳断裂的问题更加突出，除了一般的疲劳

断裂外，在特殊环境（如高温、低温、腐蚀介质等）下的疲劳问题也越来越多。

因此疲劳问题越来越引起人们的重视。

人们对疲劳问题的研究已经有１００多年的历史了，早期的研究主要集中在疲

劳破坏的宏观规律方面，而对于疲劳机理的研究，由于受到实验手段的限制，则

主要是通过金相显微镜，对金属表面在交变载荷下的滑移过程、滑移带以及驻留

滑移带的形成等方面进行研究。血十年代以后，各类电子显微镜及其他先进测试

仪器的出现和完善，大大促进了疲劳机理的研究。位错理论的发展则对疲劳裂纹

萌生和扩张的研究提供了微观理论依据。现在人们已经可以利用电镜观察到疲劳

过程中金属内部位错结构的变化。六十年代以后，断裂力学在疲劳（主要是在裂

纹亚临界扩展）中的应用，是对经典疲劳宏观规律研究的补充和重大发展，它一

方面为评定和选择材料提出了新的性能参量，同时，它提供的ｄ。／ｄ。一△Ｋ之间的

关系，又是新的有效寿命疲劳设计方法——“破损安全设计”的计算基础。

研究表明，钢中晶粒尺寸的平方根ｄ＿１２与疲劳极限之间存在着线性关系。

Ｄ．Ｖ．Ｗｉｌｓｏｎ口４】根据自己及别人的实验结果，把疲劳强度ｏ。，与晶粒尺寸的关系，整

理成图１

８的形式，并认为图中的直线可用Ｈａｌｌ．Ｐｅｔｃｈ关系来描述

ｏ。ｆＩｏ。＋Ｋｏｄｌ。

奎！！奎耋堡圭篁苎

！丝篁

ｄ——晶粒直径，微米；

Ｂ、Ａ一常数，常数Ａ与实验结果比较符合Ｐ２’３”。

品粒尺寸彳ｉ仅会影响钢的脆性断裂应力和脆性转变温度，而且随着晶粒尺寸

增大会促进钢脆性裂纹扩展，从而加速了钢的低温脆性断裂。文献［３６】表明：

ｏ．４Ｃ—Ｍｎ．Ｃｒ－Ｍｏ钢原始奥氏体晶粒尺寸增大，脆断裂纹扩展能增加，从而加速了

裂纹扩展速度。

１．７疲劳断口

１．７．１疲劳断口的微观特征

疲劳裂纹扩张第１阶段，通常是以周期滑移导致滑移面分离（脱开）的方式

进行的。在电镜下观察，断口形貌呈现周期解理的特征一明显的河流花样，平坦

区，有时还可观察到第二相粒子与基体组织之间晶断裂，还可能伴有与河流花样

相垂直的极细小的条纹。在电镜下观察疲劳裂纹扩张第１Ｉ阶段的断口，可以看

到“疲劳条纹”或“辉纹”。它是第二阶段断口形貌的主要特征，往往也是判断

疲劳损伤的重要依据。但是，并非所有疲劳断口上均有疲劳条纹特征存在。一般

认为，疲劳条纹是由多重滑移（或复杂滑移）所引起，无晶体学特征。根据疲劳

条纹在断口表面造成的浮凸程度以及塑性变形量的大小，可以将他分为塑性条纹

和脆性条纹。塑性条纹形成时，在断口表面发生大量塑性变形，而脆性条纹形成

时，塑性变形量很小，在断口上既有疲劳裂纹，又有与之垂直的脆性解理河流花

样存在。在疲劳断口上，除条纹外，还会出现一些形貌特征，如二次裂纹，轮胎

压痕、韧窝及准解理等等。

１．７．２铁素体晶粒的疲劳电子断口

铁素体和珠光体混合组织的断口呈现出略有隆起的条纹区域，条纹间距是不

均匀的，它的方向与宏观裂纹的扩展方向是垂直。铁素体晶粒这种“峰与谷”的

构造是与裂纹尖端的塑性钝化和复锐过程密切相关的，自由铁索体晶粒度的这种

裂纹长大方式是退火亚共析钢经常出现的断裂方式。在退火的低碳钢中（如Ｆｅ－

Ｏ．２３％Ｃ），当疲劳裂纹扩展速率低于３ｘ

１０。３ｒｎＹｓ时，可以在断口上呈现出边界弯

曲的断裂小裂面，滑移线贯越晶粒，小裂面的直径约３０１ａｍ，这是在铁素体晶界

处发生断裂的反映，这种断裂方式仅仅出现于周期应力强度因子低于８．５ＭＰａ．ｒｎｌｌ２

１６

东北大学硕士沦文

１绪论

时。也有人认为，在△Ｋ较低时，若反向塑性区尺寸等于或小于铁索体晶粒，低

碳钢中会出现晶间断裂。在单向拉伸时，裂纹前端的反向塑性Ｙ。为：

Ｙ。＝（１／５．６Ⅱ）（Ｋｍａｘ／ｏ。）２

（３－５２）

反｛柚塑性区尺寸约为单调塑性区的ｌ／４。当Ｋｒｎａｘ＝８．９

ＭＰａ·ｍ”２时。也单调塑性

区约为１

５０９ｍ，反向塑性区约为３８９ｉｎ。退火Ｆｅ，０．２３％Ｃ钢的铁索体平均直径约

为３０１ａｍ，它和ｖ。的大小相当。因此，对低碳钢而言，当反向塑性尺寸等于铁素体

晶粒直径时，低△Ｋ的疲劳裂纹扩展途径与显微组织有明显的依赖关系。（２）当

△Ｋ大于２０Ｍｐａ·ｍ“２时，退火的中碳钢（如Ｆｅ．０．４５％Ｃ）中出现孤立的穿晶断

裂小裂面，这些小裂面包含着河流条痕和撕裂岭，断裂源通常位于小裂面内部。

在碳含量稍高～些的碳钢（如Ｆｅ．０．６４％Ｃ）退火组织中，Ｋｉｎａｘ高于１２ＭＰａ·ｍ“２

时，穿晶小裂面就更容易见到。当Ｋｍａｘ高于２０ＭＰａ·ｍ“２时，裂纹前沿出现成

群的小裂面（爆裂式小裂面）。小裂面呈扇形，断裂源则位于试样缺口附近的小

裂面边缘上，河流条纹的走向表明，局部的裂纹是穿过小裂面而长大的。因此在

碳量较高的退火亚共析钢中，裂纹长大是穿晶解理断裂的结果。由于电子断口存

在河流花样和撕裂岭，可以认为裂纹的推移是结合了韧性的和解理的两种方式来

进行的。

通常在退火Ｆｅ—Ｃ合金中出现的疲劳断裂机构有：（】）珠光体晶团的切变形

变断裂；（２）珠光体晶团的微孔萌生和长大；（３）在铁素体中裂纹尖端的塑性钝

化和复锐。从断裂途径来看，出现晶间断裂和穿晶断裂。低碳钢的疲劳断口中存

在晶间断裂，当周期应力强度因子小于８

ＭＰａ·ｒｒｔ”时，在中碳和碳量高一些的

亚共析钢中出现穿晶断裂。在退火Ｆｅ一０．６４％Ｃ钢中，当△Ｋ大于２０ＭＰａ·ｍ“时，

发生“爆裂”式的穿晶断裂，裂纹的扩展是韧性和解理两种方式混合断裂的结果

硎。

１．７．３铁素体晶粒尺寸对疲劳断口的影响

增大自由铁素体平均晶粒尺寸将相应的提高疲劳裂纹扩展速率。如果断口上

条纹形成是通过裂纹尖端的钝化和复锐来实现的，裂纹扩展的途径就优先指向并

穿越自由铁素体，故铁素体的形态是控制裂纹扩展速率的主要因素。因为有多大

的铁素体晶粒就有可能有多长的裂纹长度。珠光体量、形态和分布的作用是第二

位的‘３“。

垒！！查兰堡；！丝塞

！塑垒

１．８研究的目的和意义

本文是结合国家“９７３”项目，“新一代钢铁材料的重大基础研究一轧制过程

中实现晶粒细化的基础研究”进行的。所研究的钢为超级钢ＳＳ４００，该钢在工程

结构中用量最大、应用广泛的钢种之一普通碳素结构钢ＳＳ４００的基础上，通过控

制轧制细化晶粒来改善其综合性能。本论文主要探讨各种细化晶粒的途径和相关

理论问题，研究超级钢ＳＳ４００的疲劳断裂问题、拉伸断裂问题及冲击断裂问题。

１．９本文研究的主要内容

本文针对宝钢生产的超级钢ＳＳ４００钢，采用扫描电镜、电子拉伸实验机、冲

击实验机等，对以下几方面进行研究。

（１）为研究超级钢￥８４００钢的疲劳断裂行为，截取超级钢ＳＳ４００的疲劳试

样，通过疲劳实验绘出该钢的疲劳Ｓ－Ｎ曲线，并与ＳＳ４００钢、３４０ＴＭ

钢的疲劳曲线进行对比，然后从疲劳试样上截取疲劳断口试样在扫描

电镜下进行观察研究。

（２）为研究超级钢ＳＳ４００钢的拉伸性能，截取超级钢ＳＳ４００的拉伸试样，

通过拉伸实验研究该钢的屈服强度、抗拉强度及延伸率，并与ＳＳ４００

钢、３４０ＴＭ钢的性能进行对比，然后从拉伸试样上截取断口试样在扫

描电镜下进行观察研究。

（３）为研究超级钢ＳＳ４００钢的冲击断裂行为，截取超级钢ＳＳ４００的冲击试

样，通过冲击实验绘出该钢的韧脆转变温度曲线，并与ＳＳ４００钢、３４０ＴＭ

钢的韧脆转变温度曲线进行对比，然后从冲击试样上截取断口试样在

扫描电镜下进行观察研究。

（４）为研究超级钢ＳＳ４００钢的冷弯性能，截取超级钢ＳＳ４００的冷弯试样，

通过冷弯实验，与ＳＳ４００钢、３４０ＴＭ钢的冷弯性能进行对比，并研究其

硬度性能。

（５）为研究超级钢ＳＳ４００钢的焊接性能，制作超级钢ＳＳ４００的焊接试样，

然后通过拉伸、冲击、硬度、显微组织实验来研究它的焊接性能。

１８

垒！！叁兰堡圭篁塞

：壑丝堡墼垫！！：￡！坠

２超级钢ＳＳ４００的拉伸性能

２．１前言

目前，普通碳素结构钢的屈服强度水平为２００

ＭＰａ级，为了满足未来经济和社

会发展的需要，需要研究和开发出高强度和长寿命的新一代钢材，为提高钢的强

度，过去一般采用固溶强化（如１６Ｍｎ）或者通过控轧控冷工艺并利用沉淀强化

（如３４０ＴＭ）来提高强度。超级钢ＳＳ４００使用普通碳素结构钢ＳＳ４００相近的成

分，通过控制轧制与控制冷却工艺细化晶粒使钢的屈服强度由２００

ＭＰａ级提高到

４００ＭＰａ级。本章将研究超级钢ＳＳ４００的显微组织和拉伸断裂性能并和ＳＳ４００钢、

微合金结构钢３４０ＴＭ进行对比。

２．２实验材料与方法

２．２．１实验材料

实验材料为宝钢生产的超级钢ＳＳ４００及ＳＳ４００、３４０ＴＭ钢。实验钢的化学成

分见表２．１。

表２．１实验钢的化学成分，州％

Ｔａｂｌｅ２．１Ｔｈｅｃｈｅｍｉｃａｌ

ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ

ｏｆｔｅｓｔｅｄ

ｓｔｅｅｌ

ＣＳｉＭｎＰ

ＳＴｉＮｂ

３４０ＴＭ０．０６２０．０７８Ｏ．９５Ｏ．００１５３

０．００５５０．００７

０．０３９６

超级钢ＳＳ４０００．０９９１０．１７１．１４０．００１５０．００７９

ＳＳ４０００．２ｌ０‘３５１．３０

≤０．０３５

≤０．０３５

铲～咖…吕瑚川…＝兰……融…

东北大学硕士论文

２超级钢ＳＳ４００的拉伸性能

钢的生产工艺过程为：氧气顶吹转炉炼钢，并浇铸成２５０ｒａｍ厚的连铸坯。

板坯尺寸为２５０ｍｍＸ１５５０ｒａｍ×１００２０ｒａｉｎ，成品尺寸为５ｍｍ×１５５０

ｉｉｌｌ／１。板坯

加热温度为１２００。Ｃ，终轧温度为８００。Ｃ，最低的卷取温度为低于４５０。Ｃ，实际的

冷却速度可达３０℃／ｓ以上。

２．２。２实验方法

为研究实验钢的金相显微组织分别截取了超级钢ＳＳ４００和ＳＳ４００、３４０ＴＭ钢

的纵向和横向金相试样。纵向金相试样经过镶嵌、研磨、抛光，在ＯＰＴＯＮ金相

显微镜下研究钢的非金属夹杂物并用ＩＮＣＡ能谱进行定性分析。横向试样经过镶

嵌、研磨、抛光，用４％的硝酸酒精溶液浸蚀，在显微镜下研究钢的显微组织，

并用Ｆｒｏｕｆｏｎｄ图象分析仪测定其晶粒平均直径和珠光体含量。

拉伸实验试样按ＧＢ２９７５—８２《钢材力学及工艺性能试验取样规定》截取，两

种钢加工成完全相同规格的拉伸试样，每个钢种在不同的五个板卷上取一组试

样，每组三支试样。规格如图２－２：

ｒ＝３０ｍｍ

图２．２拉伸试样的规格

Ｆｉｇ，２．２

Ｔｈｅｓｉｚｅｏｆｔｅｎｓｉｌｅ

ｓａｍｐｌｅ

拉伸实验通过ＷＡＷ—Ｙ５００型电子拉伸实验机来完成，首先计算出每组试样

的平均屈服强度和抗拉强度及延伸率，然后根据屈服强度和抗拉强度计算出屈强

比ａ再从每个钢种中选出一支有代表性的试样用ＪＳＭ５６００．ＩⅣ型扫描电子显微镜

研究其拉伸断口。

２．３实验结果与讨论

２．３．１金相检验结果

金相检验发现超级钢ＳＳ４００的非金属夹杂物为分散分布的颗粒状夹杂物。经一——————————面———————————————一

东北大学硕士论文２超级钢ＳＳ４００的拉伸性能

能谱确定为Ａ１，Ｏ，夹杂（图２．３ａ）。显微组织为铁素体＋珠光体＋少量贝氏体，晶粒

平均直径为４．８５９ｒｎ，珠光体含量为９．４６％，铁素体晶粒为等轴晶粒（图２．３ｄ）。３４０ＴＭ

钢的金相检验结果为：非金属夹杂物为分散分布的颗粒状夹杂物。经能谱确定为

Ａ１：Ｏ。夹杂及少量的ＴｉＮ（图２．３ｂ）。显微组织为铁素体＋珠光体，晶粒平均直径

为１０．６７ｐｔｍ，珠光体含量为７．６５％，铁素体晶粒为等轴晶粒（图２．３ｅ）。ＳＳ４００的非

金属夹杂物为分散分布的颗粒状夹杂物。经能谱确定为Ａ１，Ｏ，夹杂（图２．３ｃ）。显

微组织为铁素体＋珠光体，晶粒平均直径为１１．１２９ｉｎ，珠光体含量为１７．４６％，铁素体

晶粒为等轴晶粒（图２．３ｆ）。经对比发现超级钢ＳＳ４００的显微组织与ＳＳ４００相比

不仅包括铁素体和珠光体，因轧制温度低而出现了少量的粒状贝氏体，而且由于

其含碳量比３４０ＴＭ钢高，使其珠光体含量也较高，但是它的铁素体晶粒却比

ＳＳ４００、３４０ＴＭ钢明显细的多，也均匀的多。

（ｃ）

（ｄ）

２１

奎！！奎兰堡圭丝塞：。。。：

：堡丝塑墼垫！皇丝墼

（ｅ）（ｆ）

图２．３超级钢ＳＳ４００和ＳＳ４００、３４０ＴＭ钢的金相检验结果

Ｆｉｇ．２．３

Ｔｈｅ

ｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｃ

ｔｅｓｔｒｅｓｕｌｔ

ｏｆｓｕｐｅｒ－ｓｔｅｅｌ

ＳＳ４００ａｎｄＳＳ４００ｓｔｅｅｌａｎｄ３４０ＴＭｓｔｅｅｌ

２．３．２拉伸实验结果

从拉伸实验结果发现超级铡ＳＳ４００的屈服强度为３９６ＭＰａ－－４５８ＭＰａ，二者相差

６８ＭＰａ，屈服强度平均值为４１９．２ＭＰａ。抗拉强度为５６２ＭＰａ－５０３ＭＰａ，二者相

差５９ＭＰａ，抗拉强度的平均值为５２９．８ＭＰａ。延伸率为２９～３１，二者相差２，延

伸率平均值为３０。屈强比为７４．１８％－８２．３１％，二者相差８．１３％，屈强比平均值

７９，１５４％。

微合金钢３４０ＴＭ的屈服强度为３６４ＭＰａ－４２１

Ｍａ，二者相差５７ＭＰａ，屈服强

度平均值为３９０．４ＭＰａ。抗拉强度为４８７ＭＰａ－５３ｌＭＰａ，二者相差４４ＭＰａ，抗拉

强度的平均值为５０７．６

ＭＰａ。延伸率为２９～３４，二者相差５，延伸率平均值为３１．４。

屈强比为７０．８２％～８６．４５％，二者相差１５．６３％，屈强比平均值７７．０１％。

ＳＳ４００钢的屈服强度为２７６ＭＰａ－３０１ＭＰ钆二者相差２５ＭＰａ，屈服强度平均

值为２８７．８

ＭＰａ。抗拉强度为３９６ＭＰａ，－４１０ＭＰａ，二者相差１４ＭＰａ，抗拉强度的

平均值为４０３．４

ＭＰａ。延伸率为２８～３１，二者相差２，延伸率平均值为２９．２。屈强

比为６９．６９％－，一７３．４１％，二者相差３．７２％，屈强比平均值７１．３％。

从拉伸实验结果来看超级钢ＳＳ４００的屈服强度和抗拉强度结果波动比较大，

ＳＳ４００钢和３４０ＴＭ钢的屈服强度和抗拉强度结果波动比较小，三种钢的延伸率和

屈强比波动都比较小。拉伸实验的屈服强度、抗拉强度、延伸率及屈强比结果见

表２．２：

垒ｉ！奎兰堡！：丝窒

！塑丝塑墼垫堡丝墼

表２．２超级钢ＳＳ４００和ＳＳ４００、３４０ＴＭ钢的拉伸实验结果

Ｔａｂｌｅ２．２Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｏｆｍｎｓｉｌｅｔｅｓｔｏｆｓｕｐｅｒ—ＳＳ４００

ａｎｄＳＳ４００、３４０ＴＭｓｔｅｅ器屈服强度抗拉强度延伸率屈强比

ｆＭＰａ）（ＭＰａ）

（％）（％）

４０５５４６２９７４．１８

４２３５２ｌ３０８１．１９

超级钢ＳＳ４００４１４５０３２９８２３１

３９６５１７３１７６．６０

４５８５６２３１８１．４９

平均值４１９．２

５２９．８３０７９．２

３８６

４９８

３１７７．５１

３６４

５１４

３４７０．８２

３４０ＴＭ

３７５５０８３１７３．８２

４０６

５３１

２９７６．４６

４２ｌ４８７

３２８６．４５

平均值３９０．４５０７．６３１＿４

７７．０１

ＳＳ４００２７６３９６２８

６９．６９

３０１４ｌＯ

３０７３．４１

２８５

４０５

２８７０．３７

２８０

４００

２９７０．ＯＯ

２９７４０６

３ｌ７３．１５

平均值２８７．８４０３．４

２９．２７】．３

注：表中的数据为三支试样的平均值

超级钢ＳＳ４００和ＳＳ４００、３４０ＴＭ钢的屈服强度、抗拉强度及延伸率的对比情

况来看，超级钢ＳＳ４００的屈服强度比ＳＳ４００钢的屈服强度提高１３１．４ＭＰａ，提高

４５．６％，甚至比微合金钢３４０ＴＭ高出２８．８

ＭＰａ。超级钢ＳＳ４００的抗拉强度比ＳＳ４００

的抗拉强度提高１２６．４

ＭＰａ，提高３１．３％，比３４０ＴＭ钢高出２２．２ＭＰａ。由此可见

细化晶粒可以大大的提高钢的强度，从实验结果来看细化晶粒对钢屈服强度的影响

要超过对抗拉强度的影响。超级钢ＳＳ４００的延伸率比ＳＳ４００钢的延伸率提高０．８，

提高的不明显，且稍底于３４０ＴＭ钢，由此可见细化晶粒可以提高延伸率，但是提

高的幅度不大。超级钢ＳＳ４００的屈强比比ＳＳ４００钢的屈强比提高７．８％，且稍高

于３４０ＴＭ钢。屈服强度和抗拉强度及延伸率的对比情况如图２．４（ａ＿ｂ１：

垒ｉｌ盔兰堡圭丝童

！塑丝塑墼壑堡丝墼

（ａ）强度

（ｂ）延伸率

图２．４

各钢种的强度、延伸率对比情况

Ｆｉｇ．２．４

Ｔｈｅ

ｃｏｍｐａｒａｔｉｖｅ

ｒｅｓｕｌｔｓ

ｏｆｓｔｒｅｎｇｔｈ

ａｎｄ

ｐｅｒｃｅｎｔａｇｅ

ｏｆｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ

ｏｆｔｈｅｓｔｅｅｌｓ

从三种钢的拉伸试样上分别截取断１３试样在扫描电镜下分析断口，通过扫描电

镜观察发现超级钢ＳＳ４００的拉伸断口（图２．５ａ）在整体上要比３４０ＴＭ钢（图２．５ｂ）

和ＳＳ４００钢的拉伸断口（图２．５ｃ）均匀，超级钢ＳＳ４００和３４０ＴＭ拉伸断口四周的韧

性区要比ＳＳ４００的韧性区大，塑性变形也比ＳＳ４００的塑性变形大，三种钢的韧窝

都是等轴韧窝，超级钢ＳＳ４００和３４０ＴＭ断口中的等轴韧窝的深度要比ＳＳ４００钢

的韧窝深，说明它们的韧性要好于ＳＳ４００钢的韧性，且超级钢ＳＳ４００的等轴韧窝

要比ＳＳ４００、３４０ＴＭ的等轴韧窝细小，见图２，５（ａ－ｃ）ｏ

垒些查耋丝圭篓塞一』塑堡塑竖星坠坠墼垫』皇！塞坠

（ａ）屈服强度４０５ＭＰａ（ｂ）屈服强度３８６ＭＰａ

（ｃ＞屈服强度２７６ＭＰａ

图２．５各钢种拉仲断口在扫描电镜下的形貌

Ｆｉｇ．２．５

ＴｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｔｅｎｓｉｌｅｆｒａｃｔｕｒｅａｔＳＥＭｏｆｔｈｅｓｔｅｅｌｓ

从图２．４ａ所示的拉伸性能实验结果看，超级钢ＳＳ４００的强度指标高于３４０ＴＭ。

这是因为前者的铁素体品粒尺寸超细化的结果。３４０ＴＭ钢是最低屈服强度为

３４０Ｍｐａ的加Ｎｂ微合会化控制轧制控制冷钢，由于较细的铁素体晶粒和Ｎｂ的沉

淀强化效应，使钢具有较好的强韧性结合。超级钢ＳＳ４００钢主要是通过把Ｃ、Ｍｎ

调整到一个适当的水平，而主要靠控制轧制工艺把晶粒趣细化而保持足够强韧

性。细化晶粒提高钢的强韧性主要是通过晶界起作用，在多晶体金属内部存在有

大量的晶界。晶界上由于原子排列的正常结构遭到破坏而产生晶界能，使其性质

不同于晶粒内部。晶界可使金属强化，特别是大角度晶界，其作用要比小角度晶

界更大些。在多晶体中由于有品界存在，其变形是不均匀的。当晶粒尺寸减小以

及变形量增大时，变形的不均匀性将会逐渐减小。晶粒大小对材料强度的影晌，

可用位错塞积模型来解释。因在外力作用下，造成邻近晶粒位错源开动时晶界上

东北大学碗士论文

２超级钢ＳＳ４００的拉伸性能

的廊力集中的大小是与位错塞积群的大小成比例的，所以为取得同样的应力集

中，一个比较长的塞积距离可以在较小的外加应力下达到，而在塞积距离很短的

情况ｌｉ，要形成同样大小的应力集中就要加大外加应力。这样，细晶粒组织的材

料就要有较高的流变应力。但是流变一旦实现后，在这样高的应力作用下，将会

有大量的品粒同时实现塑性变形，应变硬化表现不大显著。相反，粗晶材料由于

其起始塑性变形抗力较低，多系滑移造成硬化的影响比较突出，使粗晶金属的应

变硬化能力比同一金属的细晶组织要大。同理，粗晶组织内变形不均匀。当金属

经受大量塑性变形之后，由于其内部位错密度的增大，晶粒发生严重的碎化，使

抑制位错增殖和位错运动的障碍增多，这时原始晶界对变形的影响会变得很小。

晶界强化是一种能够同时提高强度而不损失韧性的有效的强化手段。超级钢ＳＳ４００

的强度提高，主要是由于细晶强化的结果。从Ｐｉｃｋｅｒｉｎｇｔ３８１对Ｆ－Ｐ钢的实验统计公

式看：

（１）抗拉强度

ｏｂ（ＭＰａ）＝１５．４１１９．１＋１．８（Ｍｎ）＋５．４（Ｓｉ）＋０．２５（珠光体％）＋ｏ．５ｄ‘１“】（１－１）

（２）屈服强度

ｏｙ（ＭＰａ）＝１５．７［３．５＋２．１（Ｍｎ）＋５．４（Ｓｉ）＋２３（Ｎａ＋Ｉ．１３ｄ＂”】（１－２）

由公式（１—１）可以计算出合金元素Ｍｎ，Ｓｉ以及珠光体含量和晶粒直径对超级钢

ＳＳ４００抗拉强度的影响：合金元素Ｍｎ、Ｓｉ增加抗拉强度４５．７４ＭＰａ，珠光体含

量增加抗拉强度３６．４２ＭＰａ，晶粒直径增加抗拉强度１１０．５７ＭＰａ。由公式（１．２）可

以计算出合金元素Ｍｎ、Ｓｉ以及珠光体含量和晶粒直径对超级钢ＳＳ４００屈服强度

的影响：合金元素Ｍｎ、Ｓｉ增加屈服强度５２．００ＭＰａ，晶粒直径增加屈服强度２５４，７５

ＭＰａ。由Ｌ述计算结果可以看出合金元素和珠光体含量对抗拉强度的贡献远小于

晶粒细化的作用。对于屈服强度，由于钢的冶炼工艺稳定时钢中自由氮是一个比

较稳定的数值所以这里不作讨论。从上述计算结果可以看出合金元素对屈服强度

的贡献远小于晶粒细化的作用。

从图２．４ｂ可以看出超级钢ＳＳ４００的延伸率稍稍低于３４０ＴＭ钢，是因为超级

钢ＳＳ４００含有更多的珠光体的缘故。从Ｐｉｃｋｅｒｉｎｇ［”１对Ｆ。Ｐ钢的实验统计公式看，

钢中珠光体量的增加，将降低总延伸率，而细化晶粒会提高总延伸率。

东北火学硕士论文

２超级钢ＳＳ４００的拉伸性能

２．４小结

１超级钢ＳＳ４００通过控制轧制工艺，利用降低轧制温度，增加终轧压下量，及轧后快

冷，把晶粒超细化，利用晶界强化作用，使它的强度比ＳＳ４００钢强度提高近一倍，

完全达到微合金钢３４０ＴＭ的强度强度指标。由于超级钢ＳＳ４００的晶粒得到大

大的细化，使的拉伸断口的等轴韧窝也明显细化。

２超级钢ＳＳ４００的延伸率稍稍低于３４０ＴＭ钢，因为超级钢ＳＳ４００含有更多的珠

光体的缘故。从Ｐｉｃｋｅｒｉｎｇｔ”１对Ｆ－Ｐ钢的实验统计公式看，钢中珠光体量的增

加，将降低总延伸率，而细化晶粒会提高总延伸率。

东北大学硕士论文３超级钢ＳＳ４００钢的疲劳性能

３超级钢ＳＳ４００的疲劳性能

３．１前言

材料的疲劳强度对各种外在因素和内在因素是极为敏感的，外在因素包括零

件的形状和尺ｉ于、表面光洁度及使用条件等；内在因素包括材料本身的成分、组

织状态、纯净度、残余应力以及晶粒尺寸等。这些因素的细微变化均会造成材料

疲劳性能的变化。各种因素对疲劳强度的影响是疲劳研究的重要方面，这种研究

将为零件合理的结构设计，以及正确的选材和合理制订各种冷热加工工艺提供依

据，以保证零件具有高的疲劳性能。

本章将就宝钢生产的超级钢ＳＳ４００的超细晶粒对疲劳性能的影响进行研究，并

与３４０ＴＭ钢和ＳＳ４００钢进行对比。

３．２实验材料与方法

实验材料为宝钢生产的超级钢ＳＳ４００及ＳＳ４００、３４０ＴＭ钢。实验钢的化学成

分见表２．１。

疲劳实验试样为从板卷上截取的横向试样，超级钢ＳＳ４００和ＳＳ４００、３４０ＴＭ

的取样部位相同，都是从板宽的四分之一处截取。试样经过纵向铣削、精车和精

磨后，再用纵向抛光的方法进行工作部分表面的最后精加工，表面光洁度达Ｎｖ

９。两种的疲劳试样规格完全相同。如图３．１所示：

图３．１疲劳实验试样的规格

Ｆｉｇ．３．１

Ｔｈｅ

ｓｉｚｅ

ｏｆｆａｔｉｇｕｅｔｅｓｔ

ｓａｍｐｌｅ

，Ｒ

Ｔｆ＿上

蛳

东ｊｇ大学颈｝一论文３超级钢ＳＳ４００钢懿疲劳瞧戆

实验采用ｐＬ．１０型损秘式疲劳试验辊，试骏机频率为１５０赫兹，馒用正弦波。

应力比Ｒ誓．ｉ。首先根据结构铡疲劳极限与静强魔之间的经验公式：ｏｍ＝Ｏ．２３（０。＋

ｏ。）估算出两种钢的疲劳极限。用升降法测定材料的疲劳极限，应力增量一般在

预计疲劳极限的５％以内。应使第一支试样的实验成力水平略高于预计疲劳极限。

蔽据篱一支试谨赘实验德暴（失效或逶过），决定下一支试谨痘力承警（嚣衰或

降低＞，纛鬃完成全部实验。

从两种钢的疲劳实验试样上截取疲劳断口试样，用ＪＳＭ５６００一ＬＶ扫描电镜观

察疲劳断口的微观形貌。

３．３实验结果与讨论

觚疲劳试样的宏蕊繇嗣可以发现疲劳裂纹潦繇产生于试样表露波力较集中

的角部表面缄其他表面。三种铜的疲劳断口试样都有明显的疲劳源匮、疲劳裂纹

扩展区和艨时断裂区。其中越级钢ＳＳ４００和３４０ＴＭ钢的裂纹源区和疲劳裂纹扩

展区要比ＳＳ４００钢的裂纹源氍和疲劳裂纹扩展酝宽，它们的疲劳断口瞬时断裂区

要建ＳＳ４００嚣瓣嚣藜裂送窜。觅踅３＋２。

（ａ）（ｂ）（ｃ）

图３．２钢的宏观断日

Ｆｉｇ．３．２

Ｔｈｅ

ｍｉｃｒｏ－ｆｒａｃｔｕｒｅｏｆｔｈｅｓｔｅｅｌｓ

（ａ）ＳＳ４００

ｓｔｅｅｌ；（ｂ）３４０ＴＭｓｔｅｅｌ；（ｃ）ｓｕｐｅｒ－ｓｔｅｅｌＳＳ４００

放疲努实验缮粟霹疆蚕爨越级镪ＳＳ４００熬繇淄疲劳注裁要饶予３４０ＴＭ镶积

ＳＳ４００镪，但它的高周疲劳结柴却低于３４０ＴＭ销，两高于ＳＳ４００铜。通过上述

三种钢的疲劳实验结果（表３．１）绘制出它们的Ｓ－Ｎ曲线（图３．３），从ｓ．Ｎ曲线———————————————＿万————————————————一

东北大学硕士论文３超级钢ＳＳ４００钢的疲劳性能

上可以看出超级钢ＳＳ４００的疲劳强度为２４０ＭＰａ，３４０ＴＭ钢的疲劳强度为

２６０ＭＰａ，略高于超级钢ＳＳ４００的疲劳强度。而ＳＳ４００钢的疲劳强度为２１０ＭＰａ，

明显低于超级钢ＳＳ４００的疲劳强度，这也是细化晶粒的结果。

表３．１钢的疲劳实验结果

Ｔａｂｌｅ３１Ｔｈｅ

ｆａｔｉｇｕｅ

ｔｅｓｔｒｅｓｕｌｔｓｏｆｔｈｅｓｔｅｅｌｓ

超级钢载荷（ＭＰａ）３５０３００２７０２５０２４０

ＳＳ４００循环周次（次）５１】Ｏ２１９００

】３３６００

】９０２０００

＞５×１０６

载荷（ＭＰａ）３５０３００

２８０２７０２６０

３４０ＴＭ钢

循环周次（次）１３２７３６２３３９３１３４０２．３×１０６＞５×１０６

载荷（ＭＰａ）３３０２８０２５０２２０２１０

ＳＳ４００钢

循环周次（次）１２０２２５５６０６５３２２２１０３６９８５＞５×１０６

凸．

：

怕

鉴

。

慢

图３．３超级钢ＳＳ４００、３４０ＴＭ和ＳＳ４００钢的疲劳ｓ—Ｎ曲线

Ｆｉｇ．３．３

Ｔｈｅ

ｆａｔｉｇｕｅｃｕｒｖｅｏｆｓｕｐｅｒ－ＳＳ４００

ｓｔｅｅｌａｎｄ３４０ＴＭｓｔｅｅｌａｎｄ

ＳＳ４００ｓｔｅｅｌ

从超级钢ＳＳ４００和ＳＳ４００钢、３４０ＴＭ钢的疲劳源区微观形貌，可以看出无

论哪种钢，它们的疲劳源都是处于试样窄面的表面角部或窄面中间部位，且多数疲

劳源区富集非金属夹杂物。超级钢ＳＳ４００的疲劳源区位于试样窄面中问部位，此

处富集一些颗粒状非金属夹杂物，经能谱确定多为Ａ１，Ｏ，夹杂（图３．４ａ）。３４０ＴＭ

钢的疲劳源区位于试样表面部位，此处富集一些带尖角非金属夹杂物，经能谱确

定多为ＴｉＮ夹杂（图３．４ｂ）。ＳＳ４００疲劳源区位于试样的角部位，此处富集一些颗

粒状非金属夹杂物，经能谱确定多为ＡＩ，Ｏ，夹杂图（３．４ｃ）。

塞：！奎耋黧态鍪塞乏墼丝塑圣ｉ！些墼蒸塑丝墼—一

（匐

（ｃ）

黧３Ａ锾耱疲劳源嚣徽蠛彩貔

Ｆｉ９３、４

ＴｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｃｏｆｆａｔｉｇｕｅＳＯＵｒＣｅｏｆｓｔｅｅｌｓ

从疲努裂纹扩展区的断口形貌不难看出，断豳中除疲劳辉纹外，还有无特征

的断裂小瓣片。疲劳辉纹间隔、外加应力、疲劳断裂小斑片及晶粒平均截距的关

系见表３．２。装３．２表明三秘钢也有着相近的结聚，秘热载应力越小疲劳辉纹间隔

越窄，热鼗应力越太疲舅舞绞瓣疆越宽。毽是黻装，ｌ、斑片兹尺寸剽与答锈懿铗素

体晶粒尺寸相当。此外超级钢ＳＳ４００的疲劳裂纹扩展区与３４０ＴＭ镪的疲劳裂纹

扩展区的瑚积大致相当，且较均匀，断口表面起伏较小，疲劳辉纹多是一片一片

存在，面积比较大（图３．５ａｍ）。ＳＳ４００钢的疲努裂纹扩展区存在疲势辉纹的面积

｝Ｅ较小，躜翻表露起茯比较大（圈３。５ｃ）。

在疲露繇匿豹瞬霹颧裂医，三试释蘩显示滋鞫窝特，疰，毽是超缀镪ＳＳ４００靛

韧窝尺寸煲小些（图３．５ｄ），均匀性也略均匀。３４０ＴＭ钢的韧窝也比较细，但是其

３１

东ｌｌ大学联士论文３越级镪ＳＳ４００锈豹渡癸性麓

断口的瞬对断裂区表面不均匀（胬３．５ｅ）。而ＳＳ４００的瞬时断裂区申彻窝比较粮，

也不均匀（图３．５ｆ）。

（都◇）

（ｄ）

（ｆ）

翻３．５镪鹣疲劳裂纹扩震嚣和黪辑鹾辫毅

Ｆｉｇ

３．５Ｔｈｅ

ｍｉｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ

ｏｆｆａｔｉｇｕｅ

ｃｒａｃｋ

ｅｘｐｅｎｄａｒｅａａｎｄ

ｉｎｓｔａｎｒａｎｏｕｓｃｒａｃｋａｒｅａ

ｏｆｔｈｅｓｔｅｅｆｓ

壅！！奎兰堡圭丝塞

：堡丝塑塑墼壅薹丝墼

表３．２疲劳断口检验结果

Ｔａｂｌｅ３．１Ｔｈｅｔｅｓｔ

ｒｅｓｕｌｔｓ

ｏｆｆａｔｉｇｕｅ

ｃｒａｃｋ

试样加载应力辉纹宽度晶粒平均截

钢种断裂小块尺寸（Ｉｘｍ）

号（ＭＰａ）ｆｍｎ）距（Ｉ．ｔｍ）

ｌ３５０２．６１４．７９

４．０８×６．５３

２

３００２４２４６８４．０８×６．１２

超级钢

３２８０２．２２５．３４

４．８０×７。０６

Ｓ￥４００

４２７０２．３８４．９３

３．５７×７１４

５２５０１．２２４．５１３．６７×７．３５

１３５０３．７５ｌＯ．３６６．００×１２．００

２３２０无９．８７１４．４９Ｘ１６．７４

３４０ＴＭ３３００无９．６５４．８０×８．００

４２８０无１０．６８１２．００Ｘ４．４０

５２６０３．０６１２．７９１４．３６×１２．Ｏｌ

ｌ３５０２．７５１２．８５１３．６８×１２．８７

２

３００２．１０１３．７６１８．９１×１７．６３

ＳＳ４００３

２５０无１１．８７１９．５６×１４．２０

４２３０无１２．２４１７．５４×１０．４２

５２ｌＯ无１２．５６１５．１Ｓ×１４．６５

拉一压疲劳实验表明，超级钢ＳＳ４００和３４０ＴＭ钢有着基本相同的疲劳抗力（图

３．３），尽管它们各自的强化方法不尽相同，在前面已经对各种因素对实验钢的静

载拉伸强度的贡献做过比较，从中显示了超级钢ＳＳ４００的晶粒细化改善了钢的强

度。在提高钢的疲劳抗力方面，细化晶粒同样是有效的。ｔＥ！ｚｎ

Ｄ．Ｖ．Ｗｉｌｓｏｎｔ２４Ｊ手旨出

的，低碳钢的晶粒度对疲劳极限也存在Ｈａｌｌ—Ｐｅｒｃｈ关系：

ｏ．１＝ｏ

ｉ＋Ｋｄ。１７２

式中：。一１一疲劳极限；

Ｏｉ～位错在晶格中的运动摩擦阻力：

Ｋ一材料常数

ｄ一晶粒平均直径

这说明了晶粒尺寸对疲劳极限的影响，同样符合Ｈａｌｌ—Ｐａｔｃｈ关系。至于细化晶粒

提高疲劳强度，可以用晶界对疲劳裂纹扩张的阻碍作用能够解释，晶界可被视为

裂纹的阻Ｊ｝者，如果已有一些裂纹开始，则细小晶粒意味着更多的裂纹阻止者和

东北大学硕｛ｊ论文

３超级钢ＳＳ４００钢的疲劳性能

更短的裂纹长度。此外，细晶粒也意味着材料的整个加工工艺过程都是良好的，

这样也为材料具有更高的疲劳性能准备条件。

３．４小结

１通过疲劳实验验证，超级钢ＳＳ４００通过细化晶粒，利用晶界对疲劳裂纹的阻碍作

用，使钢的疲劳强度得到大幅度的提高，通过对疲劳断口的分析，发现疲劳断口中

的断裂小块与晶粒的直径有大致的对应关系。

２超级钢ＳＳ４００在普通碳素结构钢ＳＳ４００成份的基础上，细化晶粒而且还利用终

轧温度低形成粒状珠光体和粒状贝氏体，这两种组织对疲劳裂纹扩展的阻碍作

用优于片状珠光体，从而进一步提高其疲劳强度。

３４

奎ｉ！奎兰堡圭丝塞

！堡丝塑！！竺！堡竺！！堡塑丝

４超级钢ＳＳ４００的低温韧性

４．１前言

对丁工程结构钢的选材，钢的低温韧性问题是必须要考虑的问题。对于超级

钢ＳＳ４００这样主要用做汽车梁类构件的钢种来说，由于经常会在低温下使用且使

用过程中会遇到冲击，所以这类钢必须具有良好的低温韧性，这样才能保证构件

在服役的过程中不会因为发生低温脆断而出现事故，因此钢的低温韧性对于结构

钢来晓就是一个非常重要的力学性能指标。

本章将就宝钢生产的超级钢ＳＳ４００的超细晶粒对低温韧性的影响进行研究。

４．２实验材料与方法

实验材料为宝钢生产的超级钢ＳＳ４００及ＳＳ４００、３４０ＴＭ钢。实验钢的化学成

分见表２．１。

冲击实验试样三种钢都为从板卷上截取的纵向试样，试样经过精磨后，工作

部分表面的光洁度达到Ｖ９。三种钢的冲击试样的规格完全相同，试样的厚度为

４ｍｍ，长度为５５ｍｍ，宽度为１０ｍｍ，在长度方向的正中间厚度面上开“Ｖ”型冲击

缺口。

４．２．１冲击实验

实验采用ＪＢ一３０Ｂ型冲击试验机，实验的降温介质为液氮和无水乙醇。首先

估算出两种钢的大致韧脆转变温度，然后设定实验温度分别为２０℃，－３０℃，一５０

℃，．６０℃，．７０℃，．８０Ｖ，．９０℃，．１００℃，．１１０℃，每个温度实验三支试样，然

后根据冲击功的变化情况，再在两个冲击功变化较大的温度区问插入一组试样，

直至完成全部实验。实验后的试样立刻干燥保留好。

４．２．２断口分析

将三种钢的冲击实验结果以温度为横坐标，以冲击吸收功为纵坐标绘成冲击

韧脆转变温度曲线，根据钢的韧脆转变温度曲线分别找出两种钢的韧脆转变温

度，然后从两种钢的韧脆转变温度附近各选择一只冲击实验试样截取冲击断口试

样，用ＪＳＭ５６００一ＬＶ扫描电镜观察断口的微观形貌。

童！！叁兰堡主丝塞

！塑丝堡丝墼堡堡垫丝

４．３实验结果与讨论

从冲击实验结果来看，三种钢在室温下的冲击功比较相近，但是随着温度的降

低，它们的冲击韧性好坏就明显显露山来了。超级钢ＳＳ４００当温度降低到一８０。Ｃ时，

冲击功才有明显的降低，而达到一１００４Ｃ时，才完全脆化。３４０ＴＭ钢和ＳＳ４００钢的冲

击功在一７０。Ｃ时就明显开始降低，达到一９０。Ｃ时，就完全脆化。实验结果见表４．１。

由实验结果所得韧脆转变温度曲线如图４．１（ａ—ｃ）所示：

表４．１钢的冲击实验结果

Ｔａｂｌｅ４．１Ｔｈｅ

ｉｍｐａｃｔ

ｔｅｓｔｒｅｓｕｌｔｓｏｆｔｈｅｓｔｅｅｌｓ

温度（℃）２０Ｏ一２０－４０．５０．６０－７０—８０．８５．９０—１００．１１０

超级钢

５２

５０５０４８４７４４４２２２１２５

冲ＳＳ４００

击

３４０ＴＭ４６

４３

４３４２３８３２

２０

８５

功

｝３

Ｓ￥４００４０３９３８３２２６２２１３７５

’

薄

塾

昏

相

哥

－１２０

－１００·８０

－６０

－４０－２００２０珥口

实验湿度℃

（ａ）超级钢ＳＳ４００

查！！叁兰垒尘丝塞

！塑丝塑丝堕堡堡！！竺

一１００

－∞实鞭－６０谳腰乙－４０

锄ｏ

（ｂ）３４０ＴＭ钢

实验温度℃

（ｃ）ＳＳ４００钢

图４．１钢的韧转变温度曲线

Ｆｉｇ

４１Ｔｈｅ

ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ

ａｎｄｂｒｉｔｔｌｅｎｅｓｓｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎＣＨＩＶｅｏｆｓｔｅｅｌｓ

超级钢ＳＳ４００和３４０ＴＭ及ＳＳ４００钢，他们不同温度下冲击断裂的断口的共

同特点是：处于上阶能的试样为１００％的纤维断口，超级钢ＳＳ４００和３４０ＴＭ钢的

纤维断口比ＳＳ４００的纤维断口要均匀萁微观形貌为韧窝特征图４．３（ａ－ｃ）。处于转

ｈ督擎督市是

唇釜《常是

东北人学硕士论文４超级钢ＳＳ４００钢的低温韧性

变温度附近的断门，宏观上由纤维断口和结晶断口组成，且随着实验温度下降，

结晶面积所占比例不断增加网４，３（ｄ．ｆ）。处于Ｆ阶能的试样为１００％的结晶断口，

其微观形貌为典型的解理断口图４．３（ｇ－ｉ）

（ａ）超级钢ＳＳ４００，２０。Ｃ（ｂ）３４０ＴＭ钢，２０。Ｃ

（ｃ）ＳＳ４００钢，２０Ｖ

（ｅ）３４０ＴＭ钢，一８５℃

（ｄ）超级钢ＳＳ４００，一９５。Ｃ

（ｏＳＳ４００钢，一８５℃

童！！查兰堡圭丝兰

！塑丝丝堡墼！里堡塑丝

心）超级钢ＳＳ４００，一１ｌＯ℃（ｈ）３４０ＴＭ钢，一１００Ｔ

图４．２钢的冲击断口形貌

Ｆｉｇ．４．２

Ｔｈｅ

ｉｍｐａｃｔ

ｆｒａｃｔｕｒｅ

ｏｆｓｔｅｅｌｓ

（ｉ）ＳＳ４００钢，一１００℃

钢的韧脆转变温度ＩＴＴ，是体心立方金属材料低温脆性量度的核心。由前面

的系列冲击试样所得的结果看，超级钢ＳＳ４００的上阶能为５２Ｊ，丽３４０ＴＭ的上阶

能为４６Ｊ左右，ＳＳ４００的上阶能为４０Ｊ。以１，２（Ｅ—ＥＴ）为判据所确定的韧脆转

变温度ＩＴＴ分别为一９５

６Ｃ（超级钢ＳＳ４００）和．８５。Ｃ（３４０ＴＭ钢和ＳＳ４００钢）。超

级钢ＳＳ４００的脆性转变温度比３４０ＴＭ钢和ＳＳ４００钢的低１

０。Ｃ，说明超级钢ＳＳ４００

的低温韧性优于３４０ＴＭ钢和ＳＳ４００钢。很显然，这也是晶粒细化的贡献。

从Ｐｉｃｋｅｒｉｎ９１３８１所给出的韧性转变温度统计公式。

ＩＴＴ（℃）＝一１９＋４４（Ｓｉ）＋７００４Ｎ，－．１１．５ｄ。”＋２．２（珠光体％）

式中：（Ｓｉ）一钢中ｓｉ的质量百分数（％）；

Ｎｆ～钢中游离Ｎ的质量百分数（％）；

ｄ一铁素体晶粒直径（ｒａｍ）

不难计算，在降低ＩＴＴ方面，细化晶粒是诸多影响因素中效果最好，表４．２给出

了计算结果

尔北大学硕士论文

４超级钢ＳＳ４００钢的低温韧性

表４．２钢的韧性转变温度影响因素比较。

Ｔａｂｌｅ４．１Ｅｆｆｅｃｔｒｅａｓｏｎｏｆｔｏｕｇｈｎｅｓｓ

ａｎｄｂｒｉｔｔｌｅｎｅｓｓｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ

ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ

Ｓｉ珠光体铁素体晶粒直径

超级钢ＳＳ４００＋７．４８℃

＋２０．８１℃

一１６５．１３℃

３４０ＴＭ＋３．４３℃＋１６．８３℃．１ｌｌ３３℃

Ｓ￥４００

＋４．２５℃

＋１５５６℃．１０６．８５℃

可以看出，超级钢ＳＳ４００的ｓｉ和珠光体含量均高于３４０ＴＭ和ＳＳ４００钢，而

且由于３４０ＴＭ钢中加入了微合金元素钛和铌，该钢中的自由氮含量也一定少于

超级钢ＳＳ４００中的自由氮，但由于超级钢的晶粒超细化导致低温韧性将大大改善，

并超过３４０ＴＭ钢。

４．４小结

通过系列低温冲击实验，根据能量判据，得到超级钢ＳＳ４００的韧脆转变温度达

到一９５℃，这主要是细化晶粒的作用。而和它其他力学性能相近的微台金钢３４０ＴＭ

及成份相近的ＳＳ４００钢的韧脆转变温度是．８５。Ｃ，由此可见细化晶粒对降低钢的韧

脆转变温度有很大的贡献。

查！！叁兰至圭丝兰

！塑丝墅！！竺竺垫垒竺堡丝型｜！垦

５超级钢ＳＳ４００的冷弯性能及硬度

５．Ｊ前言

对于工程结构钢的选材，钢的冷弯性能体现了钢塑性成形性问题。钢材必须

具有良好的冷弯性能才能保证在变形时不会开裂。因此钢的冷弯性能对于结构钢

来说就是一个非常重要的力学性能指标。而钢的硬度将体现钢材受到撞击后是否

会发生很大的变形，对于工程结构钢也是一个重要性能指标。

本章将就宝钢生产的超级钢ＳＳ４００的超细晶粒对冷弯性能和硬度的影响进行

研究。

５．２实验材料与方法

实验材料为宝钢生产的超级钢ＳＳ４００钢、３４０ＴＭ、ＳＳ４００。实验钢的化学

成分见表２．１。冷弯实验试样从超板卷卜截取，每卷取头、中、尾３组，每组３支

试样，共取两卷。试样厚度为５ｍｍ，宽度为１０Ｄｉｍ，长度为１７５ｍｍ，ｄ＝ａ，（ｄ：

板厚，ａ：弯曲直径），为ａ＝１８０度（ａ：弯曲角度）。硬度试样从冷弯试样上截取。

５．３实验结果与讨论

从冷弯结果看超级钢ＳＳ４００具有良好的冷弯性能，只有一支试样出现开裂。

从开裂的试样上取金相试样分析。３４０ＴＭ钢和ＳＳ４００钢也有很的冷弯性能。冷弯

结果见．表５１。

表５，１冷弯结果

Ｔａｂｌｅ５．１Ｔｈｅｃｏｌｄ

ｂｅｎｄｉｎｇ

ｔｅｓｔｒｅｓｕｌｔｓ

钢种１＃卷２＃卷

部位头部中部尾部头部中部尾部

超级钢ｌ完好完好完好完好

完好完好

ＳＳ４００２完好完好完好完好

完好完好

３完好完好

完好完好完好开裂

１完好

完好完好完好完好完好

３４０ＴＭ２完好完好完好完好完好完好

３完好完好完好完好完好完好

１完好完好完好

完好完好完好

ＳＳ４００２完好

完女子

开裂

完好完好完好

完好完好完好完好完好

完好

东北大学硕士论文

５超级钢ＳＳ４００的冷弯性能和硬度

从冷弯试样金相形貌（图５．１）看，试样外部出现明显裂纹还有次生裂纹。

从裂纹的形状看，裂纹的边缘不整齐，且裂纹前缘有继续向内部扩展的趋势，裂

纹的扩展方向垂直于受力方向，说明断裂是塑性断裂。将断口放在扫描电镜下观

察发现试样的次表面有一些非金属夹杂物，经能谱确定是Ａ１：Ｏ，夹杂。

（ａ）

（ｂ）

图５１冷弯试样断口形貌

Ｆｉ９５．１Ｔｈｅｆｒａｃｔｕｒｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｃｏｌｄ

ｂｅｎｄｉｎｇ

ｓａｍｐｌｅ

从硬度结果来看超级钢ＳＳ４００和３４０ＴＭ有着相近的硬度，而ＳＳ４００的硬度

较低。硬度结果见图５．２，及表５２。

图５．２硬度实验结果

Ｆｉｇ

５．２Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｏｆｈａｒｄｎｅｓｓ

ｔｅｓｔ

垒！！叁耋堡圭丝圣

！塑丝堡墅丝奎堡墼塑堡鏖

表５，２硬度实验结果

１ｂｂｌｅ５．２Ｔｎｅｈａｒｄｎｅｓｓｔｅｓｔｒｅｓｕｌｔｓ

【钢种

硬度值Ｈｖ

一

１样２牟

超级钢

１９５１８６１８９２０３

２０４

２００

ＳＳ４００

３４０ＴＭ１９６１８７１８５

１９４２０ｌ２００

ＳＳ４００１７６

１８５１８０１８６

１７８１７０

５．４小结

从超级钢ＳＳ４００的冷弯结果来看，冷弯性能良好。虽然出现了一支开裂的试

样，但从电镜的检验结果看是由于非金属夹杂物引起的，但超级钢ＳＳ４００总的夹

杂物分布并不高，可见是因为偶然原因造成夹杂物偏聚引起的的。从硬度检验结

果来看超级钢ＳＳ４００的硬度要高于ＳＳ４００，而与３４０ＴＭ钢的硬度接近。

童ｉ！查兰堡！：篁兰

！丝矍塑堡堡星墼垄耋堡墼

６超级钢ＳＳ４００焊接后的力学性能

６．１前言

对于超细晶粒钢ＳＳ４００，作为结构钢主要用于制造承受载荷的汽车梁类等构件，

而这些构件在使用的过程中往往需要进行焊接，因此其焊接后的力学性能情况，是

关系到其是否能够广泛使用的一个重要问题。

本章将就宝钢生产的超级钢ＳＳ４００的超细晶粒对焊接后的力学性能的影响进

行研究。

６．２实验材料与方法

实验材料为宝钢生产的超级钢ＳＳ４００。实验钢的化学成分见表２．１。

焊接实验试样从超级钢ＳＳ４００板卷上截取，采用直流氩弧焊接，电流

１３０～１５０Ａ，焊条材质为超级钢ＳＳ４００。将厚为５ｒａｍ的超级钢ＳＳ４００热轧板打双

面Ｖ字形坡口进行焊接。然后加工成拉伸、冲击、硬度、金相试样，进行各种力

学实验。

６．３实验结果与讨论

６．３．１拉伸实验

焊接后拉伸断裂都在距熔合线约５ｒａｍ处，见图６．１，既断裂均在热影响区，

说明热影响区强度最低。

图６．１焊接拉伸后试样

奎！！奎兰堡圭丝塞

！塑堡塑ｉ丝堡星墼垄兰：墼！

从拉伸实验结果看，焊接后屈服及抗拉强度及延伸率略有下降，其中屈服强度

下降２４．１ＭＰａ，下降６．５％；抗拉强度下降１００．４５

ＭＰａ，Ｆ降１９．５％；延伸率下降

５．２４，下降１９．２％。见表６．１和图６．２。

表６．１超级铡ＳＳ４００焊接拉伸性能与母材的比较

Ｔａｂｌｅ６１Ｔｈｅ

ｃｏｎｔｒａｓｔ

ｏｆｗｅｌｄｅｄｔｅｎｓｉｌｅ

ｓａｍｐｌｅ

ａｎｄｔｅｎｓｉｌｅ

ｓａｍｐｌｅ

ｏｆ

ｓｕｐｅｒ－ｓｔｅｅｌ

ＳＳ４００

母材ｓ，ＭＰａｏｂ，ＭＰａ６Ｍ备注

１３７８５００．９３０

２３９０，３５０９．６２８．３３

３３９３８５２８．２２６．６７

４３９４，１５２４．９２４．１７

平均值３８９．２５１５．６２７．２５

焊接拉伸试样ｏｓ／Ⅳ巴ａｂ｝ＭＰａ６／％备注

１３７５４１１

１９．７保持自由表面

２３６５４２６２９

２２．５保持自由表面

３

３６０４０３５８２２．４表面刮平

４

３６０４１２．１７２３．６表面刮平

平均值３６５ｌ４１５．１５２２ＯＩ

图６．２超级铡ＳＳ４００焊接拉伸性能与母材拉伸时的比较

Ｆｉｇ－６．２

Ｔｈｅ

ｃｏｎｔｒａｓｔｏｆｗｅｌｄｅｄｔｅｎｓｉｌｅ

ｓａｍｐｌｅ

ａｎｄｔｅｎｓｉｌｅ

ｓａｍｐｌｅｏｆｓｕｐｅｒ－ｓｔｅｅｌ

ＳＳ４００

焊接后屈服强度降低幅度较小，而抗拉强度及延伸率降低幅度大。焊接后延

伸率的下降较多并不能反映真实的情况，因为在试样的变形是不均匀的变形状

态。焊缝部分金属几乎不参与变形，只是ＨＡＺ处金属发生局部塑性变形。所以

不能反映材料的真实的塑性。

４５

奎！！奎耋堡圭丝兰！塑丝塑堡丝星墼垄兰丝墼．

６．３．２焊接后冲击性能

试样为５ｘ１０ｘ５５的非标试样。根据测试标准，Ｖ形缺口分别开在焊缝、熔合

线及热影响区。

从实验数据可知，焊缝处冲击功最大，熔合线次之，热影响区最低。母材的

冲击功为５８．２５Ｊ，焊缝处冲击功为６１．６Ｊ，升高３．３５Ｊ，熔合线处冲击功为４０．６Ｊ，

下降１７．６Ｊ，热影响区处冲击功为２６．８Ｊ，为母材试样的一半。冲击实验结果见表

６．２及图６．３。

表６．２超级钢ＳＳ４００焊接后冲击试验结果及与母材试样的比较／Ｊ

Ｔａｂｌｅ６．２Ｔｈｅ

ｃｏｎｔｒａｓｔｏｆｗｅｌｄｅｄｉｍｐａｃｔｓａｍｐｌｅａｎｄｉｍｐａｃｔｓａｍｐｌｅ

ｏｆ

ｓｕｐｅｒ—ｓｔｅｅｌ

ＳＳ４００／Ｊ

超级钢ＳＳ４００

焊缝熔合线热影响区

（５ｍｍ）

Ｉ

３６

５１５３

２４２５０４８

３４３５０５４

４４５５１

５３７４９

母材

ｌ５８

２５４

３６３

４５８

图６．３超级铡ＳＳ４００焊接后冲击性能

Ｆｉｇ．６．３Ｉｍｐａｃｔ

ｐｒｏｐｅｒｔｙ

ｏｆｗｅｌｄｅｄ

ｓａｍｐｌｅｏｆｓｕｐｅｒ－ｓｔｅｅｌ

ＳＳ４００

垒！！查兰至圭丝塞

！塑堡塑堡堡星墼！丝！！坠

从焊接后拉伸试样上截取断口试样在扫描电镜下观察断口，断口形貌见图

６．４。

（ａ）焊缝

（ｃ）热影响区

（ｂ）熔合线

（ｄ）母材

图６．４超级钢ＳＳ４００焊接后各区的冲击断口形貌

Ｆｉｇ．６．４Ｉｍｐａｃｔ

ｆｒａｃｔｔｔｒｅ

ｏｆｗｅｌｄｅｄ

ｓａｍｐｌｅｏｆｓｕｐｅｒ－ｓｔｅｅｌ

ＳＳ４００

图６．４是焊接冲击试样的断口形貌。可以很好地对这一现象作出解释。图６．４（ａ）

焊缝处中心断口大部分为理石状解理花样，说明这部分组织裂纹源扩展迅速，四

周有少部分韧窝，发生了一定的塑性变形，所以在焊缝处韧脆断裂共存，冲击功

值低图６．４（ａ）；熔合线处断口基本是浅平韧窝，也存在少量小理石解理花样，主

要是韧性断裂的特征，冲击功值比焊缝处高图６．４（ｂ）；ＨＡＺ处断口深韧窝加深，

韧性加强，冲击功增大图６．４（ｃ）。母材的断口韧窝也比较深，且比较均匀，所以

母材的韧性也高。这四种断口形貌恰好对焊缝、熔合线、热影响区性能差别做出

了微观结构的解释。

４７

东北大学硕士论文６超级钢ＳＳ４００焊接后的力学性能

６．３．３焊接后的硬度测试

将母材与焊接后硬度进行对比，热影响区硬度值比母材下降６－－－４７。硬度结果

见表６．３及图６．５。

表６．３超级钢９Ｓ４００焊接后的硬度值

焊缝熔合线热影响区母材

１＃２群１静２＃１拌２撑Ｉ撑２拌

１８１２２ｌ１７３１９６１６４１６５１７０２０６

１８７

２１３

１６４１６９１６８１５９１７０２００

１６２１７２１８９

图６．５超级钢ＳＳ４００焊接后的硬度值

Ｆｉｇｕｅ６．５

Ｔｈｅｈａｒｄｎｅｓｓｏｆｗｅｌｄｅｄ

ｓａｍｐｌｅｓｏｆｓｕｐｅｒ－ｓｔｅｅｌ

如图６．５所示。与母材相比，焊缝硬度略有提高，熔合线硬度持平，而热影

响区硬度略有下降。这种变化可由金相组织结构图６．６来解释。图６．６（ｄ）所反

映的是硬度最低处的热影响区的组织。晶粒度明显大于母材的。显然是焊接时热

量传导使此处温度升高导致发生了静态再结晶与长大的结果。晶粒等轴，但还没

有摆脱带状组织的形貌。而焊缝、熔合线组织是液态金属经过～次结晶、二次相

变得来的，内部相成分复杂，是马氏体、

氏体的混合组织，组织的硬度大，强度高，

针状铁素体、魏氏铁素体，珠光体和贝

焊接试样各部位的金相组织见图６．６：

东北人学硕＋论文６超级钢ＳＳ４００焊接后的力学性能

（ａ）焊缝

（ｂ）熔合线

（ｃ）热影响区１（距离熔合线２ｒａｍ）（ｄ）热影响区２（距离熔台线ｌｍｍ）

（ｆ）母材

幽６．６焊接试样金相组织

Ｆｉｇ．６．６

Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆ

ｗｅｌｄｅｄ

ｓｍｎｐｌｅ

东北人学硕十论文

６超级钢ＳＳ４００焊接后的力学性能

６．４小结

超细晶粒钢焊接时，薄弱环节出现在ＨＡＺ，因细晶粒本身已使得晶粒有长大的

驭动力（驱动力与晶粒尺寸成反比），又因４００Ｍｐａ的细晶粒钢中没有或含有极少的

碳、氮化物形成元素，所以其焊接热影响区有晶粒长大倾向，粗大的晶粒将损坏

ＨＡＺ的性能，晶粒较粗大时，强度和韧性会随之下降。因此，对于４００ＭＰ的细

晶粒钢最主要的焊接问题是探索合适的焊接方法、研究其晶粒长大规律、动力学

和可控元素，从而寻找防止晶粒长大的有效措旌。

５０

东北人学硕卜论文

７结论

７结论

１超级铡ＳＳ４００通过控制轧制工艺，利用降低轧制温度，增加终轧压下量，及轧后快

冷，把晶粒超细化，利用晶界强化作用，使它的强度比与它成份相近的ＳＳ４００钢强

度提高近一‘倍，达到微合金钢３４０ＴＭ的强度指标。

２超级钢ＳＳ４００的延伸率稍稍低于３０ＴＭ钢略高于ＳＳ４００钢，是因为超级钢ＳＳ４００

含有更多的珠光体的缘故。从Ｐｉｃｋｅｒｉｎｇ【３”对Ｆ．Ｐ钢的实验统计公式看，钢中

珠光体量的增加，将降低总延伸率，而细化晶粒会提高总延伸率。

３通过疲劳实验验证，超级钢ＳＳ４００通过细化晶粒刑用晶界对疲劳裂纹的阻碍作

用，使钢的疲劳强度得到大幅度的提高，通过对疲劳断口的分析，发现疲劳断口中

的断裂小块与晶粒的直径有大致的对应关系。

４超级钢ＳＳ４００在普通碳素结构钢ＳＳ４００成份的基础上，细化晶粒而且还利用终

轧温度低形成粒状珠光体和粒状贝氏体，这两种组织对疲劳裂纹扩展的阻碍作

用优于片状珠光体，从而进一步提高其疲劳强度。

５通过系列低温冲击实验，根据能量判据，得到超级钢ＳＳ４００的韧脆转变温度达到

一９５℃，这主要是细化晶粒的作用。而和它力学性能相近的微合金钢３４０ＴＭ的

韧脆转变温度是一８５℃，ＳＳ４００钢的韧脆转变温度是一８５℃，由此可见细化晶粒对

降低钢的韧脆转变温度有很大的贡献。

６从超级钢ＳＳ４００的冷弯性能和硬度来看，它具有良好的冷弯性能和硬度，虽然出

现了一支开裂试样，但扫描电镜检查发现是非金属夹杂物引起的，而该钢的非金

属夹杂物的含量并不高，可见这是偶然因素引起的。

７超细晶粒钢焊接时，薄弱环节出现在ＨＡＺ，因细晶粒本身已使得晶粒有长大的驱

动力（驱动力与晶粒尺寸成反比），又因４００Ｍｐａ的细晶粒钢中没有或含有极少的

碳、氮化物形成元素，所以其焊接热影响区有晶粒长大倾向，粗大的晶粒将

损坏ＨＡＺ的性能，晶粒较粗大时，强度和韧性会随之下降。

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垒！！盔堂堡圭丝苎

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Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ

ｉｎ

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ｔｈｒｏｕｇｈ

ｔｈｅ

Ｍｕｌｔｉ—ｐａｓｓ

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