钢材所要求的特性因其应用领域的不同而有很大差异。为提高不同钢材所要求的强度、塑性加工性、切削性、韧性、耐疲劳性、耐蚀性和抗氢脆化性等，开发了各种生产技术。在生产特性要求不同的钢材中，除取决于化学成分的因素外，钢材的显微组织是很重要的因素。通过有效控制钢材的显微组织，可以避免钢材所要求特性的变差或将变差量控制在最小，使钢材的强度或钢材特性比同等级强度钢更高，因此控制钢材显微组织的研究开发得到积极推进。
控制钢材显微组织（铁素体、珠光体、马氏体、奥氏体）和化学成分的固溶或析出强化的组合可以提高钢材的特性，因此作为控制钢材特性的显微组织因素有：晶粒度、各显微组织的百分率、强度和结晶织构等。
本文就用于控制钢材特性所要求的显微组织控制的基础研究情况进行介绍。
1 用于控制显微组织的各种基础过程的研究
1.1 再结晶基础过程的研究
钢板冷轧后进行退火会变软，同时在这一过程中可以控制最终产品的特性。碳素薄钢板在冷轧后的退火再结晶（一次再结晶）时，由于提高了钢板表面｛111｝面的整齐方位群（结构组织）的集聚度，因此可以提高钢板挤压成形时的深冲成形性。另外，在一次再结晶后只控制会使特定方位晶粒生长的二次再结晶，可以提高钢板的磁性。这些特性都是因为钢的结晶织构为多晶体的缘故。
铁的容易磁化轴向为〈100〉方向，因此通过控制结晶方位，可以提高电磁钢板的特性。目前最高等级的电磁钢板的结晶方位取向图可以提高到大约3°，利用被称作“二次再结晶”的现象，可以控制这种结晶方位。
关于二次再结晶现象，它是指在高温下加热钢板时，在大约10μm的晶粒中只有磁性好的｛110｝〈001〉方位晶粒会生长成大约一千倍的数mm到数10mm的巨大颗粒的现象。这种二次再结晶受被称作“抑制剂”的细析出物的影响，如果采用普通解析方法，难以进行系统调查。因此，采用X射线源强大的同步加速器放射光，不从加热炉抽出试样就能对晶粒的生长行为进行观察，从而研究了二次再结晶的机理。
为调查晶粒优先生长行为，准备了｛110｝〈001〉方位晶粒和｛110｝〈115〉方位晶粒（12°弥散方位），对这些二次再结晶粒的生长行为进行了动态观察。结果可知，｛110｝〈001〉方位晶粒在比｛110｝〈115〉更低的温度下开始生长。由于该二次再结晶开始温度的不同，因此在980-1020℃的转变温度区域，｛110｝〈001〉方位晶粒会优先生长。当温度进一步升高时，其会逐渐丧失优先生长性。
1.2 通过控制相变来控制显微组织
钢材的强度和机械特性的平衡取决于选择何种显微组织。除了前述的结晶织构外，其他影响因素有，显微组织的类型及其尺寸、体积和强度。
在提高钢材强度的发展过程中，显微组织变化由铁素体+珠光体组织变为包含贝氏体或马氏体在内的组织。本文主要对B作为提高相变时淬火性的元素和高强度钢材贝氏体中的铁碳化物析出形态所产生的上贝氏体-下贝氏体的转变进行了研究，研究结果介绍如下。
1.2.1 B、Nb和Mo混合添加对淬火性的影响
众所周知，B和Nb或B和Mo混合添加时，可以大幅度提高钢材强度和韧性的平衡。在这些元素混合添加的情况下，即使冷却速度相当慢（例如，在相当于空冷的情况下），B也能有效发挥作用，提高淬火性（γ/α相变温度下降），并使钢材强度明显提高。以下就Nb-B和Mo-B混合添加时钢材力学性能的改善和淬火性提高的机理进行了研究。
研究Nb-B和Mo-B混合添加对0.05%C冷轧钢板（20mm）的抗拉强度和低温韧性的影响（钢板中心部的冷却速度为20℃/s）发现，B几乎不会影响C-Mn钢的强度，但会使钢的韧性下降。Nb-B或Mo-B混合添加钢的强度和低温韧性的平衡与单独添加钢相比有大幅度提高。尤其是，Nb-B混合添加的效果大。B单独添加钢的显微组织以多边形铁素体为主，贝氏体的生成量少，而Nb-B或Mo-B混合添加钢会形成贝氏体单相组织，组织中能看到伸长的原始奥氏体晶界。在冷却速度没有直接淬火那么大的情况下，Nb-B或Mo-B混合添加是大幅度提高强度-低温韧性平衡的非常有效的办法。
对B单独添加、Nb-B或Mo-B混合添加钢加工后的连续冷却曲线比较可知，Nb-B或Mo-B混合添加钢的γ/α相变温度比B单独添加钢的小。用α线径迹蚀刻法（ATE）观察的B单独添加钢和Nb-B或Mo-B混合添加钢的B的分布，发现在B单独添加钢中能看到在原始奥氏体晶界中有粗大的B析出物（根据电子衍射可以判定为Fe23（C、B）6。另一方面，在Nb-B或Mo-B混合添加钢中没有观察到B的析出物，在伸长的原始奥氏体晶界中存在着B的偏析。由此可知，添加B可以提高淬火性是由于B原子在原始奥氏体晶界中处于偏析状态，一旦生成粗大B析出物，就会使淬火性显著下降。因此，本研究有关Nb-B或Mo-B混合添加会提高淬火性的理由，可以认为是因为B析出物Fe23（C、B）6的生成受到抑制的缘故。
虽然目前有关这种混合添加可以提高淬火性（γ/α相变温度下降）的机理尚不明确，但Nb和Mo具有以下3种效果：①延缓B向晶界的扩散；②延缓B析出物向晶界的扩散；③减少B析出物中的B含量（Fe23（C、B）6）。可以预计今后通过高精度分析仪、第一原理计算和热力学计算一定会弄清楚。
1.2.2 贝氏体相变的模型化和贝氏体由上贝氏体向下贝氏体的转变
贝氏体相变后的显微组织一般为先共析铁素体和铁碳化物的复合组织，铁碳化物可以分为从奥氏体直接析出的上贝氏体和在先共析铁素体中析出的下贝氏体，据说后者对钢的韧性和局部变形特别有利。
贝氏体的相变是伴随碳的扩散生成晶核和无扩散晶核生成而产生的，晶核体积系数的增大与相变温度（核生成驱动力）和奥氏体强度有关。
应用传统的核生成理论，把先共析铁素体晶核生成的驱动力超过Bhadeshia研究的临界驱动力GN=3.637T-1537 （T：温度）的时点作为相变开始时点（与贝氏体开始温度BS对应的相变）。另外，为提高晶核生成的自动催化效果，因此在初期晶核生成速度IO中增大先共析铁素体的体积系数，可以认为晶核生成速度会提高。
I＝（1+βVaB）IO （1）
β：常数
另外，先共析铁素体是以与奥氏体相同的成分生成，过饱和碳会扩散到生成后周围未相变奥氏体中。
在碳过饱和的奥氏体中或碳被析出中的先共析铁素体中都有可能析出渗碳体。根据几个观察结果得出了渗碳体的生成是由于亚平衡而产生的结论。如果等温保持时间长，虽然渗碳体中的各种元素会扩散到周围，但由于普通薄板的热处理时间比较短，因此这种效果可以忽略不计。渗碳体在奥氏体中析出时为上贝氏体，但在先共析铁素体中也会出现渗碳体析出的情况下，析出的渗碳体为下贝氏体。添加Si可以延迟渗碳体析出，根据添加Si合金后的先共析铁素体和渗碳体析出的实验数据，确定了与界面能和晶核生成点阵密度有关的参数。
通过比较在两种温度下奥氏体100%变为贝氏体的相变行为的计算结果。发现，在450℃时所有的渗碳体都会在奥氏体中生成，但在300℃时不论是在奥氏体中还是在先共析铁素体中，都有渗碳体析出。因此，本模型通过将渗碳体析出和先共析铁素体进行独立处理，可以对上贝氏体和下贝氏体进行模拟。另外，该模型能准确表示添加Si等元素抑制渗碳体生成的高强度钢材在400℃时的相变行为。例如，它还可以应用于低合金TRIP（相变诱发塑性）型复合组织钢的最佳热处理条件的确认等。
2 机械特性的控制
2.1 钢材的韧性与显微组织的关系
作为钢材的力学性能，除了强度-延性和韧性的关系外，还有疲劳特性、屈服强度、高温强度和高速变形特性等。以下主要就母材和焊接处的M-A（马氏体-奥氏体混合物）对屈服强度和韧性的影响，以及强化机理和未相变奥氏体对焊接处晶粒内相变生成铁素体后韧性的提高和汽车碰撞时等高速变形特性的影响进行介绍。
2.1.1 含有M-A钢材的纳米变形特性的解析
众所周知，利用高强度厚钢板组织中的数μm以下的微细硬质相即M-A，可以降低断裂韧性和屈服强度。作为这种机械特性变化的原因有，因M-A比周围母相更硬，因此生成的应力和应变集中，还有就是M-A从奥氏体（γ）相变为马氏体（M）时的体积膨胀会使母相产生相变变形等。因此，作为控制M-A机械特性的基础调查，使用纳米压痕硬度试验法对含有M-A钢材的变形特性进行了解析。
为调查M-A对韧性的影响，对0.1%C-0.6%Si-1.8%Mn钢进行了冷却时间为1400℃×1s、和冷却时间为800℃/500℃×100s的焊接模拟热循环试验，一部分进行深冷（液体氮中反复浸渍）处理后，对其显微组织进行观察，并进行夏氏冲击试验。采用EBSD对M-A的构成相进行解析，采用纳米压痕硬度试验法对硬度进行测定。
在热循环状态下，生成了大约5%的M-A，其大半部分为γ。M-A中的γ经深冷处理后会相变为M，韧性比热循环状态时更低。
因此，采用纳米压痕硬度试验法对M-A中的γ和M的硬度进行了测定。在测定前γ表面平坦，而在测定后γ表面出现起伏，无法确认γ。可以推测这是因为会因压痕相变为M的缘故，在M-A中能看到γ呈不稳定状态。M-A的纳米硬度测定结果（见图1）发现，关于γ，可以分为相变为M的γ和保持原样的γ。由此可知，M-A中的γ比α（4-6GPa）更硬，但比M软。可以认为这种硬度差别是由于深冷处理会导致韧性下降所致。
接下来，为弄清M-A对屈服强度的影响，对0.05%C-0.3%Si-1.5%Mn钢进行了与前述相同的热循环试验，采用纳米压痕硬度试验法对生成的M-A周围区域中的nm级的变形行为进行了测定。
研究表明，在纳米压痕硬度试验过程中存在着试样从弹性变形突然转变为塑性变形的现象。对M周围的母相进行压痕后，确认在M的周围出现了载荷突然下降。另一方面，在γ周围发生了载荷下降。可以认为载荷突然下降是由于γ相变成M时的体积膨胀使周围的母相产生动位错所致。另外，这种现象直接反映了M周围的母相nm级的屈服强度下降情况，可以认为这也是造成宏观应力-应变循环的原因。在对γ进行压痕后产生相变的M周围的母相中也能看到载荷突然下降。
采用EBSD和纳米压痕硬度试验可以对M-A的构成相和硬度进行评价，并能确认它们对韧性和屈服行为的影响。这意味着利用M-A的热稳定性和力学稳定性，可以控制钢材的特性。
2.1.2 利用晶粒内的相变提高高性能厚钢板的HAZ韧性的技术
在焊接热影响区（HAZ），由于钢材制造过程中再结晶显微组织会受到破坏，因此有时会出现韧性下降的问题。为确保HAZ韧性，与母材焊接一样，有效的办法是通过有效细化晶粒粒度、提高HAZ母相的韧性，减少会造成断裂的硬质脆化相。而且，作为能够有效细化晶粒的技术之一是，利用非金属夹杂物的“晶粒内铁素体（IGF）”技术，该技术已应用于实际生产。以下就作为晶粒内相变的主要机理之一的非金属夹杂物周围的Mn缺乏层进行介绍。
关于IGF相变的机理，虽然并没有完全弄清，但作为具有影响作用的金属学因素，主要就钢的成分、热滞后、非金属夹杂物/母相界面附近的溶质原子（也称“稀薄区域”）、因非金属夹杂物和母相的热膨胀系数不同而产生的弹性变形能、非金属夹杂物/奥氏体母相及非金属夹杂物/铁素体界面晶格的共格性（界面能）等进行研究。其中，在成分和热滞后等相同的情况下，可以认为非金属夹杂物/母相界面附近的溶质原子的缺乏层具有很大的影响。以下就实际测定的缺乏层的例子（MnS周围的缺乏层→MnS在大多数情况下是与TiN或Ti氧化物一起混合析出）进行介绍，并就其与IGF相变的关系进行介绍。
实验表明，溶质原子缺乏层会影响生成核周围的相变驱动力，热处理会使缺乏层丧失，并使相变驱动力消失。例如，根据有关MnS的模拟计算结果（1.0%-1.5%Mn钢）可知，界面的Mn浓度在S扩散后奥氏体/MnS界面的S浓度下降情况下，Mn缺乏层的深度（与体积浓度的最大浓度差）大约为0.2%- 0.4%。另外，S的扩散速度十分快，在界面浓度与体积浓度相等的情况下，缺乏层的深度在大约1%以上，宽度在数百nm左右。根据TEM（透射式电子显微镜）实际测定的Mn缺乏层可知，Mn缺乏层的深度与S浓度及热滞后有关，重量在0-1.0%，与模拟计算的重量基本相同。
另外，对TiN-MnS系钢成分（S=0.0038%）中的缺乏层进行了研究。对热处理条件不同的IGF百分率（面积比）进行测定。测定结果表明，由于高温下保持温度的不同，相变行为也不同。由此可知，由于保持时间和保持温度的不同，IGF百分率在0-80%的范围内变化，随着保持时间的延长，IGF百分率会下降。即使在1373K下保持1000s，IGF百分率也只下降至40%左右，但在1523K下保持300s时，几乎不会生成IGF。采用聚焦离子束加工法（FIB）将以上所述的IGF百分率的试样制成薄片，制作成电子显微镜观察用试样，对组织进行观察，并对Mn浓度下降量进行了测定。
测定后发现，在1523K下保持1000s的试样的非金属夹杂物周围的Mn浓度没有下降，而在1373K下保持100s和1000s时，Mn的下降量分别为0.4%和0.2%。由于界面的Mn浓度下降会使相变温度升高大约10℃（相当于0.2%的Mn），因此可以认为它有助于IGF的生成。以上实测结果与伴随MnS的溶解、析出的奥氏体中的Mn浓度分布计算结果也相同，与IGF百分率具有良好的对应关系，由此得出这种Mn缺乏层（稀薄区域）的形成在实际使用钢的组织细化中起很大作用的结论。
其他的硫化物（CuS）或碳氮化物也会形成析出物周围合金元素的缺乏层。但是，碳氮化物的C、N在低温下的扩散速度非常快，出现合金元素缺乏层的可能性小。另一方面，计算表明，Nb、V和Ti等合金元素存在着缺乏层，但尚不清楚它们对相变的影响。
通过对贝氏体生成中也会出现同样的元素缺乏层进行定量评价，由此可以利用晶粒内相变来控制显微组织，生产出HAZ韧性高的高功能、高强度钢材。
2.2 高速变形特性
将汽车和电车等在发生碰撞时对乘坐人员的影响降到最小，可以说是近年来社会的重要要求之一。本文以汽车用钢板为对象，对汽车发生碰撞时钢材产生各种高速变形的载荷进行了基础研究。其研究结果介绍如下。
2.2.1 材料的高强度化和高速变形特性
汽车碰撞时材料承受的应变速度是普通碰撞时材料的100万倍（1000/s），采用普通试验机是难以进行评价的。为解决这一问题，本研究采用单杆式高速抗拉试验机对材料的高强度化和变形应力的应变速度的相互关系进行了研究。
为提高薄板材料的强度，已采用了各种手段，其中最广泛使用的是固溶强化手段。首先作为模型材料，以添加0.2%Ti的IF钢（0.002%C-0.10%Mn-0.02%Ti）为基础，研究了用Mn、S进行固溶强化的钢。这些试验材料是在热轧至板厚2.0mm，并在700℃下进行60min退火后进行机械试验。
使用普通抗拉试验机和单杠式高速拉伸试验机对变形应力（在5%的应变下进行）与应变速度的相互关系进行了测试。结果发现，无论何种材料，其应变应力都会随应变速度的增加而提高，但在固溶强化情况下，应变应力与应变速度的相互关系减小。根据实验结果，进行了热激活解析和变形机理的研究。结果可知，高速应变区域中的激活体积在10-100b3的范围内。如果同时考虑到以往的研究结果，可以推定此次研究材料的变形控制过程是与Peierls-Nabarro（佩尔斯-纳巴罗）位垒相对的扭折晶体的形成和传播控制过程。因此，关于与固溶强化应变速度的相互关系变小的机理可以考虑如下。
所谓固溶强化就是在准静态应变速度下的变形过程中，在固溶原子为母相的铁素体相中形成了应变场使应变应力增加的现象。另一方面，在高应变速度下，应变应力难以越过因结晶结构而产生的佩尔斯-纳巴罗位垒，应变应力会增加，但晶体结构的紊乱越少，应变应力增加的量就越大。如前所述，由于固溶原子会在母相中形成应变场，因此以此为载体，扭折晶体的形成和传播会变得容易起来，与未固溶强化的情况相比，固溶强化钢的变形应力对应变速度的敏感性会变小。
本文就固溶强化钢的变形应力与应变速度的相互关系进行了介绍，对于其他的强化机理也进行了研究。结果可知，对作为母相的铁素体相进行强化会使变形应力与应变速度的相互关系变差，其变差的程度与对铁素体相的强化程度相对应。另一方面，根据实验结果可知，与同等强度钢板相比，作为组织强化钢的TRIP钢、DP钢与应变速度具有良好的相互关系。可以认为这是由于硬质相的强化是对母相以外的相进行强化，不会使作为母相的铁素体相与应变速度的相互关系变差所致。基于这种理解，可以根据使用目的来选择合适的材料。
2.2.2 TRIP型复合组织钢板的变形应力与应变速度的相互关系
以下就更加实用的汽车用高强度钢板的高速变形特性进行介绍。对于碰撞时能利用塑性变形来提高碰撞吸收能的复杂形状部件，要求具有良好的挤压成形性和高的应变速度。能满足这一要求的复合组织钢的代表为低合金TRIP型复合组织钢板（下称“低合金TRIP钢”）。
为使Ni和Mn含量受限的低合金钢中残留奥氏体，必须使C和N形成局部富集。低合金TRIP钢通过在未相变奥氏体中将钢中的C富集至1%左右，成功地使常温下的奥氏体残留下来。在这里，作为金属学的重点是，贝氏体相变中的To（相同成分的奥氏体和铁素体具有相同自由能的温度）概念和添加Si和Al的渗碳体析出的延迟。To概念与贝氏体相变的无扩散相变机理对应，根据贝氏体相变温度，To值取决于未相变奥氏体中的最大碳浓度。
把与碰撞时的变形相对应的1000/s左右的应变速度称为动应力；把用于出厂等试验用的普通抗拉试验称为静应力，将两者的应力差定义为与应变速度的相互关系（称为“静动差”），调查了烧结硬化和残留奥氏体的稳定性对匣形件被高速压坏时应变产生的静动差在5%-10%时的变形吸收能的影响。
如上所述，静动差会随钢板强度的提高而减小。尽管在预应变后在180℃下进行20min的烧结硬化处理可以提高静应力，但看不到动应力有基本相同的升高。这表明采用烧结硬化性大的复合组织钢生产的部件具有很高的碰撞吸收能。
低合金TRIP钢中的残留奥氏体的稳定性对高速变形特性有影响。相同强度的低合金TRIP钢的均匀延伸率（u-El）是残留奥氏体量和奥氏体中的碳浓度的三次方。采用该指标对强度基本相同的低合金TRIP钢的静动差进行整理可知，静动差会随u-El的升高而升高。可以说，由于使残留奥氏体稳定下来了，因此静动差会变大。
可以认为，这种静动差的增大与从奥氏体向马氏体转变的应变致生相变行为有关系。研究应变速度从0.001/s上升至10/s时的残留奥氏体的相变行为，结果发现，变形速度的增大会促进残留奥氏体的相变。残留奥氏体越稳定，这种应变致生相变后的应力增大就越能扩大至高应变区域，因此残留奥氏体的量及其稳定化可以使低应变区域的静动差增大。
3 既有高强度、又有高韧性的焊接金属
为确保钢结构的安全，焊接接头的质量非常重要。金属材料的韧性与其显微组织有密切的关系。一般说来，显微组织越细，韧性越好。作为细化焊接金属显微组织的研究结果有，以微小夹杂物为核的晶粒内相变技术等。与轧制钢材一样，焊接金属受γ相产生的变形和水冷时的快速冷却等的制约。为解决这一问题，研究了利用晶粒内的相变来巧妙控制γ-α的相变技术。以晶粒内相变为例，放射状的板状组织以Ti氧化物为中心而生成，形成了倾角大的晶界。由于晶粒内相变生成的针状铁素体是倾角大的组织，在破坏传播过程中具有使破坏单位变小的作用，由此能够获得高韧性的焊接金属。关于焊接金属的晶粒内相变机理，很多能从晶格共格性的观点来说明。从与铁素体的非共格性小的Ti-O和TiN等中能看到晶粒内铁素体的生长。另一方面，在焊接金属中没有生成在焊接热影响区中能看到的夹杂物周围的溶质缺乏层。有关晶粒内相变机理的详细解析已成为今后的课题。在工业界，利用晶粒内相变来控制显微组织的焊接金属已被广泛稳定应用。例如，HT490MPa钢材是一种高韧性焊接金属，即使在10kJ/mm的大线能量焊接的埋弧焊中，其-70℃时的夏氏冲击吸收能超过100J。在强度更高钢的焊接例子中，有X120级UOE钢管接缝部的埋弧焊，其显微组织是以退化的上贝氏体（DUB）为主的微细组织。一般认为要确保上贝氏体的韧性是很困难的，但在该焊接金属中获得了-30℃时的夏氏冲击吸收能超过100J的高韧性。原因可以认为有以下两点：一是在晶粒相变中由氧化物生成的铁素体有可能使DUB的尺寸细化；二是DUB会影响存在于贝氏体板条间的残留奥氏体薄片。
4 结语
控制钢材特性的最重要手段之一是控制钢材的显微组织。为满足最终产品对钢材特性的要求，准确理解加热、加工、冷却等各制造工序中显微组织变化的基本过程，并进行定量预测的技术是不可或缺的。这种基础研究成果不仅直接与高性能钢材的开发有关，而且还能通过优化钢材制造工艺为节能和减少CO2排放做出贡献。
信息来源：《世界金属导报》