《1 研究现状》

1 研究现状

钢铁是一个国家实现工业化的基础材料，钢的强度，特别是屈服强度是钢结构的一个重要使用性能。半个多世纪以来，各国的钢铁冶金和材料科学工作者对钢的强化机理进行过大量深入的研究。我国近十多年来攀登计划 B 项目“高强高韧钢的基础研究”、973 项目“新一代钢铁材料的重大基础研究”、国家自然科学基金重点项目“薄钢板连铸连轧过程钢的组织性能控制与检测”等，其主要内容均是通过研究钢的强化机理，达到提高钢的强度，实现钢结构轻量化，促进国民经济可持续发展的目的。

钢的强化机理，总体说来可分为两类：一类是单一强化机理。钢具有不同的强化机理，包括固溶强化、细晶强化、析出强化、位错强化、相变强化(或亚晶强化)等。近年来，比较一致的看法是钢的主要强化机理可归结为：固溶强化、细晶强化、析出强化和位错强化 ４ 种，其中，细晶强化随晶粒细化，既可提高强度，又能提高钢的韧性，其他强化手段都不同程度地降低钢的韧性。第二类是钢强化机理的加和法则，即认为钢的屈服强度等于各种强化机理对钢屈服强度贡献之和。

《1.1 超细晶强化》

1.1 超细晶强化

细晶强化实质上是晶界强化。晶界对位错运动的阻力导致晶界强化，晶界面积愈大，钢的强度愈高；晶粒尺寸愈细，晶界面积愈大，即平均晶粒尺寸愈细，钢的强度愈高。提高晶界本身的强度，也会导致钢强度的提高。细晶强化的理论基础是 Hall - Petch 公式[1,2]：

1997 年，日本、中国、韩国在各自政府的支持下，相继开展了研制新型钢铁材料的工作，日本称之为“超级钢”，我国称之为“新一代钢铁材料”，韩国称之为“先进结构钢”，其理论依据和指导思想是 Hall - Petch 公式，认为结构钢材的主要强化机制是

细晶强化， 研究目标是通过将晶粒尺寸细化 到 1 μm，甚至是亚微米（亚结构板条束宽度），实现钢的强度翻番，对低合金钢和合金钢分别达到抗拉强度 800 MPa 和 1500 MPa。我国与外国不同，在“新一代钢铁材料的重大基础研究”（973 项目）中，除将抗拉强度 800 MPa 改为屈服强度为 800 MPa，还包括对使用广泛的 400 MPa 级碳素钢的研究。研究目标是制造 400 MPa 级屈服强度的碳素钢热轧板卷和以Ⅲ级钢筋为目标的长型材。

经过大约 6 年的工作，从 1997 年到 2003 年，日本发现在工业条件下，利用现有装备与技术不能获得 1 μm 尺寸的晶粒。在实验室条件下，利用特殊工艺可将钢组织细化到亚微米级，但细晶强化与位错强化不能加和， 钢的强度的实际值低于加和值[3]，终止了超级钢项目。

在同一期间，我国北京科技大学和珠江钢厂合作，发现低碳钢中存在纳米铁碳析出物，具有显著的析出强化作用，开发出了屈服强度为 400 MPa 级的 HSLC 钢，提出了钢的综合强化机理。2003 年，“钢组织性能的综合控制理论” 研究项目被评为 2003 年度中国高等学校十大科技进展之一。

实验研究和生产实践证明：无论是 400 MPa 级的铁素体珠光体钢，还是 800 MPa 级的贝氏体钢，均不是超细晶钢（平均晶粒尺寸为 5 ~ 10 μm），钢的强度翻番不是由于晶粒细化的结果（在相同晶粒尺寸条件下，屈服强度可相差 100 ~ 300 MPa 以上）。

《1.2 钢强度的加和法则》

1.2 钢强度的加和法则

2003 年 4 月至 2007 年 3 月，日本举行了“屈服强度与显微组织关系研讨会”，开展了 4 年的研究活动，调查了对各种钢的屈服强度起支配作用的组织结构因素，其成果在 191 — 192 回西山纪念讲座上作为教材进行了报告[3]。 报告指出：一般的低碳钢如图 1 所示，直到晶粒为 1 μm，晶粒直径  减小时，屈服强度与 -1 /2成比例增加，符合 Hall - Petch 关系，细晶强化量可按下述经验式( 3 ) 计算：

《图1》

图1 钢铁材料的 Hall －Petch 关系[3]

Fig.1 Hall －Petch relation of iron and steel materials[3]

图 1 纵轴上的截距值与单晶材料的屈服强度对应，包含了固溶强化值，式(3)曲线代表固溶强化和细晶强化的加和值。不同类型的钢，-1 /2前面的系数不同，即曲线具有不同的斜率和截距，晶粒尺寸对强度的影响不同，固溶强化及细晶强化贡献不同。

从式( 3 ) 曲线可知，低碳钢晶粒尺寸为 10 ~ 5 μm 时，σs 约 为 190 ~ 270 MPa 。但 实 践 指 出：HSLC 钢 ZJ330 晶粒尺寸约为 8 ~ 10 μm，σs 可达 410 MPa， 并保持伸长率为 29 %[4]； 含 Ti 约 0.09 % 的钛微合金化高强耐候钢（HSLA 钢），晶粒尺寸为 2.9 ~ 3.8 μm[5]，按式( 3 ) 计算的固溶强化与细晶强化值 σs 为 352 ~ 307 MPa，但实际可达 700 MPa[6]。显然，对 σs 作贡献的尚有其他的强化机制，固溶强化与细晶强化的加和值与实际值之间的差距，可以认为是析出强化和位错强化机制导致的。加工过程中，钢中产生大量的位错，钢中原有位错与受力过程中新产生的位错的交互作用或原有位错对新产生位错运动的阻力导致位错强化或加工硬化。 错对钢屈服强度的贡献与其密度的平方根成正比。文献[3]指出：固溶强化与位错强化的加和值，可用经验公式( 4 )( Bailay - Hirsch 关系)表示。

截距的值包含了固溶强化，与基体自身强度对应， 冷加工可以给铁导入的最大位错密度为 1016/m2，位错强化贡献可以达到 1200 MPa ｡

热轧钢材中位错密度 < 1014/m2 时，位错强化贡献消失[3]。在奥氏体再结晶或铁素体缓慢冷却（例如薄板卷取，钢材热处理） 过程中，位错密度会降低。试验指出：1 mm 厚薄板坯连铸连轧成品板材位错密度为 2.8 × 1013/m2 [4]。考虑到原有的位错密度与第二相析出粒子的钉轧作用有关，在计算了第二相粒子对钢屈服强度的析出强化以后，可以不再考虑原有的位错密度对新产生位错运动的阻力，即不再考虑位错强化贡献。文献[3]认为：细晶强化与析出强化不能加和，钢的屈服强度是由细晶强化和析出强化二者之一决定的。

《2 钢中的纳米铁碳析出物及其对钢的析出强化作用》

2 钢中的纳米铁碳析出物及其对钢的析出强化作用

《2.1 Ti 微合金化高强耐候钢中的纳米铁碳析出物》

2.1 Ti 微合金化高强耐候钢中的纳米铁碳析出物

薄板坯连铸连轧是当代先进的钢生产流程之一。近年来在国内外有着迅速的发展。薄板坯连铸连轧产品 95 % 以上是含碳 < 0.06 % ~ 0.25 % 的低碳钢或低合金高强度钢。强度较高是薄板坯连铸连轧产品力学性能的重要特征之一。

在研究薄板坯连铸连轧 HSLC 钢强度高的原因时，文献[7,8]作者首先发现钢中存在大量纳米尺寸的氧化物和硫化物，其尺寸一般为几十纳米至几百纳米，并发现钢中存在大量尺寸 < 20 nm 的沉淀粒子，它们具有尖晶石类型的结构；文献[9,10]实验观察到钢中存在的纳米 AlN 粒子，其尺寸为几个纳米至几十纳米，并进行了动力学研究；文献[11,12]研究了用 CSP 工艺生产低碳钢中纳米碳化物及其对钢力学性能的影响，指出薄板坯连铸连轧低碳钢铸坯、轧卡件和钢材中均存在大量尺寸 < 20 nm 的析出物，主要为铁碳析出物，对钢起显著的沉淀强化作用。

文献[13]系统地研究了薄板坯连铸连轧低碳钢中存在的尺寸 < 20 nm 的铁碳析出物的类型，尺寸分布及体积分数。讨论了铁碳析出物对钢屈服强度的贡献。指出沉淀析出对 HSLC 钢材屈服强度的贡献与细晶强化的贡献相当。对于 HSLC 钢和低合金钢 SPA -H，回火快冷试验前后，钢的晶粒尺寸未变，但钢的屈服强度可提高 100 MPa 以上，显然是由于钢中纳米铁碳析出物的析出强化作用导致的。

在实验室条件[14]和生产条件下[6]研究了钛微合金化高强耐候钢，发现钛微合金化对热轧钢板的强度具有显著的影响。文献[6]根据化学相分析及 X－射线小角散射、电镜分析等方法研究了 Ti 的强化机理，发现随钢中钛含量增加，钢中纳米 TiC 的百分含量增加，钢的屈服强度提高。认为：Ti 的强化作用主要是纳米 TiC 的析出强化。没有考虑铁碳析出物的影响，从而计算结果与实际不符。文章研究了薄板坯连铸连轧 Ti 微合金化钢中 Fe3C 和 TiC 的粒度分布及质量百分数。

表 1 列出了实验用钢的化学成分。

《表1》

表1 实验用钢的化学成分

Table1 Chemical composition of experimental steels                  %

注：1 为实验室条件; 2 为生产条件，2# 试样含 Ti 0.09 % 左右

表 2 ~表 6 分别为析出相结构参数，M3C 及 MC 中各元素占钢的质量分数。2# 试样的 M3C 类析出物的粒度分布，2# 试样 MC 类析出物的粒度分布及实验钢的力学性能。

《表2》

表2 析出相结构参数

Table2 Structural parameters of precipitates

《表3》

表3 2# 试样M3C 及 MC 中各元素占钢的质量分数

Table3 M3 C and MC element mass fraction in steel in No.2 sample

从表 3 可知，析出相中质量分数最大的是渗碳体为主的 M3C 类化合物，其次是 Ti ( C , N )为主的 ＭＣ 类化合物，M ( C , N )的质量分数与文献[6]中含 Ti  0.09 % 钢的相同。Ｘ 射线小角散射得到了 2# 试样的 Fe3C 和 MC 析出物的粒度分布数据，分别见表 4 和表 5，实验用钢的力学性能见表 6。

《表4》

表4 2# 试样的 M3C 类析出物的粒度分布

Table4 Size distribution of M3C precipitates in No.2 sample

《表5》

表5 2# 试样的 MC 类析出物的粒度分布

Table5 Size distribution of MC precipitates in No.2 sample

《表6》

表6 实验用钢的力学性能

Table6 Mechanical properties of experimental steels

注：σs 为屈服强度，Rel;σ b 为抗拉强度，Rm

2#试样的 M3 C 类析出物的平均粒径达到了 72.2 nm；MC 类析出物的平均粒径是 109.1 nm，M3C 类析出物的平均粒径比 MC 小。

为进一步研究 HSLA 钢中纳米铁碳析出物的存在，用 RTO 金属包埋切片微米—纳米表征法制备试样，用高分辨透射电镜进行了分析。

RTO 金属包埋切片微米—纳米表征法 （以下简称 RTO 表征法）是在室温下在有机溶液中用金属包埋微米—纳米切片试样的方法。这种方法解决了从微米—纳米材料中切取厚度为纳米级薄膜的难题，在微米—纳米材料研究中已成功获得了广泛应用[15]。从微米—纳米材料中切取薄膜的步骤见文献[16]。

采用 RTO 方法，把实验的热轧钢板在有机溶液中电解 24 h，将得到的含有纳米析出物的电解液用无水乙醇分散于铜箔上，用前述的 RTO 方法将纳米析出物包埋于铜中；通过磨抛和离子薄化仪把包埋后的试样减薄到电子束可以穿透的薄度，然后进行高分辨透射电镜观察。

图 2 是从实验钢样中电解提取出来的析出物制成的 RTO 试样的透射电镜形貌照片。从图 2 可以看到，较多粒径在 20 nm 以下的析出物颗粒，呈多边形而非圆形和椭圆形。

《图2》

图2 RTO 试样的 TEM 照片（图中标尺 20 nm）

Fig.2 TEM morphology of RTO sample （the ruler shows 20 nm）

图 3 和图 4 分别是 RTO 试样中典型的 Fe -C 析出物和 TiC 类型析出物的能谱，从中可大致判断析出物中元素的原子百分比，由于纳米析出物颗粒很小，根据能谱分析的结果难以准确认定析出物的相组成。

《图3》

图3 RTO 试样中 Fe －C 析出物的 XEDS 谱

Fig.3 XEDS spectrum of Fe－C precipitates in RTO sample

《图4》

图4 RTO 试样中 TiC 型析出物的 XEDS 谱

Fig.4 XEDS spectrum of TiC precipitates in RTO sample

图 5 和图 6 是 RTO 试样中 Fe3C 和 Ti( C , N )析出物的高分辨图像和电子衍射花样。

《图5》

图5 Ti 微合金化高强耐候钢 RTO 试样中 Fe－C 析出物的高分辨图像和电子衍射花样

Fig.5 High resolution micrographics and diffraction of Fe －C Precipitate in RTO sample of Ti microalloyed high strength weathering steel

《图6》

图6 Ti 微合金化高强耐候钢 RTO 试样中 TiC 析出物的高分辨图像

Fig.6 High resolution micrographics of TiC precipitate in RTO sample of Ti microalloyed high strength weathering steel

《2.2 纳米铁碳析出物对钢的析出强化贡献》

2.2 纳米铁碳析出物对钢的析出强化贡献

2.2.1 析出强化的理论计算公式

析出强化是通过钢中细小弥散的沉淀相，与位错发生交互作用，造成对位错运动的障碍，阻碍位错运动，使钢的强度提高的一种强化方式。

晶体中的位错，在运动前方遇到沉淀相阻碍时，表现出两种不同类型的交互作用，产生两种不同类型的强化机制，一是位错运动切割质点，称为切割机制；一是不穿过质点，而是绕过它，并在其周围留下位错环，称为绕过机制或 Orowan 机制。

按照T Gladman 等采用的 Ashby -Orowan 修正模型的简化公式可以计算钢中细小析出粒子的析出强化作用[17] ，粒子平均直径大于 40 nm 时，析出强化贡献不大。

式( 5 )中，σ 是析出强化对屈服强度的贡献(增量)，MPa；x 是析出粒子的平面截距直径，μm；f  是析出相的体积百分数。

当析出相粒子直径很小，且与基体的界面张力较小，成共格或半共格析出时，根据 Olson 的 工作[18~20]：

式( 6 )中， 是析出强化对钢屈服强度的贡献（增量），MPa；A =为位错线张力函数，K  对刃型位错为（1 - v ），对螺型位错为 1，对混合型位错  = ；v = 0.291 为泊松比， b 为位错的柏格斯矢量的绝对值 = 0.248 nm；G 为切变弹性模量 = 80650 MPa；γ = 0.5~1 J/m2 ，为析出粒子与基体的界面能；d  是第二相粒子直径，μm；f  是体积百分数。

由式( 5 )、式( 6 )可见，钢铁材料第二相颗粒以切割机制强化时，其强化效果正比于第二相体积分数的 1/2 次方和颗粒尺寸 d  的 1/2 次方，以绕过机制强化时，其强化效果正比于体积分数的 1/2 次方，大致反比于颗粒尺寸 d ，即切割机制的强化效果随粒子尺寸的增大而增大，绕过机制强化时，其强化效果随粒子尺寸的增大而减小，存在一个临界转换尺寸 dc[18~20]：

由于体积分数与粒径 d 与 dc 难以确定，式( 5 )~式( 7 )实际上是一组定性公式。

2.2.2 析出强化贡献的定量计算

Ti 微合金化高强耐候钢的屈服强度随钢中 Ti 含量的增加而提高，如图 7 所示[6]。

《图7》

图7 带钢 Ti 含量、厚度和屈服强度的关系[6]

Fig.7 Yield strength relationship between Ti content， strip thickness and yield strength of strip steels[6]

根据文献[6]，[ Ti ]从 0 % ~ 0.1 %左右，钢的屈服强度随 Ti 含量的提高而提高，不同含 Ti 钢晶粒基本相近（见图 8）。含 0.09 % Ti 的微合金高强度耐候钢中，Ti 对屈服强度的贡献可达 300 MPa 以上，钢的屈服强度可达 700 MPa 级。减去固溶强化与细晶强化的加和值，析出强化与位错强化的贡献应在 300 MPa 以上。

《图8》

Ti 含量和延伸率分别为 a : 0.04 %, 31 %; b : 0.054 %, 27 %; c : 0.063 %, 26 %；d : 0.076 %, 21 %; e : 0.096 %, 21 %; f : 0.12 %,20 %

图8 厚度4 mm 不同 Ti 含量高强度耐候钢的显微组织

Fig.8 Microstructures of high strength weathering steel with 4 mm thickness and various Ti contents

文献[6]用化学相分析和 X 射线小角散射研究了不同含 Ti 量钢中纳米 TiC 析出物的尺寸分布及体积百分数，发现随钢中 Ti 含量的提高，纳米 TiC 的体积百分数增加，认为钢的屈服强度的提高主要是由于纳米 TiC 的析出强化作用。

用公式( 5 ) 计算出 < 36 nm 的纳米 TiC 对 Ti 微合金化高强耐候钢屈服强度的贡献，结果见图 9。

《图9》

图9 小于 36nm 的纳米 Tic 对 Ti 微合金化高强耐候钢析出强化的贡献

Fig.9 The contribution of TiC precipitate with smaller than 36 nm to the yield strength of Ti microalloyed high strength weathering steel

结果表明，计算得到的含 Ti 0.09 % 的高强耐候钢中 Ti 对钢析出强度的贡献值 (增量) 仅为 130 MPa 左右，比实践结果低约 200 MPa 。其原因主要是没有考虑钢中可能存在的纳米 Fe3C 的影响。

为了证明这一点，用珠钢含 Ti 0.09 % 的高强耐候钢重新作了一次化学相分析 +X 射线小角散射试验。

在考虑析出粒子对屈服强度的贡献时，应对不同尺度粒子，分别根据绕过机制和切割机制，同时考虑不同析出物的共同贡献。

式( 8 )中：i  为纳米析出物； 为按绕过机制计算的析出强化对钢屈服强度的贡献； 为按切割机制计算的析出强化对钢屈服强度的贡献。

根据式( 5 )~式( 7 )及表 4，表 5 数据，计算纳米 Fe3C 和 Ti ( C , N )对 Ti 微合金化高强耐候钢屈服强度的贡献，结果见表 7 。

《表7 》

表7 纳米 Fe3C 和 Ti（C，N）对 Ti 微合金化高强耐候钢析出强化的贡献

Table7 Contribution of Fe3C and Ti（CN）nanosized precipitates to the yield strength of Ti microalloyed high strength weathering steel

计算时，TiC 的 dc = 1.5 ~ 6 nm，Fe3C 的 dc= 4.7~ 10 nm，对纳米 TiC，不同粒度的纳米粒子的析出强化作用均按绕过机制计算。 对纳米 Fe3C，小于10 nm的粒子按切割机制计算，大于 10 nm 的粒子按绕过机制计算，计算结果与实际相符，见表 8 。

《表8 》

表8 屈服强度的计算值与实际值比较

Table8 Comparison of calculated yield strength values with those of actual measured

表 8 中同时列出了根据文献[13]关于 ZJ330 及 ZJ510 数据的计算结果。 进一步证实了纳米铁碳析出物的析出强化作用。

《3 钢综合强化机理要点》

3 钢综合强化机理要点

1) HSLC 钢中存在纳米铁碳析出物，存在析出强化机理；在钛微合金化的高强耐候钢中，亦存在纳米铁碳析出物。Fe3C 纳米析出物的体积分数大于同粒径 TiC 的体积分数。应对不同种类及尺寸的纳米粒子，根据位错切割机理和位错绕过机理，同时考虑它们的共同贡献。

2) 对低碳钢可以采用下述计算公式。

式( 9 )中：i 为纳米析出物； 为按绕过机制计算的析出强化对钢屈服强度的贡献；为按切割机制计算的析出强化对钢屈服强度的贡献。

计算析出强化贡献所需的纳米粒子体积分数及平均粒径，可通过化学相分析+X 射线小角散射试验确定。

3) 钢的综合强化机理定义。

钢的综合强化机理是“钢的屈服强度等于各种强化机理对钢屈服强度贡献之和”，是修正的加和法则。一定条件下，钢的屈服强度等于固溶强化，细晶强化与析出强化之和。

4) 对于细晶强化，Hall -Petch 公式的应用范围与物理意义。

应用范围：a .单相金属；b . Hall -Petch 公式描述的是破断强度与晶粒尺寸的关系；c .屈服强度与晶粒尺寸的关系没有实验数据，Petch 只是 expected 破断强度与下屈服点具有直线关系；d .如果有第二相析出，则公式需要修正，实际上晶粒越细，屈强比越高。

物理意义：只是一个经验公式。钢的成分与组织不同，σo 与 Ky 不同。在 Hall - petch 原始文献中， Δσs 为破断强度， σo 为铁素体中溶质原子对位错运动的摩擦阻力， Ky 为破断强度对铁素体晶粒尺寸的变化率。

修正的 Hall - petch 公式中，Δσs 为屈服强度，σo 包括相结构和成分对固溶强化的影响以及析出强化，Ky 为不同成分与组织钢的屈服强度对晶粒尺寸的变化率。包括相结构及第二相析出对晶界强度的影响。在固溶强化与细晶强化项中包括了相变强化或亚结构强化。

5) 在一定条件下， ρ < 1014 / m2，位错强化可以忽略。

6) 笔者认为， 细晶强化与位错强化不能加和[3]，是因其在计算细晶强化时，采用贝氏体，马氏体板条束的宽度作为晶粒尺寸，而在贝氏体马氏体形成过程中已经伴随着大量第二相纳米粒子的析出和被纳米粒子钉扎的位错线产生。即在细晶强化的同时伴随着析出和位错强化的产生，加和等于重复计算。如果将晶粒尺寸考虑为铁素体尺寸（近似地可视为奥氏体转变之前的晶粒尺寸），细晶强化符合 Hall - Petch 关系，此时细晶强化就可以与析出强化加和了。

《4 钢综合强化机理及工程应用》

4 钢综合强化机理及工程应用

《4.1 回火快冷技术》

4.1 回火快冷技术

通过回火快冷（亚调质） 处理，可使珠江钢厂 ZJ330 成品板的屈服强度提高 100 MPa 以上[13]。

《4.2 基于纳米铁碳析出物控制的新品种开发》

4.2 基于纳米铁碳析出物控制的新品种开发

4.2.1 HELC 钢

根据 Hall -Petch 公式，要使 Q195 和 Q235 的屈服强度从传统工艺的 200 MPa 提高到 400 MPa，实现强度翻番是不可能的。基于发现薄板坯连铸连轧钢中存在大量的纳米铁碳析出物，通过控轧控冷，控制纳米铁碳析出物的析出行为，珠江钢厂与北京科技大学合作开发出了 HSLC 钢。HSLC 钢是一种低碳锰系钢，不含微合金元素 V、Nb、Ti，但其力学性能与类似成分的 HSLA 钢相当（见表 9）。

《表9》

表9 400 MPa 级钢的化学成分及室温拉伸性能的对比

Table9 Comparison of chemical composition and room temperature strength in σ s 400 MPa steel grades

HSLC 钢具备各向同性特征，纵横屈服强度、拉伸强度、延伸率比大多为 0.96 ～1.10[11]。

HSLC 钢强度高，塑性好，韧性也高。用作汽车板的 ZJ510L 的力学性能与低温冲击韧性见表 10 和表 11[4]。

《表10 》

表10 珠钢 ZJ510L 钢板的平均力学性能

Table10 Average mechanical performance of ZJ510L produced by Zhujiang steel

《表11》

表11 ZJ510L 及 ZJ550L 在不同温度下的夏比冲击功 Akv（J）

Table11 Charpy impact energy Akv （J） of ZJ510L and ZJ550L

4.2.2 集装箱板及 Ti 微合金化的高强耐候钢

基于对钢中纳米铁碳析出物的控制，珠江钢厂与北京科技大学合作在电炉 - CSP 生产线上，通过低碳、低氮控制及控轧控冷，生产出了 C ≤ 0.07 %，Mn 0.25 % ~ 0.5 %，Si 0.25 % ～0.50 %，P 0.07 ％～0.12 %，S ≤ 0.01 %，N ＜0.005 %，Al ＜0.04 % 的 SPA -H 集装箱板，实际合金元素总含量小于 1 %，σs 在 400 MPa 以上。珠钢集装箱板年产量占世界集装箱板年总产量的 1/4 以上。

为了开发 450 MPa 级以上集装箱板，考虑到通过纳米析出物的析出强化贡献，北京科技大学与珠江钢厂合作，先后在实验室和生产条件下开发出了 Ti 微合金化的高强耐候钢。

珠江钢厂开发出了钛微合金化高强耐候钢系列板，不同Ti含量的钢具有不同的强度级别。550 MPa 级的 Ti 微合金化高强耐候钢板做成的集装箱比 400 MPa 级集装箱板减重 15 %，如表 12 所示。

《表12》

表12 新一代轻量化集装箱减重效果

Table12 Results of weight reduction of new containers

4.2.3 正在开发的其他钢种

基于对钢中纳米粒子析出强化的控制，北京科技大学、武汉科技大学与钢厂合作[21,22]，正在开发的钢种见表 13 。

《表13》

表13 正在开发的其他钢种

Table13 Other steel grades under developing

注：* 实验室条件； * * 生产条件

《4.3 基于纳米铁碳析出物控制的钢的软化》

4.3 基于纳米铁碳析出物控制的钢的软化

文献[23]研究了基于纳米铁碳析出物控制的钢的软化，在略高于 A1 温度进行回火缓冷， 使 ZJ330 钢的屈服强度从 350 MPa 降低到 220 ～250 MPa 以下，结果见表 14 。

《表14》

表14 A1 附近温度回火缓冷对 ZJ330 钢力学性能的影响[4]

Table14 Effect of the tempering －slow cooling near temperature of A1 on the mechanical properties of ZJ330 steel [4]

《4.4 基于纳米铁碳析出物控制的 UHU 工艺路线》

4.4 基于纳米铁碳析出物控制的 UHU 工艺路线

王国栋院士发明了 UFC 超快冷技术，根据生产过程中钢的纳米析出物的控制观点，作者认为 UHU工艺路线即 UFC - Holding - UFC 工艺路线对于宽厚板等的生产具有重要意义。它具有与薄板坯连铸连轧类似的热历史，连续冷却，可能使得在成品板材厚度较大的条件下，整个钢材体积内（边部、中心）纳米析出物的体积分数相同，从而钢的强度相同，生产出低成本高强度钢材。UHU 可使铁素体+珠光体类型钢屈服强度达 700 MPa 。UHU 工艺路线亦即文献[24]中提出的 HTR - UFC - Holding - UFC - Coiling 工艺路线。

《4.5 σb = 1500 MPa 先进高强钢的技术分析》

4.5 σb = 1500 MPa 先进高强钢的技术分析

中国和韩国先进高强度钢研究的主要目标之一是生产 σb = 1500 MPa 的结构钢材。根据对钢中纳米铁碳析出物的控制思路和钢的综合强化机理，笔者认为，在制备 σb = 1500 MPa 高强结构钢时，应采取下述技术措施。

4.5.1 增加固溶强化贡献

根据 Orowan 位错绕过机制，当纳米析出粒子的尺寸 > 40 nm 时，强化作用很小，应采用快冷，减少 > 40 nm 碳化物消耗的碳量。 尺寸 < 40 nm 铁碳析出物和其他元素的碳化物消耗的碳含量较少，适当提高钢中碳含量会增加钢中固溶的碳量。而自由碳原子对提高钢的固溶强化贡献很显著。

此外，增加其他固溶合金元素的含量也可提高钢的固溶强化贡献(增量)。

4.5.2 增加析出强化贡献

V、Nb、Ti、Mｏ 等的纳米碳化物会提高钢的析出强化贡献。但要注意纳米铁碳析出物的析出强化贡献，研究 V、Nb、Ti、Mo 等对钢中纳米铁碳析颗粒析出的影响。

4.5.3 提高回火温度及冷却速度

σb =1500 MPa 的高强结构钢材，通常采用调质处理。根据回火快冷试验结果。600 ℃ 时碳的扩散速度大，建议采用 600 ℃ 左右的回火温度和回火后水冷的工艺。

4.5.4 晶粒细化强化贡献

σb =1500 MPa 的高强结构钢，应通过控轧控冷，细化转变前奥氏体晶粒尺寸，增加细晶强化贡献。

4.5.5 提高钢的纯洁度

钢的综合强化机理，从工艺上既要控制钢的轧后冷却过程，又要控制钢的冶金质量。提高钢的纯洁度是提高钢纳米析出贡献的基础。

《5 结语》

5 结语

1) 对薄板坯连铸连轧 HSLC 钢及钛微合金化高强耐候钢中的纳米粒子的属性进行了综合分析，发现尺寸 <36 nm 的粒子主要为纳米 Fe3C 及纳米 Ti ( C , N )，钛微合金化高强耐候钢中粒径 <36 nm的 Fe3C 的体积分数为同尺度 Ti ( C , N )体积分数的 4.4 倍，其析出强化作用较大，不可忽略。纳米 Fe3C及纳米 Ti ( C , N )共同对热轧钢板起显著的析出强化作用。

2) 对钢的综合强化理论进行了讨论， 指出HSLC 钢中存在纳米铁碳析出物，存在析出强化机理，在钛微合金化高强耐候钢中，亦存在纳米铁碳析出物。应对不同种类及尺寸的纳米粒子，根据位错绕过机制和位错切割机制，同时考虑不同析出物的共同贡献。

3) 钢的屈服强度等于不同的强化机理对钢屈服强度贡献之和，钢的综合强化机理是修正的加和法则。低碳钢在一定条件下，对不同种类、不同尺寸的纳米析出粒子，应分别根据位错切割和位错绕过机理计算出析出强化贡献，然后与固溶强化和细晶强化贡献加和。

对于低碳钢计算公式为：

其中，体积分数及粒径可用化学相分析+X 射线小角散射试验确定，对钢的析出强化贡献及钢的屈服强度进行了定量计算，计算结果与生产实际相符。

4) 钢的综合强化机理已广泛地应用于工程。

5) 对钢中纳米 Fe3C 和纳米微合金元素碳氮化物的析出强化作用和钢的综合强化机理有待进一步研究。特别是对析出强化与位错强化的交互作用，相变及相结构对钢强度的影响机理。微合金元素 V､Nb､Ti､Mo 等的作用机理，纳米析出物的类型，结构及析出动力学等方面还有待进一步研究。

致谢：衷心感谢中国科学院资深院士柯俊先生的指导、鼓励与支持；感谢柳得橹教授、康永林教授、王中丙先生对研究工作的帮助；研究生吴华杰、余健、王建锋分别参加了文章部分研究工作，一并致谢。