唐明華 ，胡雙開，李建中，鄧彬

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長沙，410083；2. 湖南工學(xué)院 機(jī)械工程系，湖南 衡陽，421002；3. 衡陽華菱鋼管有限公司，湖南 衡陽，421001)

隨著“新一代鋼鐵材料”研究和開發(fā)工作的不斷深入，人們逐步認(rèn)識(shí)到在奧氏體低溫區(qū)變形通過形變誘導(dǎo)鐵素體相變(Deformation-induced ferrite transformation, DIFT)獲得超細(xì)晶鋼的方法已成為開發(fā)傳統(tǒng)鋼鐵材料潛在性能的重要手段。通過大量的實(shí)驗(yàn)和理論研究[1-2]，人們對(duì)形變誘導(dǎo)相變的規(guī)律及其本質(zhì)有了更深刻的了解[3-5]。超細(xì)鐵素體主要是通過形變誘導(dǎo)鐵素體相變終了溫度 Ar3的大應(yīng)變并快冷以防止晶粒長大、終軋時(shí)采用盡可能高的應(yīng)變速率和盡可能短的道次間隔等措施來獲得的，但如此苛刻的變形條件在實(shí)際板材加工中是難以實(shí)現(xiàn)的，需要解決的問題是降低相變發(fā)生的大變形量；由于受變形裝備軋制能力的限制，DIFT的工業(yè)應(yīng)用目前還局限于薄規(guī)格、小直徑產(chǎn)品，而采用現(xiàn)有DIFT工藝對(duì)于中厚板的組織細(xì)化仍有較大困難[6-7]，所以，中厚板細(xì)晶鋼的強(qiáng)化方式除了細(xì)化晶粒外，還應(yīng)當(dāng)引入其他的強(qiáng)化機(jī)制。為此，本文作者針對(duì)中厚板的組織細(xì)化特點(diǎn)，利用鋼中的第二相粒子在凝固結(jié)晶及熱加工過程中對(duì)鋼組織的細(xì)化作用[8-9]，以20Mn2鋼為基體，并以平均顆粒粒徑為0.2～1.0 μm的ZrC顆粒為增強(qiáng)相，采用鑄造法制備含ZrC粒子的低碳鋼錠坯；在此基礎(chǔ)上，考察ZrC粒子在試驗(yàn)鋼中的析出和固溶特點(diǎn)，并利用熱模擬單向壓縮試驗(yàn)，分析形變誘導(dǎo)相變過程中ZrC粒子對(duì)試驗(yàn)鋼組織細(xì)化和力學(xué)性能的影響，通過對(duì)不同加工處理狀態(tài)材料的力學(xué)性能測試以及顯微組織觀察，并利用透射電子顯微鏡對(duì)實(shí)驗(yàn)材料進(jìn)行相分析，探索ZrC顆粒增強(qiáng)低碳低合金鋼鐵材料的強(qiáng)化機(jī)理，并與未加 ZrC粒子時(shí)的進(jìn)行比較。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料在中頻感應(yīng)熔煉爐中熔煉。在熔煉的同時(shí)加入純度為99.9%的Nb，待熔煉脫氧后，用沖入法從外部壓入粒徑為 0.2～1.0 μm 和體積分?jǐn)?shù)為0.2%～1.0%的ZrC粒子，制備低碳鋼錠坯，所得實(shí)驗(yàn)材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：C，0.22；Si，0.36；Mn，1.60； Nb，0.05；P，0.014；S，0.016；余量為Fe。采用Gleeble-1500試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行熱模擬試驗(yàn)，原材料經(jīng)改鍛、正火后由線切割加工成直徑×長度為 8 mm×15 mm圓棒試樣，以10 ℃/s的速度將試樣加熱到1 000 ℃，保溫3 min，然后以5 ℃/s的速度快速冷卻到形變溫度，以 1 s-1的應(yīng)變速率在 Gleeble-1500試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行不同變形條件的單道次熱模擬單向壓縮變形。因?yàn)樵谙嗤堉茥l件下軋后水冷較軋后空冷的組織性能優(yōu)越，所以，對(duì)變形后的試樣立刻用流動(dòng)水淬火冷卻至室溫，以固定其高溫組織；實(shí)驗(yàn)室軋制坯料是取自試驗(yàn)鋼錠坯改鍛成長×寬×高為 40 mm×140 mm×70 mm的坯料。進(jìn)行軋制實(shí)驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)坯料奧氏體化溫度為1 000～1 050 ℃，將板材溫度急速冷卻到形變誘導(dǎo)鐵素體相變開始溫度后進(jìn)行軋制。終軋后水冷，鋼板厚度為 9 mm。從實(shí)驗(yàn)室軋制后的鋼板取樣，制備金相試樣，試樣經(jīng)機(jī)械研磨及拋光后用 4%硝酸酒精溶液腐蝕，基于XJG-05型金相顯微鏡分析中心處的組織，用截線法測定鐵素體晶粒，用單位面積晶界上的鐵素體晶粒數(shù)目比較測定鐵素體轉(zhuǎn)變量；將試樣切出厚度為0.3 mm的薄片，用離子減薄儀進(jìn)行雙離子減薄，用TECNAI G220ST透射電鏡觀察試樣的顯微組織；按照國標(biāo)GB/T 6394—2002對(duì)晶粒度評(píng)級(jí)，將試制鋼板加工成直徑×長度為 10 mm×50 mm標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，在WJ-10萬能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行縱向拉伸實(shí)驗(yàn)。采用梅氏試樣進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，在JB30A型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。

2 結(jié)果與分析

2.1 奧氏體中ZrC粒子的析出與固溶

圖1所示為不同再加熱溫度下奧氏體中的ZrC粒子典型TEM形貌與分布。

圖1 不同再加熱溫度下奧氏體中ZrC粒子的形貌和分布Fig.1 Morphology and distribution of ZrC particles in austenite at different reheating temperatures

由圖1可見：在經(jīng)歷了高溫凝固結(jié)晶后，ZrC粒子仍然能夠存在于鋼中而不溶解消失，而且能夠進(jìn)入鑄態(tài)晶粒內(nèi)部而不完全偏聚于晶界，這說明從外部添加的ZrC顆粒容易在鋼中均勻分布；奧氏體中析出的ZrC粒子其形態(tài)隨再加熱溫度的變化而變化，在較低的溫度下以分布較均勻的小粒子為主，形狀不規(guī)則，在較高溫度下呈方狀形貌，粒子數(shù)量減少，尺寸較大。

根據(jù)析出相質(zhì)點(diǎn)對(duì)晶界的釘扎理論，彌散均勻分布于基體中的ZrC粒子將影響奧氏體晶粒長大。因?yàn)閵W氏體晶粒長大是受擴(kuò)散控制的晶界遷移而使晶界減少的自發(fā)過程，當(dāng)運(yùn)動(dòng)的晶界遇到析出相質(zhì)點(diǎn)時(shí)，由于受到質(zhì)點(diǎn)的釘扎作用，將有效阻止奧氏體晶粒長大。ZrC粒子對(duì)奧氏體晶粒的釘扎力F由下式確定[10]：

式中：K為常數(shù)；φ為粒子的體積分?jǐn)?shù)；r為粒子的半徑?？梢?，粒子體積分?jǐn)?shù)越大，質(zhì)點(diǎn)的平均尺寸越小，則晶界的釘扎力就越大，由此引起晶界運(yùn)動(dòng)的阻力增大，即奧氏體晶粒越細(xì)小。因此，在同樣的熱加工條件下，添加了ZrC粒子的試驗(yàn)鋼，其奧氏體晶粒尺寸應(yīng)明顯小于未添加ZrC粒子的尺寸。由于奧氏體晶界是形變誘導(dǎo)鐵素體的優(yōu)先形核地點(diǎn)，待奧氏體晶界作為形核位置被消耗完畢后，鐵素體主要以長大為主，即出現(xiàn)形核位置飽和，因此，鐵素體晶粒與奧氏體晶粒有對(duì)應(yīng)關(guān)系。王立軍等[11]的研究指出：當(dāng)原始組織中奧氏體晶粒較細(xì)時(shí)，變形相對(duì)均勻，畸變區(qū)分布也均勻。因此 細(xì)晶奧氏體變形后可得到更多的、更均勻的鐵素體。

2.2 ZrC粒子對(duì)DIFT的促進(jìn)作用

圖2所示為試驗(yàn)鋼在930 ℃的試樣進(jìn)行60%熱模擬變形后直接水淬的顯微組織演變。經(jīng)對(duì)比分析發(fā)現(xiàn)外加ZrC顆粒對(duì)DIFT的影響非常明顯：未添加ZrC粒子時(shí)，由于合金仍處于奧氏體相區(qū)，所以，淬水組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體，組織中未見鐵素體晶粒，如圖2(a)所示，這說明未添加ZrC粒子的試驗(yàn)鋼在此變形條件下不能發(fā)生DIFT；圖2(b)所示為添加了ZrC粒子后與圖 2(a)中相同變形條件下的淬水組織，其組織為馬氏體和少量等軸鐵素體(3.8 μm)，顯然，等軸鐵素體是在變形中形成的DIFT 鐵素體。鄧小鐵等[12]的研究認(rèn)為：形變誘導(dǎo)鐵素體提前發(fā)生的原因是因?yàn)閆rC粒子作為形變和再結(jié)晶核心，促進(jìn)了集中形變區(qū)的形成，因而加速了 DIFT進(jìn)程，以致部分奧氏體在隨后的形變過程中發(fā)生 DIFT相變，形成完全的等軸超細(xì)鐵素體晶粒，而剩余奧氏體則在隨后的快速冷卻中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織。

圖2 試驗(yàn)鋼經(jīng)930 ℃和60%變形后的淬水組織演變Fig.2 Change of microstructure of tested steel at 930 ℃ and deformation of 60%

必須指出的是：采用淬水法來證明 DIFT的可靠性時(shí)應(yīng)當(dāng)謹(jǐn)慎。這是因?yàn)檫@類鋼的淬透性較低，而變形又進(jìn)一步降低了奧氏體的穩(wěn)定性，鐵素體有可能在淬水過程中形成[13]，從而給形變誘導(dǎo)鐵素體的鑒別帶來嚴(yán)重干擾。圖3所示為形變誘導(dǎo)鐵素體的TEM形貌，電鏡分析結(jié)果表明：奧氏體晶界有大量等軸狀的鐵素體形核，在奧氏體晶內(nèi)和變形帶上的某些部位，也有大片的條狀鐵素體析出，這些晶內(nèi)鐵素體的形成可在一定程度上增加鐵素體的形核率，從而進(jìn)一步細(xì)化鐵素體晶粒并使鐵素體晶粒的分布有利，而變形帶作為具有較高能量的畸變區(qū)，與晶界一樣也是鐵素體析出的有利形核地點(diǎn)。結(jié)合顯微組織觀察可以發(fā)現(xiàn)在鐵素體晶粒邊界有滲碳體析出。這是因?yàn)樵谳^快變形速度(1 s-1)變形時(shí)將使擴(kuò)散不可能充分進(jìn)行，導(dǎo)致碳在鐵素體中過飽和，這樣，在鐵素體邊界以滲碳體的形式析出。這說明形變誘導(dǎo)鐵素體是由碳原子長程擴(kuò)散和鐵原子短程擴(kuò)散耦合相變的結(jié)果。

圖3 形變誘導(dǎo)鐵素體的TEM形貌Fig.3 TEM micrograph showing morphology of DIFT in steel deformed at 930 ℃ and deformation of 60%

2.3 ZrC粒子對(duì)鐵素體晶粒細(xì)化的影響

在 DIFT過程中，形變基體產(chǎn)生的形變儲(chǔ)存能是基體再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)能，當(dāng)ZrC粒子在形變過程中以應(yīng)變誘導(dǎo)析出的方式沉淀析出后，將有效釘扎位錯(cuò)使之不容易發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶，從而顯著推遲再結(jié)晶的發(fā)生；應(yīng)變誘導(dǎo)析出的ZrC粒子還使基體的形變儲(chǔ)存能隨形變繼續(xù)進(jìn)行不斷累積，這就明顯增大了奧氏體相的自由能；因此，在隨后的冷卻過程中發(fā)生鐵素體相變時(shí)，形變儲(chǔ)存能將有效促進(jìn)鐵素體相的形成，使鐵素體相形成的上限溫度Ad3比平衡溫度Ae3明顯升高或使確定溫度下的鐵素體形成量明顯大于平衡形成量；此外，由于形變基體中晶格畸變和扭折晶界的存在，可明顯增大鐵素體的非均勻形核率，使得形變誘導(dǎo)鐵素體的晶粒尺寸明顯細(xì)化且分布均勻。

圖4所示為形變誘導(dǎo)鐵素體晶粒粒徑隨外加ZrC粒子體積分?jǐn)?shù)的變化關(guān)系。劉微等[14]指出，在第二相粒子對(duì)材料性能影響的諸多因素中，粒子粒徑是決定其是否有利的最重要因素，因此，本工作不考慮粒子平均粒徑大于1 μm的情況。由圖4可見：隨著ZrC粒子體積分?jǐn)?shù)的增加，形變誘導(dǎo)鐵素體的晶粒粒徑不斷減少，即鐵素體形核率增大，晶粒細(xì)化程度增加。這說明添加ZrC后，由于形變的作用，在ZrC/奧氏體相界面及晶內(nèi)產(chǎn)生了大量變形帶、位錯(cuò)等聚集形變能的缺陷，這些都為相變提供了有利的形核位置及能量，γ→α轉(zhuǎn)變的形核率將隨形核位置的增加而提高，所以，組織不斷細(xì)化；但是，當(dāng)添加的ZrC粒子體積分?jǐn)?shù)達(dá)到一定程度(0.6%)以后，鐵素體的晶粒粒徑隨ZrC粒子體積分?jǐn)?shù)的增加反而增大，這表明ZrC粒子對(duì)鐵素體形核率的促進(jìn)作用存在一個(gè)臨界值，超過此臨界值時(shí)，過量的ZrC粒子將不利于試驗(yàn)鋼的組織細(xì)化。其可能的原因是鐵素體形核在此刻達(dá)到了飽和狀態(tài)，ZrC粒子的形核促進(jìn)作用相對(duì)于體積分?jǐn)?shù)較小時(shí)，明顯減弱，同時(shí)，較高數(shù)量的非金屬夾雜物由于以網(wǎng)狀形式析出于奧氏體晶界，對(duì)鐵素體形核產(chǎn)生了抑制作用。

圖4 鐵素體晶粒粒徑隨ZrC粒子體積分?jǐn)?shù)的變化關(guān)系Fig.4 Change of ferrite grain size with volume fraction of ZrC particles for steel after deformation

2.4 ZrC粒子對(duì)試驗(yàn)鋼力學(xué)性能的影響

表1所示為試驗(yàn)鋼的硬度(正火態(tài))隨ZrC顆粒參數(shù)的變化關(guān)系。從表1可見：即使添加少量的ZrC粒子，材料的硬度也有較大的提升，說明ZrC粒子對(duì)鋼的凝固結(jié)晶組織起到了很好的細(xì)化作用；而晶粒的細(xì)化可以提高奧氏體淬火獲得馬氏體的臨界冷卻速度，使得奧氏體淬火后向貝氏體轉(zhuǎn)變，所以，DIFT后鋼的強(qiáng)硬性將因細(xì)晶強(qiáng)化、形變強(qiáng)化及第二相強(qiáng)化的綜合效應(yīng)達(dá)到更高的狀態(tài)。從表1所示的硬度測試結(jié)果來看，只有當(dāng)粒子細(xì)小(d＜1 μm)時(shí)，才表現(xiàn)出Orowaw強(qiáng)化的本質(zhì)，即顆粒粒度較大時(shí)(d＞1 μm)，Orowan強(qiáng)化機(jī)制的表現(xiàn)并不突出。從表1還可見：ZrC粒子最佳的添加量為0.60%，此時(shí)的硬度(HBS)為233，為不加入ZrC時(shí)的1.34倍，這說明具有適當(dāng)粒徑和體積分?jǐn)?shù)的ZrC顆粒能使增強(qiáng)體顆粒和基體結(jié)合充分，從而更好地改善材料的性能。

表1 試驗(yàn)鋼正火態(tài)的硬度隨ZrC顆粒的變化關(guān)系Table 1 Change of hardness of tested steel with ZrC particles under normalizing condition

楊平等[15]報(bào)道，在鐵素體鋼中，細(xì)小彌散析出的第二相析出物因不足以達(dá)到裂紋臨界尺寸而不易激發(fā)裂紋，并且裂紋遇之發(fā)生轉(zhuǎn)折， 這樣就對(duì)裂紋的擴(kuò)展有一定的阻滯作用，使其對(duì)鋼材韌性和疲勞性能的損害顯著降低甚至消除。因此，可以預(yù)測：變形后，合理地控制保溫時(shí)間可在提高材料強(qiáng)度的同時(shí)有效地改善材料的韌性。表2所示為試驗(yàn)鋼經(jīng)900 ℃和80%應(yīng)變后力學(xué)性能測試結(jié)果(ZrC的平均粒徑為0.4 μm，體積分?jǐn)?shù)為0.5%)。從表2可見：相對(duì)于未添加ZrC粒子的情形，添加了ZrC粒子的試驗(yàn)鋼組織進(jìn)一步細(xì)化，強(qiáng)度大幅度提高，同時(shí)，塑性和韌性也略有增加。應(yīng)當(dāng)指出的是：隨著軋制變形量的增加，鐵素體晶粒尺寸也會(huì)有所減小，但與加入ZrC粒子的細(xì)化效果相比，尺寸減小幅度要小得多，因此，表2中的結(jié)果不但證明了添加ZrC粒子后比較單純的DIFT或奧氏體高溫形變?cè)俳Y(jié)晶，鋼鐵材料具有更好的晶粒細(xì)化效果，同時(shí)也證明了細(xì)晶強(qiáng)化的特點(diǎn)是在提高強(qiáng)度的同時(shí)，還能保持塑性和韌性不下降。

表2 試驗(yàn)鋼經(jīng)900 ℃和80%應(yīng)變后的力學(xué)性能Table 2 Properties of tested steel after straining at 900 ℃ and deformation of 80%

在以上試驗(yàn)研究的基礎(chǔ)上制定實(shí)驗(yàn)室軋制工藝并進(jìn)行實(shí)驗(yàn)。實(shí)驗(yàn)室坯料是添加了ZrC粒子(平均粒徑為0.4 μm，體積分?jǐn)?shù)為 0.5%)的試驗(yàn)鋼錠坯改鍛成長×寬×高為40 mm×140 mm×70 mm的坯料，終軋后水冷，鋼板厚度為 9 mm。結(jié)果表明：鐵素體晶粒均勻細(xì)小，晶粒粒徑被細(xì)化至3.9 μm；力學(xué)性能測試結(jié)果為：σb= 1 188 MPa，σs=932 MPa，與試樣鋼成分接近的20Mn2淬回火態(tài)相比，分別提高51%和58%以上，而塑性比20Mn2的強(qiáng)。

2.5 ZrC顆粒增強(qiáng)試驗(yàn)鋼的強(qiáng)韌化機(jī)理

微米ZrC顆粒增強(qiáng)試驗(yàn)鋼強(qiáng)韌性應(yīng)歸因于細(xì)晶強(qiáng)化、形變強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化耦合作用的結(jié)果。首先，由于均勻分布于基體相中的 ZrC顆粒釘扎奧氏體晶界，有效細(xì)化了初始奧氏體晶粒，在軋制變形中，ZrC顆粒又阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，造成位錯(cuò)增殖，從而增加了相變時(shí)的形核位置，加快了 γ→α形核速率，加速了DIFT進(jìn)程，因而，鐵素體的轉(zhuǎn)變量高且晶粒得到細(xì)化；同時(shí)，因?yàn)椴牧系淖冃螌儆趦上嗖痪鶆蜃冃?ZrC/奧氏體)，變形時(shí)首先在較軟的基體上進(jìn)行，較硬的顆粒不變形或變形很少，在界面上形成較高的形變不匹配，從而產(chǎn)生較高的形變應(yīng)力。當(dāng)該應(yīng)力集中在ZrC粒子的某個(gè)部位時(shí)，在晶體某個(gè)柱面的分切應(yīng)力作用下，在交界的柱面上萌生位錯(cuò)環(huán)并沿柱面移動(dòng)，該應(yīng)力的釋放靠放出位錯(cuò)環(huán)實(shí)現(xiàn)，從而增加了基體位錯(cuò)的密度，大量的位錯(cuò)之間產(chǎn)生摩擦、纏繞，在應(yīng)力的作用下形成細(xì)小的胞狀組織即亞晶，因此，ZrC粒子因阻礙晶界的遷移，使基體的晶粒細(xì)小化，按照Hall-Petch關(guān)系，材料的強(qiáng)度大幅度提高；同時(shí)，晶粒細(xì)化后，裂紋沿晶界擴(kuò)展的阻力越大，使得材料的塑性和韌性也隨之提高?？梢姡篫rC粒子對(duì)晶粒細(xì)化的貢獻(xiàn)提高了高強(qiáng)度鋼的使用安全性。

圖 5所示為 ZrC粒子繞過位錯(cuò)的第二相強(qiáng)化Orowan機(jī)理。在軋制變形中位錯(cuò)越過第二相顆粒的機(jī)制有切過機(jī)制和繞過機(jī)制(Orowan機(jī)制)[16]，當(dāng)?shù)诙嘞鄬?duì)較軟或尺寸很小時(shí)主要為切過機(jī)制，而當(dāng)?shù)诙噍^硬或尺寸較大時(shí)主要為 Orowan機(jī)制?？梢姡簩?duì)每一種特定的第二相而言，粒子的強(qiáng)化機(jī)制存在一個(gè)臨界尺寸，小于臨界尺寸時(shí)切過機(jī)制起作用，而大于臨界尺寸時(shí) Orowan機(jī)制起作用。由于本實(shí)驗(yàn)所添加的ZrC粒子其粒徑遠(yuǎn)大于從鋼液中內(nèi)生析出的合金元素Nb的碳化物粒子粒徑(30～200 nm)，因此，ZrC粒子相對(duì)于 Nb在鋼的凝固結(jié)晶及變形過程中對(duì)材料的強(qiáng)韌化起了更為重要的作用。

圖5 位錯(cuò)繞過ZrC粒子的Orowan機(jī)制Fig.5 TEM image showing Orowan mechanism of dislocations moving around ZrC particles

3 結(jié)論

(1) 當(dāng)ZrC粒子的粒徑小于1 μm時(shí)，粒子對(duì)位錯(cuò)產(chǎn)生較大的阻力，形成集中形變區(qū)，因而提高鐵素體形核率，導(dǎo)致晶粒(組織)超細(xì)化。

(2) ZrC/奧氏體相界面的不均勻變形在界面產(chǎn)生形變位錯(cuò)源，使基體中的位錯(cuò)增值，形成位錯(cuò)胞，提高了試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度。由于ZrC粒子的阻礙，裂紋沿晶界擴(kuò)展的阻力越大，使得材料的塑性和韌性提高。

(3) 添加了平均粒徑為0.4 μm、體積分?jǐn)?shù)為0.5%的ZrC粒子的試驗(yàn)鋼，實(shí)驗(yàn)室軋制9 mm中板可獲得超細(xì)組織，晶粒粒度達(dá)到3.9 μm；相比于20Mn2鋼淬回火態(tài)的標(biāo)準(zhǔn)參考值，屈服強(qiáng)度提高58%，塑性和韌性不下降。

[1] 翁宇慶. 超細(xì)晶鋼——鋼的組織細(xì)化與控制技術(shù)[M]. 北京:冶金工業(yè)出版社, 2003: 72-133.WENG Yu-qing. Ultrafine grain steel—Steel microstructure refinement and control technology [M]. Beijing: Metallurgical Industry Press, 2003: 72-133.

[2] 董瀚. 先進(jìn)鋼鐵材料——高性能結(jié)構(gòu)材料技術(shù)叢書[M]. 北京:科學(xué)出版社, 2008: 12-36.DONG Han. Advanced steel—Series high performance structural materials technology[M]. Beijing: Science Press, 2008:12-36.

[3] Wang G D, Liu X H, Du L X, et al. Research and development of C-Mn super-steel[C]//Shanghai: ICASS, 2004: 60-67.

[4] Yang Z M. The obtain of rebar products of low carbon steel with ultra-fine grain structure[C]//Shanghai: ICASS, 2004: 74-79.

[5] Liu Q Y, Deng S H, Yang X J, et al. Effects of dissolution and precipitation of Nb in microalloyed steel on deformation induced ferrite transformation[C]//Proceedings of the Joint International Conference of HSLA Steels 2005 and ISUGS 2005. Beijing:Metallurgical Industry Press, 2005: 175-184.

[6] Liu Y C, Sun Z Q, Ren P D, et al. 460 MPa grade ultra-low alloy high strength steel plate for mining machinery[C]//Shanghai:ICASS, 2004: 263-266.

[7] Zhang X Z, Zhang L N, Ma Y. Nano-precipitation of new plain low carbon steel by CSP process[C]//Shanghai: ICASS, 2004:84-88.

[8] 唐明華, 劉志義, 胡雙開, 等. ZrC/奧氏體相界面形變誘導(dǎo)相變動(dòng)力學(xué)[J]. 中南大學(xué)學(xué)報(bào): 自然科學(xué)版, 2010, 41(1):120-124.TANG Ming-hua, LIU Zhi-yi, HU Shuang-kai, et al. Transitional dynamics of deformation induced phase transformation at ZrC/austenitic interface[J]. Journal of Central South University:Science and Technology, 2010, 41(1): 120-124.

[9] 劉海峰, 劉耀輝, 于思榮. 原位合成VC顆粒增強(qiáng)鋼基復(fù)合材料組織及其形成機(jī)理[J]. 復(fù)合材料學(xué)報(bào), 2001, 18(4): 58-63.LIU Hai-feng, LIU Yao-hui, YU Si-rong. Microstructure of in situ VC particulates reinforced steel matrix composite and its forming mechanism[J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 2001,18(4): 58-63.

[10] 楊穎, 侯華興, 馬玉璞, 等. 再加熱溫度對(duì)含Nb，Ti鋼第二相粒子固溶及晶粒長大的影響[J]. 鋼鐵研究學(xué)報(bào), 2008, 20(7):38-42.YANG Ying, HOU Hua-xin, MA Yu-pu, et al. Effect of reheating temperature on solid solution of second phase particle and grain growth in steel containing niobium and titanium[J]. Journal of Iron and Steel Research, 2008, 20(7): 38-42.

[11] 王立軍, 姚連登, 任海鵬, 等. 微合金化對(duì)超細(xì)晶中厚板顯微組織的影響[J]. 東北大學(xué)學(xué)報(bào): 自然科學(xué)版, 2007, 28(4):510-513.WANG Li-jun, YAO Lian-deng, REN Hai-peng, et al. Effect of microalloying on ultrafine-grained microstructure of plates[J].Journal of Northeastern University: Natural Science, 2007, 28(4):510-513.

[12] 鄧小鐵, 劉志義, 鄭青春. 變形方式對(duì)含 ZrC粒子的 20Mn2鋼晶粒細(xì)化的影響[J]. 材料導(dǎo)報(bào), 2005, 19(8): 128-131.DENG Xiao-tie, LIU Zhi-yi, ZHENG Qing-chun. Effect of deforming method on grain-refining in 20Mn2 steel containing ZrC particles[J]. Material Herald, 2005, 19(8): 128-131.

[13] 楊景紅, 劉清友, 孫冬柏, 等. 冷速及變形對(duì)X70級(jí)管線鋼相變及組織的影響[J]. 材料熱處理學(xué)報(bào), 2008, 29(5): 59-63.YANG Jing-hong, LIU Qing-you, SUN Dong-bai, et al. Effect of cooling rate and deformation on transformation and microstructure of a X70 grade pipeline steel[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2008, 29(5): 59-63.

[14] 劉微, 王立群, 陳新旺. 含鈮鋼第二相粒子固溶析出規(guī)律研究[J]. 山東冶金, 2004(S1): 171-173.LIU Wei, WANG Li-qun, CHEN Xing-wang. Study of dissolution-precipitation of second-phase particles containing Nb steel[J]. Shandong Metallurgy, 2004(S1): 171-173.

[15] 楊平, 傅云義, 崔鳳娥, 等. Q235碳素鋼應(yīng)變強(qiáng)化相變的基本特點(diǎn)及影響因素[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2001, 37(6): 592-600.YANG Ping, FU Yun-yi, CUI Feng-e, et al. Characteristics of strain enhanced transformation and Its influencing factors in Q235 plain carbon steel[J]. Acta Metallurica Sinica, 2001, 37(6):592-600.

[16] 胡賡祥, 蔡珣, 戎詠華, 等. 材料科學(xué)基礎(chǔ)[M]. 上海: 上海交通大學(xué)出版社, 2006: 186-187.HU Gen-xiang, CAI Xun, RONG Yong-hua, et al. Scientific foundation of materials[M]. Shanghai: Shanghai Traffic University Press, 2006: 186-187.