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Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.生物系統中甲烷控制性的活化 （化學所助研究員）、陳長謙（特聘研究員）
前言：

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.潤滑脂=基礎油+增稠劑+添加劑
基礎油具有潤滑作用，並決定潤滑脂的溫度限制
起潤滑作用的是油，即便是在潤滑脂中也是如此。因此，針對您的產品設計EccoGreaseR潤滑脂時，首先要選擇一種合適的合成油，或者配製出一種特殊的合成油混合物。由於某些油會弱化或損壞金屬、塑料或合成橡膠， 我們建議僅選取與您的產品有成功配合使用記錄的油。我們按照您的產品的工作溫度範圍配製油的含量，防止它在低溫時變得過稠，或在高溫時變得過稀，或發生氧 化作用，留下膠質殘留物，從而影響產品的性能和壽命。另外，我們在設計時還盡量降低成本。比如說合成碳氫(PAO)是一種價格最低油的合成油，但在許多實 際應用中卻表現非凡。但是，如果您的產品是用在溫度極高或極低、接觸腐蝕性化學品、高真空、強輻射的環境中或其它特殊工作條件下我們可能會建議您選用更好 的油類。最重要的是，無論哪一種合成油最適合您的產品，埃科公司都能為您提供。

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.大多數的工廠，尤其是使用或大或小冷卻液系統的工廠，都希望冷卻液能夠無限期使用，並且減少冷卻液浪費和維護費用。為了達到這個目的，不僅要正確選擇適合工廠的冷卻液，還需要明白為什麼有的配方的冷卻液容易變質，注意冷卻液過濾和循環使用的限制。
切削液有三種基本類型：
◆ 溶解油切削液，成分有石油，乳化劑和其他添加劑，例如用於特壓潤滑，防腐蝕，生物控制，濕潤和消泡的添加劑。
◆ 半合成切削液，成分有溶解油與合成劑，且一般含有少於30%的礦物油。
◆ 合成切削液，不含油，但是含有化學潤滑劑和其它添加劑，以提供防腐蝕，生物控制，濕潤和消泡等性能。
無 論哪種類型的切削液，所必須定期進行的最重要的維護項目是測量切削液的濃度。切削液濃度必須定期記錄並且經常維護。切削液濃度通常為容積的3% -10%。大部分切削液都可以通過預混合或者通過使用比例調節器與水或是現有的溶液進行混合。自動的切削液比例調節器可以保證濃度的一致。不論使用哪種方 法，都可以使切削液保持最佳水平，並且如果細緻的記錄了切削液和水的添加劑量，就可以跟蹤所消耗的成本。
然而，通過持續的使用與循環，一些冷卻液會選擇性損失添加劑，這會引起一些嚴重的問題，例如，腐蝕，潤滑性降低，起泡，微生物生長引起的氣味和刀具磨損加劇。含有多種功能成分的切削液配方一般所損失添加劑會少一些。
含油切削液的特性
含 油產品的性能傾向於不穩定，因為油必須被正確地乳化而且不同尺寸的油滴顆粒的分佈在經過一段時間後變的不平衡。含油量越多的切削液，經過一段時 間後越難以保持穩定性，影響因素如下：切削液會被硬水中的礦物質，微生物或系統中的雜質油所污染。含油的產品很難和工業用水混合和乳化，尤其是水質硬的時 候。在某些情況下，需要利用混合設備或所用時間的技巧來達成令人滿意的混合。
半合成和合成切削液更容易溶於水並且更容易在水中分散。
由於含油的產品必須使用大量的乳化劑，其易於吸收雜質油。一些剔除雜質油的循環系統也去掉了部分應該留在冷卻液中的油。因此，在循環使用包含溶解油或者半合成混合切削液時，由於在去除雜質油的同時也去掉了有用的油性成分，而人為地增加了成本。

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet. 水燃料汽車，這個名詞我們很早就聽過，不過來自日本的Genepax這回不只說給我們聽，也開出來給我們看。
這 套命名為水能量系統（Water Energy System，簡稱WES）的原理說來簡單，也就是將水分解成「氫」跟「氧」來產生能量。雖然表面上看起來和其他廠商所做的事情一模一樣，不過 Genepax特別指出這套系統所採用的薄膜電導元件（MEA）和其它系統不同：由於它並不需要採用含有微量金屬（如白金）電極，因此能夠擁有較長的使用 壽命。Genepax此次共展出120W及300W的原型機，然而目前整套系統（不含車體）的造價依然高達日幣2,000,000圓（約合台幣 563,010元 )。不過該公司相信大量生產後造價便能夠壓低到日幣500,000 元（約合台幣140,752元）甚至更低，而未來還會發展出1kW等級的系統，用來打進家庭用電市場。
ref: http://autos.aol.tw/post/45315

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.1．什麼是淬火鋼?它有哪些切削特點？ 淬火鋼是指金屬經過淬火後，組織為馬氏體，硬度大於HRC50的鋼。它在難切削材料中佔有相當大的比重。

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet. 摘 要：采用Gleeb1500热模拟实验机对F40MnV非调质钢进行实验研究，根据经典应力-位错关系和动态再结晶动力学方程分别对加工硬化-动态回复和 动态再结晶两阶段建立流动应力模型，然后统一表示为完整的F40MnV结构钢高温流动应力模型。根据实验结果计算拟合了模型中各参数。采用建立的流动应力 模型计算实验条件下的流动应力，计算结果与实验结果吻合较好。并将所建立的流动应力模型用于F40MnV非调质钢热塑性成形数值模拟分析。
关键词：F40MnV；非调质钢；流动应力；动态回复；动态再结晶；
中图分类号：TG142文献标识码:A
Research on Flow Stress Model of F40MnV Non-quenched and Tempered Steel During Hot Forming
WANG Jin, CHEN Jun, ZHAO Zhen, RUAN Xue-yu
(National Die & Mold CAD Engineering Research Center, Shanghai Jiao Tong University, Shanghai 200030;)
Abstract: Hot compression test of F40MnV non-quenched and tempered steel is finished on Gleeble 1500 to determine the flow stress model for F40MnV steel, and the flow stress models are approximated for work harding-dynamical recovery period and dynamical recrystallization period based on classical stress-dislocation relation and the kinematics of the dynamic recrystallization, respectively, which consist the flow stress model for the whole forming process. All parameters used in the flow stress models are calculated based on the testing data, and the flow stress model is suitable to be used for the hot forging process numerical simulation.
Key Words: F40MnV；non-quenched and tempered steel；dynamical recovery; dynamical recrystallization
随 着计算机的发展，运用有限元数值模拟对金属塑性加工过程进行仿真得到了越来越多的应用。如何得到准确的预测结果一直以来都是塑性加工过程数值模 拟关注的焦点。合理，准确的金属流动应力模型的建立是得到准确预测结果的基础。然而，高温变形条件下影响金属塑性流动的因素较多，如何建立既符合金属变形 微观机理同时符合宏观实验的流动应力模型，很多学者进行了大量的研究[1-6]。
非调质钢因为其高温成形后不需要进行后续的热处理，简化工序、节省成本而受到广泛的关注，在诸多领域内逐渐得到应用[7-10]。本文以非调质钢F40MnV为研究对象，建立其高温流动应力模型用于并用于塑性加工过程仿真。
1 实验材料与方法
实 验所使用F40MnV非调质钢的质量分数为C：0.39%， Mn：1.4%，Si：0.4%，V：0.08%，Cr:0.07%，Ni:0.07%，Ti：0.01%。热压缩试样取自热轧空冷棒材，试样直径 10mm,长度为15mm。在Gleeb1500热模拟实验机上进行等温压缩。试样变形速率分别为0.1s-1、1s-1和10s-1，变形温度分别为 950℃、1000℃、1100℃和1200℃。试样以10℃/s的速度加热至1250℃保温3min，然后以10℃/s冷却至变形温度，保温30s以消 除温度梯度后开始压缩。为防止试样表面氧化，采用氩气保护。变形完后，立即淬火。
2 实验结果与讨论
2.1 高温流动应力模型的建立
如 图1所示为F40MnV非调质钢的高温流动应力的示意图。高温条件下，实验所得到的钢的流动应力曲线弹性变形阶段往往不明显，在坐标轴中从应力 位置开始，被定义为初始应力，或是屈服应力。采用Laasraoui和Jonas的方法[1]，变形过程可以分为两个阶段：1）加工硬化－动态回复阶段。 变形初始阶段，加工硬化和动态回复相互作用，流动应力随着变形迅速上升，如图1所示流动应力曲线前部分。2）动态再结晶阶段。随着变形的进行，当变形量达 到临界值应变量后，材料发生动态再结晶，应力随变形的增加速度变缓。变形继续，随着动态再结晶晶粒的增多，应力到达峰值应力后开始下降，最后趋于稳态，通 常被称为稳态应力。假如不发生动态再结晶，变形过程中材料内部加工硬化和动态回复软化机制相互作用最终达到平衡，流动应力曲线将按照图1中所示虚线轨迹趋 于饱和，被称为饱和应力。

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.请问钻头刃磨是怎样进行的？什么工具，什么原理？尤其是很小的钻头，譬如0.2mm的小钻，稍用力钻都断了，怎么磨出刃来呢？ 问题补充：谢谢回答，因为彻底外行，另外问一下，新买来的钻的刃都是这么磨出来的吗？我买过Titex 0.05mm的钻，就是理解不了那种刃是怎么做出来的。显然钻本身硬度就很高了。有没有可能是先磨好刃再通过热处理提高钻的硬度？？？
手工磨标准麻花钻头.......
一、平整的砂轮一台。
二、从刃口往后磨，防止钻头退火,逐渐压低钻尾，呈旋转的手法。
三、后角不可过大
四、钻头顶角118度，两刃要对称。
没有图，不好说清楚，后角过大，钻头的横刃肯定长，不利于切削。而且横刃长，和新钻头比较，一定不顺眼。没有后角就不能钻进。钻头磨的水平，主要就反映在后角上。
标准麻花钻还有很多改进磨法，如”倪志福钻头“。
直径在5－6毫米以上的钻头用手工磨，还比较好掌握。如果钻头太小就只有用工具磨床磨钻头，0.2毫米的钻头，一般是见不着，手工也磨不了，只能是使用工具磨床了。
根據BW公司刀具研磨技術、在研磨0.2mm鑽頭分為： 1.在研磨0.2mm鑽頭是不可能用手工研磨、因為會震動。 2.通常研磨0.2mm鑽頭砂輪偏擺會引響、刀具的品質。 3.CUTTING EDGES orWEB交接要細膩。 4.WEB THCKNESS AFTER NOTCHING在研磨時距離要非常細小。 5.POINT ANGLE （NCLUDED）角度可由CNC設定幾可。 請不要小看鑽頭好壞差很多、還有很多技術要克服、不是那樣容易。

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet. 相图只适用于缓慢冷却，而实际热处理则是以一定的冷却速度来进行的，所以出现C曲线。
一、A冷却C曲线 转变温度与转变时间之间关系的曲线。
1. 等温冷却C曲线 将钢急冷到临界温度以下某一温度，在此温度等温转变，在冷却过程中测绘出过冷A等温转变图。
2.连续冷却C曲线 将钢在连续冷却的条件下转变，此时测绘出的冷却

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet. 摘要：本文针对几种含铌高强度低合金钢（HSLA）研究了再加热温度、粗轧变形道次的应变和温度对精轧变形道次后应变诱导析出动力学的影响。通过对轧制实 验或平面压缩试验进行的第二次精轧变形产生的强化效果曾证实了应变诱导析出。利用薄膜电子显微（镜）技术也曾观察到析出。发现降低再加热温度/粗轧温度和 增大粗轧变形均明显地加速析出，这种加速析出归功于固溶铌的聚集。
Influence of roughing rolling passes on kinetics of strain induced precipitation of Nb(C,N)
英国谢菲尔德大学 E.Valdes and C.M.Sellars
Abstract
The effects of reheating temperature and of the strain and temperature of roughing deformation passes on the kinetics of strain induced precipitation after a finishing deformation pass have been investigated for several niobium high low alloy (HSLA) steels. Strain induced precipitation was detected via its strengthening effect on a second finishing deformation carried out either by eperimental rolling or by plane strain compression tests. Precipitates were also observed using thin foil electron microscopy. Decreasing reheating roughing temperature and increasing roughing strain were found to significantly accleerate precipitation - this acceleration is attributed to clustering of niobium in solution.
前 言
众所周知，含铌高强度低合金钢（HSLA）的应变诱导析出的存在对阻止钢板在精轧道次控制轧制中奥氏体再结晶起决定作用，因此，研究其析出动力学具有重要的实用价值。
在 最近一篇关于Nb(C,N)应变诱导析出动力学的分析中(1)，利用大量的实验研究数据得出结论：即使考虑不同实验观测技术所产生的波动，测量 的析出时间仍存在显著地差别，这种差别主要是由随后保温时产生诱导析出的精轧变形前热力学历史引起的。特别是，与从再加热温度直接冷却后进行类似的精轧变 形过程相比较，粗轧变形道次使加速了精轧变形后的这种析出加速了五倍左右。
本研究目的是建立精轧前热力学历史是否对析出有显著影响和确定过程变量的影响。
试验过程
本 研究钢种的化学成分见表1所示，X70钢是来自Dutta和Sellars以前一篇研究报道中(2)厚28mm的商品钢板。为制备实验研究用 钢，在具有放热型保护气氛的加热炉中将这种板坯的小坯加热到1200℃并均热30分钟，然后将其在1道次内轧制成23.5mm或2道次内轧制成 14.3mm，并空冷至室温。利用Dutta和Sellars(2)描述的方法，研究粗轧对Nb(C,N)应变诱导析出动力学的影响。

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet. 1.1 低合金钢由来
中 国钢产量已突破1亿吨，钢材数量不再是主要矛盾，钢材品种结构不合理的矛盾十分突出。当前行业的主要任务是努力提高产品的市场竞争力，站在可持 发展的新起点上，把大力开发低合金钢列入发展战略的重要内容。许多普钢企业在钢材品种结构调整和编制科技发展规划中，已意识到低合金钢生产是提高产品技术 含量和附加值的关键，对低合金钢开发中碰到的种种问题心中无数，一些科技管理干部觉得“成也低合金钢，败也低合金钢”，迫切要求对低合金钢有个全面的了 解。
按国际标准，把钢区分为非合金钢和合金钢两大类，非合金钢是通常叫做碳素钢的一大钢类，钢中除了铁和碳以外，还含有炉料带入的少量合 金元素Mn、 Si、Al，杂质元素P、S及气体N、H、O等。合金钢则是为了获得某种物理、化学或力学特性而有意添加了一定量的合金元素Cr、Ni、Mo、V，并对杂 质和有害元素加以控制的另一类钢。
原则上讲，合金钢分为低合金钢、中合金钢和高合金钢，顾名思义，以含有合金元素的总量来加以区分，总量 低于3%称为低合金钢，5～10%为中合金 钢，大于10%为高合金钢。在国内习惯上又将特殊质量的碳素钢和合金钢称为特殊钢，全国31家特钢企业专门生产这类钢，如优质碳素结构钢、合金结构钢、碳 素工具钢、合金工具钢、高速工具钢、碳素弹簧钢、合金弹簧钢、轴承钢、不锈钢、耐热钢、电工钢，还包括高温合金、耐蚀合金和精密合金等等。在钢的分类上，近年虽努力向国际通用标准靠拢，但还有许多不同之处。
① 随着特钢向“特”、“精”、“高”发展，向深加工方向延伸，特钢的领域越来越窄。美国特钢协会将特钢定位在工模具钢、不锈钢、电工钢、高温合金和镍合金。日本把结构钢和高强度钢归并在特钢范畴。随着我国普钢企业的技术改造和工艺进步，特钢企业的产品领域也在缩小，1999年普钢厂已生产特钢产品总量的34%。
② 国外的低合金钢，实际上是我们所熟悉的低合金高强度钢，属于特殊钢范畴，在美国叫做高强度低合金钢（HSLA—Steel），俄罗斯及东欧各国称为低合金 建筑钢，日本命名为高张力钢。而在国内，首先是把低合金钢划入了普钢范围，概念上的区别导致在产品质量上的差异。在名称上也几经变化，如低合金建筑钢、普 通低合金钢、低合金结构钢，至1994年叫做低合金高强度结构钢（GB/T1591—94）。到目前为止，从发表的资料文献来看，低合金钢的名称仍然随着 国家、企业和作者而异。
③ 低合金钢与碳素钢、低合金钢与合金钢之间，明确划出的概念是不存在的。在国外，50年代曾给低合金钢下过定义，总的意思是，凡是合金元素总量在3%以下， 屈服强度在275Mpa以上，具有良好的可加工性和耐腐蚀性，以型、带、板、管等钢材形状，在热轧状态直接使用的软钢的替代品。当然，在技术发展进程中， 低合金钢不论在合金含量、性能水平和交货状态，已经有了很大的变化。
在我国，低合金钢是一个更加笼统的钢类，钢材品种不仅含有低合金焊接 高强度钢，还包容了低合金冲压钢、低合金耐腐蚀钢、低合金耐磨损钢、低合金低 温钢、甚至还纳入了低、中碳含量的低合金建筑钢和中、高碳含量的低合金铁道轨钢。具有中国特色，但带来的一个问题是缺乏与国外统计数据的可比性。
1.2 早期低合金钢的发展
低 合金钢的出现可以追溯到19世纪的1870年，一种碳含量0.64～0.9%和铬含量0.54～0.68%、抗拉强度685Mpa、弹性极限 410Mpa钢，第一次被采用于工程结构，建造了跨度158.5m的拱形桥梁。但这种钢不理想也是十分明显的，需要轧后热处理，难以机械加工，耐蚀性又不 良。随后的1个多世纪的时间，世界各国不断探索，大体上可以把低合金钢区划为三个不同特征的发展阶段，在20世纪20年代以前，20～60年代及60年代 以后。前两个阶段姑且合称为传统的低合金钢发展阶段，后一阶段可以称为现代低合金钢发展阶段（后面我们称它为微合金钢Microalloyed Steel）。
前一时期低合金钢的重大发展有三个标志：
① 由单一元素合金化向多元素合金化发展
1895 年曾采用0.40～0.56%C和3.5%Ni的钢建造了俄国的“鹰”级驱逐舰，该钢的加工性比初期的铬钢要好得多，屈服强度在 355Mpa。20世纪初还用8000多吨含镍的钢建造了跨度为448m的桥梁，美中不足的是这种钢的合金资源有限，成本又高。此后开发了1.25%Si 的低合金钢，建造了横渡大西洋的船舶和跨度110m的桥梁，俄国利用铁铜混生矿源，曾开发了0.7～1.1%Cu的低合金钢用于造船、建桥，这种钢导电性 好，抗腐蚀性优良。
长达30多年的生产和应用经验的积累，发现多元合金化的低合金钢综合性能更佳，经济上更划算，开发了二元合金化的Ni -Cr、Cr-Mn、Mn- V低合金钢，和三元复合合金化的Cr-Mn-V、Cr-Mn-Si、Mn-Cu-P等低合金钢。用途上也扩大到了锅炉、容器、建筑和铁塔等方面。20世纪 20年代全世界的低合金钢产量达到200万吨。
② 赋予低合金钢的第一特征：低碳、可焊接
在工程结构广泛采用焊接技术 之后，给低合金钢发展带来深远的影响。为减小焊接热影响区硬化和开裂、焊接接头延性恶化，把低合金钢的碳含量由 0.6%降到0.4%，随后又降至0.2%，至60年代末再降至0.18%，提出了焊接碳当量的可焊性判据。为了获得高强度钢不断增高的强度需求，出现了 两条发展途径，一个是提高合金含量，另一个是热处理手段，各有利弊，至今屈服强度高于600Mpa的钢仍采用热处理，E级和F级船板仍规定正火状态使用， 再如铁路钢轨仍有合金化轨和全长淬火轨的两种生产方式。
③ 注意到钢的冷脆倾向性和时效敏感性
二次世界大战期间大量 “自由”轮在运行中断裂及许多锅炉、容器的失效，注意到了钢冷脆倾向与钢的粗晶结构和有害元素P、S的含量有关，而钢的时效 倾向是由钢中N所致，从而采取了降硫、铝细晶化和控制终轧温度等优化工艺。为了钢结构的安全使用和寿命，同时还开发了低温夏氏V型缺口冲击、温度梯度双重 拉伸、零塑性转折落锤及BDWTT落锤撕裂等试验方法及制订了相应的断裂韧性判据。
20～60年代间，工业发达国家的低合金钢开发带来了经济的繁荣和现代化。据不完全统计，全世界成熟的低合金钢钢种牌号有2000余个，形成了5大合金成分系列：
(1) 以德国St52钢为代表的C-Mn钢系列，日本的SM400、我国的16Mn属于这类钢。
(2) 以美国Vanity钢为代表的Mn-V-（Ti）钢系列，构成了现代微合金化的先驱。
(3) 美国的含P-Cu钢系列，代表钢种有Corten和Mariner钢，具有良好的耐大气和海水腐蚀性。
(4) Ni-Cr-Mo-V钢系列，如美国开发的淬火回火状态T-1钢板成功用于压力容器的建造。
1.3 我国低合金钢的发展
50 年代原冶金工业部钢铁研究院刘嘉禾为首的一批冶金学专家率先研制成功了16Mn钢和15MnTi钢，开创了中国低合金钢领域，在此基础上制定 了命名为低合金高强度钢的第一个标准(YB13—58)，列入12个钢种牌号。1963年易名为低合金结构钢(YB13—63)，纳入的钢种牌号除Mn系 列外，包括了结合我国富产资源所开发的V、Ti、Nb及稀土的低合金钢，并由此派生出了桥梁、造船、容器、汽车大梁、矿用等专用钢标准。其后修改的 YB13—69，改为普通低合金钢（简称普低钢），强调“普通”的意思在说明生产低合金钢就像生产普通碳素钢一样，不需要特别的生产手段，简便容易，即可 取得1吨顶1.3～1.5吨的经济效益，此后长达20年难以消除它的负面影响，至今全国行业钢材品种结构调整时，还往往注意到低合金钢高附加值的一面，而 忽视了低合金钢的高技术含量一面。1988年升级为国标时（GB—1591—88），回归到了低合金结构钢的名称，1994年颁布的现行标准更名为低合金 高强度结构钢，（GB／T1591—94），包括了屈服强度295—460Mpa 5个强度等级和A～E 5个质量等级，新标准的积极意义在于努力向国际规范靠拢。由于我国低合金钢基础研究日趋深入和生产规模日益扩大，在北京已连续召开了4届（1985、 1990、1995及2000年）国际低合金高强度钢会议，无疑这是对中国低合金钢领域科技进步的肯定。
我国低合金钢发展历程可以划分为4个阶段：
1957～1969年
是低合金钢开发的初创阶段，第一个低合金钢16Mn钢与普碳钢相比，具有高强度、高韧性、抗冲击、耐腐蚀等特性，它的开发适应了各行业产品大型化、轻型化的趋势，采用16Mn钢所建造的的“东风”万吨轮，显示了节省钢材、节约能源和延长产品寿命的优越性。
1966年召开了全国规模的第一次低合金钢推广应用会议，在计划经济条件下宏观指导低合金钢的发展。当年低合金钢产量为141万吨，据不完全统计，研制钢号达345个，其中有54个钢号纳入了11个有关标准中。
1970～1974年
全力进行了钢种整顿工作，及时总结了开发中有益的经验，收集了大量的试验研究数据，合并和淘汰了一批无法组织批量生产或性能达不到预定指标的钢号，化费四年时间的钢种整顿工作是十分有益的，减少了开发盲目性和无序状态，完善了富有中国特色的低合金钢体系。
1975～1983年
我国低合金钢开发生产和应用等各方面存在的问题很多，积重难返，显示出了与客观需求的不适应，合金资源优势未能转化为产品优势，产品质量明显低于国外同类同级产品的实物水平，16Mn、20MnSi、U71Mn 3个钢号占低合金钢总产量90%以上。
1984～2000年
这是一个中国低合金钢的转型期，从“六五”至“九五”期间，基本上实现了4个转变。
(1) 按国外先进标准生产低合金钢
(2) 引进国外发展成熟的低合金钢钢号
(3) 按国外低合金钢基础研究成果，改造我国原有的传统观念设计的低合金钢钢号
(4) 跟上新型低合金高强度钢(微合金钢)的发展趋势。
我国低合金钢发展面貌有了极大的变化，大大缩小了与国外低合钢先进水平的差距。
1.4 现代低合金钢的重大进展
自20 世纪70年代以来，世界范围内低合金高强度钢的发展进入了一个全新时期，以控制轧制技术和微合金化的冶金学为基础，形成了现代低合金高强度 钢即微合金化钢的新概念。进入80年代，一个涉及广泛工业领域和专用材料门类的品种开发，借助于冶金工艺技术方面的成就达到了顶峰。在钢的化学成分—工艺 —组织—性能的四位一体的关系中，第一次突出了钢的组织和微观精细结构的主导地位，也表明低合金钢的基础研究已趋于成熟，以前所未有的新的概念进行合金设 计。
低合金钢的现代进展有哪些呢？主要表现有：
(1) 微合金化钢基础研究的新成就。
首先，对微合金 化元素，尤其是Nb、V、Ti、及Al的溶解一析出行为的研究取得显著的成果，这些元素的碳化物和氮化物的形成及其数量、尺寸、分 布取决于冷却过程的形变温度和形变量，而加热过程中碳、氮化物的存在及其特性表现在回火的二次硬化、正火的晶粒重结晶细化、焊接热循环作用下晶粒尺寸的控 制3个主要方面。
其二、重视含Nb微合金化钢、Nb-V和Nb-Ti复合微合金钢的开发，据统计几乎占有近20年来新开发微合金化钢全部 牌号的75%和微合金化钢 总产量的60%。近几年注意到了微量Ti（≤0.015%）十分有益的作用，Ti的微处理不仅改变钢中硫化物的形态，而且TiO2或Ti2O3成为奥氏体 晶内铁素体晶粒生核的质点，Nb-Ti复合微合金化构成超深冲汽车板IF钢的冶金基础，还显著改善了Nb钢连铸的裂纹敏感性。
其三，对低 碳钢强化的Hall-Petch关系式进行了系统总结，对加速冷却原理作了更深入的研究。人们十分有兴趣采用分阶段加速冷却工艺的应 用，前期加速冷却用于抑制铁素体转变，后期加速冷却目的在于控制中、低温产物的晶粒尺寸和精细结构的组成，从而达到在较宽范围内调整钢的强度和强度／韧性 匹配。
350MPa级高强度钢：微合金化+热机械处理，机制为晶粒细化+析出强度。
500MPa级高强度钢：铁素铁+贝氏体、马氏体，强化机制为晶粒细化、并晶界强化和位错强化。
700MPa级高强度钢：淬火回火组织，机制为相变强化+析出强化。
(2) 工艺技术的进步
顶底复吹转炉冶炼，钢的碳含量可控制在0.02～0.03%，精炼的应用可生产出碳含量在0.002～0.003%，杂质含量达到＜0.001%S、＜0.003%P、＜0.003%N，2～3ppm［0］和＜1ppm［H］的洁净钢。
连铸的成功经验是低的过热度、缓流浇注和适宜的二次冷却，采用低频率、高质量的电磁搅拌，可以得到均匀的等轴的凝固区。
在再结晶控轧的基础上，应变诱导相变和析出的非再结晶控轧，以及（g+a）两相区形变，已成为目前控轧厚钢板生产主要方向。薄板坯连铸连轧流程和薄带连铸工艺的实用化，使低合金钢生产进入了又一个新境界。
(3) 低合金钢合金设计新观点
首先是钢的低碳化和超低碳趋势，例如60年代X60级管线钢碳含量为0.19%，70年代为0.10%，80年即使 X70和X80级管线钢碳含量降至0.03%以下。
根据微合金化元素在钢中的基本作用和次生作用，提出了“奥氏体调节”的概念，有意识地控制加入微合金化元素，使钢适于一定的热机械处理工艺，以发展新的性能更好的钢种。
传统控制轧制的合金设计：微合金化的重要目的是提高再结晶停止温度，利用非再结晶区的形变诱导相变和析出，Nb是最理想的微合金化元素。
再 结晶控制轧制的合金设计：它的目的是尽量降低再结晶停止温度，并形成阻碍晶粒粗化的系统。其中一种办法是以TiN为晶粒粗化阻止剂，以V （CN）作为铁素体强化。另一种方案是Nb-Mo的微合金化，具有较宽阔的可以加工的窗口。这种工艺特别适合于不能进行低温轧制的低功率的老旧轧机生产。

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作者：杨平 高鹏 崔凤娥
1 引言
变 形过程常出现不均匀性，它包括形变量及应变状态的不同，这种差异可出现在宏观尺度的样品不同部位，也存在于不同取向晶粒的内部，甚至在同一晶粒的不同区 域。形变量及应变状态的差异会导致不同的组织演变规律，高温下会造成不同区域再结晶或相变先后的不同。本文主要讨论宏观尺度的形变不均匀性。在热变形过程 中，润滑条件、道次压下量和温度分布是影响宏观均匀性的重要因素。在轧制过程中利用形变诱导相变（指在Ar3温度稍上以大应变加速奥氏体向铁素体的转变） 实现铁素体的超细化时，形变不均匀性会造成表面的超细晶区和中心的粗晶区。据报道，轧板表面的超细晶区的应变量是中心粗晶区的4倍。在热模拟单向压缩条件 下，当以较高速率变形时，润滑效果的不理想和温度分布的不均匀也造成柱状样品的形变不均匀，样品形变后为鼓形，中心层及45°方向应变量大，边缘及压头端 面（形变死区）形变量小。虽然有不少较为成熟的有限元模拟工作预测了压缩样品不同部位应变量的差异，如文献[4]，但目前仍缺乏热压缩变形的低碳钢中心与 边缘的应变量差异的定量值（本文暂不讨论沿中心压缩轴方向的应变量差异），特别是不知这种差异如何影响铁素体超细化时的相变和再结晶过程。本文从组织形貌 及织构强弱上分析压缩样品中心与边缘应变量的差异，并探讨这种形变不均匀性对铁素体超细化过程及再结晶过程的影响。
2 实验过程
试 验材料为08钢（0.06%C，0.41%Mn）和Q235碳素钢（C0.16%，Mn0.61%）。在Gleeble1500热模拟机上进行单向压缩 试验，样品尺寸为φ8mm×15mm。形变时在压头和样品端部热上石墨片以提高润滑效果，但较高的应变速率、高应变量及轴向温差产生形变不均匀，形变后试 样为鼓形。将形变后的样品从中心沿压缩轴方向剖开，抛光后用3%硝酸酒精浸蚀，从侧面观察样品中心与边缘的组织（边缘指最大直径处侧面表面下 1.5mm～2mm处）。用LEO-1450扫描电镜分析组织。背散射电子衍射（EBSD）取向分析由LEO-1450扫描电镜上配备的取向分析系统完 成。使用西门子D5000型X线衍射仪测定侧面不同微区的织构（测量区域为φ0.8mm）。由实测极图算出取向分布函数（ODF），并表示在欧拉角ψ2= 45°的截面上。
3 结果及分析
3.1 不同热形变工艺下的形变不均匀性
图1为形变强化相变， （900℃加热，20℃/s冷至770℃并应变1.4）后的细晶铁素体在650℃保温时不同区域的组织。可见，中心与边缘有一定的组 织差异。中心区域有一定的形变痕迹（见图1a），第二组织（即基体组织）为珠光体，说明水冷时中心冷速较慢。边缘晶粒稍粗，无形变的痕迹；第二组织（白亮 的块状）为马氏体或残余奥氏体，说明淬火时表面冷速较快（见图1b）。保温30min后的组织显示（见图见1c），中心带状特征消失（主要带状分布的珠光 体变为粒状渗碳体），但铁素体晶粒长大不明显。边缘组织只发生第二相的分解，由少量的奥氏体转变为粒状珠光体（见图1d）。由于1.4的应变主要用于奥氏 体向铁素体的转变，相变后的铁素体所受形变量较小，因而高温奥氏体的形变不均匀性会因随后的相变而减弱，中心与边缘应变量的差异造成的组织差异不太明显， 退火后造成的组织变化也不大。
图2给出X射线法测出的样品中心与边缘局部区域织构的差异。可见，中心比边缘的织构强度略高。以<111>∥压缩轴的线织构为主，中心区域铁素体受较大变形而形成一定的<100>∥压缩轴的形变织构。
由 于形变强化相变时，应变主要用于奥氏体向铁素体的转变，相变完成大约需要1的应变量，且细晶铁素体中的织构随应变量增加的速度不如粗晶快，因此，形变不 均匀造成的组织差异不很大。而A1温度以下铁素体稳定温度的形变可直接反映不同区域的形变不均匀性。图3给出Q235钢加热到700℃变形1.4以及变形 后在650℃保温30min后的组织。可见，此时样品中心与边缘有很大的组织差异。中心为形变长条铁素体，珠光体团也被形变而拉长（见图3a）；边缘形变 的特征并不明显，珠光体团也未碎化（见图3b）。退火后中心区域大应变量反而没发生明显的再结晶（见图3c），而边缘部分区域反而发生再结晶（见图 3d）。这应是由于珠光体/渗碳体分布不均匀带来的钉扎能力不同所致，此时，形变不均匀性影响了铁素体的再结晶和渗碳体的分布。
图4给出高倍下中心与边缘区域渗碳体分布的差异。显然，中心大应变下造成的较均匀分布的渗碳体颗粒分布，其钉扎作用更大；边缘的渗碳体虽碎化，但分布过于集中，钉扎作用有限。
图5 为使用两种方法测定的与图3组织对应的织构。可见，用X射线法测出A1以下哟咖数品中心是边缘织构强度的3倍（见图5a，b）。该图还显示，低应变区先形 成<111>织构，高应变区中<100>织构在增强。最强峰处在取向（35°，90°，45°）处，即为{100}< >织构，该织构在EBSD取向成像时从未测到（图5c，d），可能是渗碳体本身或粒子周围铁素体的取向的影响，应进一步分析。图5c，d的 EBSD取向成像也测出中心比边缘的织构强度高约1倍。同时还测出高应变量的中心区域<100>织构更强。
图6a， b给出X射线法测出的样品整个压缩面上宏观织构变化。保温前<100>线织构比<111>稍强（图6a），保温后< >明显下降，<100>稍有减弱（图6b）。图6c为EBSD取向成像时测出的样品边缘退火后的织构。对比保温前边缘区域的 EBSD分析结果（见图5d），也可得出退火后的<111>比<100>减弱快的结论。
已有工作表明，IF钢 冷、热变形并再结晶后都得到{111}织构。但当碳含量增加到0.01%时，热变形再结晶后得到{100}织构。原因被认为是在 {100}和{111}形变晶粒的交界处，形变储存能较低的{100}晶粒通过SIBM（应变诱导晶界迁移）方式再结晶，长入形变储存能较高的形变 {111}晶粒内。{111}再结晶晶粒一般来自形变的{111}晶粒内的切变带上或原始晶粒细小的形变后{111}晶粒间的晶界处。含碳0.01%时， 渗碳体不会对织构有明显的影响，但文献[6，7]观察到，低碳钢中晶粒内的切变带明显减少，妨碍了{111}晶粒的形核。本工作使用的是Q235钢，渗碳 体的影响不能忽略。作者认为，热变形时渗碳体的作用是通过钉扎阻止再结晶。
图7给出Q235钢室温1.4哟咖出及650℃保温30min 后的组织。室温形变采用三道次压缩，应变速率只有0.008/s。从图7a，b中铁素体和珠 光体的形态可明显看出中心区域与边缘应变量的差异，也可看出其与700℃热变形组织的差异。室温形变后珠光体虽然碎化，但珠光体团区域还清楚可见（图 7a，b）。650℃保温30min后，中心与边缘都发生铁素体的静态再结晶，中心出现明显的渗碳体球化（见图7c），而边缘一些区域的珠光体还未球化 （图7d）。本实验一方面说明室温形变时，铁素体内的形变储存能高，这有利于再结晶；另一方面，室温变形时珠光体的碎化程度比高温变形时高，但其分布不如 高温变形时的渗碳体分布均匀，所以，钉扎效果不如高温条件下。甚至渗碳化粒子周围可出现高应变的形变区，通过粒子促进形核而加速再结晶。热形变时，渗碳体 分布均匀，因强回复，粒子周围不易形成变区，由此粒子的钉扎起主要作用。可见，不同温度下，形变不均匀区受渗碳体的影响不同。
3.2 碳含量的影响
图8 给出08钢A1温度以下700℃应变1.4后冷至650℃保温30min后的组织（与图3、图4中的Q235的形变工艺相同）。可见，因碳含量的影 响，08钢边缘、中心都发生了再结晶。虽然08钢中心、边缘的应变量也相差较大，这可从图8a，b中的珠光体团形变的程度看出，但渗碳体的钉扎作用几乎可 忽略，这个实验说明，高温虽发生明显的回复，但若无强烈钉扎，仍足以进行静态再结晶，且边缘低应变区也可再结晶。作为对比，图8c给出Q235钢热形变在 650℃保温30min的组织（与图3c的组织相同人 相比之下，渗碳体的钉扎要强烈的多。
4 讨 论
大量研究表明，低 碳钢在A3～Ar3之间大应变可实现铁素体的超细化。在我们前期工作中观察到A3以上大应变后的淬水组织中心区也存在一些等轴铁素体。根 据铁素体的等轴状，以及从形变可提高奥氏体自由能的角度考虑，我们认为A3以上可形变诱导出铁素体。但随后有报道，热模拟压缩条件下样品中心的冷速明显低 于直接浇水的侧表面，所以不能以样品中心的淬火组织作为判断铁素体是否可在A3以上出现的标准，而应以直接浇水处的样品侧表面稍下的组织为准。分别测定了 淬火时表面和中心的冷速，发现中心的冷速只有一100℃/s。这样样品中心的等轴铁素体是否是形变时产生的就存在问题。从前面结果可知，热压缩时样品边缘 的应变会明显小于中心，即在样品边上观察不到形变诱导的铁素体可能是形变量低不足以产生铁素体所致。在大量的A3以上形变的淬火样品中普遍观察到中心有等 轴铁素体，边缘很少甚至没有铁素体的现象。目前尚不清楚，如果形变时产生了铁素体，淬火时中心冷速又不足，对已形成的铁素体会产生怎样的影响？
对 单相组织，形变不均匀性的影响可简单总结为，高应变区先再结晶。对含一定量渗碳体/珠光体的Q235低碳钢，形变不均匀性的影响要复杂一些。表现为随退 火的进行，不是中心最大应变处先再结晶（至少形貌上未看出来），也不是{111}织构在变强。相反，常看到低应变的边缘先再结晶（见图3d）以及 {111}在明显减弱（见图6b）这应是第二相的影响造成的。在热形变时，珠光体团塑性较好，渗碳体破碎或球化分布的较均匀，从而有强的钉扎效果，阻止铁 素体的明显长大。渗碳体周围难以产生形变区。边上应变小，珠光体团碎化程度小，钉扎作用小，不能完全抑制再结晶。冷变形时，珠光体团的碎化程度与热变形又 不同，可能出现粒子促进形核而加速再结晶。中心与边缘应变量的差异又导致不同的组织和织构变化。所以，含较高碳量的低碳钢在热机械加工时的行为与纯铁、 IF钢完全不同。
5 结 论
1）在本压缩变形的试验条件下，样品边缘、中心处应变量差异可以很大，表现在铁素体的晶粒形状和珠光体团破碎的程度上；同时织构强度也有大的差异。
2） 随形变工艺（形变强化相变、铁素体热变形和室温变形）和成分的变化，形变不均匀性对组织和织构有不同的影响。在形变强化相变时，因应变主要用于形成超 细晶和第二相在铁素体周围较均匀的分布，形变不均匀性造成的组织差异较小；形变不均匀性影响了以边缘铁素体的多少判断形变诱导铁素体出现的最高温度。热变 形时，珠光体团有一定的塑性，渗碳体因变形分布的较均匀而有效钉扎而抑制了铁素体的静态再结晶；边缘区域虽形变量小，但珠光体团未充分破碎，钉扎有限，反 而进行了一定程度的再结晶。室温变形的低碳钢内碎化的珠光体未能较均匀的分布，且粒子周围会形成形变区，形变不均匀性只影响渗碳体的碎化和球化程度而未抑 制铁素体的静态再结晶。
致谢：陈冷副教授帮助测定X线织构，在此表示感谢。

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由于含油的产品必须使用大量的乳化剂，其易于吸收杂质油。一些剔除杂质油的循环系统也去掉了部分应该留在冷却液中的油。因此，在循环使用包含溶解油或者半合成混合切削液时，由于在去除杂质油的同时也去掉了有用的油性成分，而人为地增加了成本。