众所周知，具有低的C含量的贝氏体钢可以获得优良的强韧综合性能，主要原因是极低的C含量能降低或消除了贝氏铁素基体中的渗C体，因此钢的韧性能得到进一步的改善。为了保证贝氏体转变的淬透性良好，而马氏体转变的淬透性相对较低，应该适量添加其它合金元素。大量的研究推进了这种认识，并导致了所谓的ULCB钢的发展。该类钢具有优良的韧性，强度和焊接等综合性能，并已经应用于极地和海底环境的高强管线。

    ULCB钢起源于“强可焊性钢”，在瑞典的实验室得到发展。最初这类钢的典型成分是0.10～0.16C，0.6Mn，0.4Si，0.35～0.60Mo和0.0013～0.0035B(%)。少量的Mo和B抑制了多边形铁素体的形成，但对贝氏体转变动力学有一定的影响。结果对“强可焊性钢”来说在较宽的冷速范围内可获得完全贝氏体组织。1957年Irvine和Pickering的研究表明，这些钢的强度与其奥氏体转变成贝氏体的温度是相关联的，而且可以通过添加合金元素来阻止贝氏体的转变开始温度得到控制。研究还表明这些低C贝氏体钢可得到600～1200N/mm的抗拉强度，或是450～900N/mm的屈服应力。然而这类钢的主要缺点在焊接后体现出来了。因为它们的C含量太高，焊后部分热影响区变成了一种脆性组织。这些钢的进一步发展依赖于获得较低C含量的钢产品的技术进展。

    Mcevity等人发表了研究ULCB钢的第一篇报道，他的研究表明一种成分为003C-0.7Mn-3Ni-3Mo-0.3Si-0.05Nb(%)的钢具有显著的综合性能，其屈服强度可达到700N/mm和具有-75℃韧脆转变温度的优良韧性，因为其成分中加入了昂贵的合金元素，所以很难用于做商业开发。第一个被用于商业性的ULCB钢仅加入了3～4Mn(%)，并且具有理想的性能。Blom的研究表明，成分为0.03C-4.5Mn-0.1Nb(%)轧制状态的钢可得到屈服应力730N/mm，且具有比-40℃更低的脆性转变温度。其后在Climax钼公司的Cryderman等人开发了添加Mo元素的低Mn钢。这些钢称之为Climax钢，在全世界得到了广泛的应用。其典型成分为0.04C-2.0Mn-0.4Mo-0.05Nb(%)，通常在控轧状态下添加了少量的Ni、Ti和B。由Nippon钢公司最近开发的控轧ULCB钢采用了B、Ti、N微合金化，它们的基本成分为0.01-0.03C、1.5-2.0Mn、0.04Nb、0.015Ti和0.001B(%)。这些钢已投入实际应用，并由Nippon钢公司作为ULCB钢将其市场化。因为其优良的强韧性和焊接性能，这类钢已引起更多的关注。

    ULCB钢的组织形态

    典型的ULCB钢贝氏体晶粒是由具有细小亚结构的贝氏铁素体组成的，上面均匀分布着少量的富C二次相。这些二次相处于贝氏铁素体板条束中，基本上都是由M/A组元组成。由于束状结构内贝氏铁素体亚结构的边界是小角度晶界，在光学显微镜下几乎或根本看不到到铁素体边界。因此其光学组织形貌特征是二次相粒子散布在单个的铁素体晶粒内。但是，事实上，这些二次相是由位向基本一致的铁素体晶粒之间的残余奥氏体和马氏体组成的。低倍光学显微镜下，ULCB钢组织的显著特征是原始奥氏体晶界沿轧制方向平行排列，呈直线条纹状，这是因为精轧保留了最终未再结晶奥氏体的扁平形状。

    为了改善ULCB钢的韧性，原始奥氏体晶粒细小化是很重要的，因为贝氏铁素体断裂的有效晶粒尺寸受到奥氏体晶粒尺寸的显著影响。最新发展的控轧工艺对细化奥氏体晶粒尺寸和进一步改善低温韧性有明显的影响。这些采用Nb、Ti和B微合金化的控轧ULCB钢具有典型的超低C含量(范围从0.01%～0.03%)，TiN和NbC被认为是这些钢的基本组成，它们在控制轧制的操作过程中对阻碍奥氏体晶粒的长大起着重要的作用。

    合金元素的作用

    C含量控制到0.01%～0.03%保证了ULCB钢的成功开发。低的C含量应该能够确保不会由于贝氏体相变不完全而形成马氏体的前提下，又足以与微合金元素Nb发生反应形成NbC。有研究表明，由于C含量降低造成的马氏体体积分数的减少而改善了钢材的韧性，而不会造成强度大的损失。然而，应该注意到C含量不应当低于0.01%，否则将形不成足够的NbC，致使韧性恶化。

    由于C含量的大幅降低，最新开发的ULCB钢都采用了Nb、Ti和B复合微合金化。研究表明，单独加入B时，通常会在轧后奥氏体晶界沉淀析出Fe23(CB)6，从而显著降低B的强化效果，造成γ→α的转变不能得到有效抑制，因此钢中加入Nb来阻止Fe23(CB)6的形成，因为Nb更易与C结合，随着溶解的Nb含量的增加，形成贝氏体的倾向也大大增加了。Nb的适量溶解可以稳定奥氏体并表现出和B复合添加促进贝氏体转变的效果。

    Nb和B的联合作用机理可以这样描述：首先，Nb可以有效地阻碍变形γ的再结晶，如此通过阻止由于再结晶而形成新的晶界来使γ晶界稳定，这就使得B有足够的时间扩散到γ晶界附近，从而增加了γ的淬透性。其次，Nb能够降低C在γ中扩散率及活度，因此，γ中溶解的Nb可以保护B，而不至于形成B的C化物，如Fe23(CB)6。第三是γ中溶解Nb本身对于抑制γ→α转变有相当大的影响。显然还需要更多的研究来阐明其精确机理，由于Nb在γ中的溶解极限是0.03%，故典型的ULCB钢中Nb含量通常高于0.04%。

    另一方面，ULCB钢中加入Ti的作用是固定钢中溶解的N，否则N将与B结合导致B失效。研究表明，要想完全固定N，Ti的浓度应大约是N浓度的3.4倍。但是，过量的Ti会导致韧性下降。因为ULCB钢的C含量较低，故1.5%～2.0%Mn的加入量水平取决于钢板的厚度和要求的强度水平。Ni和Mo的加入量也取决于钢板的强度和厚度。最佳的B含量大约是0.001%。

    在ULCB钢中，Ti完全固定了钢中的N，因此，所有加入的B在轧制前的加热中得到了溶解。随着B含量的增加，强度得到提高，结果组织中的贝氏体分数增加，而且，当B含量超过0.002%时的抗拉强度指标趋于稳定。但是，随着B含量超过0.001%时，低温韧性急剧恶化。产生这种结果的原因被推断是由于随着B含量的增加引起了在γ晶粒边界和γ晶粒内的B偏析造成的。在添加0.003%B的钢中可以观察到Fe23(CB)6的沉淀析出。因此，可以认为当加入B含量超过0.003%时是无效的。

    工艺参数的作用

    控轧和快冷的工艺参数包括板坯加热温度、终轧温度、总变形量、(板坯总压缩比)和快冷速率。为了获得具有极好的韧性、强度和焊接综合性能的最佳组织，应对上述工艺参数进行细致的控制。

    高的板坯加热温度可以获得在γ中NbC更多的溶解。研究表明，当加热温度超过NbC的完全溶解温度时，可以得到较高的贝氏体含量。另一方面，当加热温度低于此温度时，基体组织中的大部分是多边形铁素体，而不是贝氏铁素体。不同的加热温度得到的转变前的γ晶粒尺寸也不相同，并且加热中Nb的固溶量不同，得到的显微组织构成也不相同。

    研究表明，控轧过程中，在γ区域的终轧温度对成品钢材中固溶的Nb有很大的影响，随着终轧温度的降低、Nb在成品钢材中的固溶量也相应减少，因为其有更大的应变诱导沉淀析出发生，这个在溶解Nb方面的变化似乎对显微组织的演变有重大的影响。

    研究表明，强度受总变形量的影响(板坯总压缩比)较小。可能是因为钢板越厚；轧制变形的总压下量越小。因此，前期γ晶粒越大，变形γ中NbC应变诱导析出越小。结果可以获得更大的淬透性，从而弥补了钢板越厚，冷却速率越慢的影响。相反，随着总变形量的减少，韧性降低了，可能是因为粗大的原始γ晶粒，相应地形变破碎后的γ晶粒尺寸也较大所致。

    如果和同样钢种采用空冷处理相比，因为轧后采用快冷处理，ULCB钢可以获得更多体积分数的贝氏体含量。

    此外，在快冷的情况下，可以获得更精细的具有高密度位错的贝氏铁素体亚结构。而且在贝氏铁素体基体上M/A组元的尺寸变得更精细，其分布也更均匀。这些显微组织特征解释了为什么在快速冷却的情况下，强度和韧性能得到显著改善。

    结语

    有关合金元素和热机械工艺选择的研究已经应用于ULCB钢的设计中，而且对这类钢的显微组织细节做了阐述。加入合金元素和工艺参数对组织和机械性能的影响也进行了讨论，旨在改善贝氏体的淬透性和增加其韧性的目的得到了人们的高度重视。