EH50高强度船体结构钢的组织和性1能研究

买文档送图纸，QQ 194535455买文档后送图纸，QQ 194535455江苏财经职业技术学院毕业论文标题：EH50 高强度船体结构钢的组织和性能研究系 别：专 业：学 号：姓 名：指导教师：2011 年 5 月 15 日买文档送图纸，QQ 1945354551买文档送图纸，QQ 1945354552摘 要高强度结构钢主要应用于造船业，本文分析了控制轧制和控制冷却的工艺，以及控轧控冷对 EH50 船体结构钢的组织和性能的影响，测定了 500MPa 级船板钢的再结晶曲线和 CCT 曲线，通过对工艺分析及金相实验结果分析，得出以下几个结论：（1）开轧温度设为 900左右，终轧温度为 870左右，未结晶区总的压下率控制 70%左右，轧后控冷，开冷温度 830左右，终冷温度 770，冷速5/S ，这样的工艺得到的钢的综合性能好。（2）粗轧对奥氏体晶粒形态变化明显，主要是由于微合金元素的加入，使铁素体晶粒不均，带状组织严重。（3）Nb 在微合金钢中有不同的析出温度，同时析出的 Nb（C,N）对再结晶产生强烈的抑制作用。关键词：TMCP；船板钢；组织；微合金买文档送图纸，QQ 1945354553目 录买文档送图纸，QQ 19453545541 引言船体结构用钢简称船板钢，主要用于制造远洋、沿海和内河航运船舶的船体、甲板等。船舶工作环境恶劣，船体外壳要承受海水的化学腐蚀、电化学腐蚀和海生物、微生物的腐蚀；还要承受较大的风浪冲击和交变负荷作用；再加上船舶加工成型复杂等原因，所以对船体结构用钢要求严格。良好的韧性是最关键的要求，此外，要有较高的强度，良好的耐腐蚀性能、焊接性能，加工成型性能以及表面质量。其 Mn/C 比值应在 2.5 以上，对碳当量也有严格要求，并由船检部门认可的钢厂生产。近几年船体结构钢的研究开发和生产技术有了很大发展，这主要是以新材料的开发和对材料的各项物理化学性能的深入研究、冶炼新工艺的出现和对热轧板带和中厚板生产工艺的不断开发以及国家海洋事业发展要求为前提的。但是同发达国家相比，中国中厚板生产和工艺水平还较落后，高技术含量、高附加值的高等级别船板需大量进口。国内的钢厂主要生产 400MPa 以下低合金高强度船体结构钢，但其产品大多需要辅以热处理才能合格。另一方面，造船技术的发展，船舶的大型化、高速化、海洋油气田的开发，为高强度船体结构钢的应用开创了美好前景。这就要求钢铁工业提供更多高强度、高精度、具有良好低温冲击韧性、焊接性能的船板。造船工业的发展加速了对船板数量的需求。随着造船工业的发展，对船板性能的要求也越来越高。除了要求具有高的强度和优良的低温冲击韧性外，对材料的可焊性和表面质量等的要求也在不断提高。如目前我国大型集装箱船正在大量使用 EH40、FH40 等具有高强度、良好低温冲击韧性的船板。1.1 船板钢的技术要求综观各国船级社的规范与要求。除了需常规的化学成分和力学性能外，还有以下要求：船板钢的冶炼要求如下：(1)铁水进行预脱硫处理。(2)转炉终点碳控制在 0.060.10。(3)挡渣出钢，钢包加合成渣。买文档送图纸，QQ 1945354555(4)钢包脱氧合金化，进精炼站前钢中酸溶铝含量达到 0.0040.005。(5)精炼站喂铝线，钢中酸溶铝含量稳定在 0.020.04；喂钙线控制wCa/wA1比值为 0.1。(6)保证弱吹氩搅拌时间，促进夹杂物充分上浮。(7)连铸全程保护浇注。对高强船板钢的生产工艺和产品质量要求如下：(1)采用 Nb、 V、Ti、Al 中的一种或几种进行细化晶粒。(2)钢中 Als 含量不小于 0.015，或 AlT 不小于 0.020。(3)控制钢中夹杂物，提高钢水纯净度。(4)采用 TMCP 轧制工艺时，对碳当量提出明确要求： 500Mpa 级，Ceq0.38 ；500Mpa 级，Ceq0.36 。(5)充足的强度及良好的低温冲击韧性。1.2 TMCP 工艺简介TMCP 就是在热轧过程中，在控制加热温度、轧制温度和压下量的控制轧制的基础上，再实施空冷或控制冷却及加速冷却的技术总称。由于 TMCP 工艺在不添加过多合金元素，也不需要复杂的后续热处理的条件下生产出高强度高韧性的钢材，被认为是一项节约合金和能源、并有利于环保的工艺，故自 20 世纪 80 年代开发以来，已经成为生产低合金高强度宽厚板不可或缺的技术。随着市场对 TMCP 钢的要求不断提高， TMCP 工艺本身也在应用中不断发展。从近几年的研究工作看，重点是放在控制冷却，尤其是加速冷却方面。 通过加快轧制后的冷却速度，不仅可以抑制晶粒的长大，而且可以获得高强度高韧性所需的超细铁素体组织或者贝氏体组织，甚至获得马氏体组织。目前正在研发的在线加速冷却，是在轧制后直接将钢板冷却至常温，可以避免再加热工序。在线冷却的输送方式分为“一步冷却” 与 “通过型冷却”两种。所谓“ 一步冷却”就是将冷却水一下子喷射到轧制后的整个钢板上进行冷却。为了使冷却均匀，必须让钢板在冷却装置中振动。该方法需要超过钢板长度的大冷却装置，而且也难以避免冷却不均匀问题，故后来改为“通过型冷却” ，即钢板一面通过一面接受冷却，现已成为加速冷却的主流方式。另外，冷却方式又分“约束冷却”与“无约束冷却 ”两种。所谓 “约束冷却”是指用上下辊约束钢板的条件下进行冷买文档送图纸，QQ 1945354556却，采用喷雾水口；而“ 无约束冷却 ”则是用层流式水口对输出辊道上的钢板进行冷却。通过 TMCP 处理使钢材达到高强度和高韧性，基本上是通过控轧细化奥氏体晶粒、通过加工应变之后的控冷组合起来的相变组织控制和相变组织细化而实现的。它不仅能提高强度和韧性，而且能降低合金元素的添加量，因此，具有提高焊接性能等很多优点。另外，近年来在造船、建筑等领域中，确立了即使采用高效率大线能量焊接，也能确保焊接热影响区良好的机械性能的综合组织控制技术(JFE EWEL)。该技术作为控制用户现场焊接施工后的显微组织，确保优越的机械性能的技术而被广泛采用。1.2.1 控制轧制的类型关于控制轧制的分类目前尚未统一，但大部分学者将轧制分为三种，即奥氏体再结晶区控制轧钢（型控轧） 、奥氏体未在结晶区控制轧制（型控轧）和(r+a)两相区控制轧制为第三阶段。在实际的控轧过程中根据钢的化学成分、使用要求、轧制和冷却设备能力等的不同，既可以采用单一的控轧工艺，也可以两种或者三种混合使用。（1）奥氏体再结晶区控制轧制：是将钢加热到奥氏体化温度，然后进行塑性变形，在每道次的变形过程中或者在两道次之间发生动态或者静态再结晶，并完成其再结晶过程。这种轧制过程的基本特点是，只要道次变形量大于奥氏体再结晶（静态）临界变形量，每轧一道可自发产生奥氏体再结晶。经过多次轧制后，奥氏体晶粒通过反复形变-再结晶而逐渐得到细化，而且由于温度的不断下降，再结晶的晶粒长大速度降低，故相变后得到的铁素体晶粒也较细小。这种控制方式主要适用于低碳优质钢和普通碳素钢及低合金高强度钢。（2）奥氏体未再结晶区控制轧制:将钢加热到奥氏体化温度后，在奥氏体再结晶温度以下发生塑性变形（一般为再结晶温度以下至 Ar3 之间） ，奥氏体变形后不发生再结晶。在奥氏体未再结晶区控轧后，奥氏体晶粒沿轧制方向被拉长，最终成为扁平状，且再结晶内部形成大量变形带。奥氏体晶粒被拉长，阻碍铁素体晶粒的生长，随着变形量的增加，奥氏体晶粒内部变形带增加且分布逐渐均匀，这些变形带则为相变时铁素体的形成提供形核位置，故奥氏体未再结晶区轧制能有效细化铁素体晶粒。买文档送图纸，QQ 1945354557（3）(r+a)两相区控制轧制：两相区控制轧制是指钢加热到奥氏体化温度后，经过一定变形，然后冷却到奥氏体+铁素体两相区再继续进行塑性变形（即在Ar3- Ar1 之间进行） ，使得奥氏体和铁素体均受到变形的轧制。它是加工硬化与继续相变阶段，可进一步提高钢板的韧性。该过程中形变奥氏体向铁素体转变，未相变的奥氏体晶粒经形变被拉长，内部产生大量变形带，而也相变的铁素体晶粒受到压下，内部产生大量亚晶组织，随着变形量增加，亚晶更细小，数量更多。对于微合金钢，内部的 Nb、V、Ti 等元素能以碳氮化物的形式析出。由于亚晶强化和沉淀强化的共同作用，达到了细化晶粒的效果，因此两相区轧制能进一步提高钢的强度和韧性。控制轧制是通过控制轧制过程中的主要参数来大幅度提高热轧钢材的综合性能的。对轧制过程中主要参数的控制如下：（1）控制加热温度：我国中厚板厂、板带连轧厂的生产一般都采用常规轧制，板坯在连续式加热炉内的加热温度为 1250 左右。而在控制轧制中，在加热含铌钢时，当加热温度达 1050 时铌的化合物 Nb （C,N ）开始分解和固溶，因而奥氏体晶粒开始长大，至 1150晶粒长大还比较均匀，但达到 1200晶粒就开始粗化。为了使加工后钢材具有细小而均匀的晶粒，加热温度应以1150为宜。（2）控制轧制温度：对于奥氏体再结晶区控制轧制，终轧温度越高，奥氏体晶粒越粗大，转变后的铁素体晶粒越粗大，因此一般要求其终轧温度尽可能接近奥氏体转变温度。（3）控制变形程度：不同的轧制温度下，铁素体的尺寸均随着变形量的增加而减小，但减小的程度逐渐减慢。在奥氏体再结晶区进行轧制时要求压下量必须大于临界压下量，且最好连续轧制，以保证再结晶的充分进行，得到细小的奥氏体晶粒，否则容易出现混晶。在奥氏体未再结晶区轧制含 Nb 钢时不必过分强调道次变形量，只要总变形量足够就即可，一般要求变形量大于 50，最好接近 70，在(r+a)两相区轧制时，随着变形量的增加，铁素体晶粒变细，位错密度增大，亚晶增多，使得钢材强度增强，低温韧性得到改善，因此变形量的大小因根据产品的性能要求和生产条件来决定。买文档送图纸，QQ 1945354558以往大部分高强度船板的生产需采用热轧+热处理正火后才能交货。但是，随着高强度船板的产量增加和质量提高，钢厂热处理能力的压力增大，同时热处理钢板的表面质量等问题也凸现出来。近年来，随着微合金化的应用和控轧控冷技术的发展，使某些以正火状态交货的钢板可以用热机械处理(TMCP) 状态交货，以控轧状态交货的 D 级钢板可以用 TMCP 状态交货，高强度钢中的 E 级船板也可以采用 TMCP 交货。使用 TMCP 生产工艺，不仅在产品设计方面可以采用更低的合金含量来降低成本，而且提高了产品的可焊性，同时提高了生产效率和产品质量。1.2.2 控制冷却工艺控制冷却是通过控制轧后钢材的开冷温度、冷却速度和冷却温度来控制相变类型，细化晶粒和控制析出，从而改善钢材的组织性能。控制冷却条件（开始控冷温度、冷却速度、控冷停止温度）对变形后、相变的组织有影响，对相变机制、析出行为、相变产物更有直接影响。因此，控制冷却工艺参数对获取理想的钢板组织和性能是极其重要的。一次冷却是指从终轧温度到奥氏体向铁素体开始转变温度 Ar3 之间的冷却，目的是控制热变形后的奥氏体状态，阻止奥氏体长大或碳化物析出，固由于变形而引起的位错，加大过冷度，降低相变温度，为相变做阻止上的准备。一次冷却的开始快冷温度越接近终轧温度，细化奥氏体和增大有效晶界面积的效果越明显。一次冷却主要控制开冷温度、冷却速度和终冷温度。二次冷却是一次冷却结束后进入由奥氏体向铁素体转变和碳化物析出的相变阶段的冷却。二次冷却通过控制开冷温度、冷却速度（快冷、慢冷、等温相变等）和终冷温度来控制相变的过程，得到理想的相变产物形态、组织。三次冷却是指相变之后直到室温这一温度区间的冷却。对于一般钢板，相变完成，形成铁素体和珠光体。相变后多采用空冷，是钢板冷却均匀、不发生因冷却不均匀而造成的弯曲变形，确保板型质量。另外，固溶在铁素体中的过饱和碳化物在空冷中不断弥散析出，产生沉淀强化。在中厚板生产当中，主要的控制冷却方式主要有压力喷射冷却、层流冷却、水幕冷却、雾化冷却、喷淋冷却、板湍冷却、水气喷雾加速冷却、直接淬火等几种方式。根据控制冷却手段不同，有不同的控制冷却装置。如日本住友买文档送图纸，QQ 1945354559金属开发的动态加速冷却技术（DAC：Dynamic Accelerated Cooling） ；日本NKK 开发的在线加速冷却技术（OLAC： Online Accelerated Cooling） ；日本神户制钢开发的 KONTCOOL 工艺；国内开发的高密度管层技术等等。不同的冷却方式所能达到的钢板冷却速度、均匀性有所不同。据相关文献介绍，宝钢研制生产的 DH40、EH40、FH40TMCP 船板，采用低碳微合金化的成分设计，热轧采用 TMCP 控轧控冷工艺，得到具有铁素体 +针状铁素体组织的 DH40/EH40、FH40 热轧钢板。试制的钢板在具有高强度的同时，还具有良好的低温冲击韧性。-40/-60 下横向和纵向的夏比冲击功均大于 200J，满足各船级社对 DH40/EH40、FH40 的性能要求，可用作制造船体结构用的高强度钢板。1.3 研究的目的和主要内容主要目的：（1）通过热模拟试验及试验轧制，优化 EH50 船板钢的生产工艺。（2）采用不同轧制工艺，寻求 Nb 微合金化船板钢的生产工艺。主要内容：（1）测定 EH50 船板钢再结晶曲线和 CCT 曲线。（2）分析 EH50 船板钢轧制工艺与组织性能的关系。2 试样的制备和性能检测2.1 成分设计尽管各国船级社对钢种成分含量做了规定，但为了满足高强船板钢的性能要求，各厂都在船规基础上进行了设计、内控，以确保实物质量满足要求。(1)碳是影响钢材强度的最主要元素之一，碳含量越高强度越高，但对塑性、韧性和焊接性能不利。高强船板钢对塑性尤其是低温韧性提出较高要求，因此碳含量要适当往低控制。(2)锰对提高强度，降低钢材脆性转变温度，改善冲击韧性起着重要的作用。在船规要求范围内，锰应按中上限控制。(3)硫常以条状硫化物的形态沿轧制方向分布，由于它破坏了钢的连续性，显著降低延展性和韧性，加剧各向异性，其影响程度随硫含量的提高而加剧。因此要采取措施降低硫含量。买文档送图纸，QQ 19453545510(4)铝含量是船板钢明确要求的元素，一般要求 Als0.015或AlT0.020。(5)Nb 通过两种途径细化品粒。一是 Nb 对奥氏体的再结晶有明显延迟作用提高完全再结晶温度， 防止再结晶奥氏体品粒长大；二是随着轧制温度的降低，Nb 的碳、氮化物可在奥氏体向铁素体转变前弥散析出，成为铁素体的形核质点，使铁素体在较小过冷度下形成，不易长大。从而细化了铁素体晶粒。由于上述因素单独或组合作用，Nb 无论在正火或控轧钢中都可表现出强烈的细化晶粒效果。而加入量 002004即可达到细化晶粒的目的。借鉴国内外科技文献以及生产经验，提出了低碳加 Nb、V 、Ti 微合金化的成分设计思想，化学设计特别考虑了固溶元素 c、 Si、Mn 、A1 、s 、P、H、N、及微合金元素 Nb、v、Ti、Mo 对高强、低温冲击韧性船板性能的影响。低碳可以使钢的碳当量降低，冲击韧性和焊接性能得到提高，还可改善连铸板坯的中心成分偏析等缺陷，易于获得较高质量的连铸板坯。结合控轧控冷工艺技术，通过进行微合金化处理，利用 Nb 可以延迟奥氏体再结晶，细化钢板组织，并在轧后控冷相变过程中利用 V 产生的析出强化效果，提高钢板强度、韧性和塑性，获得良好的综合性能。化学成分见表 2-1：表 2-1 试验用钢化学成分（wt%）C Si Mn P S Al Nb V Ti0.012 0.30.5 1.11.5 0.02 0.015 0.020.05 0.020.05 0.050.1 0.022.2 工艺设计和路线2.2.1 工艺设计(1)由于转炉去硫能力有限，为了保证成品相对较低的硫含量，对入转炉铁水时行炉外脱硫处理。(2)钢水纯净度控制。船规虽然对气体和夹杂含量未做明确要求，但为了提高质量，保证性能，生产过程中要进行控制。根据目前冶炼装备及低合金钢的生产检验结果，认为采取预脱氧、全程底吹氩、保护浇注、中包挡墙坝等措施促进夹杂物上浮。可以保证钢水纯净度满足质量性能要求。(3)轧制工艺。高强度船板钢作为低合金微合金处理钢种，主要要求有较高买文档送图纸，QQ 19453545511的强度、塑性和良好的低温韧性。因此工艺设计要充分发挥中板厂轧机大轧制力、低温控轧和快冷工艺的特点，以便充分细化晶粒，控制相变和组织结构。实现控制轧制和 TMCP 轧制。工艺路线示意图 2-1：在高温奥氏体再结晶区轧制阶段，轧制变形应在厚度方向充分渗透至板坯心部，以便于奥氏体能够进行充分地再结晶进行，达到细化晶粒，改造铸态组织的目的：在低温奥氏体未再结晶区轧制阶段，宜保证一定的总变形率。 【1】王有铭，李曼云，钢的控制轧制和控制冷却M，北京.冶金工业出版社,1995,75-79.2.2.2 工艺路线根据上述成分设计的特点，确定高强度船板的生产工艺为“铁水深脱硫_+转炉冶炼_+ 炉后脱氧 _+吹氩 _+喂线一连铸保护浇注_+ 铸坯检验_+加热_+除鳞 控制轧制_+ 控制冷却 _+热矫 _+冷床 精整一检验”。工艺布置简图如图 2-2 所示。1-加热炉 2-高压水除磷 3-粗轧机 4-精轧机5-喷淋冷却装置 6-热矫直机 7-冷板图 2-2 工艺布置简图2.3 组织观察和分析试样经研磨、抛光、腐蚀，利用光学显微镜进行观察，并根据工艺设定，对试轧后的组织进行了金相分析，组织如图 2-3 所示。买文档送图纸，QQ 19453545512（a ） （b）（C） （d）图 2-3 不同部位含 Nb 钢的金相组织如图 2-3（a）所示，所取部位为试样表层，铁素体均匀细小，呈等轴状，珠光体多沿轧制方向呈条带状分布，个别晶粒比较粗大，这是由于钢板在冷却的过程中，内部热量的散发导致部分晶粒长大造成的，图 2-3（b）铁素体和珠光体均匀分布，在光学显微镜下无法分辨其内部结构。由试样表层至心部，铁元素晶粒逐渐粗化，如图 2-3（c）处铁素体晶粒度为 8 级，金相组织为铁素体和珠光体呈带状分布，带状组织级别为 3 级。在试样中心部位（图 2-3（d） ） ，铁素体晶粒度为 8 级，铁素体和珠光体呈严重带状分布，带状组织为 5 级，铁素体晶粒粗大，大小分布均匀，珠光体呈连续带状分布。各厚度处铁素体晶粒呈块状分布于铁素体之间，在板材心部沿轧制方向呈继续带状分布。带状组织是热轧钢板中普遍存在的形貌，试样内部铁素体晶粒较表层处粗略粗化，心部晶粒最为粗大，呈等轴状均匀分布，珠光体沿轧制方向呈连续条带状分布，带宽较表层处大。一般文献都认为带状组织是由于合金元素（主要是 Mn）分布不均匀造成买文档送图纸，QQ 19453545513的。 40-42 ，钢液在铸锭结晶过程中选择性结晶形成化学成分不均匀分布的枝晶组织，在轧制过程中，枝晶沿轧制方向被拉长，形成交替分布的合金元素富集与贫化带，Mn 元素降低 Ar3，奥氏体冷却过程中先在贫 Mn 带析出先析铁素体并将多余的 C 元素排到两侧富 Mn 带，在富锰带奥氏体共析转变成珠光体，铁素体带与珠光体带交替分布形成带状组织形貌。但大多文献43,44在测定 Mn 元素在珠光体带和铁素体带的分布时并没有发现较大差别，从图 2-3（ c） 、2-3（d）中可以看出，钢板的表层处也存在明显带状组织（图 2-3（c）或呈带状分布的趋势（图 2-3（c ） 、 （d） ） ，而表层处属于铸坯中的等轴晶部分，其在连铸过程中形成及长大都非常迅速，并不存在合金元素的偏析，另外钢板经长时间高温加热，粗轧阶段经反复轧制及再结晶，原枝晶的形态已不复存在，合金元素得到很大程度扩散，因此枝晶偏析并不是形成带状组织的主要原因。带状组织对材料的强度没有影响，对延展性有一定的影响，对冲击韧性则有严重影响，带状组织严重的钢板其横向冲击韧性明显恶化41 。较多文献68，69都认为氮含量极低的情况下 V 在轧制过程中不会析出，而溶解的 V 元素对再结晶激活能影响较小。 含 Nb 钢的组织以先共析铁素体为主，包括多边形铁素体和块状铁素体。多边形铁素体是在很慢的冷却速度下形成的先共析铁素体，它具有规则的几何外形，晶内位错密度低，无亚结构，图 2-4 所示图 2-4 多边形铁素体买文档送图纸，QQ 19453545514块状铁素体也是先共析铁素体的相变产物，是在较低的温度下通过块状转变得到的，其中新相与母相成分相同，新、旧相界面间呈非共格的大角度晶界，转变速度很快，外形呈高度的不规则，边界参差不齐，犹如一块无特征的碎片，铁素体基体上偶尔也可见 M/A 小岛，晶内有较高的位错密度， 见图 2-5。图 2-5块状铁素体由于冷却速度降低，贝氏体中的 M/A 相对量增加，且尺寸增大，呈长条状或块状；当冷却速度更慢时，奥氏体岛则分解为 F+Fe3C 两相产物，生成珠光体。由于其中的 Fe3C 片住往很不完整，常呈破碎状，称为“退化珠光体” ，见图2-5 中黑色堆积物。这种组织严重降低钢的韧性，生产中应予以避免。2.4 性能检测为检测钢板的拉伸性能，在钢板头部、中部、尾部等不同位置取样坯，并按九国船级杜规范加工了全厚度拉伸试样、圆棒拉伸试样及Z向拉伸试样。拉伸试样断口未出现分层形貌，试验用钢的力学性能：表2-2试验用钢的力学性能/Mpas/MpabA/%成品规格/mm 取样部位纵 横 纵 横 纵 横20 头 520 515 630 635 29 2720 中 500 520 610 615 27 2620 尾 510 515 615 630 29 2340 头 460 475 580 585 29 2840 中 465 475 575 580 26 2440 尾 460 475 575 580 27 24买文档送图纸，QQ 19453545515EH50级船板轧后力学性能检测结果见表2-2 。由表2-2可见，成品厚度20 mm和40 mm强度、伸长率、冷弯性能都能够满足国标GB7122000要求和船级社船规要求， 20 mm厚度比40mm厚度由于压缩比较大，冷却速度快，强度高40 MPa。EH50 船板系列低温冲击韧性见表2-3 。表2-3 EH50船板冲击韧性20 冲击功0C0 冲击功 -20 冲击功0C-40 冲击功0-60 冲击功0C成品规格取样位置 纵 横 纵 横 纵 横 纵 横 纵 横20 头 180 140 177 132 158 112 138 83 130 5520 中 175 138 172 130 178 115 143 72 115 5320 尾 185 128 163 110 150 115 150 85 122 4540 头 207 163 205 160 185 142 178 107 145 8240 中 207 175 200 163 182 140 170 112 145 8240 尾 202 175 185 162 150 140 135 100 97 92由表2-3 可以看出，冲击韧性数值稳定，纵向比横向低温冲击韧性要好，20 mm和40mm冲击韧性数值变化不大。从不同温度的冲击试验可以看出，钢板韧脆转变温度低于-60时，有低的韧脆转变温度，这主要是由于Nb 的细晶强化作用，同时控轧控冷工艺也起到了细晶作用。因为钢板轧制时采用了严格的控轧控冷工艺，在奥氏体未再结晶区轧制时，奥氏体晶粒沿轧制方向伸长，在奥氏体晶粒内部产生变形带，此时，不仅由于晶界面积的增加，提高了铁素体形核的密度，而且在变形带上出现了大量的铁素体晶粒，从而进一步促进了铁素体晶粒的细化，表现了良好的强韧性。2.5 结论采用Nb作为微合金元素生产的EH50低温高强度船体结构钢板的强度适中；低温冲击和厚度方向性能富裕量大；组织均匀、晶粒细化；适宜焊接，综合性能优良，具有良好的强度和冲击韧性。3 船板钢（EH50）再结晶曲线和 CCT 曲线测定3.1 动态再结晶的行为研究高强度钢在工程机械大型钢结构等领域有着广泛的应用，因此在国民经济买文档送图纸，QQ 19453545516中发挥着重要的作用。动态再结晶，是指金属在热变形过程中发生的再结晶现象。与热变形各道次之间以及变形完毕后加热和冷却时所发生的静态再结晶相比，动态再结晶的特点是：动态再结晶要达到临界变形量和在较高的变形温度下才能发生；与静态再结晶相似，动态再结晶易在晶界及亚晶界形核；动态再结晶转变为静态再结晶时无需孕育期；动态再结晶所需的时间随温度升高而缩短。一般金属在热变形过程中，位错增殖产生的加工硬化逐渐被动态回复或动态再结晶软化所平衡，最终达到稳态流变。应变速率越大，再结晶的驱动力也越大，然而，加工硬化作用也随着应变速率的增大而增大，因此，再结晶软化与加工硬化二者的作用相互平衡时的峰值应力及峰值应变均增大1，2。1 李曼云，孙本荣.钢的控制轧制和控制冷却技术手册M. 北京：冶金工业出版社，1990.2 毛卫民，赵新兵 .金属的再结晶与晶粒长大M.北京：冶金工业出版社，1994.微合金钢热变形过程中的动态再结晶以及变形后的静态再结晶行为是影响变形抗力的主要因素，同时也对随后的奥氏体相变行为产生影响。因此，通过建立奥氏体再结晶行为的预测模型，由钢材的化学成分及工艺参数可预测并控制钢材最终的机械性能，完成钢材的化学成分及轧制工艺参数的设计优化3。3 王瑞 .高合金超高强度钢的微观组织及强韧化机制的研究D.东北大学硕士学位论文，2002.利用单道次压缩的实验方法，研究了实验钢热变形过程中的动态再结晶行为。同时，利用双道次压缩的实验方法，研究了实验钢变形间隔时间内奥氏体的静态再结晶行为，为研究相变行为和制定轧制工艺提供理论依据。3.1.1 实验方法Dynamic Systems Inc.（DSI ）50 年来一直在热模拟技术开发方面处于世界领先地位。其最著名的是 GLEEBLE 热模拟机。单道次压缩实验：从锻造坯料上截取并加工成直径为 8mm，长度为 15mm的试样。通过单道次压缩实验研究其动态再结晶规律，建立动态再结晶模型并比较模型计算和实验测得的结果，将试样装在热模拟试验机上，以 20/S 的速度加热到 1120，保温 5min，然后以 10S 的冷却速度冷却到变形温度买文档送图纸，QQ 19453545517（850、900、950、1000 和 1050）。保温 10S 后进行压缩，变形量为 45%，变defT形速率分别为 1.0s-1，3 个不同的变形量，真应变 分别为 0.2、0.4、0.8，实验用材料为宝钢生产的热轧高强度钢，热压缩变形实验工艺如图 3-1 所示，采用 5 个变形温度，分别为，变形速率为。图 3-1 单道次压缩变形工艺3.1.2 实验结果及分析图 3-2 为不同变形速率下的应力-应变曲线。可以看出，当变形速率为 5.0s-1 时，应力一应变曲线没有出现峰值，随着应变的增加，变形抗力（即应力）同步增加，所以并没有发生动态再结晶。分析可知，因变形速率较快，且高强度钢中含有 Nb、V、Ti 合金比较多，对动态再结晶的形核和晶粒长大有明显阻碍作用，推迟动态再结晶的效果十分明显，不易发生和完成动态再结晶。 20186420186402.04.6081.0.5s-15s-10.-1-1图 3-2 不同变形速率下的应力- 应变曲线即使在 1050温度、变形速率为 1s-1 时，也没有出现动态再结晶。当变形速率为 1.0、0.5 s-1 时，变形抗力在到达峰值后基本保持稳定，此时动态软化基买文档送图纸，QQ 19453545518本和加工硬化程度相等。当变形速率为 0.1、0.05s-1 时变形抗力出现峰值，并随之下降，表明此两种变形条件下其动态软化超过了加工硬化，发生了明显的动态再结晶。图 3-3 为不同变形温度下的应力-应变曲线，可知温度小于 950时，应力一应变曲线没有出现峰值，即没有发生动态再结晶。而当温度大于 950时，实验钢发生了动态再结晶。 20186406420.460.8185091图 3-3 不同变形温度下的应力-应变曲线在相同的变形温度下，当应变值一定时，变形速率越高，所对应的应力值越大。同时，随着应变速率的增加，应力峰值向应变增大的方向移动。这说明随着应变速率的增大，奥氏体不易发生动态再结晶。这是由于应变速率越大，再结晶的驱动力也越大，然而，加工硬化作用也随着应变速率的增大而增大。因此，再结晶软化与加工硬化二者的作用效果相互平衡时的峰值应力及峰值应变均将增大。综上所述，可得到发生动态再结晶的条件为：变形温度足够高，应变速率足够低和应变量足够大。买文档送图纸，QQ 194535455193.2 微量元素对动态再结晶临界变形量的影响图 3-4 实验钢 1000C 变形时真应力-真应变曲线1）合金元素偏析于晶粒边界而引起的溶质原子的拖拉作用；2）合金元素的碳氮化合物在晶界沉淀而引起的钉扎作用。3.3 变形温度和变形速率对组织和性能的影响图 3-5 为高强度钢在相同的奥氏体化温度保温冷却到不同的变形温度并以不同的变形速率变形后淬火得到的室温显微组织。0.05 s-1 ，1050 1s-1，1000 图 3-5 变形温度和变形速率对组织的影响图 3-5（ a）为基本完成再结晶奥氏体晶粒，可以看出，晶粒比原始组织有明显的细化。晶粒直径由 50m 左右细化到 20m 以下。图 3-5（b）为当变形速率增加到 1s-1 时，在实验给定的应变范围内没有发生动态再结晶，奥氏体晶粒被压扁，变成长条状，晶界由比较平滑变成锯齿状，这种带有锯齿状的晶界在随后的变形等温保持过程中是静态再结晶的主要形核位置。由图中可以看出，买文档送图纸，QQ 19453545520在不同的变形温度变形，对高强度钢的组织影响不是太大，在 1000和 1050变形，其组织都是马氏体、针状铁素体和少量贝氏体，而且其变形前的奥氏体晶界很清晰。变形速率对组织的影响比较显著，速率为 0.05s-1 的晶粒明显比1s-1 的细小，主要是因为变形速率小时，再结晶组织有充分的时间长大。3.4CCT 曲线测定采用膨胀法并结合金相组织确定相变温度。绘制 CCT 曲线。由于铁索体析出、奥氏体转变为珠光体或马氏体的过程都将伴随体积膨胀【】林慧国，傅代直钢的奥氏体转变曲线M北京：机械工业出版社，1988通常按冷却速率的不同，珠光体的转变区间在 500750。贝氏体转变区间在500 C Ms，因此利用膨胀仪测定试样的膨胀曲线。曲线的拐点即对应着相变温度。按如下经验公式确定马氏体相变点。【】BrammfitBL，Speer JG APerspectiveonthemorphology of hainiteEJMetall Trans，1990，21A(4)：817-829 5317()3)28()17()()1()()s nrMwCMCwNiSiwMoW3.4.1 样品制备将该钢机械加工成直径 10mmx85mm 的试样，以便热模拟试验机通用系统中 U 形卡具夹持：并且将其中心 20mm 段直径加工成直径 6m，以提高实验过程中试样的冷却速度。3.4.2 实验方法实验所采用的工艺曲线如图 3-6 所示：买文档送图纸，QQ 19453545521图 3-6 实验工艺曲线试样编号1#10#，测得Ac l、Ac 3、Ar l、Ar 3，分别为：757、860、625和805。试验结果如表2所示。表 2 船板钢 E50 试验结果试样编号 冷却速度（s-1 ） 想变温度 区间 金相组织 晶粒度 硬度区间（HVal ）1 0.15 625785 F+P（带状） 8.9 1351482 0.2 614780 F+P（带状） 9 143160买文档送图纸，QQ 194535455223 0.5 590775 F+P（带状） 9.2 1471684 1 590765 F+P少量（带状） 9.3 1591695 2 564758 F+P 9.4 1641726 5 590735 F+P 9.7 1651957 10 545730 F+P 10 1982108 15 535710 P+T 11.4 1982109 20 515695 P+T 11.4 20825910 30 485690 P+T 11.5 213230根据实验结果可以绘出E50钢的CCT曲线，如图1所示。由图1可以直观地看出，在不同的冷却速度下E。钢的相变点不同，随着冷却速度的增大，其相变点逐渐降低；由CCT曲线也可直观地知道，钢在不同冷却速度下的相变温度区间，因此绘制出E50钢的CCT曲线对于制定其控轧工艺和控冷工艺都有重要的指导意义。测定出膨胀曲线后，采用切线法确定相变开始和结束温度，将不同冷却速度下的相变开始温度和结束温度分别连成曲线，结合各试样的金相组织，即得到实验刚的CCT曲线。如图3.6所示（每一条冷却曲线下端的数字代表一定的冷却速度） 。当冷却速度在 0.55/s 时，组织主要为先共析铁素体加珠光体的混合组织，冷速较高时，先共析铁素体晶粒较细小，呈等轴状均匀分布，在冷速大于 1/s时组织中已出现了少量贝氏体；当冷却速度加大到 10/s 时，组织主要为贝氏体及部分先共析铁素体，先共析铁素体沿原奥氏体晶界处分布，随着冷速的增大，铁素体所占的比例减小；当冷速大于 25/s 时，转变产物以下贝氏体为主同时伴有少量铁素体；冷速为 30/s 时出现了马氏体。本文主要对E50钢的轧后控冷工艺进行分析。要获得性能优异的船板钢，其轧后的控冷工艺非常重要，特别是对其相变终了点以上温度时的控冷至关重要。当船板钢温度达到相变终了点以后则可让其空冷。买文档送图纸，QQ 194535455233.4.3 实验结果及分析此外，本次试验采用了较高的奥氏体化温度(1200)和较长的保温时间(10min)，因此得到更为稳定的过冷奥氏体这样使得CCT 曲线不仅更接近高温轧制钢材冷却时的实际情况，而且有更宽范围的冷却速度可供选择，对于轧材控制冷却丁艺的制定更为有利。3.4.5 结论为得到组织性能优异的Ese钢，其轧后控冷是至关重要的。合理的轧后控冷工艺参数为：冷却速度510s，终冷温度550 左右，然后空冷。采用该控冷工买文档送图纸，QQ 19453545524艺，既保证了室温主要组织为F+P，又细化了铁素体(F)晶粒，同时保证了Ese钢的硬度要求。4 合金元素对组织转变的影响微合金元素的作用主要是细化铁素体晶粒及析出强化作用。在控制轧制中对下述几个方面，即加热时的奥氏体晶粒、再结晶的抑制、相变行为及析出强化有很大影响。4.1 加热时阻止奥氏体晶粒长大在钢材中加入 Nb、Ti、V 等元素可以阻止奥氏体晶粒长大，提高钢的粗化温度。微合金元素与碳、氮形成的析出相在高温阶段稳定存在或者溶于奥氏体中的微合金元素在高温阶段的固溶拖曳作用，从而阻碍再结晶晶粒粗化。高温阶段存在的细小析出相钉扎在晶界，对晶界的移动有明显的阻碍作用；晶界移动与第二相质点交割时，这种相互作用会吸收界面能量，从而延迟界面的移动，阻止奥氏体晶粒的长大。由于 TiN 的稳定性高，从而在各种微合金元素中 Ti 对奥氏体晶粒长大的抑制作用最强，因而在钢的化学成分设计时考虑加入 0.010.02的 Ti 进行微 Ti处理，可以有效抑制板坯加热过程中过大原始奥氏体晶粒的出现，同时也可抑制焊接过程热影响区晶粒长大。不同含铌量的 0.002%C-1.54%Mn 钢中，铌含量对软化行为的影响买文档送图纸，QQ 19453545525含铌量增加，再结晶开始时间显著延长。含碳 0.002钢中，几乎所有铌原子均会固溶，会延迟回复和再结晶的发生。含铌或不含铌的 0.002%C-1.56%Mn 钢的软化行为与温度的关系而对于含铌钢，随温度的下降，再结晶开始受到显著延迟。 图 5.2 为含铌钢与不含铌钢不同温度下的软化行为，由于钢中的 C 含量极低，Nb 原子几乎全部以固溶态存在，从图中可以看出固溶 Nb 原子能够一定程度上推迟再结晶的进行，温度越低这种效果越明显，在温度高于 1000时，固溶Nb 原子对奥氏体再结晶基本没有影响，两类钢再结晶的起始时间及再结晶速率相差较小。图 5.3 为固溶 Nb 原子与沉淀析出 Nb 的碳氮化物对变形晶粒软化行为的影响，在温度高于 1000时，两类钢软化行为遵循同样的曲线，说明在温度较高变形后，Nb 的碳氮化物不析出或析出量较少，对再结晶的延迟作用以固溶 NB 的溶质拖曳作用为主，在温度低于 900时，含 0.019%C 钢中再结晶明显受到抑制，沉淀析出对再结晶起始时间的延迟效果要比固溶原子的作用大一个数量级，在实际生产道次间隔时间内将不会发生再结晶。V 的原子半径及电负性与 Fe 相差较小，固溶 V 元素的溶质拖曳作用较弱，不能对再结晶产生有效的延迟作用60 。Ti 元素在铸坯冷却过程中易与 N 元素形成 TiN 栗子，这些粒子在奥氏体化加热过程中并不溶解，Ti 元素以析出相的形式存在。买文档送图纸，QQ 19453545526一般认为 61,由于固溶微合金元素队再结晶的延迟作用均较弱，并不能有效抑制再结晶的进行，轧制道次间隔时间内应变诱导析出的碳氮化物是延迟奥氏体再结晶的主要因素。4.2 在轧制过程中抑制奥氏体的再结晶钢中添加适量的微合金元素，能够抑制再结晶的进行，微合金元素的这种作用是通过溶质原子固溶拖曳和应变诱导碳氮化物沉淀阻碍晶界移动实现的。溶质原子与铁原子尺寸及电负性相差较大时易偏聚到位错线上与位错组成气团，位错做攀移运动时将明显受到溶质原子的拖曳作用，而金属再结晶过程中，位错的攀移是必不可少的过程，因此固溶的微合金元素能够一定程度阻碍再结晶的进行，微合金元素与铁的原子尺寸及电负性相差越大，这种阻碍作用越明显（如 Nb 元素）。较多文献56,60在排除了沉淀析出影响的条件下，已测定出固溶微合金元素对变形奥氏体再结晶的延迟作用。由于微合金元素的固溶塞积和拖曳作用以及微合金元素碳氮化合物的析出，显著延缓或抑制形变奥氏体的再结晶。微合金元素的这种作用是由于形变奥氏体晶内的位错组列或者回复的亚晶界被钉扎所致：1）加热时，固溶在奥氏体中的微量溶质原子往往偏聚在位错及晶界处，从而阻止了位错的滑移和攀移，以及晶界的迁移，阻碍了再结晶；2）未发生溶解或在形变时从固溶体中析出的弥散细