（材料加工工程专业论文）csp微合金高强度钢工艺及组织性能研究.pdf

武汉科技大学硕士学位论文第1 页 摘要 本文采用涟钢c s p 生产的一种微合金高强度钢为试验材料，在t h e r m e c m a s t e r z 热模 拟实验机上进行不同变形工艺参数下的热模拟实验，实测了变形过程中的应力一应变曲线。 对热模拟后的试样在光学显微镜下进行金相组织检验，用武汉科技大学的n o v a4 0 0n a n o s e m 场发射扫描电镜和s 雕配套觞o x f o r d i n c ai e 3 5 0e d s 麓谱仪对微舍金高强度钢试样的 非金属夹杂物进行分析。 通过不同变形温度、交形程度和变形速率下的热模拟实验测定变形过程中的应力一应 变曲线。同时，在考虑这些因素的基础上，对现有的几种流动应力模型进行讨论分析并加 以修正，用热模拟实验数据对模型进行了回归，统计结果表明修正后的回归模型对实验数 据具有较离的拟合精度。 在热模拟实验机上进行不同变形工艺的实验，研究不同变形工艺参数对c s p 含金高强 度钢的组织和性熊的影响。实验结果表裴，通过优化遒次变形壁、变形速率、变形湿度和 冷却速率等工艺参数可获得高强度的微合金钢产品。 热模拟实验后得到的试验组织基本相近，但部分试样屈服强度显示出较大差异。用金 栩显微镜对部分实验钢种进行夹杂物的评级和分析，用扫面电镜和能谱仪确定夹杂物的类 型，研究实验钢种夹杂物对屈服强度的影响。研究确定了c s p 微合金钢强度钢中夹杂物的 类型和形貌；随夹杂物数量和大小的增加，实验钢种的藩服强度下降。 关键词：c s p ；微合金钢；流动应力模型；组织性能；非金属夹杂物 第1 i 页武汉科技大学硕士学位论文 a b s t r a c t u s i n g a m i c r o a l l o y e dh i g hs t r e n g t hs t e e lp r o d u c e di nc s pp l a n to fl i a n y u a ni r o na n d s t e e l c o a st h er o u g hm a t e r i a l ，t h e r m a l s i m u l a t i n gt e s t s a td i f f e r e n td e f o r m a t i o nt e c h n o l o g y p a r a m e t e r sw e r ec a r r i e do u tu s i n gt h et h e r m e c 【a s t e r za n dt h es t r e s s s t r a i nc u r v e sd u r i n g d e f o r m a t i o nw e r em e a s u r e d t h em e t a l l o g r a p h i cs t r u c t u r e sw e r ea n a l y s i z e du s i n go p t i c a l m i c r o s c o p ef o rs a m p l e sa f t e rt h e r m a ls i m u l a t i o nt e s t s ，a n dt h en o n - m e t a l l i ci n c l u s i o n so fs a m p l e s a r ea n a l y s e db ys e m ( n o v a4 0 0n a n o ) a n de d s ( o x f o r d i n c ai e 3 5 0 ) a tw u h a n u n i v e r s i t yo fs c i e n c ea n dt e c h n o l o g y t h e r m a ls i m u l a t i n gt e s t sa td i f f e r e n td e f o r m a t i o nt e m p e r a t u r e ，s t r a i na n ds t r a i nr a t ew e r e c a r d e do u ta n dt h es t r e s s - s t r a i nc u r v e sd u r i n gd e f o r m a t i o nw e r em e a s u r e d b a s e do nt h e e x p e r i m e n t a lr e s u l t sa n dt h ed i s c u s s i o n so ft h o s ef a c t o r s ，s e v e r a le x i s t i n gf l o ws t r e s sm o d e l s w e r ea n a l y s e d t h r o u g hr e g r e s s i o na n a l y s i so fm o d e l sb yt h e r m a ls i m u l a t i n ge x p e r i m e n t a ld a t a ， t h a tm o d i f i e dm o d e lp r o v e dt oh a v eg o o dc u r v ef i t t i n gc h a r a c t e r i s t i c s ，r e l a t i v e l yh i g hp r e d i c t i o n p r e c i s i o n t h e r m a ls i m u l a t i o nt e s t su n d e rd i f f e r e n tr o l l i n gp a r a m e t e r sw e r ec o n d u c t e do nt h e r m a l s i m u l a t o r t h ee f f e c t so fd i f f e r e n tr o l l i n gp a r a m e t e r so nm i c r o s t r u c t u r ea n dp r o p e r t i e so fa m i c r o a l l o y e dh i g hs t r e n g t hs t e e lp r o d u c e db yc s p l i n ew e r es t u d i e d t h er e s u l t sr e v e a l e dt h a tt h e m i c r o a l l o y e dh i g hs t r e n g t hs t e e l sw i t hh i g hy i e l ds t r e n g t hc a nb ep r o d u c e db yo p t i m i z i n gs u c h t e c h n o l o g yp a r a m e t e r sa st h ep a s ss t r a i n ，s t r a i nr a t e ，d e f o r m a t i o nt e m p e r a t u r ea n dt h ec o o l i n g r a t ee ta 1 m i c r o s t r u c t u r e so fd i f f e r e n ts a m p l e sa r es i m i l a r ，b u tt h ep r o p e r t i e sa r en o tt h es a m e s ot h e i n c l u s i o n si ns a m p l e sw e r ea n a l y z e da n dc l a s s i f i e du s i n gm e t a l l u r g i c a lm i c r o s c o p e t h et y p eo f i n c l u s i o n sw a sd e t e r m i n e du s i n gs e ma n de d st os t u d yt h ee f f e c t so fn o n m e t a l l i ci n c l u s i o n so n y i e l ds t r e n g t h t h et y p ea n ds h a p eo fi n c l u s i o n si nc s ph s l as t e e la r ed e t e r m i n e d i na d d i t i o n ， t h ey i e l ds t r e n g t ho fe x p e r i m e n t a ls t e e lw i l ld e c r e a s ew i t ht h ei n c r e a s i n go fn u m b e ro fi n c l u s i o n s a n ds i z e k e yw o r d s ：c s p ；m i c r o a l l o y e ds t e e l ；f l o ws t r e s sm o d e l ；m i c r o s t r u c t u r ea n dp r o p e r t i e s ； n o n m e t a l l i ci n c l u s i o n s 武汉科技大学 研究生学位论文创新性声明 本人郑重声明：所呈交的学位论文是本人在导师指导下，独立进行研究 所取得的成果。除了文中已经注明引用的内容或属合作研究共同完成的工作 外，本论文不包含任何其他个人或集体已经发表或撰写过的作品成果。对本 文的研究做出重要贡献的个人和集体，均已在文中以明确方式标明。 申请学位论文与资料若有不实之处，本人承担一切相关责任。 论文作者签名：二互z 之么日期： 研究生学位论文版权使用授权书 本论文的研究成果归武汉科技大学所有，其研究内容不得以其它单位的 名义发表。本人完全了解武汉科技大学有关保留、使用学位论文的规定，同 意学校保留并向有关部门( 按照武汉科技大学关于研究生学位论文收录工作 的规定执行) 送交论文的复印件和电子版本，允许论文被查阅和借阅，同意 学校将本论文的全部或部分内容编入有关数据库进行检索。 论文作者签名：二型三么 指导教师签名：彳耻 日 武汉科技大学硕士学位论文第1 页 第一章文献综述 l 。l 翦言 微合金化高强度低合金钢( m i c r o a ll o y e dh i g hs t r e n g t hl o wa 1l o ys t e e l ) 简称微合 金钢( m i c r o a l l o ys t e e l ) ，是近3 0 多年来在普碳软钢和普通低合金高强度钢的基础上迅 速发展起来的工程结构用钢。这些钢可在较低的成本下达到良好的强度、韧性、成型性及 焊接性相结合的综合使用性能。微合金钢图前可用的强度范围是8 0 0 1 2 0 0 m p a ( 屈服强度) ， 广泛应用于桥梁、建筑、船舷、车辆、压力容器、采油平台、输油管道等各种工程结构。 由于上述用途钢材一般占社会对钢材总需求量的6 0 左右，所以微合金钢的应用前景广阔， 是现代钢铁王业中的主力产品。 “微合金化 是指这些元素在钢中的含量较低，通常低于0 1 ( 质量分数) m ，通过 合金元素的固溶及其固态反应，影响微结构乃至结构、组织和组分，从丽使金属获得要求 的性能翻。使钢的一种或几种性能具有明显变化的铜都可称为微合金钢。通常所说微合金 钢系指微合金化高强度低合金钢，它是在软钢或高强度低合金钢基体化学成分中添加了微 量合金元素( 主要是强烈的碳化物形成元素，如，v ，零主等) 的钢。显然，这类微合金钢仍 属高强度低合金钢，大部分文献资料中所述的微合金钢也是这类微合金钢。 嚣蔫，为满足结构震钢的高性缝指标，钢的设计突破了传统的合金化观念，不善是单 纯依靠增加钢中的合金元素含量来改善钢的性能，而是合金成分的微量化与控制轧制和控 制冷却工艺相结合，即发展控制轧制和控制冷却微合金钢。因际上微合金高强高韧钢已有 产品投入市场，但作为新一代的钢材尚未形成完整的钢种体系。在我国钢铁业的结构调整 和资产重组进程中，几乎所有普钢企业都把发展微含金化技术为主要内容的钢材品种结构 调整放在第一位，把微合金诧钢燕种生产列入产品大纲，然焉基前我匿钢铁企业仍然以生 产低合金钢为主。我国对微合金钢的理论和生产技术进行了大量的研究，积累了丰富的经 验，取得了很大的成就。但在整体水平上，尤其是在高附加值钢材的生产方面与先进王业 化国家相比还有较大的差距。在微合金钢的研究方面，有待产学研共同努力，深入开展从 基础到使用的全过程的研究，以便及时满足我国冶金工业技术进步和生产发展的需要。 1 2 微合金化钢技术发展历程及国内外概况 圭2 。王微合金化钢技术发展历程嘲 微合金化技术是2 0 世纪7 0 年代出现的新型冶金学科，是传统钢铁生产向现代化冶金 生产转变的重要标志。 2 0 世纪6 0 7 0 年代是微合金化钢的理论和技术取得重要进展的时期。将h a l l p e r c h 关系式应用于描述低碳钢和微合金钢的强度与晶粒尺寸的关系，明确提出了晶粒细化不仅 可有效提高钢的强度丽且还可提高钢的韧性，特别是改善钢的韧脆转折温度。但是，观测 到含铌钢的屈服强度与晶粒尺寸关系明显偏离传统的h a l l - p e r c h 关系，并由此发现在铁 素体中沉淀析出了菲常微细的碳化铌、氮化铌或碳氮化铌沉淀楣导致附加强化。这一期闯 的重要研究进展包括3 ：第r - $ n 阻止晶粒粗化原理的提出及微合金碳氮化物用于控制奥氏 第2 页武汉科技大学硕士学位论文 体晶粒；微合金碳氮化物在奥氏体孛的鼹溶度积公式及微含金元素麴溶解与微合金碳氮化 物的沉淀规律：固溶体中第二相的o s t e r w a l d 熟化过程及微合金碳氮化物的粗化规律；微 合金化元素对形变奥氏体再结晶行为的影响；微合金化钢的控轧控冷技术：微合金化钢中 夹杂物对性能的影响撬律器夹杂物改牲控制技术；微合金化钢中渗碳体或珠光体对性麓酶 影响规律及低珠光体钢和针状铁索体钢的研制开发；微合金化钢的组织一性能关系式与微 合金优钢设计。标志性的篱际会议剐m i c r o a l l o y i n g 7 5 对这黠期微合金纯钢筋硒究开发 及生产应用工作进行了充分的总结睛1 ，确立了微含金化钢的地位和进一步发展的方向，使 得微会金纯钢成为重要发展方内。 2 0 世纪8 0 年代是微合金纯钢的迅速发展时瓣。特别是9 0 年代后期，世界主要钢铁生 产国棚继制定和实施新代钢铁材料研究发展计划，超细组织、高洁净度、高均匀度和微 台金他是钢铁材料静重要发震趋势；徽食金诧钢的研究与生产应用获得了更为广泛的认霹 和重视。这一时期的主要工作有：复合微合金化原理；微舍金碳氮化物的沉淀析出次序； 高等级石油管线钢的研发；徽钛处理类氏俸最粒尺寸酶原瑗及其普遍应用；微合金碳氮纯 物在铁素体中的固溶度积公式及其在铁索体中沉淀析出强化原理；微合金化奥氏体的形变 热处理琢理及控制轧制技术，特别是控制动态再结晶轧制技术豹广泛应用；微合金化钢连 铸连轧生产技术；微舍金亿原理的系统理论；钢铁基体组织的超纲化技术与超细晶粒钢静 研发；无珠光体钢乃至无间隙原子钢( i fs t e e l s ) 的研发，特别是猩汽车用钢方面的生产 应用；形变诱导铁素体摆变国王阿) 接拳；短流程紧凑生产( t s c r ) 徽合金钢技术；高洁净度 微合金化钢等。 徽合金化钢熬生产和应焉蠢成隽衡量一个国家钢铁工业发展水平豹重要指标。嚣兹， 微合金化钢占钢材总量的比例，世界平均水平为l o 1 5 ，工业化国家达到3 0 左右， 两我国微合金钢比例离世界平均水平还有定差距。全世界微合金钢生产中钒的消耗强度 已经达到吨钢0 0 5k g ，铌的消耗强度已经达到吨钢0 。6 - - - , 0 8k g ；两中国钒的清耗强度 约为吨钢0 0 2 5k g ，锯的消耗强度为吨钢0 0 1 t o 1 2k g 。目前，微合金化钢的主要品种 有徽合金纯高强度抗震镶筋、高强度薄板坯连铸连轧带钢、徽合金纯瓣候钢、微舍金优管 线钢、微合金化非调质钢等。 徽合金铡是将轧钢釉热处理工艺结合势一体，在控制轧制条咎下发展起来豹颏型镧耪 嘲。严格地说，是通过控制轧制新工艺的种新型强化机制，并不是微合金钢就一定不含 其它会金元素，更不是凡是含有铌、钒、钛的钢就都是微会金钢。总之，这是当代高科技 改造传统钢铁工韭技术的产耪，医外称它是“高技术钢挣，是处予发展阶段的翦沿拳葶料。 图1 1 是微合金钢轧制工艺示意图。 王。2 2 徽合金佬钢蓦内外研究概况 微合金化技术之所以得到迅速的发展和广泛应用，在于世界各国材料研究工作者3 0 多年的逶力研发，戮及美国、翰苏联和其它一些国家熬石油、天然气管线工程黠管线钢不 断提出高强度、高韧性、高可焊接性及耐蚀性的要求。 近年来，微合金化的研究己在国际上形成高潮。国外进展及其发展趋势大致可归纳如 武汉科技大学硕士学位论文 第3 页 f 型 寝 时同一 图1 1 微合金钢控制轧制过程示意图 下口1 ： ( 1 ) 微合金化技术的应用，以晶粒细化强化最为重要。晶粒细化和碳氮化物析出是微 合金化钢强韧化的基础。钢的组织和性能的关系以及以晶粒尺寸为主导的强度表达式，仅 适于常规轧制的铁素体一珠光体类型组织。正试图探讨涵盖微珠光体、针状铁素体、超低 碳贝氏体等组织类型、以及碳氮化物析出等诸参数为主导的强度表达式。 ( 2 ) 热机械处理( t m c p ) 的出发点在奥氏体调节，归宿于y q 的富化生核。由此把控制 s l n 归纳为高温再结晶控轧和正常化控轧两类。第一类控轧钢的微合金化设计，主要基于 对再结晶的延缓力和再结晶驱动力的影响因素的考察，主要由形变诱导机制进行的第二类 控轧钢的合金设计，构成t m c p 工艺物理冶金的核心。 ( 3 ) 生产装备和生产工艺现代化对钢的性能的影响集中体现在钢的精炼、连铸及轧后 的控制冷却，亦即钢的洁净化、铸坯结构及精细组织、最终的相变动力学三者建立起了新 的微合金化钢强韧化理论。 ( 4 ) 复合微合金化得到了广泛的应用。近1 0 年来开发了高温塑性连铸钢、大线能量焊 接无裂纹钢、深冲冷成形钢、烘烤硬化钢、抗硫化氢应力腐蚀钢、无时效倾向桥梁钢、低 屈强比抗震钢等一系列钢材新品种，在钢的性能高级化方面获得了极大的进步。 ( 5 ) 已成功开拓了铌在低碳建筑材料中的应用，在中碳锻钢和高碳线材中的应用，以 及在合金钢和高合金钢中的应用。 我国自1 9 7 9 年h 1 引入钢的微合金化技术以来，经1 4 世纪的技术跟踪和研究，我国微 合金化己经有了长足进步。1 9 9 8 年，在国家攀登预选b 项目一新一代微合金高强高韧钢研 第4 页武汉科技大学硕士学位论文 究实验中，钢铁研究总院在对高洁净的( n + o + p + s = 8 0p p m ) n b t i 复合微合金化钢进行应变 诱导热变形模拟实验时发现：通过两道次较大应变量的应变诱导轧制，可获得体积分数近 8 0 ，晶粒尺寸小于1 0um 的超细组织呻1 。从1 9 9 8 年至2 0 0 1 年，微合金化钢的产量由3 4 6 万吨增长至4 7 0 万吨。由于微合金钢的产量增长快，应用面广，适应了使用部门的要求： 更重要的是其生产推广可以节约能源、资源、发挥我国的资源优势，符合可持续发展方针， 预计今后微合金钢将成为高强度钢的主体。总结我国微合金钢的发展，其经历了3 个不同 的进展阶段旧。： ( 1 ) 用微合金化技术改造我国原有的低合金高强度钢体系； ( 2 ) 微合金化技术与控轧控冷技术的结合，开发市场急需的微合金化钢新品种； ( 3 ) 微合金化技术在新一代钢铁材料研发中的应用。 目前，微合金化钢进一步的开拓将致力于获得特优性能的物理冶金以及微合金化元素 的溶解一析出行为等领域。微合金钢的生产也在一定程度上反映钢铁工业技术水平，发展 微合金钢是钢铁强国的必由之路n 引。 1 3 微合金元素在微合金钢中的作用 微合金元素的主要作用是n h 3 1 ：在钢中形成细小碳化物和氮化物，通常细小碳氮化物质 点钉扎晶界和位错，在再加热过程中阻止奥氏体晶粒长大；在再结晶控轧过程中阻止形变 奥氏体的再结晶，延缓再结晶奥氏体晶粒长大；在焊接过程中阻止焊接热影响区晶粒的粗 化；通过碳氮化物的沉淀析出，显著提高微合金化钢的强度。国内外许多学者对微合金元 素在钢中的应用做了大量的研究工作，己经基本掌握了微合金元素在钢中的作用规律n 卜1 7 。 表1 1 列出了钢中常用的微合金元素的作用。 表1 1 微合金元素对刚的组织和性能的影响 + 有利影响一不利影响空白为没有任何影响 1 3 1 微合金元素加热时阻止奥氏体晶粒长大n 8 1 微合金元素加热时对奥氏体晶粒尺寸的影响见图1 2 。从图中可以明显看出：微合金 元素对加热时奥氏体尺寸长大有明显的阻止作用，并且随微合金元素种类和含量的不同， 阻止作用也有明显不同。 武汉科技大学硕士学位坚 釜i 里 _ _ _ m _ _ _ _ _ _ _ 一一一一 毫 扣 帮 嚏 兰 出 致 炱琵俸像溉褒。c 蠢丧辍鑫童纯元聚l 露鬣瓣辩舞l 氧 图i ：奎用v 、n b 、t i 的低珠光体钢舆氏体晶粒尺寸与温度的关系 由于微量元索形成高度弥散的碳氮化物小颗粒可以对舆氏体晶界起固定作用，从而阻 止奥氏体晶界迁移，阻止奥氏体晶粒长大。 l 。3 2 微合金元素抑制樊氏体再结晶 微合金元素对奥氏体再结晶的作用主要是影响奥氏体再结晶的临界变形量、再结晶温 度、再结晶速度及再结晶晶粒大小。关予微合金元素阻止再结晶的机理，有很多不圊的看 法，但一般认为，在高温下产生析出之前，微合金元素固溶产生晶格畸变，位错与畸变的 交互作用是使得点阵参数发生变化，拖曳机制起主要作用，丽在相对低的温度下，形变诱 导析出发生，析出粒子钉扎晶界移动变得重要。 1 3 3 细化铁索体晶粒 毒于微合金元素的加入，一方面阻止奥氏体晶粒长大，另一方面又麓阻止奥氏体霉结 晶的发生，因而细化了铁索体晶粒。其结果如图1 3 所示。从图中看到，铌的细化铁素体 晶粒效果最为明显，钛次之，钒最差。焉且随含锟爨的增加，开始时效果显著，当含铌量 达到0 0 4 以后，随含铌量的增加铁素体晶粒基本不变。含钛量的饱和值为0 0 6 ，钒为 0 0 8 。在低温奥氏体区变形后，若能析出0 0 1 n b ( c ，n ) 就可完全抑制住奥氏体再结晶 的发生，并且使有效晶界面积达到9 0 m m 2 m m 3 ，具有这样有效晶界面积的奥氏体，相变质可 得到平均a s t m i o 6 级的铁素体晶粒。而且随着n b ( c ，n ) 析出量的增多，阻止再结晶能 力加强，有效晶界瑟积增多，使铁素体晶粒变缨。 1 3 4 微合金元素影响钢的强化方式 般大梁钢必须具有最大的强度和抗脆性断裂能力。、沉淀、相变和再结晶机理为获得 具有这种性能的钢提供了很大可能性。其最重要的组织特征是晶粒大小、沉淀状态及位错 密度。一般晶粒小则强韧性好，沉淀硬化大，使强度提高韧性降低。 第6 页武汉科技大学硕士学位论文 量 书 殴 瓣 凄 鍪 n 鼬丑0 4o mo 饷o ，o 乱2 撇含丝， 圈1 3 微合金元素含量与铁素体晶粒尺寸关系曲线 控制轧制中最常应用的强韧化概制包括晶粒细化、固溶强化、相交强诧、析出强纯、 位错及亚结构强化等j h “舢钉。对于不同种类的钢，其强化方式可以是单一的强化方式， 也可以是多种强化方式的复合，但多种强纯方式不是简单的加和原则泓l 。 金属材料的属服强度可以定义为“大量的位错一起开始运动的应力”，所以，提高屈 服强度的方法就是要使位错难以移动的方法。这样的方法如图1 4 所示，有两种：一种 是把谴错用什么障碍物“钉住”的“钉挠强化”，另一种就是用障碍物把位错的运动遮蔽、 滞积的方法( p i l e - u p 强化) 。基于这两种机制，关于体心立方铁的强化增量ao 可用下 面的强个式子给出。关于p i l e - u p 强化，不仅限晶界，能遮蔽短错运动麴粗大的碳亿物等 也是障碍物的对象，此处以细晶强化为前提进一步叙述。 拶= 4 膨b s i n r , 乏 。2 g b f 舻 滑嘉忒物 ，、，毒气随潞物 滑洲f i 1 ”4 滑 溺湃叛纯能辚谨纯靛 分敞骰 艺 钶扎强化公式( 1 。i ) p i l e u p 强化公式( 1 2 ) 图1 4 两种基本的强化机理( a ) 钉扎强化， ( b ) p il e - u p 强化 g 和b 分别是刚性率和位错的柏氏( b u r g e r s ) 矢量，对体心立方铁，g = 8 0 m p a b = 0 2 5 n m ( 铁原子的直径) 。公式( 1 。1 ) 的黟是位错的线张力系数( o 5 - i ) ，理论上很难确定其 数值，有必要根据实验求如。这个值根据位锚应力场强度的变化而变化，对铁而言一般是 0 8 。入是位错的钉扎间隔，0 是位错从障碍物向外偏转的角度，是表示位错和障碍物相 互作用大小的指标。在p il e - u p 强化式中，k 是取决于位错性质的常数( 1 ) ， 是从晶 武汉科技大学硕士学位论文 第7 页 界开始与位错释放相关的临界晶界强度，d 是晶粒直径。晶粒直径一般用公称粒径评价。 固溶强化、位错强化、粒子分散强化可以用公式( 1 1 ) ，细晶强化可以用公式( 1 2 ) 说 明，请注意两者的强化机理的不同点。 对多晶金属施加应力时，最初产生的现象是晶粒内部存在的f r a n k r e a d 位错源开始 的位错增殖，增殖的位错在晶粒内移动，最终堆积在晶界，如果晶粒内没有位错或分散粒 子等障碍物，材料的屈服强度则由晶粒细化机制决定。可是，晶粒内有其他位错或分散粒 子存在时，如图1 5 所示的那样，位错在移动的过程中受到阻碍。在晶粒内的位错或分 散粒子比细晶强化的影响还大的情况下，材料的屈服强度当然是由位错强化或分散粒子强 化的作用决定的。也就是说，位错强化或分散粒子强化是和细晶强化根本不同的强化机制， 不能说他们的强化作用可以单纯地加和。 o ：。： 糕 晶 挝 界 i 穆笄诲壤 位锩诲化!： + 或苔； 箱晶摹盎微糨化穗l 匕j 固溶链化幸鑫子分取铮化 因此对于学者提出的修正后的h a l l - p e t c h 公式n 叫就存在着一定的错误和局限型，我 们知道屈服应力与它们相关，但不一定是简单的相加总和。应该理解为： 0 。= f ( 0o ，0 。o ，op p t ，0t 。f ，0d i s l ，d 叫门)公式( 1 3 ) 0o - 晶格摩擦( 阻碍位错运动的力和晶格阻力) ； 0 。一置换强化增量； 0 。广间隙强化增量； 0 叭一析出强化增量； 0 ”鲫。广相变强化增量； 0m 一位错及亚结构强化增； d 一品粒直径； ( 1 ) 细晶强化：在提高强度的同时，还能提高韧性或保持韧性和塑性基本不下降。 而其他强化手段，都在强度提高的同时韧性下降，因此只有细晶强化可保证高强度钢的使 用安全性。 在微合金化控轧钢中获得细晶的主要方法是：在奥氏体未再结晶区进行大变形，促进 豫臆 k 一 一l十 第8 页武汉科技大学硕士学位论文 徽合金嚣素碳氮化物熬毫蓐密、增魏未蔫结晶奥氏体晶界、形变带和位错李晶等茹体缺陷， 以增大有效晶界面积，提商形核率，从而细化铁素体组织。通过经济和高效的形变热处理 工艺获得微米、盟微米级的超细晶粒组织是来来钢铁材料的发展方向妇巍矧。 ( 2 ) 露溶强能：毒予豳溶体书的溶质与运动位错相互作用丽弓| 起流动应力麴增加。露 溶强化是利用点缺陷对金属基体进行强化，可以分成两类：即间隙式固溶强化和置换式固 溶强他。 间隙式固溶强化是钢中晟经济、最有效的强化方式。间隙原子嵌入铁素体基体的八面 体闻踩中，馒晶格产生不对称畸变，造戒强纯效应。 置换式固溶强化是金属基体中的置换原子产生的强化，其强化效能要比间隙原子小 ( 约小鹾个数量级) 。 ( 3 ) 相交强化：熟轧后加速冷却是提离钢材力学性能豹有效途径。与常规热轧相比， 其产品的室温组织将从多边形铁素体( f ) + 珠光体( p ) 过渡为贝氏体( b ) 十多边形铁素体( f ) 为主夔缝织。耋7 0 年鼗至今，壶馥s 凇钢帮低碳钢开发篷懿曼微缓织巍贝氏体( 赫丰多边形 铁素体( f ) + 珠光体( p ) 的钢，显示了优良的性能指标和应用前景。 在加速冷却过程中起作焉的主要是相变强化以及达到加强d 磊粒缨讫或碳氮讫物沉 淀强化的效果。通过轧制衙的加速冷却，可以使未相变的y 晶粒发生相变生成微细的多边 形铁素体晶粒，使娃晶粒更加细密，而且内部还可能包含亚晶粒这种包禽亚晶粒的混合组 织可数使强度增加。低碳钢乾后经翔速冷却，当终冷溢度在适当范星内嚣亨，将产生粒状贝 氏体组织，这种组织具有较高的显微硬度值和较火的体积。百分数。粒状贝氏体的显微硬度 值鲍珠光俸酶显微硬度毽离，这是因为粒状贝氏体孛健错密度高，基体上又均匀分毒弥散 而细小的碳化物，同时在糍状贝氏体相变时，生成的粒状贝氏体的百分禽量也高，因此钢 的整体强度增加。 ( 4 ) 析密强化：微合金元素钛0 i ) ，铌( ) ，钒( v ) 等与碳、氮原子等结合成化合物， 如碳氮化铌、碳氮化钛等。这些化台物在加热时溶解，在热轧过程中随温度的降低而析出。 娄这些第二裙粒子析毒时，柝出耦在基体孛形成痘力场，应力场帮运动位错之闻豹交互作 用使基体强化。 ( 5 ) 经错和邋结构强化：次子露溶强化的单缝的强纯机制是位错强健。金属材料熟 工后强度大增的现象称为加工强化，这只不过是现象而已，从强化机理上看位锚强化和加 工硬化是应该区别对待的。健错强化可以认为“不同的滑移面上彼错网对位错的钉扎效应” 是强纯豹基本原理。位错网的闻隔与位错密度的平方根的倒数成正眈，位错运动时o = n 2 ， 从公式( 1 1 ) 可知，位错强化量与位锚密度的平方根成正比( b a i l e y - h i r s c h ) 关系。极 低碳马氏体镶室溢下铁的链错密度与属赧强度翡b a i l e y h i r s c h 关系冤懑1 s 。 a 一铁在退火状态下的做错密度约为1 0 7 o m 2 ，正火状态下可达1 0 k 1 0 9 c m 2 ，这时由位 镨强化提供酶强度增量仅为6 6 3 m p a ，耀对予晶赛熬作用，位错熊 乍震完全可以忽略不计。 1 0 冷变形后，位错密度可达到5 x 1 0 1 0 c m z ，而剧烈冷变形后，位错密度最高甚至可高达 5 1 0 旺c m 2 ，这时，位错强化提供的强度增量可赢达约4 4 0 7 m p a ，已经相当接近于铁的理论 武汉科技大学硕士学位论文第9 页 至 鼍 型 囊 遂 嗵 德镣罄鬟。p 豫”o ( 缀铸密虞：声1 7 棼m ” 图1 6 铁的b a i l e y - h i r s c h 关系 强度值。因此位错强化也是钢中最有效的强化方式之一( 2 凯矧。 在易予交滑移的金属中，应变量超过一定程度后，位错就典型地排列藏三维藏结构。 当这些亚结构的位错墙呈松散的缠结形貌时，就称之为“胞状结构”；当位错墙变窄且轮 廓分明时，则称之为“亚最。 具有十分发达的胞状结构的材料，其屈服强度或流变应力的增量为： 盯 = 触= 如叫 公式( 1 4 ) 其中：弧一为胞状结构的尺寸； 隐一常数，经有关实验确定大致为0 1 2 4 n m m 。 当亚结构具有豫晶特征时，边赛通常要完整得多、缎向差也更大，它已经开始呈现出 正常晶界得许多特征。实验观测到亚晶的力学行为很象晶粒，其对强度的影响一般遵从下 式： = k “b d s o “ 公式( 1 5 ) 其中：d 繇一为耍鑫的尺寸。 总的来说，当位错密度很低时，仅考虑晶界的作用，当位错密度很高时，主要考虑位 错和位错胞状结构的作用；当这些位锚重新排捌丽组成发达的亚晶时，亚晶内部位错密度 很低，这时主要考虑亚晶的作用泌。 1 3 5 微合金元素影响钢的韧化方式 相对予强他理论来说，韧化理论的发展是滞后的，工程土一宣广泛使用的是冲击韧性， 材料的冲击韧性指标主要有冲击功和冲击转折温度。钢材的韧化，意昧着不发生脆化，按 上述强化机制进行强化，除缨晶强纯以外，一般均会发生脆化，即脆性转变湿度土升的同 第1 0 页武汉科技大学硕士学位论文 时，冲击值下降。当前对韧性有良好贡献的因素还没有明确的定量关系式，目前的韧化关 系式均为试验或半试验关系式，但指出若干提高强度又提高韧性的途径是可以的 晶粒细化是钢中最主要的强化方式之一，同时它也是钢铁材料唯一的大幅度提高韧性 的最重要的韧化方式。p e t c h 研究了晶粒细化对强度的影响后，又继续研究晶粒细化对冲 击转折温度的影响引，从有关的理论推导出晶粒尺寸与冲击转折温度t c 的关系式为： 死：彳+ b i n d z 公式( 1 6 ) 式中a ，b 为比例系数，而d 为晶粒尺寸。 由式中可看出，随着晶粒直径d 的减小，即晶粒的细化，冲击转折温度将不断降低， 而冲击功将不断升高。 第二相沉淀强化是钢中的主要强化方式之一，然而第二相的存在破坏了材料基体的连 续性，并在第二相及周围的基体中式点阵产生畸变，这就必然影响材料的的韧性。 钢中的第二相可分为韧性第二相和脆性第二相，韧性第二相如：马氏体基体组织中的 残余奥氏体，马氏体占优势的双相钢中的铁素体等。韧性第二相及其周围基体也要发生点 阵畸变，但是，由于韧性第二相的强度较基体为低，故点阵畸变将主要集中在韧性第二相 内部，基体的点阵畸变基本可忽略不计，并且韧性第二相还有可能适当提高材料的韧性。 脆性第二相破坏了基体的连续性，而且在第二相及其周围的基体中产生点阵畸变，由 于第二相的强度和刚度比基体都高，因此点阵畸变主要集中于基体中，亦即在第二相周围 的基体中形成一个高能区，这就造成在第二相与基体之间易于形成微裂纹，同时已经形成 的裂纹易于沿基体和第二相的界面出扩展，所有这些情况都将导致材料韧性的下降。 间隙固溶也是一种最经济最有效的强化方式，同时间隙原子将引起基体点阵的强烈的 晶格畸变，致使钢中的微裂纹易于产生和扩展，从而使材料的冲击功降低 与间隙固溶元素类似，置换固溶元素一般也将引起基体点阵的晶格畸变，以致使钢材 的冲击韧性下降，冲击转折温度升高，并且原子半径差别较大的原子对基体点阵所造成的 畸变较大，因而对韧性的损害也较大 位错对韧性的影响一般来说，位错运动速度越大，钢的塑性应变速率也就越大，标志 钢材的韧性越好，因此各种钉扎位错使之难以运动的因素如固熔强化，第二相强化等都将 导致材料韧性的降低，另外，位错本身在强化的同时，也引起脆化。 此外，织构对钢材韧性也产生影响，但是其影响时非常复杂的。因此，总的来说提高 钢的韧性主要有四项措施：细化晶粒或各种显微组织；尽量降低钢中有害杂质的含量；球 化脆性第二相粒子，减小应力集中系数；引入韧性较好的弥散分别的第二相，阻止裂纹扩 展。 1 4 控制轧制和控制冷却工艺 1 4 1 控制轧制和控制冷却工艺的概念 控制轧制和控制冷却工艺是现代钢铁工业取得的最重要技术成就之一，a s t m 和j i s 己 经把这一工艺列入标准之中，命名为控制轧制和控制冷却工艺( t m c p ，t h e r m o m e c h a n i c a l 武汉科技大学硕士学位论文 第1 1 页 c o n t r o lp r o c e s s ) 。在a s t m 标准a 8 4 1 袁8 4 1 m 中定义t m c p 力：“ 逝p 从应用多年的控制轧 制工艺演变发展而来，是新一代控制轧制工艺。t m c p 通过在钢中复合添加微合金元素以及 从板坯加热至轧后冷却进行综合控制，生产出细晶粒的产品。因此，可以在规定尺寸板厚 的基础上达到较高的力学性能。t m c p 要求对整个工艺过程轧件温度及轧制压下率进行精确 的控制1 。 控轧控冷是一种综含多种强化机制的变形工艺，是指在调整钢的化学成分躲基础上通 过控制加热温度、轧制温度、变形温度、冷却速度等工艺参数控制奥氏体形态和相变产物 的组织形态，从而达到控制钢材组织性麓的基的。改善钢材的强度和低温韧性，节省能源 和简化生产工艺，并充分发挥微合金元素的作用，是生产高性能高强度钢所不可缺少的技 术啪1 。 利用控制轧制和控制冷却与微合金化技术相结合，围绕着微合金钢的工业性生产中面 临的实际问题，目前开展的理论研究工作主要包括奥氏体高温变形行为的研究、奥氏体形 变诱导析出行为的研究和形变奥氏体连续冷却相变行为的研究，概括起来就是钢的控制轧 制、控制析出和控制冷却问题的基础研究。 l 。4 。2 控制轧制和控制冷却工艺的国内外发展概况 控制轧制和控制冷却工艺的发展可以追溯到本世纪四、五十年代。二次世界大战期间 大量采用焊接结构的运输船只发生焊接断网脆性断裂的重大事故，促使人们认识到提高钢 的韧性豹重要性。由于当时的比利时、瑞典、芬兰等国的钢铁厂不其备热处理设备，为了 能够生产强度级别为3 9 2 m p a 级的高韧性造船钢板，采用了“低温大压下”方法，即在 9 0 0 以下经过总变形量为2 0 3 溅的3 6 道次的轧割，来细化晶粒，改善钢的韧性，以 替代正火处理，从而形成了控制轧制的最原始的概念。 ，； 5 0 年代后期到6 0 年代，欧美和前苏联等国家在进行含钢的生产中，发现采用普通 热轧工艺时，钢的韧性下降，从而促使对合金元素、轧制工艺参数和钢的显微组织和性能 之间的关系进行研究。6 0 年代后期，日本大力开展了控制轧制理论和实践的研究工作。这 些研究成栗为控制轧铡王艺的发旋提供了理论基础，并且使控轧工艺用子大批量生产阿拉 斯加、西伯利豫等极地离韧性管线钢口，3 3 】。 6 0 年代轧瑟层流冷却系统在热轧带钢生产中首先得到应用以来，由于加速冷却对予钢 的晶粒细化和组织强化的作用，便人们深刻认识到“水是最廉价的合金元素 ，并把注意 力集中在轧后加速冷却这一工艺上。轧后加速冷却除了沿袭控制轧制的特点以外，还具有 自己独到的优越性，它弥牢 了控制轧制易形成混晶缀织和各向异性的弊端。轧后加速冷却 可以增加钢材的强度，并且可用来生产具有高强度、高焊接性的厚钢板。因此，从1 9 8 0 年第一套在线加速冷却装置( 0 l a c ) 在墨本钢管福由厚板厂投入工业化运行后捧，迅速得到 了推广应用，目前所有的日本厚板轧机都已经安装了加速冷却设备口九3 引，欧洲各地也普遍 采用了轧后加速冷却这一先进技术溉3 7 1 。控制轧制之后的加速冷却是控制轧制和控制冷却 工艺的更完善的形式。它严格控制板材轧制生产过程中的每一阶段( 加热、轧制、最终冷 却) ，在不牺牲板材韧性的情况下，为提高强度提供了一个新的途径。 第1 2 页武汉科技大学硕士学位论文 我国在“六五”期间就开始了控制轧制和控制冷却工艺的基础理论研究，并且还组织 了大批科技力量，对控制轧制和控制冷却工艺进行研究汹3 9 1 。我国武汉钢铁公司、鞍山钢 铁公司、太原钢铁公司、重庆钢铁公司、上钢三厂等钢铁企业和钢铁研究总院、东北大学、 北京科技大学等相关研究院所合作，进行了1 6 m n 钢、含铌钢的控制轧制和控制冷却工艺 的研究和工业性生产，并且于“七五 期间在重庆钢铁公司2 4 5 0 m m 中板轧机上建成了我 国第一条控制轧制和控制冷却生产线。但是同日本等先进国家相比，我国在生产设备、钢 种和生产工艺方面尚存在很大的差距，体现在性能波动大，一些强度级别较高的钢种尚不 能生产。随着鞍钢4 3 0 0 m m 厚板轧机、上钢三厂4 2 0 0 3 5 0 0 姗厚板轧机的建成投产和相关 控冷设备的完善，将对我国采用先进的控制轧制和控制冷却工艺生产高性能的产品提供设 备保证。在此基础上，我们应当加强适合控制轧制和控制冷却工艺的高强度微合金钢钢种 和工艺的研制和开发工作。 1 4 3 微合金化钢的控轧控冷技术口1 控制轧制和控制冷却技术是适应高强度低合金钢的发展而产生和发展的，是现代轧钢 技术领域中的一项新工艺，是提高钢材产品综合性能的一种有效而又经济的生产方法，己 成为当代轧钢技术的一个重要发展方向h 0 1 。其要点是通过适当调整钢的化学成分，特别是 进行微合金化，控制形变制度( 包括加热温度、轧制锻造温度、形变量、形变速率和轧 锻后冷却速度等) ，达到控制相变、细化组织、提高钢材强度与韧性的目的。通过对上 述参数加以控制，旨在阻止奥氏体晶粒长大和延缓或抑制形变奥氏体再结晶，可确保轧件 强韧性的稳定提高，使其达到产品技术性能指标要求。控轧控冷将金属材料的成分、加工 工艺、组织、性能综合在一起成为一个紧密联系的整体。 1 4 3 1 控制轧制 控制轧制涉及到再结晶，再结晶又分为动态再结晶和静态再结晶。在金属形变过程中， 随着形变量增加，金属内部畸变能不断升高，当畸变能达到一定程度后，在形变后的基体 上形成新的结晶核心，随新核心的边界向外移动，晶粒长大。这一发生在形变过程中的再 结晶即为动态再结晶。动态再结晶形核长大的同时，持续进行着形变，再结晶形成的晶粒 又发生形变。热加工过程中的任何阶段都不能完全消除奥氏体的加工硬化，这就造成了组 织结构的不稳定性。热加工的间隙时间里( 如轧制道次之间) 或加工后在奥氏体区的缓冷过 程中组织结构将继续发生变化，力图消除加工硬化组织，使金属组织结构达到稳定状态。 这不是发生在热加工过程中，而是发生在热加工后的再结晶，称为静态再结晶。当温度在 1 i 0 0 以上时再结晶进行得很快，在轧制形变中已经进行了再结晶，轧制后即使急冷也能 见到再结晶的等轴奥氏体晶粒( 动态再结晶) 。再结晶过程( 动态或静态) 、再结晶后的奥氏 体晶粒度取决于轧制温度和形变量。在一定温度下，不论发生动态还是静态再结晶，都有 一个临界形变量要求。静态再结晶进行所必须的临界形变量与温度有关，温度越低，所需 的形变量要越大。临界形变量还受初期晶粒度的影响，初期晶粒越细，其所需形变量越小， 再结晶后的晶粒也越细。形变量越大，再结晶后的晶粒