（材料加工工程专业论文）微合金化高强度钢研究.pdf

武汉科技大学硕士学位论文第1 页 摘要 本文主要介绍了钢的强化机制和微合金化原理及存在的问题，并结合相关实验对传统 工艺流程的t i 微合金化钢进行了研究。本文所涉及到的研究内容主要包括三个方面： ( 1 ) 冶炼t i 、n b 、v 单一元素微合金化的钢进行锻造，然后进行拉伸、s e m 和t e m 检验，分析引起性能差异、造成性能差异的原因以及t i 替代n b 、v 的可行性。 ( 2 ) 对实际生产的t i n b 复合微合金化高强钢进行o m 、t e m 检验，结合生产工艺分 析造成相同成分的钢性能差异的原因，并通过加热回溶实验进行验证分析。 ( 3 ) 冶炼不同t i 、n b 含量的复合微合金钢，并进行实验轧制，然后进行拉伸、0 m 和s e m 检验，初步分析微合金元素含量差异对组织和性能的影响规律。 研究结果表明： ( 1 ) t i 可以经济地替代n b 和v 并达到同样的强化效果，并且在微合金元素含量较高 时，t i 可以等量替代n b 并达到近似的屈服强度。 ( 2 ) 加热温度作为微合金钢生产中的一个重要工艺参数，对钢的性能会产生很大的 影响，屈服强度差异可达到1 0 0 m p a 以上。分析表明，高的加热温度有利于提高t i 微合金 钢的屈服强度。 ( 3 ) 单纯的t i 微合金化或以t i 为主的t i n b 复合微合金化钢的屈服强度均随t i 含 量的增加而增加，其增加趋势类似于薄板坯连铸连轧，分为两个缓慢上升阶段和中间一个 快速上升阶段，但是由于传统工艺方式和薄板坯连铸连轧生产工艺热历史和轧制工艺的不 同，三个阶段的临界点有所不同。 关键词：微合金化；高强钢；组织；析出 第1 i 页武汉科技大学硕士学位论文 a b s t r a c t t h ep a p e rm a i n l yd i s c u s s e st h es t r e n g t h e n i n gm e c h a n i s m so fs t e e l ， t h e p r i n c i p i e o f m i c r o a l l o y i n ga n dt h ee x i s t i n gp r o b l e mo fm i c r o a l l o y i n g ，a n dc e r t a i ne x p e r i m e n t sw e r eu t i l i z e d f o rr e s e a r c h i n gt im i c r o a l l o y e ds t e e lp r o d u c e dw i t ht r a d i t i o n a jp r o c e s s e s t h er e s e a r c hc o n t e n t s o ft h i sp a p e rh a v et h r e ep a r t s ： ( 1 ) s t e e l sa l i o y e dw i t ho n ek i n do fm i c r o a l l o y i n ge l e m e n t s ( t i ，n bo rv ) 、e r ef o r g e d ，t h e n m a d et e n s i l e ，s e ma n dt e me x a m i n a t i o n s ，a n dt h er e s u l t s 、e r eu s e dt 0a n a l y z et h em e c h a n i c a l p r o p e 啊d i f f e r e n c e sa n dt h ec a u s ef o rt h e s ed i s t i n c t i o n s ，a n dt h ef e a s i b i l i t yo fn ba n dvb e i n g r e p l a c e db yt i ( 2 ) t h ea c t u a lp r o d u c t i o n so ft i n bc o m p o s i t em i c r o a l l o y e dh i g hs t r e n 戥hs t e e lw e r e e x a m i n e dw i t ho ma n dt e m ，a n dt h er e s u i t sa n dp r o d u c i n gp a r a m e t e r sw e f ec o m b l n e dt o a n a l y z et h er e a s o nf o rt h ed i v e r s i t yo np r 叩e r t i e so ft h et 、v os t e e l st h a th a v ea i m o s tt h es a m e c h e m i c a lc o m p o n e n t s ，a n dr e h e a t i n ge x p e r i m e n t sw e r ea d d e dt ov e r i f yt h ep r e v i o u sc o n c l u s i o n ( 3 ) s t e e l sw i t hd i 腩r e n t t a n dn bc o l p o s i t i o n sw e r ea p p l i e dw i t hs i m i l a rr o l l i n g p r o c e s s e s ，a n dt e n s i l e ，o ma n ds e mt e s t sw e r eu s e df o rs t u d y i n gt h er e l a t i o n s h j pb e c 、v e e nt h e p e r c e n t a g eo f m i c r oe l e m e n t sa n dt h em i c r os t r u c t u r ea n dm e c h a n i c a lp r o p e r t y t h er e s u l t ss h o w st h a t ： ( i ) t ic o u i dr 印l a c en ba n dve c o n o m i c a l l yt oa c h i e v et h es a m es t r e n 舀h e n i n ge f r e c t ，a n d e s p e c i a l l y 、v h i i et h ep r o p o r t i o no fm i c r o a l l o y i n ge l e m e n t sa r eh i g h ，t ic a ns u p e r s e d et h es 锄e 砌o u n to fn bt or e a c has i m i i a ry i e l ds t r e n g t h ( 2 ) a sa ni m p o r t a n tp r o c e s s i n gp a r a m e t e r ，r e h e a t i n gt e m p e r a t u r ea f 诧c t st h ep r o p e r t yo f m i c r o a l l o y e ds t e e lg r e a t iy i t st e n sd e g r a d e sd i v e r s i t yc o u l db r i n ga b o u tm o r et h a n l0 0 m p a d i f r e r e n c eo ny i e l ds t r e n 舀h t h er e s e a r c hs h o 、v sh i g hr e h e a t i n gt e m p e r a t u r ei m p r o v e st h ey i e l d s t r e n g t ho f t im i c r o a l l o y e ds t e e l ( 3 ) b o t hp u r et im i c r o a l i o y e ds t e e la n dt ib a s e dt i n bc o m p o s i t em i c r o a l l o y e ds t e e lw e r e s t r e n 舒h e n e dw i t ht h ei n c r e a s i n go ft ie l e m e n t s ，a n dt h es t r e n 醇h e n i n gt r e n ds i m i l a rt ot h e p r o d u c t sp r o d 【u c e db yc s pp r o c e s s i ti sd i v i d e dt ot w os i o wp r o g r e s s i n gs t a g ea n daf a s tr i s i n g p h a s e h o w e v e r ，d u et ot h et h e r m a lh i s t o r ya n dp f o c e s sv a r i b i l i t i e sb e t w e e nt r a d i t i o n a lp r o c e s s a n dc s p p r o c e s s ，t h ec r i t i c a lp o i n t so fe a c hs t a g ea f ed i f f e r e n t 。 k e yw o r d s ：m i c r o a l l o y ；h i g hs t r e n 戳hs t e e l ；m i c r o s t r u c t u r e ；p r e c i p i t a t i o n 武汉科技大学硕士学位论文第1 页 1 1 前言 第一章文献综述 2 0 世纪8 0 年代以来，以铌、钒和钛为主要微合金元素的微合金钢发展迅速矗1 。微合 金钢具有良好的成型性能和焊接性能，主要微合金元素n b 、v 、t i 等添加含量低但强度高， 且不需要轧后热处理，相比其他高强钢极具优势雎 4 1 。虽然通过提升钢中其他合金元素c 、 m n 等提升固溶强化量以提升性能，但这些合金元素都会提升钢的碳当量，不利于焊接晦1 。 而微合金钢在焊接时，焊接区域中的微合金析出物可以阻碍晶粒长大以细化焊接热影响区 晶粒，削弱焊接过程对接口处金属性能降低的作用1 。又或者通过中温转变获得贝氏体组 织虽然也可以提升钢铁强度，但是这种钢的成分中要么需要添加大量的贵重合金元素如 m o 、c r 等，要么转变时间很长，这些苛刻的条件对生产来说都是不利的。通过调质处理 虽然同样可以得到较好的强度性能，但额外的能源消耗不符合当前节能减排的要求。 过去，微合金化通常为n b 微合金化、v 微合金化、n b v 微合金化或n b v t i 微合金 化。随着n b 、v 合金的价格不断上涨，为了降低生产成本，提高企业经济效益，国内各钢 铁公司开始重视以t i 微合金化为主的微合金钢的研究开发，尤其是低合金高强度板带材 的开发。但是，目前t i 微合金钢的生产还存在两个主要问题，一是性能稳定性差，常常 造成产品的改判；二是高t i 微合金添加的钢种的针对传统生产工艺的最优添加量及生产 工艺仍不是很明确，需要进一步研究以优化生产工艺和合金添加量，通过充分发挥微合金 元素t i 的析出强化作用，提高强度，降低生产成本。 1 2 钢的强化机制 金属的主要强化机制包括固溶强化、位错强化、析出强化、细晶强化和相变强化，金 属的强度可以用下式来表达h 1 舶： 盯= c r o + + + + 其中，为和金属晶格有关的基体强度；为固溶强化量；为位错强化量；为细 晶强化量；为析出强化量；相变强化可以归结到其他几种强化方式之中。 金属材料的屈服强度反映的是其抵抗塑性变形的能力，但从本质上来说，可以定义为 “大量位错一起开始运动的应力”。因此，提高屈服强度的方法就是要使位错难以运动的 方法。根据该原理和四种强化方式的特点，又可以归纳出两种阻碍位错运动的方式，即钉 扎强化和位错堆积强化。 钉扎强化，即通过一些列点缺陷、线缺陷等来阻碍位错运动，“钉住”位错，如图1 1 所示。固溶强化、位错强化和析出强化均属于该种强化方式。其强化增量可以用式( 1 2 ) 第2 页武汉科技大学硕士学位论文 表不： 盯= 4 卢g 6 s f n 臼a( 1 2 ) 式中，g 和6 分别为剪切模量和柏氏适量，对于b c c 铁，萨6 4 m p a ，萨0 2 5 n m ( 铁原子 直径) ；卢是位错线张力系数( 0 5 1 ) ，对铁而言一般为0 8 ；a 为钉扎间隔；日为位错从 障碍物向外偏转的角度，表示位错和障碍物作用的大小。 位错堆积强化，即p i l e u p 强化，通过较大的面缺陷把位错的运动遮蔽，使其滞积， 如图1 2 所示。细晶强化、相变强化和比较大的析出物都会表现为该种强化方式，由于位 错难以越过晶界和相界面等，从而在界面处堆积。其强化增量可以用式( 1 3 ) 表示： 盯= 2 ( g 6 t + ( 恐d ) ) 1 2( 1 3 ) 式中，七是取决于位错性质的常数( 1 ) ，t + 是从晶界开始与位错释放相关的临界晶 界强度，a ，是晶粒直径( 一般甩公称直径评价) 。 1 2 1 固溶强化 图1 1 钉扎强化图1 2p i l e - u p 强化 固溶强化源于溶质原子周围的应力场与位错的弹性应力场之间的相互作用，越能使晶 格扩张的原子其固溶强化能力越大。固溶原子分间隙固溶原子和置换固溶原子，一般来说， 间隙固溶原子引起的晶格畸变要大于置换型原子，因而其导致的晶格便也越大。溶质原子 在溶剂晶格中引起的畸变增大了了位错运动的剪切应力，相当于是增大了摩擦力。 考虑溶质原子应力场是由溶质与溶剂原子大小差异引起的，则溶质原子对位错运动的 阻力可用式( 1 4 ) n 朝表示为： 厂= 2 5 g 6 4 3 c ( 1 4 ) 式中，g 切边模量；6 为柏氏适量；为溶质原子错配度，= ( 功一) ；功为溶质 原子半径；砀为溶剂原子半径；c 为溶质原子浓度。 虽然间隙固溶元素( 如c 、n 等) 的强化能力很大，但是由于其固溶量一般都很小， 因此仅仅依靠固溶强化所能取得的强化效果十分有限。而且间隙固溶元素一般扩散能力很 强也很容易和其他原子结合而析出。如碳元素，可以在一定较低温度下与铁结合形成铁碳 化合物，也可以与n b 、v 、t i 形成析出物，降低基体中固溶的溶质原子浓度。 武汉科技大学硕士学位论文第3 页 1 2 2 位错强化 位错强化源于位错间的交互作用，其强化机理可以认为是不同滑移面上的位错网对位 错的钉扎效应。由式( 1 ) 可知，位错强化量与位错间隔成反比，即与位错密度的平方根 成正比。其强化增量可用式( 4 ) 口1 3 1 6 3 表示： 盯= 口m 扫 ( 1 。s ) 式中，口是为常数，m 是平均泰勒参数，一般来说，口= 0 3 ，m 3 ，g 6 4 g p a ， 6 = 0 2 5 n m n 1 5 1 7 1 ；p 为平均位错密度p 。 冷加工可导入到铁中的最大位错密度为1 0 “m ，最大理论位错强化量理论上可以达 到1 2 0 0 m p a 。但对于热轧钢铁产品，位错密度相对较低，一般在1 0 1 4 m z 左右7 1 5 3 ，其增 加的强化量大约为12 0 m p a 。但由于位错分布往往不均匀，其强化量也有一定差别。 1 2 3 析出强化 析出强化，即沉淀强化，其强化作用源于沉淀析出并弥散分布在基体中的微细的第二 相粒子阻碍位错运动而产生强化。位错运动时遇到第二相析出粒子时有两种前行方式：绕 过和切过。位错运动以哪种机制进行取决于第二项颗粒的大小。当第二项颗粒很小时，会 与基体保持较好的共格关系，此时该颗粒被称为可变形颗粒，即位错可以以切过机制在第 二相颗粒中运动以继续前行。而当第二相颗粒大于某一临界尺寸时，共格关系便遭到影响， 当共格关系完全破坏时，第二相颗粒就成为了不可变形颗粒，位错遇到该颗粒时便以 0 r o w a n 机制绕过第二相颗粒并且留下环绕颗粒的位错环。两种越过机制随第二相粒子尺 寸的转变示意图如图1 3 所示。 图1 3 位错越过第二相粒子的机制 当位错以切过和绕过机制通过第二相粒子时，强度增量和第二相粒子的体积分数，和 粒子尺寸口r 之间分别存在式( 1 6 ) 和式( 1 7 ) 所表达的关系玎，1 4 1 5 1 8 3 。 盯o c 厂1 2 d 1 2 盯o c 厂l 2 d 一1 l nd ( 1 6 ) ( 1 7 ) 第4 页武汉科技大学硕士学位论文 由式( 1 6 ) 可以看出，位错以切过机制通过第二相粒子时，强化增量随粒子体积分 数和尺寸的增大而增大。由式( 1 7 ) 可以看出，位错以0 r o w a n 机制绕过第二相粒子时强 化增量随第二相粒子体积分数增加而增加，随第二相粒子尺寸减小而增加，而且第二相粒 子尺寸的减小对其影响较大。 由于位错总是倾向于在较小的外加应力作用下越过第二相粒子障碍，因此比较式( 1 6 ) 和( 1 7 ) 的特点，第二相粒子尺寸是影响其越过机制的重要因素，即在一定的临界尺寸 如时，位错越过机制发生转变。第二相粒子临界尺寸如可由式( 1 8 ) n 4 1 计算得出。 j 一，2 j 煞= o 2 0 9 兰( 1 8 ) 礼矧 k y 式中，y 为第二相与基体的界面能，对刃型位错为1 1 ，对螺型位错为l ，对混合 ，- 、一1 型位错为2 ( 1 + 圭)，1 ，为泊松比。 上一v ， 实验和生产的钢铁材料中的大多数第二相粒子尺寸一般均大于甚至远远大于临界尺 寸，从而位错越过机制为o r o w a n 绕过机制。因此考虑到0 r o w a n 绕过机制的特点粒子 尺寸的减小带来的强化效果要显著于增加第二相的析出体积分数所产生的强化增量 对于细化粒子尺寸的研究更有利于提高钢铁强度的发展n 钔。 此外，第二相粒子的析出会和固溶强化产生一定的冲突。在固溶强化理论中，强化量 是随着溶质原子浓度线性提高的，但是第二相粒子的析出会导致固溶在基体中的溶质原子 结合其他合金或基体原子析出，从而降低基体中所固溶的溶质原子含量，即降低固溶强化 效果。因此在考虑合金元素的固溶强化量的时候最好能够较准确的分析基体中固溶原子浓 度，而不是仅仅考虑合金成分含量。 1 2 4 细晶强化 细晶强化的原理走降低位错塞积而引起的应力集中从而阻碍塑性变形发生。应力集中 是由位错的塞积而引起，而位错的塞积数目与晶粒尺寸和外加应力成正比。位错塞积数量 与晶粒尺寸和应力的关系如式( 1 9 ) 口3 1 所示： n = 雩掣 ( 1 9 ) 2 瑾a 、。 式中，口为近似等于2 的常数；a 为与位错型式有关的常数，对于刃型位错，a = 磊等面， 对于螺型位错，a = 罢，其中g 为晶体切边模量，6 为柏氏矢量的绝对值，u 为泊松比；d 为 晶粒尺寸；t 为外加应力在滑移面上沿滑移方向的分量；为位错运动所需克服的其他阻 力。 为了使晶粒发生塑性变形，需要在晶界处集中一定的应力，即要达到一定数量的位错 塞积。由上式可知，当外加应力一定的情况下，晶粒越大，塞积的位错数目越多，造成的 武汉科技大学硕士学位论文第5 页 应力集中相应越大，过大的应力集中即可造成塑性变形甚至开裂；反之，细小的晶粒塞积 的位错数目较小，造成的应力集中也相对较小，因而为了使金属发生塑性变形，需要更大 的外加应力以产生足够的应力集中使塑性变形在晶粒内部进一步扩展。 细晶强化增量可以用h a l 卜p e t c h 关系公式表达n 3 1 4 1 引，即 仃= 忌d 一1 2 ( 1 1 0 ) 式中，七为比例系数，表示晶粒大小对强度的影响程度，为常数；d 为有效晶粒尺寸。 由式8 可以看出，随着晶粒尺寸的减小，金属强度逐渐提高，并且与d - 1 2 呈正比。但实 际发现，细晶强化并非严格符合该式所表达的线性关系。如图( 1 4 ) 所示，当晶粒直径 处于纳米级别时，随晶粒尺寸的减小，强度反而有所下降，这并非是h a l l p e t c h 公式有 误，而是，当晶粒处于纳米级别时，金属塑性变形机制有所改变，并非我们所熟知的位错 滑移理论所致。但是由目前已确认的结果来看，至少在晶粒尺寸大于0 2um 时， h a u p e t c h 关系仍然是成立的。 t 寸 臻 篆 善 c ( g f 巷弧s i z e ) 1 捏。 图1 4 晶粒尺寸对强度的影响 此外，晶粒尺寸d 并非指所有晶粒或相的平均尺寸。例如在铁素体和铁素体一珠光体 钢中，指的是铁素体晶粒的尺寸；贝氏体和马氏体钢中指的是铁素体板条的尺寸；在高碳 钢中指的是奥氏体的尺寸。 微合金钢一般都需要通过控制轧制的方式进行生产，以充分发挥细晶强化和析出强化 的作用。在细化晶粒尺寸方面主要通过这几个方面：( 1 ) 控制加热温度以抑制母相奥氏体 晶粒长大；( 2 ) 控制再结晶区轧制，细化奥氏体晶粒，以提供细小的基体组织；( 3 ) 控制 未再结晶区轧制，获得具有大量变形带的奥氏体晶粒，以利于铁素体相变时的形核。 1 2 5 相变强化 相变强化并没有包含在金属强化公式之中，并非是相变对金属强化不产生影响，而是 相变对金属强度的影响包含在上述四种强化理论之中。例如提高轧后冷却速度的到细小的 铁素体可以用细晶强化来解释；得到珠光体、贝氏体同样也可以用细化晶粒来解释，因为 该种组织中包含有细小的铁素体片层结构，片层结构的相界面同样起到阻碍位错运动，使 第6 页武汉科技大学硕士学位论文 位错堆积的作用；得到马氏体则可以用固溶强化、位错强化和细晶强化来解释，该种组织 中包含有过饱和的固溶体，同时含有高密度的位错结构，以及含有大量界面的片层结构。 当考虑总的强化量时既可以把相变强化单独作为一项加入到总的强化量之中，也可以综合 结合其他几种强化机制综合考虑，具体的计算方式需要结合实际情况进行分析来选择。 1 3 钛微合金化钢的强化理论 1 3 1 微合金钢定义 微合金钢是在普通低碳钢或者普通高强度低合金钢化学成分的基础上添加了微量合 金元素( 一般为强碳氮化物形成元素且所添加的量比传统意义的合金元素的含量小1 2 个数量级) 而使一种或多种实用性能产生明显有利变化的工程结构用钢n 9 l 。 1 3 2 微合金钢强化机理 为了提高钢铁性能，一般常用的微合金元素为铌、钒和钛。微合金钢主要通过细晶强 化和析出强化的机制来强化金属n 0 1 2 19 1 。其主要的方式为通过第二相粒子的析出行为来抑 制再结晶和晶粒长大行为，同时以弥散析出的粒子的阻碍位错滑移来强化金属。因此微合 金元素最根本的强化基础为在钢铁基体中以第二相粒子的形式析出。前文中关于析出强化 和细晶强化理论已有详细的讲解这里不再重复。 1 3 3 铌、钒、钛微合金元素在钢中与碳、氮元素的溶度积 微合金元素铌、钒、钛与碳和氮的溶度积不同，因而表现出不同的微合金强化特点。 铌、钒、钛在钢中与碳和氮的在奥氏体和铁素体中平衡固溶积公式分别如下n 引： l g ( 【t i 】 c 】) y = 2 7 s 一7 0 0 0 ( t + 2 7 3 ) l g ( 【，i l i 】 c d 。= 4 4 9 卵s _ 丌+ 2 7 3 ) l g ( 【n b 儿c 】) y = 2 9 6 7 5 1 0 ( t + 2 7 3 ) l g ( n b 】 c ) = s 4 3 1 0 9 6 0 ( t + 2 7 3 ) l g ( v 】【c 】) y = 6 7 2 9 5 0 0 ( t + 2 7 3 ) l g ( 【v c 】o 8 7 5 ) 。= 5 6 5 9 3 4 0 ( - i + 2 7 3 ) l g ( t i 】 n 】) y = 5 1 9 1 5 4 9 0 ( t + 2 7 3 ) l g ( t i 儿n ) 。= 5 s 6 1 7 2 0 5 ( t + 2 7 3 ) l g ( 【n b 】【n 】) y = 2 8 0 7 5 0 0 ( t + 2 7 3 ) l g ( n b 】 n 】) 。= 4 9 6 1 2 2 3 0 ( t + 2 7 3 ) l g ( 、r n 】) y = 3 6 3 8 7 0 0 ( t + 2 7 3 ) l g ( 、厂 n ) a = 2 4 5 7 8 3 0 ( t + 2 7 3 ) 由固溶积公式计算并绘制出的温度以及n 和c 对n b 、v 和t i 平衡条件下固溶度的影 武汉科技大学硕士学位论文第7 页 晌如图1 5 和图1 - 6 所示。由图1 5 ( a ) 可以看出，t i n 的固溶度比n b 和v 都要低很多， 因此生产冶炼的钢中n 的含量会很大程度上影响钢中可固溶的t i 的含量，从而对后续的 t i c 的析出产生影响；图1 5 ( b ) 为一般冶炼条件下的n 含量数值下( 含n o 0 0 7 w t ) 温 度对微合金元素的影响。由图可以看出，即使在1 3 0 0 以上的高温仍几乎不溶，因此在 传统轧制流程的加热过程中，t i n 仍以析出物形式存在，并可以起到钉扎奥氏体晶界而阻 碍奥氏体晶粒长大的作用。而n b n 和和v n 在1 2 0 0 以上固溶量可以达到0 0 8 5 w t 以上， 在1 1 5 0 时固溶量大概在0 0 5 5 左右，考虑一般常用钢中的n b 和v 的添加量并不会太高， 因此可以认为在该温度条件下n b n 和v n 基本上全部固溶。当然，降低加热温度可以保持 一定量的未溶n b n 和v n 以抑制加热过程中奥氏体晶粒的长大，但是加热温度过低同时会影 响钢中n b c 和v c 的溶解，对于后续的析出强化过程不利。所以在利用微合金元素的氮化 物颗粒以抑制奥氏体晶粒长大方面，t i 比n b 和v 更具有优势。但是这并不是说为了得到 更多的t i n 以阻止加热过程中奥氏体晶粒的长大，n 的含量越高越好，n 含量增多会使t i n 的高温析出物增多，但是同样会使t i n 的颗粒增大，这对于抑制奥氏体晶粒长大不利。 z e n e r 由晶粒长大的驱动力和第二项粒子对晶粒长大的钉扎作用的平衡关系得到了反映 第二相粒子阻止高温奥氏体长大的关系式u 4 1 ： 仇= a 手 ( 1 1 1 ) 式中，阢为临界晶粒尺寸；a 为比例系数；d 为第二相颗粒尺寸；厂为第二相颗粒析出 体积分数。 由上式可以看出，t i n 颗粒析出体积分数增加并伴随着其尺寸增大的同时，对阻碍加 热过程中奥氏体晶粒长大并不会有很好的效果。此外t i n 析出物的增多会减少后续的t i c 析出可利用的t i 含量，对后续析出过程不利。 图1 6 为关于c 对n b 、v 和t i 的平衡条件下固溶的影响。由图1 6 ( a ) 可以看出， 在樊黄律牢，n b _ _ 的碳化物在钢中的固溶度最低，t i 其次，v 最大；在铁素体中，n b 、v 和t i 基本上都是以析出形式存在，几乎没有固溶。由此可以了解，v 的析出强化作用最 强，n b 可以发挥最优秀的细晶强化作用，而t i 既具有较好的细晶强化作用，也有很好的 析出强化作用。图1 6 ( b ) 为c 含量为0 0 6 w t 时，温度对n b 、v 和t i 的平衡固溶度的 影响。在1 2 0 0 时，n b 的平衡固溶量达到0 1 2 ，在1 1 5 0 时仍有0 0 8 ，固溶度很高。 因此可以认为在生产的加热过程中n b c 不会有明显的阻碍奥氏体晶粒长大的作用。而t i 和v 的固溶度更高，更不可能以碳化物形式阻碍奥氏体晶粒长大。 此外，图1 5 和图1 6 表现出一个共同的特点，在平衡条件下，铌、钒和钛最终均基 本可以全部析出。 第8 页武汉科技大学硕士学位论文 图1 5 温度以及n 含量对、v 和t i 在钢中平衡条件下固溶度的影响 ( ( a ) 温度对n b 、v 和t i 的平衡条件下固溶积的影响：( b ) n 含量为o 0 0 7 w t 时，温度对n b 、v 和 t i 平衡条件下固溶量的影响) 图1 6 温度以及c 含量对n b 、v 和t i 在钢中平衡条件下固溶度的影响 ( ( a ) 温度对n b 、v 和t i 的平衡条件下固溶积的影响；( b ) 假定c 含量为o 0 6 w t ，温度对n b 、v 和 t i 平衡条件下固溶量的影响) 1 3 4 钛微合金化的析出物 钛在钢中与合金元素氧、氮、硫、碳的亲和力大小依次递减，并依次生成t i 2 0 3 或 t i 0 2 、t i n 、t i 。c 。s ：、t i ( c n ) 和t i c 口1 9 2 1 3 。钛的氧化物一般在冶炼过程中形成，颗粒较大， 在钢中以夹杂物形式存在。而钛的氮、碳和硫化物的颗粒相对较小，可以起到细化晶粒和 析出强化的作用。而且由于t i 对s 的亲和性比m n 高，在钢中形成t i 的硫化物，产生固 硫的作用。t i 的硫化物呈球形，为刚性颗粒，降低析出或夹杂的危害，而m n s 呈为可变 形夹杂，在变形过程中会在变形方向上严重拉长，不利材料性能。表1 1 为钛的各种析出 物的大致的开始析出温度。 表1 1t i 的各种析出相的析出温度 t i n 在液相中即可析出，液析的t i n 颗粒尺寸一般较大，达到微米级，已成为钢中的 武汉科技大学硕士学位论文第9 页 夹杂。当控制连铸过程中钢液的过热度在较低的范围( 液相线以上1 0 1 5 ) 时，可 以得到较多的细小弥散的t i n 颗粒，这种细小颗粒可以作为钢液的形核核心并细化铸态晶 粒组织。同时加快冷却速率有利于细化晶粒并防止t i n 过度长大，以降低t i n 颗粒的不利 影响。 在铸坯凝固的初始过程中析出的t i n 颗粒比之液析颗粒相对较小，该种颗粒有较好的 抑制奥氏体晶粒长大的能力。此外在热轧前的加热保温过程中，由于t i n 基本不溶解，仍 可起到很好的抑制奥氏体晶粒长大的作用。这对于细晶强化是有利的。 t i ( c n ) 和t i 。c ：s ：析出温度相对较低，主要在热轧过程中析出，抑制奥氏体再结晶和 奥氏体再结晶晶粒的长大，有明显的细晶强化作用。同时在相对温度较低，变形较剧烈的 精轧段诱导析出的尺寸为几十个纳米的析出物也具有一定的析出强化效果。 t i c 可以在变形过程中诱导析出，也会在轧后冷却的过程中析出，在变形过程中析出 的t i c 颗粒作用同t i ( c n ) 和t i ；c ：s 。类似，在层冷及冷后卷取过程中析出的t i c 颗粒细小 弥散，具有很强的析出强化效果，这也是t i 微合金元素析出强化最主要的部分。 由于t i 发挥析出强化的组主要部分是细小的t i c ，因此会导致形成大颗粒析出物的n 和s 对t i 的析出强化是不利的，影响了钢中有效t i 的含量。当除氧较彻底，氧含量极低 的情况下，有效钛含量如式( 1 1 2 ) n 9 2 幻所示： t “有效) = t i ( 全部) 一3 4 n 一3 s 眦 ( 1 1 2 ) 由上式可知，n 和s 的含量越低，有效t i 含量越高。同时亦反映出，当t i 含量超过 3 4 n + 3 s 眦时，t i 的析出强化作用才表现出来。因此对于t i 微合金化钢，冶炼过程 中对成分的严格控制显得非常重要，成分的波动会影响组中性能的波动。 1 3 5t i 微合金钢轧制工艺对钢的组织和析出的影响 传统流程的钢铁生产工艺主要琶括再加热、粗轧、精轧、层流冷却和卷取，这些阶段 中的生产工艺参数如加热温度、保温时间、轧制温度、轧制压下分配、终轧温度、冷却速 率和卷取温度等都会对钢铁产品的最终性能有很大的影响。 加热温度和保温时间： 再加热过程可以让微合金元素溶解，并在后续过程中析出，起到细晶强化和析出强化 的作用乜2 25 | 。影响再加热过程中微合金碳化物溶解的的因素为加热温度和加热时间。加热 温度足够高，时间足够长才能保证碳化物全部溶解，但是过高的温度和过长的保温时间可 能会因0 s t w a l d 熟化作用而使不溶第二相粒子长大并使奥氏体解钉，导致奥氏体晶粒异常 长大，对细晶强化作用不利；而加热温度过低或保温时间不足会使碳化物溶解不充分，残 余的未溶解的碳化物会成为后续析出过程中的核心，使析出物颗粒粗大，不利于析出强化 作用。而对于不同合金元素含量的钢，实际生产中最佳的加热温度和保温时间会有所不同， 需要根据实际情况进行选择。 第1 0 页武汉科技大学硕士学位论文 压f ： 变形会诱导t i ( c ，n ) 的析出n 4 j9 2 7 2 8 1 。变形量越大，析出的质点密度越大，析出开始时 间显著缩短，析出质点尺寸明显减小；变形速率越大，瞬时蓄积的能量增大，内部势能不 平衡程度提高，析出物形核部位增多，析出颗粒临界尺寸变小。变形过程中大量细小粒子 的析出有利于细化晶粒，得到较好的细晶强化效果。 终轧温度： 终轧温度对钢的最终性能的影响有相反的两个方面n 3 j9 2 叭。当降低终轧温度时： 有利影响：降低终轧温度可以细化相变前奥氏体晶粒尺寸，从而使最终铁素体晶粒得 以细化，这对于细晶强化方面是有利的，同时细化的晶粒可以提升钢的韧性，降低韧脆转 变温度。 不利影响：较低的温度，t i 和c 的固溶积也比较低，同时由于应变诱导的作用，会 诱发更多的碳氮化物析出，虽然这种析出物有很好的细晶强化作用和一定的析出强化作用， 但是和两相区及铁素体区析出的析出物颗粒相比，仍显得比较粗大，对于析出强化不利。 而且变形时的大颗粒析出物的怎多会使固溶在基体中的微合金元素减少，对后续低温析出 不利。 因此，在考虑终轧温度时既要分析细晶强化的作用，也要探明对析出强化的影响，综 合两者的结果找出对综合性能最好的结果。 卷取温度： 由于钛的碳化物的析出过程是钛的扩散的结果，而温度越低扩散速率越慢，因此低的 卷取温度可以抑制析出物颗粒的长大，另外温度越低，析出物析出临界尺寸也越小，最终 保证较低温度下获得具有很强的析出强化效果的第二相析出粒子。但同时由于钛的析出是 长程扩散的过程，温度越低扩散越慢，需要的析出时间越长，如果卷取温度过低亦会抑制 钛的碳化物的析出速率，而实际生产中不可能使使析出时间无限增长，因而最终会使析出 体积分数减小，这对析出强化又是不利的。张秀芳等人的研究表明，含t i 钢的卷取温度 越高，强度越低，卷取温度偏低，强度也下降。含t i 钢的卷取温度有一个强度最高值， 原因是卷取温度可以看作是铁素体体中t i c 的析出温度，而沉淀温度是控制沉淀析出粒子 尺寸和析出数量的重要原因之一0 3 1 j 。 冷却速率： 对于铁素体钢，冷却速率对最终性能的影响主要反映在对铁素体晶粒尺寸和层冷段析 出的影响上。冷却速率影响奥氏体的分解温度，冷速越快，奥氏体分解温度越低，得到的 铁素体组织越细小；同时由于冷速增快，t i 扩散变慢，析出临界尺寸变小，临界析出尺 寸降低，在层冷段得到的析出物尺寸细化。因此冷却速率的降低，细晶强化和析出强化都 可以得到提升口0 3 引。 武汉科技大学硕士学位论文第1 1 页 1 3 6t i 微合金化钢强化中存在的问题 由于t i 和n b 、v 相比，价格相对低廉，同时兼有细晶强化和析出强化的强化效果， 利用t i 取代或替代部分n b 、v 进行钢铁强化具有极大的经济效益。但是t i 的强化也存在 一些列问题3 ，2 别。 首先，t i 和钢中的其他合金元素0 、n 、s 等的亲和性很强，冶炼时这些化学成分的波 动会直接影响有效t i 的含量，从而导致最终性能产生波动。 其次，t i 的析出对生产过程中的工艺条件很敏感，即使同一炉钢，同一批坯料，由于 轧制生产过程中加热工艺、压下工艺、冷却工艺等的不同都会导致对钛的析出产生很大的 影响，从而造成甚至上百兆帕的性能波动。 第三，含钛钢在浇铸过程中，钛的氧化物易与铝的氧化物形成夹杂，产生水口结瘤。 第四，为了保证含钛钢的性能，常常添加n b 或v 进行复合微合金化，但是n b 或v 的 添加量为多少时可以达到最好的效果并不明确。添加多了则浪费了甚至对性能有害，如韧 性；添加少了则达不到效果。 第五，在进行t i 的微合金化时，t i 的最优添加量并不明确。有研究表明，t i 含量达 到0 1 以上时，再增加t i 的含量则对强度的提升并不明显，但这只是针对短流程生产的 含t i 微合金钢的性能结果。对于传统流程来说，由于热历史和轧制工艺等有所不同，必 然会导致最终性能结果不同，这时t i 的最大有效添加量也会相应的产生变化，需要进一 步弄清楚。 此外，当t i 、n b 进行复合微合金化时会存在其他问题。由于t i ( c ，n ) 的析出温度 较高，t i 和进行复合微合金化时，t i 、n b 易在高温复合析出( t i ，n b ) ( c ，n ) 或者 在加热过程中保留一部分( t i ，n b ) ( c ，n ) 未溶颗粒，并且( t i ，n b ) 易在高温未溶颗粒 上生长，这几方面都会导致n b 在奥氏体中固溶量的下降乜7 3 毛3 朝。固溶n b 的奥氏体动态再 结晶抑制作用远大于固溶t i ，n b 的高温析出减少了固溶n b 的含量，因此也就使奥氏体动 态再结晶变得容易。t i 、n b 含量的不同，以及轧制控制的不1 可都会影响动态再结晶临 界条件，这种波动对于晶粒控制是不利的。h ek e j i a n 的研究表明，微量的t i ( o 0 1 ) 添加到n b 微合金化钢中即可对其析出和性能产生一定的影响汹1 ，尤其在低温终轧时，改 善其韧性和铁素体晶粒均匀性。此外t i r n a n i cs l o b o d a n 等人的研究表明，微量的t i 添 加到含n b 钢中，会增加析出但是会降低n b 的细晶强化的能力，并且随终轧温度的提升愈 加明3 。 1 4 本文研究目的 本文研究目的是为了弄清在传统流程下t i 的添加量，轧制生产工艺等对含t i 钢的组 织性能和析出等的影响，为实际传统流程生产含t i 微合金钢作指导。由于项目研究方面 涉及较广，包括合金元素含量、加热工艺、轧制变形工艺、温度制度、冷却制度等对含 t i 钢的组织、析出和性能的影响，所以本文只涉及到已进行了研究的部分研究结果。 第1 2 页武汉科技大学硕士学位论文 1 5 本文研究内容 本文研究内容包含三个模块：t i 微合金化螺纹钢开发的研究模块、实际生产的t i 、 n b 复合微合金话高强钢的性能分析研究模块和不同t i 、n b 成分组合的钢的性能分析研究 模块。 第一个模块t i 微合金化螺纹钢开发研究模块主要研究了t i 替代n b 、v 微合金元素的 性能及经济上的可能性，及替代后性能方面的变化和影响。 第二个模块分析实际生产的t i 、n b 复合微合金化高强钢的性能主要针对实际生产中 出现了问题的同一成分的两组钢的性能进行了对比分析研究，从组织和析出方面分析造成 性能差异的因素。 第三个模块实验轧制分析不同t i 、n b 成分组合的微合金钢主要研究了工艺条件相同 或基本类似的条件下，t i 、n b 合金元素含量不同所造成的最终组织和性能的差异，以及 从析出方面进行一些理论上的分析。 1 6 课题来源 汽车大梁用钢是载重汽车、客车、越野车等车型的主要承重部件，主要用于制造汽车 纵梁、横梁、保险杠等结构件。随着国内载重汽车和豪华客车工业的快速发展，各汽车生 产厂家对车架的服役要求更加苛刻，不仅要求汽车大梁用钢具有更高的强度，而且还需要 良好的塑性和韧性以及优良的冷弯性能。在不增加汽车自重的条件下提高汽车的承载能力， 从而降低汽车的制造和运输成本。由于减轻车重、降低油耗、减少环境污染和提高安全性 一直是现代汽车性能研究的重要课题，再加之我国超载现象普遍，所以也极大的促进了高 强度汽车用钢的开发与应用技术进步。 因此，随着汽车工业的发展，为提高汽车的承载能力，延长汽车使用寿命和节能、节 材以及安全行驶等要求，用低合金高强度和超高强度钢板生产汽车大梁，已成为发展趋势。 武钢热轧厂曾成功开发汽车大梁板t 5 2 l ，之后开发了含铌w l 5 1 0 大梁板，并形成系列 化产品。为适应市场需求及加快产品更新换代，武钢于2 0 0 9 年底，在2 2 5 0 热连轧机组成 功开发出抗拉强度7 0 0 m p a 级汽车大梁钢，并在江淮、东风等汽车厂家等部分车型推广试 用。 微合金钢是一类重要的钢材系列，在普通低碳钢或者普通高强度低合金钢化学成分的 基础上添加了微合金元素，通过析出强化、阻止高温下奥氏体晶粒再结晶和晶粒长大等作 用，可以改善钢材的机械性能。过去，微合金化元素通常为n b 微合金化、v 微合金化、 n b v 或n b v t i 复合微合金化。随着n b 、v 合金的价格不断上涨，为了降低生产成本， 提高企业经济效益，国内各钢铁公司开始重视以t i 微合金化为主的微合金钢的研究开发。 在此背景下，武钢二热轧也成功地开发出以t i 为主要微合金元素的高强度钢种，取 得了较大的经济效益。已经生产的7 0 0 m p a 级别汽车大梁钢w l 7 0 0 就是其中的一个典型代 表。该钢种采用了高t i 辅助添加微量n b ，取消了v 、c r 、m o 、b 等合金的加入，主要是 武汉科技大学硕士学位论文第1 3 页 利用晶粒细化和t i c 的析出强化来保证钢的强度。 但是，目前含t i 微合金钢的生产还存在两个主要问题，一是性能稳定性较差，不同 钢卷性能波动较大及同卷性能差大