（材料加工工程专业论文）14mnnbq钢强韧化机理研究.pdf

重庆大学硕士学位论文 摘要 1 4 n b q 钢强韧化机理研菇扣4 0 17 v 摘要 本文通过对桥梁用1 4 m n n b q 钢板进行模拟轧制试验，利用光学 显微镜、透射电子显微镜、扫描电镜、电化学萃取相分析及金相分析 等检测分析技术和手段，分析了n b 及其碳氮化物在控制轧制和控制 冷却各阶段的作用及其对钢材微观组织和性能的影响，并进行了较全 面的强韧化试验，证明该钢具有较好的强韧化综合性能，达到了大型 桥梁用钢的技术条件要求。 关键词：1 4 m n n b q 钢 铌碳氮化铌 强度韧性 晶粒细化沉淀强化 重庆大学硕士学位论文 摘要 r e s e a r c ho nm e c h a n i s mo f s t r e n g t h a n d t o u g h n e s s i n1 4 m n n b qs t e e l a b s t r a c t s i nt h i sp a p e r ，t h er o l eo f m i c r o a l l o y e de l e m e n tn ba n dn b ( c n ) i n t h e p r o c e s s o fd e f o r m a t i o na n dt h e i re f f e c t s0 1 1m i c r o s t r u c t u r e sa n dm e c h a n i c a l p r o p e r t i e so f1 4 m n n b qs t e e l w a da n a l y s e s b ym e a n so fo p t i c a lm i c r o s c o p e ， t e m ，s e m ，e l e c t r i c a lc h e m i c a lp h a s ee x t r a c t i o na n a l y s i sa n dm i c r o g r a p h y a n a l y s i s s i m u l a t e dc o n t r o l l e dr o l l i n ga n dc o o l i n g w a st a k e n k i n d so fm e c h a n i c a l p e r f o r m a n c et e s tw e r ed o n et op r o v et h a ts t r e n g t ha n dt o u g h n e s so f1 4 m n n b q s t e e lw a s h i 曲i tf u l f i l l e dt e c h n i c a lr e q u i r e m e n t so f h e a v yb r i d g es t e e l s k e yw o r d s ：1 4 m n n b q s t e e ln i o b i u mn b ( c n ) s t r e n g t h t o u g h n e s sf i n e g r a i ns t r e n g t h e n i n g p r e c i p i t a t e - h a r d e n i n g 重庆大学硕士学位论文第1 章前言 第1 章前言 1 1 课题的来源、任务、目的与意义 1 4 m n n b q 钢强韧化机理研究为重庆大学与武汉钢铁( 集团) 公司联 合研制开发的具有重大应用价值的科研课题。 微合金钢在近三十年来，得到迅猛发展，这与它具有的重要应用价值 分不开。微合金钢由于塑性好、强度高，韧性及焊接性能优良，大量用于 桥梁建造中，它不仅能保证桥梁的使用安全，同时延长桥梁跨度，节约钢 材，减轻桥重，并可提高桥梁的承载能力。随着大型结构桥梁向全焊接结 构和高参数方向发展，对桥梁结构的安全可靠性要求越来越严格，这不仅 对设计者提出了更高的要求而且对钢板的强韧化( 包括焊接性能) 也提 出了更高标准。 1 6 m n q 钢是我国铁路钢桥普遍使用的桥梁钢种，但由于其低温冲击韧 性低，强度余量不足，而且板厚效应敏感，使铁路栓焊桥至今只用到3 2 r a m 厚钢板，强烈制约着大跨度栓焊桥的发展。因此，国内急需具有优良的强 韧性匹配及焊接性能好的桥梁用钢。 新型的微合金化桥梁用钢1 4 m n n b q 钢。就是为满足国内制造大跨度 桥梁用钢的需要而研制的。1 4 m n n b q 钢是在1 6 m n q 钢的基础上进行微合 金化，并对其化学成分和生产工艺进行优化而生产的新钢种，具有较高的 强度及优良的低温韧性和焊接性能，并具有低的时效敏感性。1 4 m n n b q 钢的主要力学性能指标为：os 一 3 9 0 m p a ，- 4 0 c a h 一4 0 j ( 纵向) ，55 2 0 。钢板的各项性能指标均优于1 6 m n q 钢。它的研制成功对今后发展 新结构、大跨度栓焊钢桥起着重要的作用。 1 4 m n n b q 钢已由武钢三炼钢、热轧板厂和中板厂正式生产。本课题 着重研究1 4 m n n b q 钢的强韧化机理，微合金元素n b 在控轧控冷各阶段 的作用及其对钢材组织和性能的影响，从而进一步完善控轧控冷生产工 艺，为工业生产高强韧性水平的钢板提供理论依据，使我国的微合金钢控 轧控冷生产迈上一个新台阶。 1 4 m n n b q 钢的强韧化机理研究既具有较高的理论联系实际，指导实 际，提高产品质量和产量的作用，又有着重大的社会效益和经济效益。 重庆大学硕士学位论_ 丈 第l 章前言 1 2 文献综述 1 2 1 微合金钢及其发展 微合金化高强度低合金钢【4 】( m i c r o a l l o y e dh i g hs t r e n g t hl o wa l l o y s t e e l ) 简称微合金钢( m i c r o a l l o ys t e e l ) ，是由瑞典的n o r e n 首先提出的。 n o r e n 在1 9 6 2 年给美国船舶结构委员会的信中提出了下述微合金钢的定 义： “微合金钢的基本化学成分类同于未合金化的结构用钢，在很多情况 下它是一种含m n 合金钢或低合金钢，其中添加了少量合金元素，这些元素 对钢的一种或几种性能具有很强的或者是显著的影响，而其添加量比钢中 传统的合金元素小l 2 个数量级。如铝处理钢就是一例，其中铝的作用无 疑是微合金元素。这种元素的其它例子是v 、n b 、t i 和b 。” 通常所说的微合金钢是指微合金高强度低合金钢，它是在软钢或高强 度低台金钢基体化学成分中添加了微量合金元素( 主要是强烈的碳氮化物 形成元素，如n b 、v 、t i 、a 1 等) 的钢。 从广义上来说，凡是在基体化学成分中添加了微量( 不大于0 2 ) 的 合金元素，从而使钢的一种或几种性能具有明显变化的钢都可称为微合金 钢。 微合金钢由于具有良好的性能，重大的经济效益，使其得到了充分发 展，并在生产中得到广泛应用。 微合金钢最初产生于2 0 世纪初，当时是在普通低碳钢中添加少量的 钒，以改善结构钢的强韧性。早在1 9 1 6 年【4 】，美国人b u l l e n s 就发展了 添加o 1 2 0 2 0 v 的软钢。另外，钒还被用作含铜的耐大气腐蚀钢中的微 合金添加元素。 铌在软钢中的应用比钒晚得多。5 0 年代末期，的冶金问题初步得到 解决，这时，大西洋两岸同时积极进行了钢的研制和生产应用。大湖钢 公司首先将n b 处理钢投入工业化生产。g l x - w 钢系列就是在0 1 6 c 、0 7 m n 的软钢基础上添加了0 0 2 0 0 5 n b ，使其热轧钢板的屈服强度达到3 2 5 4 4 5 m p a ，延伸率达到3 4 4 3 ，- 2 9 。c 冲击值为2 7 4 0 j 。大湖钢公司指出 由于n b 处理产生了细品组织，因此，钢材可获得较高的强度而不损害韧性。 英囤s w i n d e n 研究所【l 】于1 9 6 7 年指出了微合金钢控轧的优点，并在 分析讨论有关问题时引入了微合金碳氮化物在奥氏体中的固溶度积这一非 常重要的概念。i r a n i 等人【5 】于1 9 6 7 年指出了奥氏体再结晶的重要性， 重庆大学硕士学位论文第1 章前言 并指出了微合金元素对奥氏体再结晶的显著影响。由于微量元素n b 对奥氏 体再结晶的强烈阻止作用，使得含n b 钢可在相对高的温度下有效地进行控 制轧制，且控制轧制的强韧化效果十分显著。因此，含n b 微合金钢获得了 迅猛发展。 这段时间内工业实践的大量实验结果表明：【2 】 ( 1 ) 软钢基体化学成分中加入o 0 1 o 0 5 n b 就可使热轧钢材的屈服 强度提高。 ( 2 ) 一般情况下，n b 对热轧状态钢的韧性( 冷脆转变温度) 仅有不良 影响，个别情况会有一定改善。 ( 3 ) 与普通软钢相比，钢轧后正火可使韧性显著改善，而并不损害 强度。 ( 4 ) 在含m n 量较高的钢中，n b 的作用更为有效。 ( 5 ) n b 可使轧态及正火态的n b 钢晶粒细化，n b 对钢强度与韧性的良好 影响亦与此有关。 在5 0 年代末6 0 年代初【4 】，我国在研制成功并大量生产普低钢1 6 m n 的基础上，也开始研制和生产含v 、t i 和n b 的微合金钢，获得了大量的实 验数据，初步掌握了v 、t i 、n b 的一些微台金化原理，开发了一些新钢种， 进行了工业化生产。当时，我国在这方面的研究和生产水平，已基本上跻 身于世界先进国家之列。 随后几年内，各国都普遍重视微合金钢，尤其是含n b 钢的控制轧制， 很多国家的研究人员进行了大量的研究工作，还召开了多次重大的国际会 议。其中，1 9 7 5 年召开的“微合金化7 5 ”会议具有特别重大的意义。各国 治金学家公认这次会议是微合金钢发展历史上的一个里程碑。在1 9 8 3 年美 国费城召开的“h s l a 钢8 3 ”会议上，充分反映了以传统控轧工艺为基础， 再结晶控轧工艺理论方面的进展。微合金元素t i 和v 在控轧中的作用受到 充分的重视。一系列新的微合金钢种被开发并进行了工业化生产。 从微合金钢的发展历史可以看出【3 9 】，微合金钢的发展直是在现 代冶金学理论指导下进行的，具有坚实的理论基础。因而具有明确的发展 方向和相当高的发展速度。同时，微合金钢的发展又有力地促进了现代冶 金学理论的迅速发展，取得了丰硕的、为大量的生产实践过程所充分证实 的理论成果。因此，微合金钢的发展也具有十分重大的理论意义，被普遍 认为是近十年来的重大进展之一。 微合金钢【4 】比之普通低碳软钢和普通低合金高强度钢，炼钢所用 重庆丈学硕士学位论文第1 章前言 原材料成本及生产工艺方面的控制所导致的成本升高均很少，( 生产工艺 过程基本相同，微量元素加入量也很少) 而性能的提高却十分显著，即 可获得单位生产成本下最高的材料使用性能，从而可以在微合金钢制作的 最终产品达到显著地降低成本的目的。从这个意义上，可以毫不夸张地说， 微合金钢代表了钢铁工业近3 0 年来及今后数十年内的发展方向。 1 2 2 微合金元素在控制轧制中的作用 1 微台金元素的定义【4 】： 在钢中重量百分比低于0 ，l 左右而对钢的性能和微观组织有显著或 特殊影响的合金添加元素称为微合金元素。 2 微合金元素概要： 在控制轧制工艺中采用微合金元素，使之在钢中形成碳、氮或碳氮化合 物，利用在不同条件下产生固溶和析出机理起抑制晶粒长大及沉淀强化作 用，能使钢材的强度和韧性同时得到提高。微合金元素的作用主要是控制 钢的强度韧性及相交显微组织。 6 0 年代已经知道【5 】，碳钢中加入少量n b 、v 形成的c 、n 化合物 可改善钢的强度和缺口冲击韧性，加入微量元素的低合金高强度钢由于含 碳量低，焊接性能好，低合金高强度钢经高温热轧或低温控轧均可获得理 想的微观组织和力学性能。 在低合金高强度钢的生产中，n b 、v 、t i 、b 等微量元素起到重要作 用【6 】。厚钢扳所要求的性能不仅是强度，同时也要求低温韧性、焊接性 及在各种环境中的耐蚀性等，为满足这些性能和成本要求，需要寻求最佳 的成分设计。从节能、省力、无维护等观点出发，利用微量元素更为重要。 采用何种微合金元素，主要考虑这些元素在加热范围内能够部分溶解 或者全部溶解，而在钢板轧制过程中又能产生特定大小质点析出，从而使 钢的性能发生变化。n b 、v 、t i 等微量元素都能满足这些要求。在钢中 加入n b 、v 、t i 等元素，加热时可以阻止奥氏体晶粒长大，提高粗化温 度，使晶粒细化，能够增加未再结晶区的变形量和轧制道次，使相变后的 铁素体晶粒细化。 微合金钢中必定含有一种或几种微合金元素，其含量大致在0 0 1 0 2 0 之间，视具体的性能和工艺要求而定。一般来说，常用的微合金元 素n b 的添加量为0 0 1 5 o 0 5 ，v 的添加量为0 0 8 o 1 2 ，t i 的添加量为0 1 0 o ，2 0 。【“】 4 重庆大学硕士学位论文 第1 章前言 3 钢中各元素的作用：【1 7 】 ( l ) 碳的作用： 微台金钢的碳含量一般比普碳软钢和高强度低合金钢要低一些，近年 来还有进一步降低碳含量的趋势。碳含量的降低，不仅可以保证微合金钢 具有较高的强度和韧性，而且还能有效地提高钢材的冷、热成形性和焊接 性能。 因为晶粒细化，含碳量为0 1 0 的钢的屈服强度相当于普通轧制含 碳0 2 0 碳钢( 其它成分相同) 的屈服强度值。 碳对韧性和焊接性不利，但经过控轧，由于晶粒细化和珠光体数量的 降低使韧性提高。可以抵消碳本身对韧性的不利影响，同时控制轧制法 所用钢材，含碳量都很低，碳当量一般小于0 4 0 ，可焊性和韧性很好。 ( 2 ) m n 的作用： m n 是控轧钢中重要元素，主要起细化晶粒、提高强度、改善韧性的 作照。因为m n 能降低相变温度a d ，由此导致： 扩大了加工温度范围，使奥氏体晶粒随温度的降低而破碎，充分 细化。 铁原子在铁索体区比奥氏体区的自扩散系数高一个数量级，所以， 铁素体晶粒比奥氏体晶粒易长大，但因为a r 3 降低，使铁素体晶粒长大机 会大为减少。 文献指出【5 1 ，m n 每增加i 5 ，a r 3 下降约为1 0 0 。 m n 对钢的塑性影响不大，但m n 能脱氧，形成m n s 取代低溶点的f e s ， 减少热脆性，能圃溶强化铁素体，并能增加淬透性。控制轧制用钢，m n 含量一般在1 3 l 。5 之间，有的达到2 o 。m n 含量太高时，容易形 成贝氏体组织，对韧性不利。但含量低于0 6 时，a ，3 温度降低不了，细 化晶粒作用不大。管线用钢中m n 含量范围较宽【4 2 】，根据用途，一般 可控制在1 o 2 0 之间。 ( 3 ) n b 的作用： n b 是i i 型控轧中不可缺少的元素，其碳氮化物能阻止或延迟奥氏体 再结晶，并提高再结晶温度这给控制轧制运用于生产带来了现实性。 在控制轧制和热机械处理时，n b 产生显著的晶粒细化和中等的沉淀 强化作用【4 】。( 如图t ，l 所示。) 钢中含n b 量为百万分之几就很有效果。增大其含量不会产生更大的 5 重庆大学硕士学位论文第1 章前言 强韧化效果。当n b 和m o 相结合时，可以获得特别高的位错强化。通常， 各向异性很显著。 在常化状态下，n b 仅能达到中等的晶粒细化，中等的强化，但它能 改善( 降低) 冲击转变温度。由于n b 与c 、n 具有很强的亲和力，所以 能够形成无间隙式的铁素体。 霎羹 i ； 星干 p 墓 i i 聋 逐 图1 1 在热轧低碳钢中，产生晶粒细化和沉淀强化的合金含量与屈服 强度的增量和冲击转变温度的变化之间的相互关系示意图 加n b 比加v 对钢的可塑性影响小，且能满足强度的要求，加n b 或 加n b 和v 可限制碳当量，以获得较好的焊接和缺口冲击性能。n b 和v 的碳氮化物在高温不稳定。 另外，n b 被认为是减轻凝固裂纹、热影响区撕裂和疲劳裂纹的主要 元素【1 2 】。 n b 能强烈掷制再结晶。一般低碳钢的再结晶时闯是以秒计的，( 如8 8 0 时约1 秒t 8 0 0 c 或稍高时约3 秒，) 而含n b 低碳钢的再结晶时间是以 分钟计的，后者比前者高一个数量级。若再结晶时间均以秒计为前提，仅 以温度而言，前者的再结晶温度约为8 0 0 c 或是更高，后者是9 0 0 c 9 5 0 ，后者比前者提高了1 0 0 c 1 5 0 c ，在i i 型控轧中加入n b ，加工温度 约为9 0 0 c 9 5 0 c 【4 1 】。 加入n b 的效应是：晶粒细化、析出强化、固溶强化，从而提高屈服 6 重庆丈学硕士学位论文第1 章前言 强度和冲击韧性值，降低冲击转变温度。 控轧用钢中一般含n b 0 0 1 5 o 0 5 ，一般加入0 0 4 已够。 ( 4 ) t i 的作用： t i 【1 2 】能产生强烈的沉淀强化作用使钢的强度提高，t i 还能阻止 奥氏体再结晶，但是，t i 含量的增加对晶粒细化的作用只是中等的，t i 对韧性的贡献不大。 随着t i 含量的增加，由于发生了强烈的沉淀强化，因而提高了热轧 产品的强度。但是，晶粒细化却是中等的。和强度等级相同的n b 钢相比， t i 钢的热轧产品或退火产品的抗韧性断裂的能力是较低的。对于厚规格 的常化板，t i 和n b 结合是最有效的【3 0 】。 如果加入“的百分比足够高( t i 的最小含量取决于钢的基本成分) ， 它对于控制硫化物形状是很有利的。因为高强度t i 钢的冷成形性特别好， 因而在纵向、横向和厚度方向上的性能均匀一致，所以加入t i 是很明智 的。 在冷轧的和退火的薄板中，含t i 的钢可以得到很高的强度。如果t i 与( 碳+ 氮) 的比例足够高，就可以得到无间隙原子的钢【1 3 】。 加入t i 的目的，主要是因形成的碳化钛温度达到1 2 5 0 c 时基本上不 溶解，可保证钢有优良的焊接性能。 般加入钛的量是0 0 2 0 0 3 。 ( 5 ) v 的作用： v 的效应【1 9 】主要是v 的碳氮化物作为强化相，在铁素体区大量 沉淀析出，其次是陋止晶界移动，细化晶粒，固溶强化铁素体。 控轧用钢在加n b 的基础上，再加入0 ，0 4 o 0 7 v ，主要是为了提 高钢的强度。v 的化合物基本上是在铁素体区才析出，比n b 的化合物析 出温度低。 加入v 时对改善钢的焊接性能有一定作用，它与氧的亲和力强，并 有脱氧效用。 v 对奥氏体晶粒细化和再结晶动力学几乎不起作用。v 主要是通过铁 素体中c 、n 化合物的析出对强化有贡献。此外，v 能产生中等程度的沉 淀强化作用，还可以将v 的沉淀强化作用和n b 的晶粒细化作用结合起来。 v 产生中等程度的沉淀强化和比较弱的晶粒细化，而且是与它的重量 百分数成比例的。n 加强了v 的效果。为了获得特别大的强化效果，可 7 重庆大学硕士学位论文第1 章前言 将微合金元素复合使用。与用n b 或t i 进行合金化的钢相比较，v 钢在 热轧时为奥氏体的迅速再结晶提供了有利条件，而且得到了织构较少的产 品【1 9 】。 在常化温度下，由于v 的溶解度比较大，即使是厚规格钢板的常化 也可以获得相当大的沉淀强化。然而，当v 含量太高时，就会影响抗脆 性断裂性能。在这种情况下，建议加入象n i 这样的合金元素。 加v 的低合金钢比普通热处理钢的疲劳强度高，最低的屈服强度可 达到5 5 0 m p a 。v 钢的另一优点是性能均匀。 ( 6 ) m o 的作用： m o 和n b 一样对奥氏体再结晶和细化奥氏体晶粒有贡献【3 3 】，同时 又和m n 一样，能提供钢的淬透性，因此m o 可起到n b 和m n 二者的作 用。 1 2 3 控制轧制和控制冷却 控制轧制技术近年来愈来愈被人们所重视【3 0 1 。8 0 年代在荷兰阿姆 斯特丹举行的“8 0 年代钢铁会议”上指出：在轧钢方面，将主要集中在 控轧、加速冷却以及线、棒材的无头轧制这三项技术上。 】。控轧的定义【7 】： 控轧就是将钢加热到比通常的加热温度低一些的奥氏体化温度( 9 5 0 1 2 0 0 c 左右) ，保温一定时间，然后把开轧温度、变形程度、变形速 度、终轧温度、冷却速度等控制在定范围内的# l n 方法。即从添加合金 元素到最后一道次轧制以及其后的冷却过程的整个轧制过程中实现工艺最 佳控制，以获得预期的- 陛能。 2 控制轧制的类型： 控制轧制一般分为低温控轧和高温控轧两种【2 8 】。 低温控轧是将钢加热到奥氏体化温度之后，将刘亚稳定奥氏体区，进 行连续的塑性变形，然后采用一定的热处理方法( 如淬火回火) ，以提高 钢的强度和韧性，这种方法只适用于有亚稳奥氏体区的中高合金钢。 高温控制轧制通常分为三个阶段，如图1 2 给出了这三个阶段以及各 阶段随变形而发生的显微组织的变化。 控轧工艺按机理可分为三种类型：再结晶型、未再结晶型和( y + 0 ) 两相区的控$ j s l 制。 重庆犬学硕士学位论文第l 章前言 再结晶型控制轧制，即所谓i 型控轧。 再结晶型控轧的变形特点是：经过奥氏体晶粒的反复变形和再结晶， 粗大的奥氏体晶粒得到细化，但会转变为较粗大的铁素体晶粒组织。 钢在变形的同时发生动态回复和不完全动态再结晶，在轧制后或两道 次之间发生静态回复和静态再结晶，变形和静态回复交替进行。随着变形 和再结晶的进行，钢的温度不断下降，奥氏体晶粒逐步细化，奥氏体晶界 面积增大，为y a 相变形核提供更多的位置。相变后铁素体晶粒细化， 铁素体晶粒度可以达到8 9 级。为了达到完全再结晶，应保证轧制温度在 再结晶温度以上，而且要有足够的变形量。 图1 2 控制轧制过程的三个阶段及各阶段微观组织随变形 而变化的示意图( 根据田中【2 】) 如果在完全再结晶临界变形量以下轧制，将发生奥氏体部分再结晶。 在此区间进行多道次轧制，即使变形量较大，但由于轧制温度下降。所以 仍不能获得完全再结晶组织，晶粒尺寸差别加大。这种组织经过相变后， 铁素体晶粒尺寸仍是不均匀的，混晶严重，有时还会出现少量特大晶粒 【2 2 】。 在再结晶温度范围内，奥氏体晶粒因重复发生静态再结晶而细化，在 9 重庆大学硕士学位论文 第1 章前言 这一阶段内，因再结晶而获得的细小奥氏体晶粒，将导致铁素体晶粒的细 化。 般说来，再结晶奥氏体晶粒尺寸随轧制压下率的增加而迅速减小， 并达到某一极限值。这一极限值限定了奥氏体细化铁素体晶粒的程度。 未再结晶型控制轧制，即所谓i i 型控轧。 在此阶段，拉长的非再结晶奥氏体晶粒内产生变形带，且铁素体在变 形带和奥氏体晶界上形核，生成较细的铁素体晶粒组织。 非再结晶区变形引起的铁素体晶粒细化，主要是变形带的增加所造成 的【3 】。图1 3 给出了非再结晶区奥氏体变形产生的饼状奥氏体晶粒组织。 图1 3 具有变形带的拉长奥氏体晶粒，其中变形 带是非再结晶区变形所产生的 由图1 3 可以看出，饼状晶粒中存在大量的带，这些带外观分为两条 近似平行线，它们穿过晶粒边界，通常称之为变形带( d e f o r m a t i o nb a n d l 。 这些变形带将晶粒分割成几个小区域，因而增加了铁素体晶粒的成核地 点，得到了更细的铁素体晶粒组织，从某种意义上说，控制轧制中变形带 的作用最关键。 铁素体晶粒尺寸与有效奥氏体晶界面积s 。( 晶界面积+ 变形带) 有关 【2 0 1 ，如图1 4 所示。虽然s 。的增加会引起铁素体晶粒的细化，但对于 重庆大学硕士学位论文第1 章前言 某一s 。定值，非再结晶区的变形比再结晶的变形更有效地细化铁素体晶 粒。 根据大内等人【2 】的研究结论，相变初期软化率由n s s 。来确定， 其中n s 是单位边界面积的成核率。通过再结晶来细化奥氏体晶粒仅使s 。 值增加，而通过非再结晶区的变形会使s 。和n s 都增加。从某种意义上说， 通过非再结晶区的变形而加速了由“界面成核长大”机制( t h ei n t e r f a c e n u c l e a t i o ng r o w t hm e c h a n i s m ) 所决定的扩散型相变。 未再结晶型控轧是在y 区的温度下限范围内进行轧制，不发生再结晶 的温度范围一般在9 5 0 0 a r 3 区间【3 1 】，其温度的变化取决于钢的化学 成分和变形量的大小。未再结晶型控制轧制的变形量特点是：轧后的变形 使y 不发生再结晶，y 晶粒被压扁和拉长。变形大时，晶粒内产生大量的 滑移带和位错，增大了有效晶界面积，相变时a 在晶界上形核。由于形核 位置增多和分散，所以a 晶粒细小，珠光体尺寸也细小和分散，n 晶粒度 可达1 l 1 2 级。但是，如果在未再结晶区变形量不足，就会得到粗细不 均的铁素体晶粒。对于含n b 、v 、t i 的钢，由于再结晶温度升高，y 未 再结晶区扩大，因而有利于实现未再结晶区的轧制。 e 4 蕾 型 辑 曙 - 有盏，再菌酉积f m m 一) 图1 4含铌钢a 晶粒尺寸同再结晶区热轧及非再结晶区热 轧时的有效y 界面面积的关系 未再结晶区控n - $ l n 日i 起钢的强度提高和韧性改善，主要是由于n 晶 粒细化，q 数量增多，珠光体数量减少及其球团直径减小所致。随着道次 变形量和在次温度区间的总变形量的加大，钢的屈服强度也提高，冲击 转变温度下降，并且韧性特别是低温韧性得到明显的改善。含右n b 、 重庆大学硕士学位论文 第1 章前言 v 、t i 的钢，经过未再结晶区轧制，在拉长的y 晶粒边界、滑移带和位错 等处，这些元素的碳氮化物将优先析出，而且主要沿y 晶界析出，因而可 以阻止铁素体晶粒和珠光体尺寸的增大。 ( + y ) 两相区控制轧制： 为了进一步提高钢板的强韧性，可将变形温度降低到( n + y ) 两相 区进行轧制。在( a + y ) 两相区控轧后，在室温条件下，钢的金相组织 比较复杂，可得到细小等轴的和被拉长的n 晶粒、亚结构和珠光体组织。 ( a + y ) 两相区变形是通过的强化和多边形化以及织构的发展来进 一步改善钢的强度和韧性。研究表明【l o 】；的位错密度在压下量达到 1 0 2 0 时将明显增加，从而导致钢的强度有较丈提高。虽然由于亚晶 粒的形成( 动态回复) 所造成的进一步变形会使强度有所下降，但通过 添加n b 、v 和t i ，能对回复起阻止作用，则对钢的强化作用有贡献。 ( + y ) 两相区控制轧制的温度范围般在a 。3 a r 3 - 4 0 。c 。 对于以上三种控轧工艺，根据钢种不同，钢板的组织性能要求不同， 轧机的设备条件不同，可以采用其中某一种工艺，也可以配合采用，即两 阶段或三阶段轧制。在中厚板轧制中，轧件由高温到低温连续冷却，般 都采用两阶段控轧( i 型和i i 型) 或三阶段控轧( i 型、i i 型和( a + y ) 两相区控轧) 。 1 控制轧制的目的及机理： 控制轧制的目的是【7 】：在相变过程中，通过控制热轧条件，而在 基体中引入高密度的形核地点。从而细化相变后的钢的组织。关于a 形 核地点，主要是在y 晶粒边界、由热变形而激发的退火孪晶界面和变形带。 控制轧制能够提高钢的机械性能，实质上是形变强化和相变强化的 结合。这种轧制主要在于变形过程的控制。这里的相变强化有别于一般的 热处理强化，主要是在变形基础上进行的相变强化。控制轧制是通过对晶 粮的细化，第二相质点的应变析出( 质点大小、分布) 、应变诱导相变和 结构的控制来提供钢材的综合机械性能的。 一些研究者【3 3 】一致指出：轧后的冷却制度的控制是非常重要的， 因为它可以： 阻止再结晶奥氏体晶粒的长大和相交后铁素体晶粒的长大。 控制第二相质点大小和相变后奥氏体晶粒的长大。 充分发挥相变的作用，可以用不同的冷却速度得到不同的相变 产物。 重庆大学硕士学位论文 第1 章前言 一 控4 ：l m t ，相变后的组织不同于一般的热处理组织，因而钢材的性能 也不大相同。 常规热轧 o 控捌轧树-帘纪停火 ，品惶组敢 o 巫砂00 变j f ；培 ： 马氏f # 年 u 晶牡的正牲 0 嗵霪 茴 。品址组织 o 0 j 0 一国体 f 回火) 图1 5 热轧态及热处理态钢中a 晶粒形核地点及生成的 d 晶粒组织。 控制轧制是使晶粒细化和提高强韧性的重要手段和途径【2 5 】。控制 冷却工艺的根本特点是进一步提高强度而不危及冲击转变温度，其主要原 因是可以便晶粒极大地细化。这是因为：对于一定钢种来说，通塾堡壹孕 速，可使转变温度a r 3 降低并获得极大的过冷度，从而使晶界和变形带的 形核潜力进一步得到加强，除单位体积y 的有效界面面积sv 以外，晶内 出现的亚结构和位错等缺陷也可能成为n 形核的潜在地点，由于冷孽提 高，a 。，降低，口在较低的a f 3 近旁形核，o 晶粒长大的速度减慢或被抑 制等等。 2 i 控制轧制所控制的工艺参数： 控制轧制所控制的工艺参数主要有： ( 1 ) 加热温度； ( 2 ) 在奥氏体区变形量的分配和道次压下量； ( 3 ) 变形速度和变形量； ( 4 ) 终轧温度： ( 5 ) 冷却速度； 重庆大学硕士学位论文 第1 窜前言 ( 6 ) 卷取温度( 对连轧板而言) 。 控制轧制各种因素之间的相互关系如图1 6 所示。 图1 6 控制轧制各种因素之间的相互关系 下面对各控制参数分别加以说明： ( 1 ) 加热温度： 现在我国中厚板厂生产一般采用普通轧制【3 4 】，板坯在连续式加热 炉内加热温度为1 2 5 0 左右。加热温度的高低直接影响原始奥氏体晶粒 度，奥氏体原始晶粒度直接影响再结晶后奥氏体尺寸。把加热时的奥氏体 晶粒尺寸限制在2 0 0 um 以下，对于保证发生完全再结晶是十分重要的。 实验室试验和工业实践表明：降低板坯加热温度，不仅可以缩短加热时间， 而且也显著改善热轧板的性能。加热温度降低，虽然使强度可能降低，但 冲击转变温度却显著降低。众多文献【1 ，4 ，1 5 】指出：加热时钢中未溶 的质点可以阻止再结晶奥氏体晶界迁移，防止奥氏体晶粒长大，但是同时 限制了碳氮化物在奥氏体中的溶解度，最终使沉淀强化效果降低。 ( 2 ) 在奥氏体区变形量的分配和道次压下量： 临界变形量：钢在奥氏体区变形后使全部晶粒( 主要指沿板厚方 向) 能发生再结晶所需要的最小变形量( 即发生再结晶要具备的最低能 量) ，它的大小取决于钢的化学成分、原始晶粒大小、变形温度和变形条 件等因素。 动态再结晶：钢在奥氏体区加工时奥氏体晶粒再结晶与变形几乎 同时发生。如在高温时，( 1 0 0 0 c 以上，) 再结晶进行得迅速，每道s l n 变 形完毕，再结晶随后瞬时完毕。它进行的快慢，主要取决于变形温度。 14 重庆大学硕士学位论文 第l 章前言 静态再结晶：钢在奥氏体区2 j n t 变形时，奥氏体晶粒再结晶需稍滞 后变形一定时间，即需要孕育时间，才能进行和终止。它的快慢取决于变 形量，而温度影响不显著。 必须注意的是，道次压下量必须大于临界压下量，尤其在动态再结晶 区间，否则会产生混晶组织。对含n b 钢而言，为了获得微细的晶粒，不 仅要控制在加热后有较小的晶粒，而且在临近无再结晶区间之前，要有足 够的变形量，使奥氏体晶粒细小，为进一步加工变形提供适宜的晶粒尺寸。 变形量对钢的组织和性能影响很大，对于一般微合金钢，在再结晶区 以1 0 1 5 的道次变形量轧制，奥氏体晶粒的细化和均匀性较好。 在相同的总变形量和轧制不间歇的前提下，道次少而变形量大的比道 次多而变形量小的更有利于晶粒细化。 ( 3 ) 变形速度和变形量： 在轧制不含n b 的普通钢时，如在8 5 0 时轧后3 秒钟再结晶即完成 ( 静态再结晶) 。因此，必须强调道次压下量等于或大于临界变形量。在 i i 型控制轧制时，细化晶粒的效应一般可以认为与总变形量无直接关系， 因此在奥氏体区自9 5 0 至7 5 0 的温度范围内多道次轧制的变形量对晶 粒细化能起到叠加效应，也就是要有足够的总变形量，而可以不需要过分 强调道次压下量。因加工温度区间广阔( 约2 0 0 ) ，有足够的加工时间， 可以根据设备的允许负荷选用适宜的道次数和每道压下量，这使i 型控制 轧制在生产实际中付诸实施。但是也必须注意缩短道次间歇时间，尤其在 低温一侧( 如8 5 0 至a ，3 ) 。若变形速度缓慢，拖延时间太长，对n b 钢 板而言等于析出处理，因而减少或丧尽推迟再结晶的效应。 含n b 钢【1 4 】在9 5 0 7 5 0 ( 没有再结晶) ，此区间总变形量一 般要求5 0 ，小的变形量则易产生贝氏体和粗大的铁素体混晶组织。对 低碳m n m o n b 钢则总变形量甚至达到8 5 。 ( 4 ) 终轧温度： 在奥氏体区终轧温度越高，使得奥氏体晶粒粗大，因高温加工时奥氏 体晶粒再结晶后易进一步长大( 如终轧温度在1 0 0 0 以上，晶粒的长大 在1 0 秒钟内接近平衡，而4 0 秒则达到平衡) ，当奥氏体转变为铁素体时 晶粒亦必粗大，并且易出现魏氏组织( 一般转变前奥氏体晶粒度小于5 级 就会出现) ，这对钢的性能极不利。 在i 型控制轧制时，终轧温度尽可能接近奥氏体开始转变温度，能起 到类似于正火的作用。一般低碳结构钢的终轧温度是8 3 0 或更低。在i i 型控制轧制含n b 钢时，由于m n 含量较高( 接近于1 5 ) ，使a ，3 下降 l5 重庆大学硕士学位论文 第l 章前言 到7 2 0 。c ，故终轧在7 5 0 。c 左右。在车l s f j 1 6 m n 钢时，理应亦如此。 但是，a 。与钢的成分、冷却速度、变形量、变形完毕温度等因素有 关，因此必须根据钢的具体成分和加工具体条件才能寻求准确的相变点 【1 4 】。 若在( n + y ) 两相区加工，因铁素体加工不完全，产生亚结构和残 余应力，这些虽然能使钢的强度继续增加，但是对塑性、韧性不利。 ( 5 ) 轧后冷却速度： 含n b 钢终轧温度较低时，在y a 之前，已经没有再结晶，不会发 生晶粒长大。因此终轧完毕勿须强调加快冷却。 控制冷却在近年来得到很快的发展【3 0 】。钢材于轧后冷却除了采用 空冷外，还可以采用风冷喷水、穿水等冷却方式。由于冷却速度的不同， 钢材可以得到不同的组织和性能。 轧后加速冷却。在钢的表面不至于产生低碳马氏体的前提下，加快冷 却速度，增加转变时的过冷度，可以使晶粒细化，从而使屈服强度和抗拉 强度提高( 屈强比也高) ，冲击韧性增加，使钢的综合性能大为改善。 ( 6 ) 卷取温度( 对连轧板而言) ： 对于带钢来说，带钢在卷取之前的冷却速度和卷取温度是重要的工艺 参数，必须控制【3 7 】。 1 2 4 控轧控冷技术的发展 从本世纪2 0 年代起【4 】，人们就关心钢的热加工温度及加工度等条件与 钢在室温下的显微组织及机械性能的关系。在很多年前，人们就已懂得： 在终轧温度较低时轧制产品的力学性能会有所提高。在实验室和工厂进行 了许多试验研究。历史上重要的试验是德国的哈诺曼( h a n e m a n n ，1 9 2 5 年) 等人【2 4 】的试验。哈诺曼和勒克( l u c k e ) 等人认为，在奥氏体区 的轧制温度越低时，铁索体晶粒越细化。一般来说，在高于或接近于a ， 温度下轧制才有可能造成晶粒细化，而且，只有终轧温度才能决定铁素体 晶粒度。 在h s l a 钢漫长的历史发展过程中，人们早已认识到【3 9 】：为了改 善性能，单靠台金化的作用是有限的。一方面，对h s l a 钢的性能要求 越来越严格，另一方面，由于h s l a 钢的使用面扩大，经济性问题也日 益突出，利用新的工艺技术是提高综合性能和改善性能价格比的有效途 径，而且，合金元素，特别是微合金元素的作用只有通过一定的生产工艺 16 重庆大学硕士学位论文第1 章前言 技术才能充分发挥。不采用先进的工艺技术就不可能开发符合现代要求的 低合金高强度钢品种。 p 苗 籍 u 甘 寤 时间 图1 7 控制轧制的发展【3 0 】 ( a ) 常规轧制：( b ) 碳- 锰钢的控制轧制：( c ) 铌钢的控制轧制( i ) ；( d ) 铌钢的控制轧制( i 【) ：( e ) 住友商韧性处理；( f ) 新日铁内临界控制工艺： 在二次世界大战期间【3 】，由于全焊接结构的船舶发生脆性断裂等事 故，因而要求造船用厚钢板及其结构钢具有很高的缺口韧性。本来通过增 加m r d c 比，应用铝脱氧的镇静钢，采用常化处理等措施可以达到这一要 求，但是当时欧洲等国的钢铁公司由于没有热处理设备，在工业生产上多 采用控轧代替常化处理，这就奠定了目前控制轧制的基础。他们都打破了 通常的终轧温度制度，即在9 0 0 以下，采用2 0 3 0 的压下，以3 6 道次进行s l i t 0 ，因而改善了钢材的韧性。 1 9 5 7 1 9 5 8 年，欧洲【1 6 】最先在工业上采用控制轧制方法。但当时 的规模和水平远不如现在。 五十年代末期，欧美【1 3 】已经明确了添加微量n b 在轧制状态下对 l7 重庆大学硕士学位论文第l 章前言 提高钢的强度是有效的。但是，含n b 钢采用通常的热轧方法，脆性转变 温度提高。对此，美国伯利恒( b e t h l e h e m ) 钢铁公司在1 9 6 5 年采用控制 轧制技术生产出x 6 0 ( os 4 1 3 6 m p a ) 制造输油管用的n b 系钢板，要 求在8 3 0 以下2 0 以上的压下量。与此同时，澳大利亚的堪培拉钢厂、 加拿大的钢公司等厂也采用了控轧技术生产输油管用钢板以及其它结构用 钢。 六十年代中期，英国钢铁研究协会开展了控制轧制的一系列研究，开 始从控轧的机理方面进行研究探索，提出了改善塑性和焊接性，应降低碳 含量，利用加入微量的n b 和v 来提高强度，通过控制轧制以保证钢具有 良好的韧性。并且，还注意到n b 对奥氏体再结晶具有抑制作用，但是， 这些仅局限于在实验室的研究，并侧重于控制终轧温度。 六十年代的后半期，日本有关单位【3 3 】大力开展控制轧制的试验研 究工作，尤其是对含n b 钢，在无再结晶温度区道次压下量有叠加作用的 重要性和合理性有了理论说明。日本神户钢铁厂对含n b v 低硫钢进行控 轧生产了6 0 公斤级d m s 6 0 高强度钢。1 9 6 9 年，日本另外三家钢厂利用 新型轧机通过控轧技术轧制含n b 、v 钢，生产了低温韧性良好的x 6 5 钢。 从7 0 年代起，有关控制轧制及其基础理论【3 7 得到了迅速发展， 世界各国对控制轧制的见解也趋向于统一。日本钢管、新臼铁、住友，美 国m o l y c o r p ，德国h o e s c h 加拿大s t e l c o 等厂家能用控轧技术生产x 7 0 ( o s 4 8 2 2m p a ) 的输油输气管用钢，并进而试验和研究x 7 5 ( o ；5 1 6 5 m p a ) 和x 8 0 ( os 5 5 0 8m p a ) 低n b 、c 系( 或加v 、m o ) 低合金高 强度高韧性钢板。 控制轧制【3 0 1 被世界公认为8 0 年代钢铁工业技术发展的一个方向。 目前控制轧制法已经较为普遍地用于发达国家的中厚板生产，用于带钢、 无缝钢管和型钢等生产的也不断增多。其中，较为突出的是余热淬火技术 得到较快发展。对于目前8 3 0 m m 厚的中厚板，日本几乎全部、法国5 0 6 0 采用控轧法生产。造船用高强度控轧钢板和石油、天然气管线用钢板， 已纳入了国际通用的劳氏船规标准和a p i 标准。 自6 0 年代以来，在低合金高强度钢的发展中，生产技术有了长足的 进步。这是由三方面的因素促成的【2 6 】： ( 1 ) 对h s l a 钢性能的要求有了新的认识和提高，对焊接性能，钢材 要求不仅有高的抗裂纹生成能力，还要求有良好的抗裂纹扩展能力。即良 好的缺口韧性，强度越高，要求韧性越好。 ( 2 ) 组织- 性能关系的基础研究有了重大的突破。h a i l 和p e r c h 的基础 研究首次向人们展示：晶粒细化可以同时提高屈服强度和冲击韧性。 l8 重庆大学硕士学位论文 第1 章前言 m o r r i s o n 和w o o d h e a d 等的研究表明，在适当条件下，h s l a 钢中可以形 成一定体积分数的尺寸为l n t l 级的碳氮化物粒子，具有非常强烈的沉淀强 化效果，而加入的n b 、v 、t i 等元素，以前仅作为细化晶粒元素使用， 实际上，它们还有析出强化作用。g a r h r a d 和p l a t e a m 等关于第二相质点 对长宽比增加，增大沿夹杂物长度方向的拉伸塑性，由此产生塑性的各向 异性。这种各向异性影响扁平产品的纵向弯曲性能以及焊接时的层状撕 裂，组织和性能关系研究的这些重大成果为开发控轧控冷以及夹杂物变形 和形态控制工艺奠定了理论基础。 ( 3 ) 钢铁冶金工艺技术获得了显著的发展。1 9 6 01 9 9 5 年期间，钢铁 冶金生产工艺技术的变革以及与产品质量有关的特性见表1 1 【3 9 】。 表1 1 钢铁冶金生产工艺的变革( t h ee v o l u t i o ni n m a n u f a c t u r i n g t e c h n o l o g y ) 此外，因为除晶粒细化外的其它所有强化机制都具有正的脆化矢量 【4 】，即在强度提高的同时使韧性受到损害。人们再次注意到能同时提高 强度和韧性的晶粒细化方式，这也导致了控轧技术的研究和发展。 降低轧制终了温度能提高强度和改善韧性，但由于低温轧制需要轧机 承受较大的负载，增加道次间的停留时间，这一工艺未被广泛采用，而由 于微量元素n b 对奥氏体再结晶的强烈抑制作用，使得含n h 钢可以在相 重庆大学硕士学位论文第l 章前言 对较高的温度下进行控轧，使这项工艺得到有效应用。8 0 年代开发了一 种