（材料加工工程专业论文）ti微合金钢热加工过程组织变化与细晶化工艺的研究.pdf

糸北是学硕士学住论文 摘要 ti 微合金钢热：| 】n - r 过程组织变化及细晶化工艺研究 摘要 新一代钢铁材料的丌发是目前国际上关注的热点课题，我国已经在超级钢的 研究和开发工作中取得了突破性的进展。然而，随着强度级别的提高，势必会对 钢材的其它性能指标产生影响，在提高强度的同时，也必须保证良好的韧性和优 良的焊接性能，单纯地依靠铁素体晶粒细化很难获得良好的综合性能。为发挥 c m n 钢的潜力，充分利用微合金元素t i 在提高强度、改善钢的综合性能方面的 作用，在“5 0 0 m p a 碳素钢先进工业化制造技术”的基础上，对含t i 微合金钢在 热加工过程中的组织变化以及细品化工艺进行了研究，通过热模拟实验研究了含 t i 微合金钢的奥氏体静态再结品行为、连续冷却转变以及t i 的碳、氮化物析出行 为，并在此基础上结合实验室热轧实验对含t i 微合会钢的控轧控冷工艺进行了系 统的研究。论文的内容主要包括以下几个方面： ( 1 ) 在g l e e b l e 1 5 0 0 热模拟机上进行了单道次压缩实验，得到了变形温度、变 形程度和变形速率对实验钢组织的影响舰律。 ( 2 ) 采用双道次压缩实验，研究了t i 微合金钢奥氏体区热变形后等温保持时 州哩的静态再结晶行为和应变诱导析出行为，绘制了实验钢在不同变形温度下的 静态软化率曲线，建立了相应的静态再结晶动力学模型。 ( 3 ) 采用热膨胀法测定了变形和未变形条件下的连续冷却转变曲线，结合金相 观察结果，给出了变形以及冷却速度对实验钢组织的影响规律。 ( 4 ) 采用热模拟技术和透射电镜观察相结合的方法，研究了t i 的碳、氮化物 在高温奥氏体和低温铁素体中的析出规律，并对变形后的微观组织进行了分析。 ( 5 ) 在热模拟实验的基础上，通过实验室热轧实验对t i 微合金钢的细晶化工 艺进行了研究。给出了开轧温度、终轧温度和卷取温度等工艺参数对实验钢组织 性能的影响规律，制定了合理的轧制、冷却工艺制度。 关键词：t i 微合金钢碳氮化物控轧控冷显微组织力学性能静态再结晶连续 冷却转变应变诱导相变 i i 东北太擘硕士学位论丈 a b s t r a c t i n v e s t i g a t i o no nm i c r o s t r u c t u r ec h a n g e sd u r i n gh o t d e f o r m a t i o na n dt h eg r a i nr e f i n e m e n to f t i - m i c r o a l l o y e d s t e e l a b s t r a c t t h ed e v e l o p m e n to fn e wg e n e r a t i o ns t e e im a t e r i a l si sah o tt o p i ci nt h ew o r l d t h e r e m a r k a b l ed e v e l o p m e n th a sb e e na c h i e v e di nt h er e s e a r c ho fs u p e r s t e e li nc h i n a h o w e v e r , i ti sd i f f i c u l tt oi n c r e a s et h es t r e n g t hg r a d ew i t h o u tr e d u c i n gd u c t i l i t ya n d w e l d i n gp e r f o r m a n c eo n l yb yr e f i n i n gf e r r i t eg r a i n i no r d e rt ob r i n go u tp o t e n t i a l i t yi n p e r f o r m a n c eo fc m ns t e e la n ds u f f i c i e n t l yu t i l i z et h ec f f e c t so ft io ni m p r o v i n g s t r e n g t ha n dc o m b i n a t i o np r o p e r t y ，o nt h eb a s eo ft h er e s u l t so f 珊ca d v a n c e d i n d u s t r i a lm a n u f a c t u r et e c h n o l o g yo f5 0 0m p ac a r b o ns t e e l , i n v e s t i g a t i o no n m i c r o s t r u c t u r e c h a n g e sd u r i n g h o td e t b r m a t i o na n dt h e g r a i n r e f i n e m e n tor t i - m i c r o a l l o y e ds t e e lh a sb e e nd e v e l o p e di n t h i sa r t i c l e t h ee f f e c t so ft i t a n i u mo n m i c r o s t r u c t u r ea n dp r o p e r t i e so fm i r c o a l l o y e ds t e e lw e r es y s t e m a t i c a l l yr e s e a r c h e d f h ep h y s i c a lm e t a l l u r g i c a lc h a r a c t e r ss u c ha st h ea u s t e n i t er e c r y s t a l l i z a t i o nb e h a v i o u r ， c o n t i n u o u s l y c o o l i n gt r a n s f o r m a t i o na n dc a r b o n i t r i d ep r e c i p i t a t ew e r ei n v e s t i g a t e d t h r o u g hh o ts i m u l a t i o ne x p e r i m e n t si nl a b o r a t o r y ，a n dt m c po ft i m i c r o a l l o y e ds t e e l w a sa l s oi n v e s t i g a t e dt h r o u g hh o tr o l l i n ge x p e r i m e n t si nl a b o r a t o r y t h ec o n t e n t so ft h e p r e s e n tw o r ki n c l u d et h ef o l l o w i n gm a i np a r t s ： ( 1 ) t h ee f f e c t so fd e f c r m a t i o n t e m p e r a t u r e ，s t r a i n a n ds t r a i nr a t eo n m i c r o s t r u c t u r ea n dp r o p e r t i e so ft i m i r c o a l l o y e ds t e e lw e r ea c h i e v e db ys i n g l ep a s s c o m p r e s s i o nt e s t sb yag l e e b l e 1 5 0 0t h e r m a l m e c h a n i c a ls i m u l a t o r ( 2 ) t h ee f f e c t s o fd e f o r m a t i o n t e m p e r a t u r e a n dt i a d d i t i o n o ns t a t i c r e c r y s t a l l i z a t i o na n ds t r a i ni n d u c e dp r e c i p i t a t i o no ft h et e s t e ds t e e l sw e r ei n v e s t i g a t e d b yt w op a s sc o m p r e s s i o nt e s t s s t a t i cs o f t e n i n gr a t i oc u r v e sa td i f f e r e n td e f o r m a t i o n t e m p e r a t u r ew e r ep l o t t e di nt h i sa r t i c l e a n dt 1 1 ek i n e t i cm o d e lo fs t a t i cr e c r y s t a l l i t a t i o n o f t h et e s t e ds t e e l sw a sa l s ob u i i to nt h eb a s i so f e x p e r i m e n t s ( 3 ) t h ee f f e c t so ft i a d d i t i o no nt h ec o n t i n u o u sc o o l i n gt r a n s f o r m a t i o np r o c e s so f t im i c r o a l l o y e ds t e e l sw e r ea c h i e v e db yag l e e b l e 1 5 0 0t h e r m a l ：m e c h a n i c a ls i m u l a t o r w eo b t f i n e dt h ec o n t i n u o u sc o o l i n gt r a n s f o r m a t i o nc u r v e su n d e rd e f o r m e da n d u n d e f o r m e dc o n d i t i o n s t h r o u g h t h e r m a l e x p a n s i o n m e t h o da n d m i c r o g r a p h s o b s e r v a t i o n ( 4 ) c o m b i n i n g h o ts i m u l a t i o n e x p e r i m e n t s a n dt e mo b s e r v a t i o n ，t h e i i i 东北大学硕士学位论文 a b s t r a c t p r e c i p i t a t i o no f m i c r oa l l o yc a r b o n i t r i d e sd u r i n ga u s t e n i t er e g i o na n df e r r i t er e g i o nw a s s t u d i e d t h em i c r o s t r u c t u r eo fd e f o r m e ds p e c i m e n sh a sa l s ob e e na n a l y s e d ( 5 ) u t i l i z i n g h o ts i m u l a t i o n e x p e r i m e n t s a n dh o t r o l l i n ge x p e r i m e n t s ，t h e i n f l u e n c eo fr o u g h r o l l i n gt e m p e r a t u r e ，f i n i s hr o l l i n gt e m p e r a t u r e a n d c o i l i n g t e m p e r a t u r eo nm i c r o s 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 yh a sb e e ns t u d i e d t h e nt h e r m i o n a lr o l l i n gs c h e d u l ea n da p p r o p r i a t ec o i l i n gs y s t e mw e r eo b t a i n e do nt h eb a s eo f e x p e r i m e n t si nt h i sa r t i c l e k e yw o r d s ：t i m i c r o a l l o y e ds t e e l c a r b o n i t r i d e ，t m c p , m i c r o s t r u c t u r e ，m e c h a n i c a l p r o p e a y ，s t a t i cr e c r y s t a l l i z a t i o n ，c o n t i n u o u sc o o l i n gt r a n s f o r m a t i o n ， s t r a i ni n d u c e dt r a n s f o r m a t i o n 一 东北大学硕士学位论文声明 独创性声明 本人声明所呈交的学位论文是在导师的指导下完成的。论文中取得的研究成 果除加以标注和致谢的地方外，不包含其他人已经发表或撰写过的研究成果，也 不包括本人为获得其他学位而使用过的材料。与我一同工作的同志对本研究所做 的任何贡献均已在论文中作了明确的说明并表示谢意。 学技沦文怍者签名： 张冬梅 学位论文版权使用授权书 2 d o j ；2 、如 本学位论文作者和指导教师完全了解东北大学有关保留、使用学位论文 的规定：即学校有权保留并向国家有关部门或机构送交论文的复印件和磁盘， 允许论文被查阅和借阅。本人同意东北大学可以将学位论文的全部或部分内容 编入有关数据库进行检索、交流。 ( 如作者和导师同意网上交流，请在下方签名；否则视为不同意。) 学位论文作者签名 签字日期： 导师签名： 签字日期： 东北大学硕士学位论文1 绪论 1 1 前言 1 绪论 科学技术和经济飞跃发展，人类社会发展进入一个前所未有的新时期。社会 的发展，对古老的钢铁材料提出了越来越多的及其严格的要求，钢铁材料面临若 来自各个方面的提高其自身性能的强大压力。我国讵在进行大规模经济建设，高 层建筑、轻型节能汽车、高速铁路、重载桥梁、油气输送管线、工程机械、大型 船舶等各领域部需要大量性能好、使用寿命长、价格低廉的钢材。单纯走扩大生 产觇模的路子，在资会投入、资源消耗、交通运输、环境保护等方面造成很大的 压力。为贯彻可持续发展方针，耍在节约能源与资源、降低生产成本的基础上， 人幅度提高钢材的强度利使用寿命，丌发新一代钢铁材料。 这一问题引起了各国政府和钢铁材料界专家的重视。1 9 9 7 年到1 9 9 8 年，| = | 本、t 中国、韩国在各国政府支持下相继f 1 ：腱了此项研究工作。各国的侧重点和具 体技术方案虽有差异，但基本思路是相同的，通过细化钢的组织，提商钢的洁净 度改薄铡的均匀惟，提高其强度和使用寿命。以q 2 3 5 为代表的凿碳钢实验室 变形桃理和工艺研究以及工业应用在中国已经取得很好的成绩【i i 。钢铁工业技术 自身驳得了巨大进步，冶金水平发展迅速，纯净化冶炼、高速连续轧制、t m c p 、 连铸技术取得了巨大发展，新一代钢铁材料的深入研究和应用丌发正成为2 1 世纪 钢铁材料界的重要任务。 1 2 微合金钢技术的发展状况 微合金钢是将轧钢和热处理工艺结合为一体，在控制轧制1 2 条件下发展起来 的新型钢种。在钢中加入微量的铌、钛、钒等强碳氮化物形成元素，起到使钢基 体的晶粒细化和沉淀硬化作用，称之为微合金钢。到了9 0 年代，在n i 系统或n i c u 系统低合金钢方面也应用控制轧制和加入n b 、t i 、v 微量合金元素对钢进行强韧 化。所以，严格地说，这是通过控制轧制新工艺的一种新型强化机制，并不是微 合金钢就一定不含其它合金元素，更不是凡是含有铌、一钛、钒的就都是微合金钢。 总之，这是当代高科技改造传统钢铁工业技术的产物，国外称它是“高技术钢”， 是处于发展阶段的前沿材料。图1 1 是微合金钢轧制工艺示意图。 东北大学硕士学位论文i 绪论 f 鬯 娟 j f 0 i 司- 图1 1 微台金钢控制轧制过程示意图 f i g 1 is c h e m a t i cr e p r e s e n t a t i o no f c o n t r o l l e dr o l l i n gp r o c e s so f m i c r o a l l o y e ds t e e l 微合金钢的碳含量一般比普通软钢和高强度低合金钢要低一些，现在还有进 一步降低的趋势。碳含量的降低不仅能保证微合金钢有良好的塑性和 ；l _ 性，而且 能有效地提高钢材的冷、热变形能力。同时，随着碳含量的降低，可以使微合金 钢能保持良好的可焊性和低的韧脆转变温度。另外，含t i 、v 的微合金钢，为了 保证在添加微合金之前充分脱氮，故常含有一定的钱a l 含量。此外，微合会钢中 的氮含量需要进行适当的控制。 微合金钢一般直接在热轧态使用，不再进行热处理，降低成本，节约能源。 其生产过程中必须采用控制轧制，才能充分发挥微合金元素的作用，达到最佳的 强韧化效果。微合金钢的轧制工艺基本上与普碳钢和普通高强度低合金钢的轧制 工艺相似；微合金元素使变形抗力有一定提高，但碳含量的降低又有一定的补偿， 故采用再结晶控轧的微合金钢对轧制设备无过高要求：但为细化晶粒采用低温大 压下变形，则对设备的要求越来越高。 微合会钢比低碳钢、普通低合会钢的综合力学性能好的多，特别是屈服强度 和冲击韧性的优势更加明显。在屈服强度相当的情况下，具有较高的冲击功和塑 性，并有相当低的冲击韧脆转变温度。 2 东北大学硕士学位论文1 绪论 1 3 微合金钢的强韧化机理 控制轧制中最常应用的强韧化机制包括晶粒细化、固溶强化、析出强化、位 错及亚结构强化等。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。因此修正的h a l l p e r c h 公式可表示为： q = + 吒十q n l + 仃即，+ d _ 硼盯+ 盯赢，+ 七，矿“2 ( 1 1 ) j r 广- 一晶格摩擦力( 阻碍位错运动的力和晶格阻力) ； 民一一置换强化增量； 研。，一一间隙强化增量； 。，一一析出强化增量； 研。“一一相变强化增量： a d j ，r 一位错及亚结构强化增量； k 一一界强化因子： d 一一品粒直径： 相对j ：强化理论而言，韧化理论的发展是滞后的，随着工程技术的发展，人 们对鲫性与钢结构安全可靠性的认以开益加深。目f m 一般采用5 0 f a t t 作为冲 击韧脆转折温度，因其受试样尺寸影响较小，更接近材料的本质性能指标。间隙 固溶是一种最经济有效的强化方式，然而i 白j 隙原子( c ，n ) 可强烈地引起基体点 阵品格畸变，使钢中的微裂纹易于产生和扩展，冲击功明显降低。 提高钢的韧性有4 项措施：细化晶粒或各种显微组织；尽量降低钢中有害杂 质的含鞋；球化脆性第二相粒子，减小应力集中系数：引入韧性较好的不连续组 元，阻止裂纹扩展。 新型的高强度微合金钢强度主要由超细晶粒提供，同时细小弥散的微合金碳、 氮化物的析出强化也有很大贡献。晶粒细化和碳、氮化物析出的控制都可以通过 调节控轧控冷工艺参数来实现。在新型高强度微合金钢开发中，应集中研究晶粒 细化的方法以及控制析出的发生，从而得到具有优良综合性能的新型钢材。 l _ 3 1 细晶强化 细晶强化的特点是：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。 一3 一 东北大学硕士学位论文l 绪论 2 0 世纪5 0 年代，h a l l p e t c h 提出晶粒尺寸与屈服强度的关系方程式： o r = o r o + 七d “2 ( 1 2 ) 这罩的晶粒直径d 则为广义的晶粒直径。对低碳钢大量的实验研究表明，在 应变速率为6 1 0 。ls “内，晶粒直径范围由3 9 m 到无限大( 单晶) 时，室温下 的幺值为1 4 o 2 3 ，4 n m m 3 坨的范围内。在微合金钢中一般采用k = 1 7 4 n m m 鲋2 。 一般束讲随着晶粒尺寸的变小，韧脆转折温度下降。p e t c h 进一步研究发现了 韧脆转折温度瓦与晶粒尺寸d 的关系式，如式( 1 3 ) 所示： i = 口一6 矿2 ( 1 3 ) 式中口包括了除晶粒直径以外的其他所有因素对韧脆转折温度的影响，而 b a r “2 为品粒直径对切脆转折温度的影响。当铁素体直径由2 0 9 m 细化到5 p a n 时， 可使疋下降8 l 。品粒细化的脆化矢量为一0 8 0 。c m p a ，而析出强化和相变强化的 脆性矢馈为o4 6 i m p a ，因此品粒细化可以在大幅度地提高强度的同时使韧脆转 折温度大幅度降低。品粒细化是惟一既提高强度，又提高韧性的强化方式。综合 利用微合金化与控轧控冷技术可细化品粒，明显提高钢的强翩性，获得具有优良 综合性能的新型钢材。 在微合金化控轧钢中挟得细品的主要方法是：在舆氏体未蹲结晶区进行大变 形，促进微合金元素碳氮化物的析出、增加末再结晶奥氏体品界、形变带和位错 孪晶等晶体缺陷，以增大有效晶界面积，提高形核率，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、亚微米级的超细晶粒组织是未来钢铁 材料的发展方向哪】。 1 3 2 析出强化 1 9 4 8 年，o r o w a n 提出了位错绕过第二相运动的绕越机制( 即o r o w a n 机制) ， 并得出了第二相强化效果的定量计算公式。根据这一公式，第二相粒子的尺寸必 须为纳米数量级。1 9 6 8 年，在含n b 钢中观察到了纳米级的碳氮化铌粒子。这些 工作证明微量碳氮化物在钢中可以有效地产生强化作用，而微合金元素n b 、v 、 t i 成为钢中极为有效的强化元素。微合金元素的强化作用有两种方式：一是细小 碳氮化物的析出强化；二是碳氮化物阻止晶粒长大的细晶强化。 为使相变前奥氏体晶粒保持细小，要求碳氮化物粒子在奥氏体中不溶或在热 轧过程当中析出。为实现析出强化，要求在奥氏体铁素体相变过程中或相变后碳 氮化物粒子以纳米级尺寸析出。为此，需对微合金元素的碳氮化物的溶解、析出 一4 一 东北大学硕士学位论文1 绪论 行为有所1 i 魑。 碳化物和氮化物在奥氏体和铁素体中的溶解度以微合会化元素和碳、氮的质 量分数的溶解度积柬表示。表达溶解度积温度函数的关系式如下所示： l 践= l g 嗍m = a b t ( 1 4 ) 式中，眨为平衡常数； m 为微合金元素的固溶量( 质量分数，) ； a 1 为碳 或氯的固溶量( 质量分数，) ：a 和b 为常数：7 1 为绝对温度。 根据溶解度数据，可以了解不同微合金元素的作用。t i n 、n b n 、t i c 、v n 、 n b c 、v c 溶解度依次序递增，t i n 的溶解度低，非常稳定，在轧钢再加热或焊接 j j u # , , l 的高温条件下基本不溶解，可以抑制奥氏体晶粒长大。铌的碳化物和氮化物 的溶解度较低，会在热轧过程中析出，阻止变形奥氏体再结品。一般来既，微台 金碳、氮化物的析出强化潜能随在奥氏体中溶解度的提高而增强。在其它条件相 同时，析出强化的强度随析出物体积分数增加和质点尺寸减小而增高。 在奥氏体中形成的析出物对铁索体的析出并没有什么贡献，事实上还可能有 损f 铁索体的强度，只有一部分有用的析出物在奥氏体中形成。它们残留在奥氏 体中，然后以下列两者之一的方式析出：( 1 ) 相变过程中以平面列阵方式在奥氏 体和铁索体的相界上的相i 】j 析l 匕( 2 ) 相变以后在铁索体中析出，析出物在位错 线上形成，或者在位错密度低时，一般在簦体上析出。析出的形貌和分布取决于 析出相的固溶度、冷却速度以及取决于由相变温度所确定的位错密度，而相变温 度又取决于冷却速度以及钢中合会元素的含量。这些析出物全都会引起铁素体的 强化，但它们同时会促使韧脆转折温度( d b t t ) 提高。屈服强度每提高l m p a ， d b t t 提高0 3 左右。 除了对力学性能的影响以外，铁素体内的析出物阻碍晶粒长大的作用也十分 重要，特别是在热轧带钢卷取后冷却过程中，析出物的大小是很重要的。通过控 制转交温度可以控制析出物的尺寸。卷取温度越低，析出颗粒越细。同时可以看 出，出于冷却速度增加，析出物的尺寸变的更为细小，同时也增加了强度。但是， 过快的冷却速度会抑制析出，因而在低温卷取时，虽然铁素体的晶粒尺寸十分细 小，但由于析出强化减弱，屈服强度不会得到显著的提高。这时，很细的铁素体 晶粒提供了几乎所有强度，因而强度不是太高，但有良好的塑性和韧性。 n b 和t i 的含量对析出有很大影响。文献中指出：加t i 钢的c r ( 控制轧制) 材和a c c ( 加速冷却) 材的不可溶t i 量随有效t i 量的增加而增加，且a c c 材 的不可溶t i 量值只有c r 材的1 2 ，加热到1 1 5 0 的钢的不可溶t i 量比c r 、a c c 材的析出量少，但随有效t i 量的增加而增加。加n b 钢的c r 材、a c c 材的不可 一5 东北大学硕士学位论文l 绪论 溶n b 量都随加n b 量的增加而增加，且后者比前者少，与c r 材和a c c 材相比， 加热至1 1 5 0 的析出量虽少，但不可溶n b 量随加入n b 量的增加而增加。 由j = 沉淀对微合金钢强度贡1 缺明显，人们通过实验观察研究了沉淀强化理论。 根据g l a d m a n 等的理论，位错线在滑移面上两个相邻粒子之间弓出，模型以沉淀 粒子混乱分布为根据，析出强化为： 仃= ( 5 可“2 x ) i n ( x 2 5 x l 旷) ( 1 5 ) 式中：，- 一沉淀粒子的体积分数， x - - 一沉淀粒子的平均截线直径，m m 由此可见，由沉淀粒子所造成的强化随粒子尺寸的减小和粒子体积分数的增 加而增j 。强化微合会钢的沉淀物只限于碳化物或氮化物，也可以在钢中加入 i o 1 5 的铜，由于铜原子在铁索体中的聚集，也可导致硬化。 1 3 3 相变强化 热轧后加速冷却是提高钢材力学性能的有效途径。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 ) + 多边形铁 索体( f ) 为主的组织。自7 0 年代至今，出h s l a 钢和低碳钢丌发出的显微组织 为贝氏体( b ) + 多边形铁索体( 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用的主要是相变强化以及达到加强晶粒细化或碳氮 化物沉淀强化的效果。通过轧制后的加速冷却，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d 晶粒更加细密而且内部还可能包含亚晶粒。 这种包含亚晶粒的混合组织可以使强度增加。低碳钢轧后经加速冷却，当终冷温 度在适当范围内时，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 较大的体积百分数。粒状贝氏体的显微硬度值比珠光体的显微硬度值高，这是因 为粒状贝氏体中位错密度高，基体上又均匀分布弥散而细小的碳化物，同时在粒 状贝氏体相变时，生成的粒状贝氏体的百分含量也高，因此钢的整体强度增加。 1 3 4 固溶强化 固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化。 ( 1 ) 问隙式固溶强化 一6 东北大学硕士学位论文1 绪论 碳原子的间隙固溶强化是钢中最经济、最有效的强化方式，经过长期以来大 量的实验研究工作证实，在一般的稀固溶体中，溶质的固溶强化造成的屈服强度 增量为： o m 。= k ， 嗍( 1 6 ) 其中：【m 一一固溶体中溶质元素撇的重量百分数： k ”m 一一常数，它们取决于基体及溶质元素的性质。 当钢中蚓隙固溶的碳、氮含量很小时，也可用直线代替抛物线关系。在微合 金钢中，间隙固溶的碳氮含量的变化范围很小，完全可以相当准确的采用近似的 直线关系式。这样固溶强化效果可以用下式表示： 盯= k 饥 嗍m ( 1 7 ) 但在一般的讵火态或热轧态使用的结构钢中，碳氮的固溶强化并不能成为主 要的强化方式，因为高的碳氮含量( 特别是问隙碳氮含量) 将极大损坏钢的韧性 和可焊性。因此微合企钢中尽量避免采用i n j 隙固溶强化方法。 ( 2 ) 嚣换式固溶强化 胃换式溶质原子在基体品格中造成的畸变大都是球面对称的，因而强化效果 要比寐式原子小( 约小两个数量级) 。这种弱硬化作用可使基体的强度平缓增加， 同时基体的韧性、塑性也基本不受损害。 固溶强化是钢铁材料主要强化手段之一，其基本内容可以归纳为两点：( 1 ) 间隙式固溶强化对铁素体基体( 包括马氏体) 的强化效能最大，但是对韧性、塑 性的削弱也很显著；( 2 ) 置换式固溶强化对铁素体的强化作用虽然比较小，却基 本不削弱基体的塑性和韧性。 1 3 5 位错和亚结构强化 金属材料的流变应力( 以及屈服强度) 与位错密度p 之间的关系为： f = a b u p l 7 2 ( 1 8 ) 式中a 为比例系数。大量的研究工作指出立方金属多晶体中，口的值约为0 5 。 由此在体一t l , 立方的口一铁中，位错强化对屈服强度和流变应力的贡献可将( 1 8 ) 式乘以取向因子m 而得到： 盯d = b p p l 7 2 ( 1 9 ) 口铁在退火状态下的位错密度约为1 0 7 c m 2 ，正火状态下可达1 0 8 1 0 9 c m 2 ， 7 东北大学硕士学位论文l 绪论 这时由位错强化提供的强度增量仅为6 6 3 m p a ，相对于晶界的作用，位错的作用 完全可以忽略不计。1 0 冷变形后，位错密度可达到5x1 0 c m 2 ，而剧烈冷变形 后，位错密度最高甚至可高达5 1 0 1 z c m 2 ，这时，位错强化提供的强度增量可高 达约4 4 0 7 m p a ，已经相当接近于铁的理论强度值。因此位错强化也是钢中最有效 的强化方式之一【5 6 】。 此外在易于交滑移的金属中，应变量超过一定程度后，位错就典型地排列成 三维亚结构。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“亚晶”。 现已有大量的实验事实表明，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： t tc s = 8u b d c , l = k 。d c ln 1 0 、 其中：一一为胞状结构的尺寸； 胁一一常数，经有关实验确定大致为0 1 2 4 n m m 。 当亚结构具有亚品特征时，边界通常要完整得多、位向崖也更大，它已经丌 始呈现出f 常晶界得许多特征。实验观测到亚品的力学行为很象品粒，其对强度的 影响般遵从下式： 卿6 = 庸f b d s f 5 “。 ( 1 1 1 ) 其中：d 汀一为亚品的尺寸。 总的来说，当位错密度很低时，仅考虑品界的作用，当位错密度很高时，主 要考虑位错和位错胞状结构的作用；当这些位错重新排列而组成发达的亚晶时， 亚品内部位错密度很低，这时主要考虑亚晶的作用【7 1 。 1 4 控轧控冷技术 1 4 1 控轧控冷工艺 控轧控冷是一种综合多种强化机制的变形工艺，是指在调整钢的化学成分的 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能的目的。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。 8 糸北大学硕士学位论文 l 绪论 4 一 w 奥f e 体的加工硬化 窀彩 奥氏体母相中的 非金属夹杂物 图i2y a 相变1 更a 晶粒细化的方法 f i g 1 2m e t h o d so ff e r r i t eg r a i nr e f i n e m e n tt h r o u g h y at r a n s f o r m a t i o n 控轧控冷的实质是将变形和热处理相结合，进而细化品粒。图1 2 给出了细 化晶粒的几种途径【8 l = 邹i 化母相奥氏体；在加工硬化状态下使奥氏体相变： 适量的析出物和央杂物在奥氏体内部均匀分布；加速冷却。其中是 采用增加形核位羁的方式：则是提高冷印速度加大过冷度。图1 3 描述了上述 四种方法中的组织的变化情况【9 i 。 图1 3 控轧控冷工艺的四个阶段 f i g 1 3f o u rp h a s e so f t h ec o n t r o l l e dr o l l i n ga n dc o n t r o l l e dc o o l i n g 按照轧制过程中的组织变化，控制轧制可以分为三个阶段【10 1 。第一阶段是奥 9 孕铵 王妻 盘一 东北走学硕士学位论文1 绪论 氏体再结晶区控制轧制。主要目的是通过加热时粗化的初始y 品粒反复进行轧制 再结晶使之得到细化，并从而y a 相变后得到细小的a 晶粒。第二阶段为奥氏体 未再结晶区控制轧制。此时，奥氏体变形过程中不会发生动态再结晶，而且在变 形之后的道次间隔时间内静态再结晶也很难发生，奥氏体晶粒变成扁平状，晶粒 内位错密度增加，且有形变带、形变孪晶等缺陷形成，增加了随后冷却过程奥氏 体铁素体相变的形核部位，因而能够有效地细化铁素体晶粒。第三阶段是( t + a ) 两相区控制轧制。这时，未相变的v 晶粒更加伸长，在晶内形成变形带，另一方 面，已相变后的旺晶粒在受到压下时，位错增加，于晶内形成亚结构，进而产生 位错强化和晶粒细化，使钢材进一步提高强度，同时降低韧脆转变温度。 控轧控冷的第四个阶段是控制冷却，在特定温度区内增加冷却速度，使未相 变的y 晶粒发生相交变成微细的多边形晶粒。吐品粒更加细密，且内部包含亚晶粒， 这种包含哑品粒的混合组织可使强度增大，同时亚晶粒的形成也使v t r s 下降。由 于冷印速度增加，析出物的尺寸变的更为细小，同时也增加了强度。但足对于高 强低合金钢，过快的冷却速度会抑制析出，虽然铁素体的品粒尺寸十分细小，但 山于析出强化减弱，屈服强度不会得到显著的提高。这时，很细的铁索体品粒提 供了几乎所有强度，因而强度不是太高，但有良好的塑性和韧性。 1 4 2 微合金元素在控轧控冷工艺中的作用 ( 1 ) 馄( n b ) 在控轧控冷中的作用 铌在控n # l n 和热机械处理时，会产生显著的品粒细化和中等的沉淀强化。 铌含量小至万分之几就很有效；增大其含量不会引起任何重大的改进。当铌与钼 结合时，可以获得特别高的位错强化，但通常各向异性很显著。 l n i k 】在研究微合余钢的热机械处理时指出：铌是在控制轧制中最有利的元 素，因为它能够阻止奥氏体再结晶，因而在高温时也很容易得到在再结晶温度以 下变形而导致的晶粒细化，但是对固溶体中阻止再结晶的铌的作用机理却还没有 完全清楚。大多数研究者认为是由变形诱发铌的碳氮化物的沉淀和变形的亚结构 相互作用而引起的。 自从人们在八十年代发现应用应变诱导相变可以细化晶粒以来，到现在微合 金元素在对应变诱导铁素体相变的规律仍不太明了。y a d a 等人认为微合金元素铌 对品粒细化作用不大。h i c k s o n 和h o d g s o n 的研究认为铌降低了钢的相变温度， 增加了形核驱动力。l e e 等人认为添加铌可以细化应变诱导铁素体晶粒【l2 。”j 。 关于铌在诱导相变获得超细晶粒铁素体中的作用，r a d k ok a s p a r ”j 经过研究， 1 0 东北走学硕士学位论文l 绪论 认为微合会元素n b 有利于诱导相变获得细晶铁素体组织。这是由于应变储能使 铁素体能够在高于平衡温度发生。诱导相变铁素体形核于变形晶界和形变带，可 能是由晶界扩散和界面反应共同控制的。微合会元素n b 提高了钢的应变储能能 力，促进了诱导相变热力学：提高c m n 钢的非再结晶区温度，使变形晶界和变 形带等有利形核位置得到保留，促进了诱导相变形核动力学；n b 的细小碳氮化物 在品界析出以及固溶n b 的溶质拖曳有效地阻止了细晶铁素体的长大，抑制了铁 索体长大动力学，因而添加n b 后有利于钢中诱导相变的发生。n b 提高了诱导相 变临界温度，降低了诱导相变临界变形量，并对诱导相变细晶铁素体的长大有抑 制作用，因此拓宽了利用i 缶界轧制工艺获得细晶组织的控轧控冷工艺窗口。他们 通过采用含铌的低碳低合会钢和相应成分的普通c m n 钢对比得出了以下结果： ( 1 ) 形变提高的含铌钢的相变温度要比c m n 钢高很多；( 2 ) 含铌钢发生诱导相 变所需的最小变形量要低于不含铌的钢；( 3 ) 相对于不含铌钢，含铌钢中变形速 率对促进诱导相变的影响要大；( 4 ) 利用诱导相变获得超细铁素体，需要在非再 结品区轧制才能得到大量的细品铁索体组织，铌提高了奥氏体的再结晶温度，从 而扩大了奥氏体的非再结晶区，扩展了诱导相变控轧工艺窗口。 ( 2 ) 钒( v ) 在控轧控冷中的作用 钒产，卜中等程度的沉淀强化和比较弱的品粒细化，而且是与它的重量百分含 量成比例的。氮加强了钒的效果。可用钒的沉淀强化和铌的晶粒细化结合使用。 含v 微合金钢的一个重要特点是v 的碳氮化物在奥氏体中的溶解度很大，溶 解温度也很低 1 8 - 2 0 1 。因此含v 微合金钢控制轧制的特点是充分发挥奥氏体再结晶 控制轧制( r c r ) 的作用，通过奥氏体再结晶过程的反复进行达到细化奥氏体晶 粒，进而细化铁素体晶粒的目的。这一过程的突出优点是允许较低的加热温度和 较高的终轧温度，因而轧制过程比较经济。 ( 3 ) 钛( t i ) 在控轧控冷中的作用 钛在钢中具有阻止晶粒长大、提高钢的淬透性、阻止形变奥氏体再结晶及产 生显著的沉淀强化效果等作用，因而在钢中获得了广泛的应用，它是低合金高强 度钢中十分重要的合金元素，在工具钢、不锈钢及结构钢等钢中也有广泛应用 2 ”。 含t i 微合金钢在t i 含量超过0 0 2 时，其对强度的影响趋势及原理与n b 钢 相同，而在o 0 2 以下时对强度的影响极小。这是因为当t i 含量在0 0 2 以下时， 所有的t i 与钢中的n 相结合，形成t i n 在凝固过程和奥氏体高温区析出【2 ”，而 t i n 的溶解温度很高，加热过程不溶解。当含量超过o 0 2 时，多余的t i 将和c 结合形成t i c ，而t i c 的固溶与重新析出参与了组织和强度的变化。 东北大学硕士学住论文1 绪论 由钛所引起的屈服强度的增加是十分复杂的。因为钛和氮有很强的亲和能力， 所以钛在钢水中就形成了氮化钛，钛在加入量大约在o 0 2 5 以下不改变强度。这 个值与氮含量有关。钛含量较高的钢，其强化作用与锰的含量有关。在锰含量低 时，屈服强度的增加丌始比较缓慢，随着钛含量的继续增加而迅速增加。在较高 的锰含量卜却出现了相反的倾向，随着钛含量的增加其强化作用降低。 在微合金钢特别是含铌微合金钢的控制轧制中，通过在奥氏体未再结晶区轧制 可有效的细化晶粒。在奥氏体未再结晶区进行大变形是获得超细组织的最有效方 法之一。通过对奥氏体未再结晶区的大压下轧制，可有效的减小奥氏体的晶粒尺 寸，提高变形奥氏体的位错密度，增加形变带和位错、孪晶等晶体缺陷，从而增 加炎氏体向铁索体转变的彤核位置。一般热轧得到的晶粒为2 0 p m ，轧后施行f 火 处理呵使品粒细化至1 0 , u m ；控制轧制后加速冷却可以得到约4 1 a m 的品粒。松村等 的报道采用a r 3 以上稍高温度进行大形变量轧制得到约2 p m 的品粒，为目i 订报道 应用控制轧制得到的最细小组织。 控制冷上f j 速度对于微合金钢的性能影响是十分重要的。冷却速度越快，通过 十变温度区的过冷度越大将降低t d 的相变温度a r 3 ，从而提高铁索体的形核 逃：器件降低铁豢体t 铀粒的长大速率使铁索体品粒得到细化。冷卸速度对于微合 金碳氮化物的析出也有重要影响。当冷却速度高时，碳氮化物析出量较多，而当 冷却速度过快时，晶粒虽然得到了细化，但是由于微合盒碳氮化物析出量减少， 因此，强度不能得到很大程度的提高。所以，为得到晟佳的强化效果，应该合理 的制定控制冷却制度。 1 5 热变形奥氏体的再结晶行为 1 5 1 奥氏体的静态再结晶 变形中因加工硬化的作用，从热力学角度来看，动态回复的组织是不稳定的。 因此，变形后保持高温就会因静态回复而发生变化。静态回复过程受热加工变形 量的影响，可分为三个过程：静态回复、静态再结晶和亚动态再结晶。静态再结 晶和亚动态再结晶是变形后静态软化过程的主要机制，它决定着多道次轧制过程 道次间隔时间内的软化过程，或者说决定着多道次轧制过程能够实现的应变累积 的程度，因此对于轧制过程的组织变化及控制具有重要意义。 静态再结晶和亚动态再结晶的驱动力均为变形蓄积的应变能。因此能够影响 应变能的因素均对静态再结晶和亚动态再结晶有影响。大量研究表明 2 3 - 3 i 】：变形 1 2 东北大学硕士学位论文1 绪论 温度的提高使静念再结晶和亚动态再结晶过程均显著加快；应变速率对静态再结 晶和亚动态再结晶过程也有很大的影响，随着应变速率的增加，静态再结晶和亚 动