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大连理工大学硕士学位论文 摘要 随着薄板坯连铸连轧技术( t s c r ) 的迅速发展，开发新品种，提高产品附加值已成为 t s c r 技术发展的一个重要方向。而开发微合金化钢是一条重要而有效的途径。由于v 元素的碳氮化物在奥氏体中具有较大的固溶度积，是提高析出强化增量的最有效的方 法，且对轧制工艺无特殊要求，被认为是c s p 流程最适合开发高强度级别板材的微合金 元素。 2 0 0 4 年，在钢铁研究总院和珠江钢铁有限公司的共同努力下，在国内率先在c s p 流程上利用v _ n 微合金化和控轧控冷技术开发出屈服强度为5 5 0 m p a 级别的微合金钢。 本文就珠钢生产的v n 微合金钢，利用l e s i c a 光学显微镜观察了连铸坯和热轧板的微 观组织：利用相分析技术、扫描电镜、透射电镜和e d a x 能谱分析了连铸坯和板材中的 第二相析出情况，利用t h e n i l o c a l c 软件在理论上分析了第二相的析出行为：并利用热 模拟实验探讨了第二相析出与晶粒细化的关系。研究结果表明： 1 ) 热轧板具有非常细小的铁素体组织，铁素体平均尺寸为3 7 5 岫： 2 ) 在连铸坯和热轧板中发现了大量的第二相析出颗粒，化学成分主要为( v ) ( c ，n ) 和 ( t i ，v ) ( c t d ，尺寸多介于1 0 6 0 衄。连铸坯和热轧板中第二相析出具有相近的 析出量和粒度分布。根据t h e n n o c a l c 计算，分析认为钢中的t i 和赳对v 的析 出产生较大的影响： 3 ) 通过热模拟实验对比了v n 微合金钢和c m n 钢再结晶奥氏体晶粒在均热过程 中的长大行为，结果发现，v _ n 微合金钢连铸坯中大量的第二相析出颗粒对再结 晶奥氏体晶粒的长大过程产生抑制作用，从而细化了相变前的奥氏体晶粒： 4 ) 通过对v - n 微合金钢试样变形后模拟冷却卷取，可得相变后铁素体平均晶粒尺 寸在3 9 4 5 m 左右，相变细化比d ，以为3 6 4 3 。比原始奥氏体尺寸为3 0 3 5 阴l 的c m n 钢相变细化比4 3 5 o 略低。 关键词：e a f - c s p ；v n 微合金；第二相析出；晶粒细化 e a f c s p 流程v - n 微合金钢第二相析出及对晶粒细化影响研究 e x p e r i m e n to ft h es e c o n dp h a s ep a r t i c l e sa n d i t se f k c to ng r a i n r e f i n e m e n ti nv - nm i c r o a l l o y e ds t e e lp r o d u c e db ye a f c s p a b s t r a c t w i t l l 廿l er a p i dd e v e l o p n 嗽l to ft 1 i i ns l a bc 嬲t i n ga n dr o i l i n gp r o c e s s ( t s c r ) ，t od e v e l o p n e wf a d ea n db j g h v a l u ea d d e ds t e e lb e c o m ean e wr e q u i r e m e n t a n dm i c m a l l o y 抽gi sa n e f f i c i e n tw a y s i n c et h es o l i ds 0 1 u b i l 畸o fv ( c 0 0i s 留e a ti na u s t e 血e ，a i l d 也e r e sn os p e c i a l r o l l i i l gp r o c e s sf o rp r o d u c i n gv nm i c r o a l l o y e ds t e e i ，i t s c o n s i d e r e dt h a tf h em i c r o 鲥1 0 y e l e m e n tvi st h em o s ts u i t a b l ee l e m e n tf o rd e v e l o p i l l g1 1 i 曲s 廿_ e n 酽hr n i c m “1 0 y 证gh o t 矧p b a s e do ne a f - c s p p r o c e s s b ye m p l o y i n gv nn l i c r o a l l o y i l l ga 工l dt m c pt e c h n o l o g i e s ，t h ev nm i c r o a l l o y e ds t e e l 诵t l ly i e l ds 廿e r l g mo f5 5 0 m p a ( 8 0 k s i ) i sp u to nt r i a lu j l d e r t h ee 韵r to fc i s r ia n dz h 吗i a n g s t e e l i i l 也i sp a p c r ，t h eo p t i c a lm i c r o s c o p ei su s e dt oo b s e r v e 也em i c r o s 协l c t u r eo fm ea s c a s t s l a ba n dh o ts 订如t h ep h a s ea n a l y s i s 、s e m 、t e m 、e d a xe n e r g ys p e c t n i ma n d1 k n n o c a l c a r eu s e dt oa n a l y s i s 幽ec o m p o s i t i o n ，m a s sf a c t i o n 如ds i z ed i s t r i b u t i o no f 廿1 es e c o n dp h a s e p a r t i c l e s b yu s m g 也e m a ls 曲u i a t i o ne x p e r i m e n t s ，t h ce f f e c to f 也e s es e c o n dp h a s ep a n i c l e s o nt h ec o a r s e n m go fr e c r y s t a l l i z a t i o na u s t e i l i t e 掣a i 工i si sa i s os t u d i e d t h er c s u l t si n d i c 砒et 1 1 a t ： 1 )t h em i c r o s 协】c t u r eo ft h e h o ts 缸i pi sc o m p o s e do fu l t r a f i n ef b r r i t ea n dl i t t l ep e a r l i t e t h ea v e r a g es i z eo f 也ef b r r i t ei s3 7 5 岬； 2 ) t h e r ea 挖am a s so fs e c o n dp h a s ep a n i c l e si nt h ea s - c a s ts l a ba n dh o ts 缸p n l e m a i n l yc o m p o s i t i o na r e ( v ) ( c ，n ) a n d ( t i ，v ) ( c ，n ) a n d 廿1 em a s s 丘a c t i o n 趾ds i z e d i s t r i b u t i o no ft h e s ep a r t i c l e si nt h ea s c a s ts l a ba n dh o ts t r i p 盯es i m i l a r 诵t he a c h o t l l e r b a s e do nm et h e n n o c a l cc a l c u l a t i o n ，“sf o u n dt 1 1 a tt l l em i c r o a l l o ye l e m e n t s t ia n da lh a v ei m p o n a me f i e c to n 也ep r e c i p i t a t i o no f v 3 )b yc o n t r a s t o fm eg r o w c l lo ft h er e c r y s t a l l i z a t i o n 删e i l i t eg r 豳so fv - n m i c m a i i o y e ds t e e ic m ns t e e l ，i ti sf b l l i l dt h a tt h ep r e c i p i t a t ep a r t i c l e si n 恤ea s c a s t s l a bh a v es t r o n gr e t a r de 仃e c to nt l l e 伊o w mo ft 1 1 er e c r y s t a l l i z a t i o na u s t e n i t eg m i n s t h e r e f o r er e f i n et h ca u s t e i l i t em i c r o s t m c t l l r eo f t + 旺p h a s et r 觚s f o r i i l a t i o n 4 )b yt h e n i l a ls i m u i a t i o nc o i l i n gp m c e s s ，t i et r a l l s f o n n e df 毫r r i t e l i c r o s t n l c n l r e w i 1 l a v c m g es i z eo f3 9 4 5 哪i so b t a i n e d t h ep h a s et r a n s f 0 衄a 埴o nr a t i od y 以i s 3 6 4 3f o rv nm i c m a l l o y e ds t e e l ( a v e r a g ea u s t e n i t es i z ei s1 5 心0 p m ) w h i c hi s 1 e s s4 3 5 oo f c m ns t e e l ( a v e r a g ea u s t c n i t es i z ei s3 0 3 5 岬1 ) k e yw o r d s ：e a f - c s p ； v - nm i c r o a l l o y i n g ； p r e c i p i t a t i o n ； g r a i nr e n n e m 饥t ，1 1 独创性说明 作者郑重声明：本硕士学位论文是我个人在导师指导下进行的研究工 作及取得研究成果。尽我所知，除了文中特别加以标注和致谢的地方外， 论文中不包含其他人已经发表或撰写的研究成果，也不包含为获得大连理 工大学或者其他单位的学位或证书所使用过的材料。与我一同工作的同志 对本研究所做的贡献均已在论文中做了明确的说明并表示了谢意。 作者签名：日期： 大连理工大学硕士研究生学位论文 大连理工大学学位论文版权使用授权书 本学位论文作者及指导教师完全了解“大连理工大学硕士、博士学位论文版权使用 规定”，同意大连理工大学保留并向国家有关部门或机构送交学位论文的复印件和电子 版，允许论文被查阅和借阅。本人授权大连理工大学可以将本学位论文的全部或部分内 容编入有关数据库进行检索，也可采用影印、缩印或扫描等复制手段保存和汇编学位论 文。 作者签名 导师签名 垂丕函! 宝 假巧k ! !年生月兰二- 日 5 7 大连理工大学硕士学位论文 1 1 薄板坯连铸连轧技术 绪论 1 1 1 薄板坯连铸连轧技术简介 薄板坯连铸连轧是2 0 世纪8 0 年代末开发成功的生产热轧板卷的一种全新的短流程 工艺，是继氧气转炉炼钢、连续铸钢之后钢铁工业最重要的革命性技术之一。世界各国 都给予关注，并先后投入了大量的人力、物力进行研究、开发、推广，目前世界各地已 有5 0 多流薄板坯连铸机投入使用或在建，形成6 0 0 0 x 1 0 4 t a 的生产能力，而且今后仍 有广阔的市场前景，成为目前钢铁界的技术热点【l 】。 薄板坯连铸连轧技术是基于以下几个基本原则提出圈，同时也是基于这些原则不断 发展和完善的：提高工序的连续性，最大限度地减少加工工序，采用连铸坯直接轧制工 艺( h d r ) ，从钢液到成品板卷的生产流程只包括那些必需的工序；最小的能源消耗，一 方面通过采用近终形连铸，降低轧制工序所消耗的能源，另一方面由于工艺的连续性， 连铸坯在轧制前除需少量的补充能源外，不需常规工艺所需的大量能源；最大限度地确 保薄板坯的温度均匀，在衔接段中保温一定的时间，提高薄板坯的温度在长度、宽度、 厚度三个方向的均匀性，使产品具有均匀的微观组织和力学性能、高的厚度精度和良好 的板形。 薄板坯连铸连轧生产模式在相当短的时间内就显示了它强大的生命力，我国钢铁工 业界不仅及时抓住了这个技术发展的契机，而且在引进后不久就已经关注到如何生产高 附加值产品的问题。中国钢铁工业的战略目标中有两个尤为重要。第一：保证充足的钢 材供应以满足国民经济年增长7 的需要；第二：将板管比提高到6 0 7 0 ，即发达 工业化国家水平。要达到这两个目标，更大力度地使用微合金钢及新的薄板坯连铸工艺 最有帮助【3 】。 1 1 2 薄板坯连铸连轧的冶金特性 图1 1 给出了薄板坯连铸连轧流程与传统连铸连轧生产流程对比，可以看出从流程 的角度出发，薄板坯连铸连轧与传统流程的区别主要在于连铸坯的厚度、浇铸速度( 拉 速) 、铸坯的热历史以及轧制工序的差异。图1 - 2 给出了这两个流程铸坯热历史的对比。 表1 1 给出了这两个流程的一些主要冶金特点对比【4 j 。 呈竺兰翌! ! 壅! 型堂全塑苎三塑堑坐墨型曼塾塑些丝堕婴塞 连铸 板坯加热 初轧精轧控冷 卷取 图l - 1 薄板坯连铸连轧与传统连铸连轧生产流程对比 隐1 1c o n 订鼬t b e t w e e nt h ms i a bc a s t i n g 肌dr 0 1 1 啦札dc o n v e n 廿o n a lc 0 0 1 - c h 鹕e da n dr o l l i n g t j m 9 图1 2 薄板坯连铸连轧技术与传统连铸连轧生产流程热历史对比 f 塘1 2c o n t r a s to f t i l es l a bt h e 加a 】h i s t o r yb e t w e e nt s c ra n dc c r 表1 1 ：薄板坯连铸连轧与传统连铸连轧冶金特性对比 t a b l el 一1c 舳衄s to f 埘e 组j 1 u r g i c 8 if c 咖r eb e 晰nt s c ra n dc c r 项目薄板坯连铸连轧传统连铸 板坯厚度 5 0 8 0 m m2 5 0 m m 浇注速度 3 5 6 0 毗o 7 5 1 2 5m ，s 铸态晶粒尺寸 4 0 0 1 2 0 0u m2 0 0 0 3 0 0 0pm 合金元素固溶量固溶量大，析出物多，细小国溶量小。析出物少 加工时间 o 5h5 6h 椭 瑚 m 蛳 枷 柳 。 p#，r 大连理工大学硕士学位论文 从表1 1 我们简要分析一下薄板坯连铸连轧的冶金特性【5 】： 1 ) 薄板坯( 5 0 m m 厚) 凝固迅速( 相对与传统厚度为2 0 0 2 5 0 的板坯而言) ，枝晶结构得 到改进且有助于获得更好的均匀性，并能够获得比传统流程更细小的铸态奥氏体组 织，有利于直轧奥氏体组织的细化。 2 ) 非金属夹杂如硫化物等尺寸小且为球状，在热轧过程中不变形，有助于钢材的各向 同性( 强度，弯曲性能) 。 3 ) 设计加入的微合金化元素在轧制前固溶于钢中。由于热轧前连铸坯温度很高，避免 了微合金元素的过早析出。 4 ) 为减小在包晶区连铸的困难，许多微合金化钢把碳含量控制在0 0 3 o 0 6 。这 有助于改善钢的韧性和可焊性。 5 ) 均热炉中的温度设定取决于微合金化元素的种类，对其进行设定时应以使微合金元 素全部固溶于钢中为原则。 6 ) 热装热送直接轧制是降低热轧能耗的主要环节。 7 ) 对薄板坯，第一道次的压下量通常超过5 0 。高温下的巨大的变形对粗大的奥氏体 晶粒的动态和静态再结晶是必要的。 8 ) 奥氏体晶粒的细化是获得细小铁素体组织的前提。 9 1 热轧后的加速冷却有助于改善铁素体组织。 1 1 3 薄板坯连铸连轧技术带来的热点问题 由于薄板坯连铸连轧流程自身的特点，其与传统流程的差异，在生产过程中和产品 开发过程中不可避免的遇到许多新的问题【6 】： 1 ) 表面质量 基于薄板坯连铸连轧生产线的特点，其产品、尤其是薄规格产品的表面质量一直是 普遍关注的问题。经过不懈的努力，在这方面已经取得了显著的进展。但从以热代冷制 造汽车外部件的冷成型钢板的角度出发，薄板坯连铸连轧的带材在表面质量方面仍然需 要做进一步的努力。 2 ) 钢种 当前薄板坯连铸连轧生产的钢种已经相当广泛，合金钢、微合金钢和特钢等高附加 值的钢种在总产超中所占的比例日益增加，这代表了该技术的发展局势。 3 ) 薄板坯连铸连轧的进一步发展 e a f c s p 流程v - n 微合金钢第二相析出及对晶粒细化影响研究 对于薄板坯连铸连轧技术的进一步发展，c s p 和i s p 都有相应的设想。就技术方向 而言，它们大致归结为以下几个方面： a ) 生产流程的改进：如i s p 提出了i s p - e c r 流程，即无头连铸连轧技术。计划能 够生产o 7 m m 的热轧超薄带钢。今后进一步发展为连铸连轧式的集成化带钢的生产线。 其产量达到2 0 0 万吨年。而且品种和规格范围进一步扩大。 b ) 技术的进一步完善：电炉或转炉与c s p 相结合的洁净钢的生产：夹杂物控制、 无渣及可控的电炉出钢、出钢时防止增n 及o ，严格的钢包炉和中间包的温度控制，这 对表面质量尤为重要；快速实现新钢种的开发和投产。 c ) 连铸机的改进：铸机直弧段从初期的6 m 增加到1 0 m 以上，结晶器结构的改进 等。 1 2 微合金化技术以及热机械控制轧制技术( t m c p ) 简介 1 2 1 微合金化技术 微合金元素是指在钢中加入量不超过o 2 ，却能显著改变其力学性能的元素。常 用的微合金元素有n b ，v ，t i 等。 微合金元素在钢中的主要作用是：高温下未溶解的微合金碳氮化物阻止奥氏体晶粒 长大；轧制温度下未溶解的或应变诱导析出的微合金碳氮化物阻止再结晶晶粒长大；轧 制温度下固溶的微合金元素和应变诱导析出的微合金碳氮化物对基体的再结晶行为产 生重要的影响；微合金元素或微合金碳氮化物对基体y n 相变行为产生重要影响；较 低温度下沉淀析出的尺寸非常细小的微合金碳氮化物产生强烈的沉淀强化效果；微合金 元素与c 、n 、o 、s 等非金属元素的强烈的亲和力导致的固定钢中的c 、n 、o 、s 元 素的作用。 而为了较为准确地了解微合金元素的不同作用的程度并对其作用进行定量的考虑 和相应的化学成分和热加工工艺设计，必须首先准确了解微合金元素在钢中的存在形 式，即准确定量掌握微合金元素在钢中的固溶量和形成微合金碳氮化物的量，以及这些 量随钢材化学成分和温度的变化的规律，这主要通过微合金碳氮化物在铁基体中的固溶 度积公式计算。 不同的研究者对各种微合金碳氮化物在铁基体中的固溶度积公式研究结果是不同 的，但基本的结果均是很相近的。不同温度下各种微合金碳氮化物在奥氏体中的固溶度 积见图1 3 【7 1 。可以看出，t i n 具有最小的固溶度积公式而v c 具有最大的固溶度积公式。 固溶度积低，相应的处于固溶态的微合金元素m 的质量百分数就较低，而保持未固溶 的碳氮化物的体积分数就越大，有利于组织的细化；而固溶度积越高，相应处于固溶态 d 大连理工大学硕士学位论文 微合金元素m 的质量百分数就越高越高，而相应的可在较低温度下析出的体积分数越 大，有利于第二相析出强化。 f 星 专 亭 呈 图1 - 3 常见微合金元素碳氮化物在奥氏体中的i 司溶度积比较 f i g1 3s o l i ds o l u b i i i l yo f v 盯i o u sm i c r o a l l o y e dc a b i n e m e s 1 2 2 热机械控制轧制技术( t m c p ) 简介 热机械处理工艺( t m c p ) 是2 0 世纪六、七十年代发展起来的钢铁生产技术，是控制 轧制和控制冷却技术结合在一起的统称。通过控制奥氏体组织演变、相变和沉淀来改善 材料的性能，是生产高性能钢最先进的技术之一。典型的控制轧制三个阶段和每个阶段 组织变化见图1 4 ： 图1 4 控制轧制的三个阶段及奥氏体组织变化 f i g ，1 4s c h e m 撕ci l l u s t r a t i o no f t l l r e es t a g e so f c o r r 仃o l l e d - r o l l i n gp r o c e s s a n dc h 蛐g ei nm i c r o s 订u c t u r ew n hd e f o m i a t i o ni ne a c hs t a g e 队f c s p 流程v - n 微合金钢第二相析出及对晶粒细化影响研究 i 阶段：奥氏体再结晶区变形。粗大的奥氏体晶粒通过多道次的反复再结晶使晶粒细化， 但晶粒仍比较粗大，细化效果不十分显著。通过铸坯中的析出可以加强这种细化作用。 i i 阶段：奥氏体未再结晶区变形( 9 5 0 啦3 ) 。通过累积变形量，形成大量被拉长的变 形奥氏体，增加了奥氏体每单位体积的晶界面积，同时，晶内引入了高密度位错、变形 带等缺陷，使铁素体形核位置和形核率都进一步增加，得到的铁素体组织将是很细小的。 阶段：奥氏体和铁素体两相区变形。一方面奥氏体晶粒被压扁，晶内引入大量缺陷； 另一方面，铁素体在较小变形量下发生回复，形成亚晶结构，而在大变形条件下发生连 续动态再结晶，形成被大角晶界所分隔的晶粒。在冷却过程中，变形奥氏体转变为铁索 体，但由于第二相铁素体的存在，相变铁素体的长大受到阻碍，获得的晶粒尺寸较小【s j 。 1 2 3 钒氮微合金钢强韧化机理 钒氮微合金化明显提高了钢的强度，同时了提供了良好的塑韧性。其中，v 主要起 沉淀强化和细晶强化作用，而钢中添加n 元素则使钒的作用更加充分地发挥了出来。前 苏联大约在二十几年前就开始了对钢的碳氮化物强化法的研究，乌克兰国家科学院金属 合金物理工艺研究所在这方面近来也有所发展【9 】，总的来说大致都是基于以下主要机理： 1 ) 改善碳化物的分布，固有的析出强化； 2 ) 钢的奥氏体晶粒及铁素体晶粒的细化； 3 1 生成完善的亚晶粒组织。 高氮钒钢中由于v n 或v ( c ，n ) 的析出，通过热轧前控制奥氏体中富n 的v ( c ，n ) 析 出和相变后富c 的v ( c ，n ) 在铁索体，以及控轧控冷手段，可以生产高强度的微合金钢。 其中晶粒细化和析出强化对强度的贡献是非常有效。图1 5 给出了钒氮微合金化热轧钢 的强化机制示意酬“。 沉淀 晶粒尺寸 球光体 同溶韵 菇体 图1 5v - n 钢的强化机制，v 、n 微合金化钢中晶粒细化和沉淀强化对强度的贡献超过了7 0 ，护1 f i g 1 5s 打e n 垂h e nm e c h 如i c so f v - nm i c r o a l l o y e ds t e e l ，t h ec o n t r i b u t i o no f g r a i nr e f i n e ds t r e n g m e n l n g a n dp r e c i p n a t i o ns 订e n g m e ni sm o r et h a n7 0 大连理工大学硕士学位论文 1 3 奥氏体晶粒长大的基本理论 晶粒细化是微合金钢中最为重要的一种既强化又韧化的强化机制。因此，如何获得 细小的相变铁索体晶粒，是微合金钢理论研究的一个重要问题。 传统的理论认为，相变铁素体晶粒细化涉及到两个方面的问题：1 ) 如何提高相变前 奥氏体的有效晶界面积：2 ) 如何提高y a 相变细化比。在前一个问题上，对n b 微合 金化钢来说，主要是通过未再结晶区的控轧，利用形变带和压扁的晶界来增加有效晶界 面积以提高形核率。对于微t i 处理的微合金钢来说，主要是通过再结晶控制轧制利用 奥氏体的反复再结晶来细化奥氏体晶粒，并通过连铸坯中析出的第二相来钉扎再结晶完 成后的奥氏体晶粒。对后一个问题来说，主要通过加速冷却( a c ) 来降低相变温度来进行。 但近几年来对d i f t 的研究结果表明，通过形变强化相交可以诱发动态相变的方式可以 获得很细小的铁素体晶粒【l 。 一般来说，高温热处理过程中奥氏体晶粒的长大，即晶界迁移的作用力主要来自于 三个个方面： 1 1 形变储能，也称畸变能。材料经剧烈变形后，其晶体内部产生大量的缺陷即位 错结构，这些缺陷使晶体点阵产生不同程度的畸变，从而增高了晶体的能量， 这些增高的能量一部分储存在晶体内部，称之为形变储能。 2 ) 晶界的自由能，也称界面能。从力学角度考虑，由于界面具有表面张力，所毗 一个弯曲的界面必定受到一个法向力的作用，在这个力的作用下会引起界面的 迁移。从热力学原理来说，晶粒越细小，单位体积的界面自由能越高，所以在 晶界能的作用下晶粒会发生自发的长大j 。 3 ) 第二相颗粒对晶界的钉扎。当运动着的晶界遇到第二相质点时，质点将对晶界 施加一个阻力，从而拖住了晶界的迁移。一般来说，质点并不会运动，所以对 晶界迁移速率不会产生影响，而主要是对晶界运动的驱动力长生一个反方向的 阻力，一般成为钉扎力。 在本节中，主要阐述奥氏体长大的经验模型及第二相控制高温奥氏体晶粒长大的基 本理论。对第二相控制奥氏体晶粒讨论包括：1 ) 第二相颗粒均热过程中奥氏体粗化行为 的控制：2 ) 第二相颗粒对奥氏体再结晶后晶粒长大的控制。 1 3 1 晶粒长大的经验模型 b e c k 等提出等温过程中晶粒尺寸随时间的变化满足： d ”一d ：= c + f ( 1 - 1 ) e 甜屺s p 流程v _ n 微合金钢第二相析出及对晶粒细化影响研究 这里d 为最终晶粒尺寸，d o 为初始晶粒尺寸，c 为常数，和实验钢的成分和均热 温度有关，f 为时间。 s e l l a r s 掣1 4 1 根据试验结果首先提出了c l 钢在等温均热过程中其奥氏体晶粒尺寸 满足： d ”一彰= 4 + e x p ( 一q 鼯r 丁) + f ( 1 - 2 ) 这里n 和爿基于材料成分和工艺的常数，q _ 。为晶粒长大激活能，r 为气体常数，r 为绝对温度。 现有的多数描述奥氏体晶粒长大的经验模型主要是根据s e l l e r s 提出的公式演化而 成。表1 2 给出了几种针对不同类型钢再结晶完以后等温过程中奥氏体长大模型参数。 表1 2 几个描述再结晶晶粒长大的经验模型参数【1 2 】 t a b j el - 2s u m m a 掣o f e m p i r i c a lm o d e l sd e s c r i b j n ga u s t e n j t eg r a j ng r o 吼h 【1 2 】 图1 6 给出了根据这些经验模型计算的c m n 钢在高温均热过程种奥氏体晶粒尺寸 随温度的变化对比，图1 7 给出了根据经验模型预测的t i 微合金钢和n b 微合金钢均热 过程种奥氏体长大过程和实验结果的对比【l ”。由于些模型是针对特定的c 一l 钢和微合 金钢实验结果回归的参数，所以这些模型并不能广泛适用于所有钢种均热过程种奥氏体 的长大行为分析。而对于再结晶完成以后的长大过程仅具有参考价值。基于以上的分析， 本实验中主要采用第二相控制奥氏体长大的基本理论来分析连铸坯中析出的第二相对 均热过程中奥氏体的粗化行为以及再结晶完成以后再结晶奥氏体的长大行为影响。 大连理工大学硕士学位论文 图1 8 给出了对c m n ( 钢和c m n t i 钢，根据这些模型计算的在9 0 0 和1 0 0 0 初始奥氏体尺寸为l o 岬时奥氏体平均晶粒尺寸随温度的变化曲线。j z h a n ga n dt n b a k e r 等人根据实验室研究【1 5 ，给出了v - n ( 0 1 6 v o 0 2 1 n ) 钢均热过程中奥氏体晶粒 尺寸随温度的变化曲线，如图1 9 。从这些曲线中可以看出： 1 ) 随着温度的升高，奥氏体晶粒尺寸会增加； 2 ) 微t i 处理的钢得到的晶粒尺寸要比c m n 钢细小的多； 3 ) 在保温初期，晶粒的长大速率是非常迅速的；在后期的保温过程中，奥氏体晶 粒长大变得缓慢，趋向于一个固定值。 喜 差 蠹 t e m p e 糟t i i r e ( c ) 图1 6 根据不同经验模型计算的c - m n 钢奥氏体晶粒长大过程对比 f i g1 6p r e d i c t e da u s t e n i t e 掣a i n 掣o w i hi nc m ns t e e l sb yd i 玎色r e n te m p i “c a lm o d e l t e 田p e r a 岫r e ( 臼t 姐i p e r 爿山r e ( c ) 图1 7 根据经验模型计算n b ，t i 微合金钢中的奥氏体长大行为和实验结果对比 f 弛l _ 7c o m p 积s o n 。f p r e d i c t e da n de x p e r i m e n t a lg r o 谢hb e h a v i o ri nn b ，r im i c r o a l l o y e d s t c e l s 量自v崖j2窜 e a f - c s p 流程v - n 微合金钢第二相析出及对晶粒细化影响研究 。厂_ 二三；翌劐 h ：至：一 tf ：l f 莒l m ，j ! - j i i _ 厂_ 母 一 匠e ! j i l 。4 01 。o t l m e，8 n m e ，s 图i _ 8 根据经验模型计算的c m n ( v ) 钢和c m n - t j 钢奥氏体晶粒长大随时间变化曲线 f i g1 - 8c a l c u i a t e dr e s u l t so f t h ea u s t e n j t eg r a i n 汀o 、v t ha saf u n c t i o no f t i m e f o rc - m n ( v ) s t e e la 1 1 dc - m 小t is t e e l 毫 耋 鼋 墓 蔷 耋 善 图1 9 实验室热模拟测定的v - n 钢中奥氏体晶粒尺寸随温度的变化曲线 f i gl - 9e x p e r i r n e n tm e 觚u r e da u s t e n n e 铲a i ns i z ea sa 丘l n c t i o no f e q u a l i 动t i o n 付m e 1 3 2 第二相颡粒控制奥氏体晶粒长大的基本理论 钢中第二相颗粒阻止高温下奥氏体晶粒粗化的基本原理是由z c n e r 首先定量分析考 虑的【1 7 】，对微合金钢来说，均热过程或再结晶完成以后再结晶晶粒的粗化主要驱动力来 自于晶界能。而阻力则来自于第二相颗粒对晶界迁移的钉扎。由晶粒长大的驱动力和第 二相对晶粒长大的阻力( 钉扎力) 的平衡可得到如下形式的关系式： 。c 一手 m 3 ) m 拍 o 大连理工大学硕士学位论文 式中d c 为临界晶粒尺寸，爿为比例系数。z e n e r 首先提出的比例系数为4 ，3 ，后来 的大量试验结果表明该系数值偏大( 即高估了晶粒长大的驱动力) 。而h i l l e r t 的缺陷理论 指出【l8 】，晶界的钉扎q i n n i n g ) 将在两个水平上发生，相应的比例系数分别为2 3 和4 9 ， 正常晶粒长大在两个水平的较低水平处停止，而反常晶粒长大可持续到上一水平。 g l a d m a l l 【l ”l 】详尽分析了解钉时的能量变化从而得到当第二相为均匀分布的球形颗粒时 晶界解钉的判据为： 域2 罟毫一争 m 。， 式中z = d m d o 是晶粒尺寸不均匀性因子即最大晶粒的直径l m ) 与平均晶粒直径( d d ) 的比值，一般金属材料中正常的z 值在2 和2 之间。晶粒正常长大时，z 值约为1 7 ， 此时可得比例系数4 约为o 1 7 。均匀钉扎或弱钉扎( 即晶粒长大驱动力和钉扎力均较小， 亦即晶粒尺寸较大) 解钉( u n p i i l i l i i l g ) 后晶粒长大时z 值可达3 ，相应的比例系数4 约为 o 4 4 ( 即硪l l e n 理论的钉扎下水平“9 ) 。而非均匀钉扎或强钉扎( 即晶粒长大驱动力和钉 扎力均较大，亦即晶粒尺寸较小) 解钉后发生反常晶粒长大时z 值可高达9 ，相应的比例 系数彳约为0 6 7 ( 即h i l l e r t 理论的钉扎上水平2 3 ) 。该式还表明，即使z 值高达无限大， 比例系数4 最大也只能为h 4 而绝对不可能达到z e n e r 理论的4 3 。 由此，为保证一定晶粒尺寸的奥氏体晶粒在高温下被有效钉扎而不发生粗化，就必 须存在足够体积分数的平均尺寸足够小的第二相颗粒。而由式( 1 3 ) 可看出，增大第二相 的体积分数、降低第二相的平均尺寸均可增大钉扎作用，使基体晶粒大小被控制在较小 的尺寸。 此外，由式( 1 ，4 ) 及相应的理论分析可得出，第二相控制高温下的晶粒尺寸具有所谓 的“方向性”。即晶粒在一开始是否被钉扎将决定所选取的钉扎水平系数4 的差异。若 晶粒在一开始就被稳定钉扎且能够一直保持被钉扎状态，则可取z 等于1 7 即一约为o 1 7 就可保证晶粒尺寸的有效控制；而若晶粒在一开始未能被钉扎而处于不断的正常长大的 过程，则当其尺寸长大到d = o 1 7 矗矿时并不会停止长大而必须长大到d = o 4 4 d 扩时才会被 钉扎两停止长大，故此时必须在式( 1 4 ) 中取z 等于3 即一约为o 4 4 进行计算和设计才 可保证晶粒尺寸的有效控制。此外，被钉扎的晶粒解钉后将会发生较为快速的长大，当 初始钉扎属于均匀钉扎或弱钉扎时，晶粒长大到d = o 4 4 彤时将会重新被钉扎而停止长 大；而当初始钉扎属于非均匀钉扎或强钉扎，晶粒将一直长大到d = 0 6 7 d 厂时才会重新 被钉扎而停止长大：因此在计算可控制的晶粒尺寸时也必须采用不同的z 值或比例系数 e a f c s p 流程v 水微合金钢第二相析出及对晶粒细化影响研究 在冷却过程中，需要控制的晶粒尺寸基本不变化即晶粒长大的驱动力基本不变，而 由于第二相的不断脱溶沉淀使其体积分数不断增加且平均尺寸不断减小，这就使得钉扎 力越来越大，晶界将被钉扎得越来越牢固，因而只需按初始时的d 和厂并取z 等于1 7 即彳约为0 1 7 计算就可确保晶粒尺寸的有效控制。 在高温均热过程中，若初始晶粒十分粗大，根据均热温度计算出的平衡状态下的第 二相体积分数厂和根据均热终了时间计算的第二相尺寸d 仍能有效钉扎晶粒，则亦可采 用z 等于1 7 即4 约为0 1 7 计算可保证控制的晶粒尺寸，因为在整个均热过程中晶粒均 被有效钉扎。反之，若在均热过程中，由于第二相不断固溶而使其体积分数不断减小， 且由于o s t v v a l d 熟化过程的进行使其平均尺寸不断增大，因而钉扎力会在某一时刻小于 晶粒长大驱动力产生解钉而发生晶粒长大，晶粒长大的结果一方面由于使z 值增大而增 大晶粒长大的驱动力，而另一方面由于晶界曲率半径的增大又将减小晶粒长大的驱动 力，晶粒长大初期前者起主导作用，而晶粒长大至一定程度后后者将起主导作用。由此， 若第二相在基体中均匀分布或初始晶粒尺寸较大( 弱钉扎) 时，基体晶粒长大到一定程度 后将会重新遇到第二相被其钉扎而停止长大：而若第二相在基体中非均匀分布使得部分 晶界被钉扎而另一部分未被钉扎或初始晶粒尺寸很小( 强钉扎) 时，则基体晶粒z 值增大 的作用效果远大于晶界曲率半径增大的作用效果，晶粒将发生反常长大并持续相当长的 时间。为此，对于前者，必须在式( 1 4 ) 取z 等于3 进行可控制的晶粒尺寸的计算；而对 于后者，则必须在式( 1 4 ) 取z 等于9 进行可控制的晶粒尺寸的计算。 钢材在略高于a y 相变温度加热时( 如热处理加热) ，由于初始相变后的奥氏体晶 粒尺寸十分细小而必然要发生长大，因而只能在式( 1 ，4 ) 取z 等于3 来进行相应的第二相 控制晶粒长大的设计计算。同样，由于初始再结晶后的晶粒尺寸十分细小而必然要发生 长大过程，因而也只能在式( 1 4 ) 取z 等于3 来进行相应的第二相控制再结晶晶粒长大的 设计计算。 相对而言，完全控制和抑制高温下基体晶粒的反常长大应该说是较为容易的，只需 在相应的成分设计和工艺设计时保证整个加热过程中式( 1 4 ) 的左边始终大于右边即可 实现，通常采用适当的过量设计以确保有效的控制。 1 4 钒氮微合金化和晶内铁素体形核技术 晶内铁素体i g f 技术来源于人们改善非调质钢韧性的研究成果。利用夹杂作为额外 的形核位置来促进铁素体形核，称为“细夹杂物冶金学( f i m ) ”，被认为是继控轧和加 速冷却之后的一种新型细化工艺而引起广泛的兴趣。 大连理工大学硕士学位论文 在y d 过程中，以奥氏体晶粒内的夹杂或其他细小析出物为核心，形成的铁素体 相，一般称为晶内铁索体，它的形成可以有效地细化铁素体晶粒，由此提供了提高h s l a 钢韧性、发展新型铁素体一珠光体钢的新途径 25 1 。 1 4 1 晶内铁素体的形核机制 根据错配理论，夹杂物对铁索体的形核促进能力取决于夹杂物与铁索体之间界面的 晶格共格性。杂质元素( o 、s 、n ) 与m n 、t i 等元素结合形成的夹杂物或第二相颗粒可 为铁索体提供新的形核位置，促进其奥氏体晶内形核。这样的例子在改善焊接热影响区 组织性能的研究中有许多，大量直接和间接的证据都显示第二相对铁素体晶内形核有促 进作用【2 6 】。对不同第二相导致的铁素体界面能及形核驱动力的变化进行了计算，其结果 见图1 1 0 ，在各类第二相中，v n 与t i n 有最高的促进铁素体形核能力【2 7 矧。 dyx d 口x i j ，m 9 图1 1 0不同第二相与铁素体所形成的表面能对形核驱动力的影响 仃w ：r 和第二相的界面能，盯“：和第二相的界面能川 f i g 1 1 0 e 雎c to f i n t e r f a c ee n e r 科b e 押e e nd i 腩r e n ts e c o n d p h a s e p a n i c l e sa 1 1 d f e r r i t e o nd r i v i n g f o r c eo f 姗c l e a t i o n 盯何：i n t e r f 如ee n e r g yb e t w e e ny a i l dt h es e c o n dp h a s ep a n i c l e s ； 盯硝 i n t e 吨l c ee n e g yb e t w e e na 锄dt h es e c o n dp h a s ep a n i c l e s 到目前为止，关于第二相颗粒促进i g f 相变的机制基本可以归纳为三种： 1 ) 由于第二相颗粒和奥氏体热膨胀系数的差异引起的i g f 相变3 0 1 ； 2 ) 由于第二相颗粒与铁索体之间较小的晶格错配度引起的i g f 相变【2 9 3 0 】： 3 ) 由于在第二相颗粒上还有其它质点生成使第二相颗粒周围奥氏体中某些元素含 量贫化引起的i g f 相变口4 3 l 】。 钢中的i g f 也同样遵循经典的形核与长大理论，晶内针状铁素体在夹杂物上的长大 示意图见图l 一11 【3 ”。 e a f - c s p 流程v 制微合金钢第二相析出及对晶粒细化影响研究 图l 1 1 晶内针状铁索体形成长大示意图 f i g 卜l1s k e t c hm 印o f t h e 可o 、v mo f i g f 1 4 2v ( c n ) 在奥氏体中的析出 图l _ 1 2 为根据h s l a 数据库计算得到的钒微合金钢v n 和v c 形核的化学驱动力 【3 3 1 。从图中可以看出，随温度下降，驱动力单调增加，在y a 相变之后其斜率发生变 化，而且相同条件下随氮含量升高，其驱动力也会增大。增氮还可以提高v ( c ，n ) 在奥氏 体中的析出驱动力，如图1 1 3 所示。 p 越 瘸 羽 蜷 牾 z d t e h p e r 月t u r e c e l s i u g ； 甘 g k l 兰 兰 旨 图1 1 2o 1 2 v 钢中v c 和v n 析出的化学驱动力，4 g 用偎r f i g1 1 2c h e m i c a ld m i n g f o r c eo f p r e c i p i t a t i o no f v ca n dv n m0 1 2 vs t e e l 4g 蒯r r 氮含量，p p 。 h o 【f o i l i n ga t9 ( 砷 h o lr o i n ga ll 【) 0 0 图1 1 3 氮含量对v ( c