（材料加工工程专业论文）eh36船板钢tmcp工艺的模拟研究.pdf

东北大学硕士学位论文 摘要 e h 3 6 船板钢t m c p 工艺的模拟研究 摘要 基于t m c p 工艺技术在某中厚板生产线的实现，本文结合生产线的装备情况， 以e h 3 6 船板钢为研究对象，对热变形过程中的变形抗力变化、奥氏体的再结晶行 为和连续冷却过程中的相变行为进行了研究，论文的主要工作如下： ( 1 ) 通过单道次压缩变形实验，测定了实验钢的应力一应变曲线，研究了变形 温度、变形程度、变形速率对奥氏体变形行为的影响，并建立了实验钢变形抗力 模型，可以用来预报轧机低温压下时的承受能力，估计轧机刚度较小的粗轧机的轧 制能力。 ( 2 ) 通过分析应力一应变曲线，研究了实验钢热变形奥氏体的动态软化行为， 确定了动态再结晶模型，其动态再结晶激活能为3 8 1 1 k j m o t 。由r t t 曲线分析了 微合金化元素对动态再结晶的抑制作用。 ( 3 ) 在双道次压缩实验的基础上，确定了静态再结晶动力学模型，计算了静 态再结晶激活能，由静态软化曲线得到实验钢的再结晶终止温度约9 0 0 ，实验钢 第一阶段控轧的终止温度为1 0 0 0 ，第二阶段控轧的开轧温度约9 2 0 。 ( 4 ) 通过热膨胀实验的实验结果，以及金相组织照片，得到了静态c c t 曲线 在4 1 6 s 的较宽冷速范围内转变成贝氏体为主的组织，冷速不同，贝氏体的 形态不同，并且随着冷速的增大贝氏体相变的体积分数不断增大。微合金化元素 尤其是n b 延迟多边形铁素体和珠光体相变，有利于贝氏体相变的进行。 ( 5 ) 6 0 0 以下减速冷却时，实验钢的c c t 曲线的贝氏体转变终了温度线上移， 贝氏体转变区间缩小；6 0 0 e 以下增速冷却时，贝氏体转变终了温度线偏右下移， 贝氏体转变区间扩大。由钢种的成分和前述的再结晶终止温度较高的特点以及未 再结晶区控轧诱发微合金碳氮化物析出，使钢的c c t 曲线向左上方移动，实验钢 以冷速4 1 6 e s ，终冷温度为6 2 0 6 8 0 e 并结合不同的温度、变形制度试轧 为宜。 关键词微合金化钢 变形抗力再结晶冷却相变 i i 东北大学硕士学位论文a b s t r a c t s i m u l a t o ri n v e s t i g a t i o no f t m c pf o re h 3 6s h i pp l a t es t e e l a b s t r a c t t h et h e s i sb a s e do nt h eo p e r a t i o no ft m c p p r o c e s st e c h n o l o g y , c o n s i d e r i n gt h e s t a t u s - o f - e q u i l ：i m e r i to f t h ep r o d u c t i o nl i n e t h ep a p e rw a st oi n v e s t i g a t et h ev a r i a t i o n o fa u s t e n i t er e s i s t a n c eo fd e f o r m a t i o n ，r e e r y s t a i l i z a t i o nb e h a v i o ra n dt r a n s f o r m a t i o n b e h a v i o rd u r i n gc o n t i n u o u sc o o l i n go nt h es u b j e c ti n v e s t i g a t e do fe h 3 6s h i pp l a t e s t e e l t h em a i n w o r kw a si n v o l v e da sf o l l o w s ： ( 1 ) t h ee f f e c t so ft e m p e r a t u r e s ，s t r a i na n ds t r a i nr a t e so nd y n a m i cs o f t e n i n g b e h a v i o rw e r ei n v e s t i g a t e db ys i n g l e - p a s sc o m p r e s s i o nt e s t ，a n dg a i n e dt h em o d e lo f r e s i s t a n c et od e f o r m a t i o nb yr e g r e s s i o n a n a l y s i s p r o v i d i n g t h ef o u n d a t i o nf o r f o r e c a s t i n gt h er e s i s t a n c et od e f o r m a t i o no ft h ef i n i s h i n gm i l li nl o wt e m p e r a t u r ea n d e s t i m a t i n gt h er o l l i n gc a p a b i l i t yo f t h er o u g h i n gm i l lo f l o wp e r f o r m a n c e ( 2 ) i n v e s t i g a t i n g t h e d y n a m i cs o f t e n i n g b e h a v i o ro ft h ea u s t e n i t ew i t h d e f o r m a t i o n ，t h ed y n a m i cr e c r y s t a l l i z a t i o nk i n e t i cm o d e lw a sr e g r e s s e da c c o r d i n gt o t h ee x p e r i m e n t a lr e s u l t s ，t h ea c t i v a t i o ne n e r g yo fd y n a m i cr e c r y s t a l l i z a t i o nw a s 3 8 1 1 k j m 0 1 a n di n v e s t i g a t i n gt h er e s t r a i n e do p e r a t i o no fm i c r o a l l o y e de l e m e n to n d y n a m i cr e c r y s t a l l i z a t i o na c c o r d i n g t or t tc u r v e ( 3 ) t h es t a t i cs o f t e n i n gb e h a v i o rw a si n v e s t i g a t e db yd o u b l e - h i tc o m p r e s s i o nt e s t 。 t h er e c r y s t a l l i z a t i o nk i n e t i c sm o d e lw a sr e g r e s s e da c c o r d i n gt ot h ee x p e r i m e n t a l r e s u l t s a n dt h ea c t i v a t i o ne n e r g yo fs t a t i cr e c r y s t a l l i z a t i o nw a s4 8 4 ，6 3 k j m 0 1 ，t h e t e r m i n a lt e m p e r a t u r eo fr e c r y s t a l l i z a t i o nw a sa b o u t9 0 0 。c ，t h et e r m i n a lt e m p e r a t u r e o ft h ef i n i s h i n gr o l l i n gi nt h ef i r s ts t a g ew a s1 1 0 0 。ca n dt h es t a r t i n gt e m p e r a t u r ei n t h es e c o n ds t a g ew a s9 2 0 ca c c o r d i n gt os t a t i cr e c r y s t a l t i z a t i o nk i n e t i c sc r l w e so ft h e t e s t e ds t e e l ( 4 ) a c c o r d i n gt ot h et h e r m a le x p a n s i o nt e s ta n dm i c r o g r a p h so b s e r v a t i o n ，t h e c u r v e so fc 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 nw i t hn or e d u c t i o nw a sp l o t t e d t h em a j o r m i c r o s t r u c u r ew i t hb a i n i t ew a st r a n s f o r m e dw i t h i nt h ec o o l i n gr a t e sf r o m4 。c st o1 6 。c s 。t h es t ) 7 l eo fb a i n i t ev a r i e sw i t hc o o l i n gr a t e ，a n dt h ev o l u m ef r a c t i o no fb a i n i t e i n c r e a s ew i t ha u g m e n to f c o o l i n gr a t e m i c r o a l l o y i n ge l e m e n t se s p e c i a l l yn b p o s 郇h o n et h et r a n s f o r m a t i o no fp o l y g o n a lf e r r i t ea n dp e a r l i t e ，a n dp r o m o t et h e t r m a s f o r m a t i o no f b a i n i t e ( 5 ) t h et e r m i n a lt r a n s f o r m a t i o nt e m p e r a t u r eo fb a i n i t eo ft h et e s t e d s t e e l i n c r e a s e d ，a n dt h er a n g eo fb a i n i t et r a n s f o r m a t i o nn a r r o w e dd o w n ；t h et e r m i n a l i i i t r a n s f o r m a t i o nt e m p e r a t u r eo fb a i n i t ed e c r e a s e dw h e nt h ec o o l i n gr a t ew a sd o u b l e d b e l o w6 0 0 。c ，a n dt h er a n g eo fb a i n i t et r a n s f o r m a t i o ne n l a r g e d t h et e s t e ds t e e lw a s p u to nt r i a lc o m b i n i n gw i t hd i f f e r e n tt e m p e r a t u r ea n dd e f o r m a t i o ns y s t e mw h e nt h e c o o l i n gr a t ew a sf r o m4 * c st o16 。c sa n dt h et e m p e r a t u r eo ff i n i s h i n gc o o l i n gw a s f r o m6 2 0 t o6 8 0 ， k e yw o r d s m i c r o a l l o y e ds t e e l s ，r e s i s t a n c eo fd e f o r m a t i o n ，r e c r y s t a l l i z a t i o n ， c o o l i n g ，t r a n s f o r m a t i o n i v 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，不包含其他人己经发表或 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己在论文中作了明确 的说明并表示谢意。 学位敝储虢穿拂 日 期：钞穆砂 学位论文版权使用授权书 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：导师签名： 签字日期：签字日期： 东北大学硕士学位论文 1 绪论 1 绪论 1 1 钢的控制轧制与控制冷却 控制轧制与控制冷却工艺作为一种有效的形变热处理手段，是一项节约合金、 简化工序、节约能耗的先进轧钢技术。它通过控制工艺的方法充分挖掘钢材潜力， 大幅度地提高钢材的综合性能，给冶金工业和社会带来巨大的经济效益。 1 1 1 控制轧制与控制冷却的发展及特点 控制轧制是以钢的化学成分调整或添加微合金元素n b 、v 、t i 为基础，在热 轧过程中对钢坯加热温度、开轧温度、变形量、终轧温度及轧后冷却各工艺参数 实行最佳合理控制，以细化奥氏体和铁素体晶粒，并通过沉淀强化、位错亚结构 强化充分发掘钢材内部潜力，提高钢材力学性能和使用性能。控制冷却是对轧后 钢材的冷却工艺参数( 始冷温度、终冷温度、冷却速度) 合理控制，为钢材相变 做好准备，并通过控制相变过程的冷却速度，以达到控制钢材组织状态、各种组 织的组成比以及碳氮化物析出等，可以在降低合金元素含量或碳含量的条件下， 进一步提高钢材的强度而不牺牲韧性，并且大幅度节约了能耗 1 i 。 控制轧制技术起源于上世纪二十年代的欧洲：到了三十年代人们开始注意钢 材的韧性并在工程结构上应用；四十年代，战争对铜铁的大量需要刺激钢铁生产 的发展和技术进步；五十年代初，h a l l 、p e t c h 等人发现了多晶一f e 的强度与晶粒 直径的平方根的倒数成直线关系，这理论上的突破，为提高钢材的强度指明了 努力的方向；六十年代，日本大力开展了控制轧制理论和实践的研究工作。这些 研究成果为控轧工艺的发展提供了理论基础，并且导致采用控轧工艺大批量生产 用于铺设石油天然气管道的高韧性管线钢| 2 j ：七十年代是控制轧制理论研究的全盛 时期，由于世界范围的能源危机，促进了微合金化及控制轧制技术的发展，特别 是七十年代中期，日本发展了( y + n ) 两相区轧制，提出了控制轧制三个阶段理 论，将控制轧制的工艺水平推到了一个新的高峰：八十年代以来，控制轧制和控 制冷却不仅在机理方面，而且在控制轧制、控制冷却技术上取得了不少新成就p 1 。 控制轧制和控制冷却技术传入我国的时间不长，可以说是从七十年代后期开始发 展起来的，近三十年时问里，我国在控制轧制和控制冷却方面取得了很大成绩， 但由于各企业的设备陈旧，缺少必要的测试手段和辅助设备，而且轧机的能力又 有限，导致了控制轧制和控制冷却技术在我国应用受到限制。目前，我国的轧钢 东北大学硕士学位论文1 绪论 设备有了很大改进，先进的设备在合理的理论指导下可以发挥更大的潜力，为了 节约能源和提高产品的质量，采取控制轧制和控制冷却手段见效很大，所以近年 对控制轧制和控制冷却工艺的研究也广泛起来，并成功应用于钢材生产。 常规轧制主要是解决钢板的尺寸、公差、板形和表面质量，以及轧机的产量， 加热的目的主要是为了降低变形抗力，高温快轧是常规轧制的常用工艺，忽视了 轧制工艺参数与钢板组织和性能的关系，将钢板的组织和性能完全放在热处理车间 或工段去处理。而控制轧制和常规轧制的区别是：不仅通过热加工使轧后钢材获 得了一定的形状和尺寸，而且通过控制变形制度积变形温度细化钢材的晶粒昶改 善组织，从而获得良好的综合性能。现代控制轧制工艺应用了奥氏体的再结晶和 未再结晶两方面的理论，整个轧制过程e h y 再结晶区轧制、y 未再结晶区轧制和( p 旺) 两相区轧制所组成如图1 1 所示1 4 。】。 图1 1 控制轧制过程中显微组织变化 f i g1 1e v o l u t i o no f m i e r o s l r u c t u r ed u r i n gc o n t r o l l e dr o l l i n g 在再结晶区，奥氏体变形过程中会发生动态再结晶，或者在变形之后的道次 间隔时间内发生静态再结晶，通过再结晶过程的反复进行，奥氏体晶粒能够得到 细化。其主要目的是通过形变一再结晶过程使加热时粗化的初始y 晶粒得到细化， 从而在y a 相变后得到细小的晶粒。相变前的y 晶粒越细，相变后的晶粒也越细。 再结晶优先形核区多为变形不均匀区域，即晶界、晶粒内部形核带、夹杂物及第 二相等附近。所以，初期晶粒直径越小，变形程度越大，形核区密度和驱动力增 加越大，再结晶晶粒就越细小。在未再结晶区，奥氏体经变形后呈扁平状，在晶 粒中形成变形带、位错及孪晶，铁素体在这些位置上形核，晶粒得到细化。形变 带的形成受到轧制条件的影响，随着变形量的增加，形变带的密度升高。轧制温 东北大学硕士学位论文i 绪论 度很低时，温度对形变带密度影响不明显，但可以观察到应变累积的效果。初期 晶粒度、变形速度对形变带密度没有影响，晶粒越细，形变带的均匀性就越大。 在再结晶温度以下进行变形可使y 斗0 l 的相交点快速升高，使相变点升高的原因可 认为是由于舆氏体自由能增加、形核晶界面面积的增加、变形使扩教速度增加、 以及由于在晶界面附近变形而使界面本身提供的核生成能量增加等的缘故。在两 相区控制轧制，奥氏体未再结晶区变形得到延续，末相变的奥氏体晶粒更加伸长， 在晶内形成形变带。同时相变后的铁素体晶粒在受到压下时，在晶粒内形成亚结 构，获得亚晶强化机制。在轧后的冷却过程中，前者发生相变形成多边形晶粒， 而后者因回复变成内部含有亚晶粒的铁素体组织。钢材强度得到进一步提高，同 时韧脆转变温度降低。 控制轧制钢材轧后控制冷却一般分为三个阶段，即一般所说的一次冷却、二 次冷却及空冷三个阶段。一次冷却是指从终轧开始到变形奥氏体向铁素体或f e 3 c 开始转变的温度范围内控制其冷却参数。在这段温度中采用控冷的目的是控制变 形奥氏体的组织状态，阻止晶粒长大或碳化物过早析出形成网状碳化物，固定由 于变形引起的位错，增加相变的过冷度，为变形奥氏体向铁素体或f e 3 c 和珠光体 的转变做组织上的准备。相交前的组织状态直接影响相变机制，相变产物的形态、 粗细大小和钢材性能。经验表明，一次冷却的开始冷却温度越接近终轧温度，细 化变形奥氏体的效果越好。 热轧钢材进行一次冷却之后，立即进入冷却的第二阶段，即所谓的二次冷却。 二次冷却的目的是控制钢材相变时的冷却温度和冷却速度以及停止控冷的温度， 以获得要求的相变组织和性能。二次冷却根据钢种和组织性能要求的不同，冷速 可以在很大范围内变化。二次冷却的终冷温度一般是控制到相变结束，c m n 钢和 含n b 钢二次冷却终了温度一般控制在6 0 0 左右。轧后一次冷却和二次冷却对一 些钢种可以连续进行。对于微台金化低碳钢轧后快速冷却，终止温度可以达到珠 光体相变结束，然后空冷，所得金相组织为细铁素体和细珠光体及弥散的碳氮化 物。经过一次和二次冷却后，相变全部结束，可以采用空冷进行冷却。由于快冷， 固溶在铁素体中的碳化物来不及析出，在空冷过程中随着温度的降低，不断地在 铁素体中弥散析出。 控轧控冷可以取消常规轧制工艺的轧后再加热熟处理工艺，从而简化了生产 工艺，提高生产效率，并且可以节约昂贵的合金元素和能源。自1 9 8 0 年日本福山 建成在线钢板加速冷却设备( o l a c ) ，世界各发达国家在热轧板带钢生产线上陆续 采用了轧后加速冷却这一先进技术 5 , 6 1 。若终轧后加快冷却速度，在y 一伐相变时， 由于过冷度增大使相变驱动力增大，铁素体形核点明显增加，导致铁索体形核速 3 东北大学硕士学位论文1 绪论 度加快，在常温下就可获得比控轧钢更细的铁索体晶粒。除了细晶强化外，相变 强化、沉淀强化等也是加速冷却过程中主要的强化方式。但在实际生产中，冷却 速度也不宣太大，否则容易产生马氏体和板条贝氏体等组织，不利于钢材的塑性： 同时0 c 晶粒太缅时，屈服强度提高的程度一般大于抗拉强度，会造成屈强比升高， 不能够满足某些产品低屈强比的性能要求， 1 1 2 控制轧制与控制冷却的物理冶金基础 历史上，碳是提高钢的强度的最重要的化学元素，但碳对许多工艺性能如焊 接性能、成型性能有不利的影响，因此，用碳强化的钢的应用受至u 限制。随着低 台金高强度钢的发展，物理冶金学家们建议用其它强化机制代替碳的强化。已经 清楚，晶粒细化是同时提高强度和韧性的最有效的方法。控轧控冷工艺即是达到 此目的的工业化技术，该技术把成型过程与显微组织的控制过程结合起来。 1 奥氏体晶粒的缅化捧。 原始晶粒尺寸对成品的晶粒度影响很大，所以从加热起就要对奥氏体晶粒实 行有效控制。控轧中，奥氏体的晶粒细化主要是通过多道次的高温形变再结晶来 实现的。在高温轧制中，形变再结晶的驱动力是形变储能，储能越大越有利于再结 晶过程的进行。影响再结晶过程有多种因素，主要有形变温度、形变量、形变速 率、原始晶粒尺寸和钢中溶质原子及第二相粒子等。 ( 1 ) 形变温度的影响一1 需要从两个方面来考虑。从形变温度对形变储存能影响上看，在其它因素不 变的条件下，形变温度越高，则形变储能愈小，再结晶将难以进行。但是，考虑 到再结晶是个加热转变过程，其形核与长大速率均随温度的升高而里指数关系增 大，故形变湿度的综合影响是形变温度愈高愈有利于再结晶过程的加速进行。在 控轧工艺实践中，常常规定l o 秒内完成再结晶的最低温度为完全再结晶温度t f r ， 高于t f r 的区域为完全再结晶区，低于t f r 的区域为部分再结晶区。如果轧后较长 时间内不发生再结晶的最高温度定义为未再结晶温度t m r ，则由，r n r 至t 一相变开 始温度a t 3 之间的温度区为未再结晶区。 ( 2 ) 形变量对再结晶温度的影响 实验表明，形变量的增大能明显提高再结晶的形核和长大速率，使再结晶过 程加速。在达到动态再结晶之前，形变量与t f ( 再结晶体积为f 时所需的时间) 之间存在如下关系式：t f o - m ，式中指数约为4 。 综合上述有关形变温度和形变量对再结晶的影响，可以看出，在规定时间内 完成同等再结晶分数的形变量愈大，则需要的形变温度愈低。在轧制过程中，若 - 4 东北大学硕士学位论主l 绪论 度加快，在常温下就可获得比控轧钢更细的铁素体晶粒。除了细晶强化外，相变 强化、沉淀强化等也是加速冷却过程中主要的强化方式。但在实际生产中，冷郝 速度也不宜太大，否则容易产生马氏体和板条贝氏体等组织，不利于钢材的塑性： 同时q 晶粒太细时，屈服强度提高的程度一般大于抗拉强度，会造成属强比升高， 不能够满足某些产品低屈强比的性能要求。 1 1 2 控制轧制与控制冷却的物理冶金基础 历史上，碳是提高锅的强度的最重要的化学元素，但碳对许多工艺性能如焊 接性能、成型性能有不利的影响，因此，用碳强化的钢的应用受到限制。随着低 合金高强度钢的发展，物理冶金学家们建议旯| i 其它强化机制代替碳的强化。已经 清楚，晶粒细化是同时提高强度和韧性的最有效的方法。控轧控冷工艺即是达到 此目的的工t 化投术，该技术把成氆过程与显徽组织的控靠4 过程结台起来。 1 奥氏体晶粒的细化1 原始晶粒尺寸对成品的晶粒度影响很大，所以从热热起就要对奥氏体晶粒实 行有效控制。拧轧中，奥氏体的晶粒细化主要足通过多道次的高温形变再结晶来 实现的。在高温轧制中。形变再结晶的驱动力是形变储能，储能越大越有利于再结 晶过程的进行。影响再结晶过程有多种因素，手要有形变温度、形变量、形变速 率、原始晶粒尺寸和钢中溶质原子及第二相粒子等； ( 1 ) 形变温度的影响 需要从两个方面来考虑。从形变温度对形变储存能影响上看，在其它因素不 变的条件下，形变温度越高，则形变储能愈小，再结晶将难以进行。但是，考虑 剑再结晶是个加热转变过程，其形核与长大速率均随温度的升高而呈指数关系增 大，故形变温度的综合影响是形变温度愈高愈有利于再结晶过程的加速进行。在 控轧工艺实践中，常常规定】o 秒内完成冉结晶的摄低温度为完全再结晶温度t 一 高于t f r 的区域为完全再结晶区，低于t f r 的区域为部分再结晶区。如果轧后较长 时间内不发生再结晶的最高温度定义为末再结晶温度1 n r ，则由t n r 至y 一“相变开 始温度a r 3 之间的温度区为未再结晶区。 ( 2 ) 形变量对再结晶温度的影响 实验表明，形变量的增大能明显提高再结晶的形核和长大速率，使再结晶过 程加速。在达到动态再结晶之前，形变量与l f ( 再结晶体积为f 时所需的时间) 之间存在如下关系式：z f o c s - m ，式中指数约为4 。 综合上述有关形变温度和形变量对再结晶的影响。叫1 以看出在规定时间内 完成同等再结晶分数的形变量愈大，则需要的形变温度愈低。在轧制过程中，若 完成同等再结晶分数的形变量愈大，则需要的形变温度愈低。在轧制过程中，若 4 东北大学硕士学位论文l绪论 形变温度足够高和形变量足够大，则会发生动态再结晶，形变前的晶粒愈细，形 变温度愈高，形变速率愈低，则愈利于动态再结晶的发生。大量实验表明，在中 厚板的高温轧制中，由于每道次的压下量有限，难以实现动态再结晶，在控扎中 细化奥氏体晶粒主要是通过静态再结晶来实现的。为了使晶粒均匀细化，应使每 道次的压下量达到实现完全静态再结晶所需的临界值，否则因发生部分再结晶而 使组织出现混晶现象。 ( 3 ) 形变速率对再结晶的影响 提高形变速率将不利于动态再结晶的发生，但是也有些研究表明，提高形变速 率将缩短动态再结晶时闯。由此看来，形变速率对动态再结晶的影响比较复杂。 对于静态再结晶，因工业轧机转速变化不大，故形变速率的影响甚小，可忽略不 计。 ( 4 ) 奥氏体晶粒尺寸对再结晶的影响 奥氏体晶粒尺寸( d o ) 愈小愈有利于动态再结晶的发生。对于静态再结晶，其 t f 是随d o 的减小面缩短。完成5 0 静态再结晶的时间o5 与d d 之间的关系大致为： t o5 。= 0 0 。 ( 5 ) 钢中溶质原子与第二相粒子对再结晶的影响 研究表明，钢中的置换溶质原子均对奥氏体再结晶有一定的抑制作用，其作 用大小主要取决于溶质原子与铁原子尺寸及电负性相差的程度，相差愈大，溶质 原子愈易在位错线上偏聚，其偏聚浓度也相对增高，从而对位错攀移产生较强的 拖曳效应，使再结晶形核得到抑制，这就是所谓的溶质拖曳机制。为了定量表示 溶质原子对再结晶开始时间的延迟效应，引入了“溶质阻止比率”和“溶质组织 参量”的概念，并进行了相应的实验测定，结果发现，与铁原子尺寸相差较大的 n b 具有强烈的阻止再结晶效应；其次是t i 、m o 、v ，而与铁原子相差较小的m n 、 c r 、n i 对再结晶的阻止效应很弱，比n b 要低几十倍或上百倍。研究表明，第二相 粒子不仅对再结晶的形核有强烈的阻止作用，而且通过对大角度晶界的钉扎也强 烈阻止再结晶的长大。在高温轧制中。普通c m n 钢和c 一一s i 钢形变再结晶的形 核和长大速率都比较快，为了使奥氏体晶粒有效细化，在钢中适当添加n b 、t i 等 微合金元素，通过其溶质拖曳机制和析出钉扎机制，在保证每道次间隔时间均能 实现完全再结晶情况下，控制再结晶晶粒尺寸。这种利用高温形变再结晶与微合 金元素溶解一析出的相互作用使晶粒充分细化的机制便是控轧中控制奥氏体晶粒 尺寸的主要的物理冶金基础。 ( 6 ) 高温形变再结晶诸参数对再结晶晶粒尺寸的影响 再结晶晶粒直径d 。与形核速率n 和长大速率g 有关，并大致与( g n ) ”成 5 东北大学硕士学位论文 1 绪论 正比，由于形变再结晶温度对n 和g 产生的影响大致抵消，使d ，。基本上与温度无 关。形变速率在工业轧制条件下变化不大，对n 和g 影响甚小，可忽略不计，形 变量和原始晶粒尺寸对n 影响较大，而对g 影响较小。故g n 应随形变量的增大 和原始晶粒尺寸d o 的减小而减小。所以对静态再结晶来讲，d 。主要与及d o 有 关，并有如下经验公式： d ，c x = c d d 0 - s 7 e 一( c m n 钢)( 1 1 ) d 。= cd o o 5 7 5 7 ( n b 钢) ( 1 2 ) 式中c 和c 值大致分别为0 5 和0 9 ( 对于0 0 4 n b ) 。 2 铁素体晶粒的细化【8 】 如前所述，在中厚板控制轧制中，奥氏体晶粒的细化主要是通过静态再结晶 来实现的。这种晶粒细化方式有一定的限度。要进一步细化钢的晶粒，需要通过y o 【相变来实现。 ( 1 ) 铁索体形核长大过程 由于v 一仳相变后铁素体晶粒的大小取决于其形核和长大速率，显然铁素体的 形核速率愈大，长大速率愈小，则晶粒愈细。实验表明，钢中铁素体基本上都在 奥氏体晶界形核，铁素体的形核速率先随过冷度t 的增大而增大，当达到极大值 后又随着t 的继续增大而减小。相变新相的长大速率与过冷度也有类似形核的变 化规律。在某一温度下，长大速率也有个极大值。因此，在研究y a 相变细化铁 索体晶粒时需要综合考虑形变温度对其形核与长大速率的影响。实验证实，在y 一 0 【相变温度范围内，形变温度愈低愈有利于铁素体晶粒的细化，所以，为了充分细 化铁素体晶粒，要尽可能降低t 一值相变开始温度a r 3 。研究表明，影响t 一伐相变晶 粒细化效应的主要因素有相变前奥氏体晶粒尺寸、形变量、轧后冷却速率和合金 元素等。他们通过对铁素体形核和长大速率及a r 3 的作用而影响铁素体晶粒的细 化。 ( 2 ) 奥氏体晶粒尺寸的影响 主要表现在两个方面：奥氏体晶粒的细化将增加其单位体积的有效界面积， 从而能明显提高晶界形核位置的体积分数。这对于以晶界形核为主的钢中的y c c 相变来讲，无疑会促进铁素体晶粒的细化。随着奥氏体晶粒的细化，相变开始温 度有所提高，不利于铁素体晶粒的细化。若用奥氏体晶粒( d ，) 和铁索体晶粒( d 。) 的比值来表示y a 相变细化效应的大小，实验表明：y 一相变对晶粒的细化作用 随着奥氏体晶粒的变小而逐渐减弱。因此，工业生产中，应将奥氏体晶粒控制在 适当的尺寸范围。 ( 3 ) 相变前形变量的影响 、 6 东北大学硕士学位论文i 绪论 主要表现在三个方面：通过变形使奥氏体晶粒拉长，并在晶粒内产生形变带， 当形变量足够大时，铁素体晶核数目急剧增加：d 相变前的形变使奥氏体晶粒形变 储能增加，从而使铁素体临界形核功降低，使形核率明显提高，上述两方面的作 用将有力地促进铁素体晶粒的细化；d 相变前的形变能明显提高相变开始温度，这 将不利于铁素体晶粒的细化。实验表明，形变相变前的形变虽然有提高相变温度 不利的一面，但足够大的形变量可使y 一相变晶粒细化效应成倍增加。 ( 4 ) 轧后冷却速率对y 一相变及其细化晶粒的影响 八十年代，对此进行了大量研究工作，理论计算了奥氏体形变储能和晶界能 量变化及冷却速率对a r 3 的作用本质及冷却速率影响细化铁素体晶粒的规律，研 究表明，提高轧后冷却速度能明显降低a r 3 ，可抵消奥氏体晶粒细化和相变前形变 提高a r 3 ，而给y 一相变晶粒细化作用带来的不利影响，有力地增加了相变细化晶 粒作用。虽然过冷度的增大，降低了铁素体晶粒的细化，但总体上对铁素体晶粒 的细化有利，这要求在控轧实践中对冷却制度进行控制。 3 n + 两相区控轧及其强化效应分析i 8 j 两阶段控轧和轧后加速冷却可使微合金钢中厚板的铁素体晶粒细化至几个微 米，有效地发挥晶粒细化的强韧化效应，但经过y 一伍相变的铁素体晶粒中位错密度 较低( 约1 0 8 i 0 9 c m 2 ) ，几乎没有亚晶。另外，经两阶段控轧后在奥氏体中尚有 相当数量的微合金元素没有析出，如果在y a 相变过程中继续进行轧制，则方 面通过热变形在铁素体晶内引入大量位错及其亚结构；另一方面利用应变诱导使 微合金元素碳氮化物在铁素体中弥散析出，从而能够提高钢中位错亚结构及析出 强化作用，利用上述原理建立了包括( 丫+ 岱) 两相区控轧的三阶段控制轧制技术， 并在西欧和日本得到了广泛应用。 1 2 微合金化 1 2 1 微合金化元素 传统的合金元素通过改变铁的结构来影响钢的陛能，当合金含量达到0 5 2 0 的时候，可以得到想要的效果，比如提高强度，拥有更好的韧性或抗腐蚀性， 加入的金属有锰、铬、和镍。有些合金元素不改变铁的结构，而是与其中的碳和 氮有很强的相互作用，通过在钢中固溶或以析出物的形式对钢的组织和性能产生 重要影响，1 9 6 3 年，瑞典人n o r e n 先于美国船结构协会第一次使用了“微合金化 元素”一词，并很快被全世界使用，他们有以下特性【10 】：1 0 4 1 0 “的低含量；与 碳、氮和硫相互作用；基体中第二相沉淀：对组织和性能的巨大影响：通过加工 东北大学硕士学位论文1 绪论 工艺和热处理控制溶解和析出反应。虽然含量很小，但因其巨大的作用，很快在 各类钢中获得了广泛的应用，常用的微合金化元素有：n b 、v 、t i 、b 、a i 、z r 、 t a 等。微合金化元素与钢中c 、n 、o 、及s 等元素可形成多种化合物，但是能生 成碳氮化物并有析出强化作用的只有t i 、n b 、v 等，一方面，他们的碳化物和氮 化物的熔点很高，在加热时不易溶入奥氏体，部分在奥氏体晶界沉淀，可阻止奥 氏体晶粒的长大，从而大大细化晶粒；另一方面，固溶于奥氏体中的n b 、v 、t i 的碳化物和氮化物也可以在奥氏体转变成铁素体过程中或转变之后析出，在铁的 晶格中会阻碍位错运动，使强度得到提高，由于析出质点非常细小，通常小于1 0 n m 、 而且弥散分布，所引起的析出强化比较显著，所以微合金化元素使钢得以强化的 主要机理是晶粒细化和析出强化。 n b 、v 、t i 的碳氮化物在奥氏体中的溶解度以及在奥氏体和铁素体中沉淀析 出细小弥散颗粒的能力不同，其具体的作用也不同：n b 的强化作用有两种l n 】， 一种是通过铁素体晶界下的n b c 网络状析出而产生的，另一种是通过铁索体基体 中的微细n b c 析出强化和n b 造成的晶粒细化效果所起的强化作用。m o r r i s o n 等 人认为n b 引起的强度升高是由于h a l l - - p e t c h 式中o o 的增加1 1 2 】。研究者最终明确 了n b 的作用是由于固溶在钢中的n b 可以抑制奥氏体再结晶和晶粒长大，有助于 产生微细的铁素体晶粒，并且n b 元素与c 、n 有极强的亲和力，容易形成细小弥 散n b ( c 、n ) ，可以阻止晶界迁移，提高晶粒长大温度，从而达到细化效果。关 于n b 在诱导相变获得超细晶粒铁素体中的作用，钢铁研究总院结构材料研究所经 过研究【b 】，认为添加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， 因此拓宽了利用播界轧制工艺获得细晶组织的控轧控冷工艺窗口。t i 的加入， 即使是少量的( 0 0 2 ) ，在高温也会显示出一种强的抑制晶粒长大的效果。随t i 含量的增加，由于会发生强烈的沉淀强化，因而会提高热轧产品的强度，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 钢的热轧产品的抗脆性断 裂性能较低。如果加入的t i 的百分比足够高，它对于控制硫化物形状是有利的。 因为高强度t i 钢的冷成型性能特别好，而且在纵向、横向和厚度方向上的性能均 匀，所以加入t i 是十分有利的【1 4 。但是由t i 所引起的屈服强度的增加是十分复杂 的，因为t i 和n 有很强的亲和能力，所以t i 在钢水中就形成了t i n 。t i 的加入量 在o 0 2 5 以下时不改变强度。t i 含量较高的钢，其强化作用与m n 的含量有关。 在中等m n 含量情况下，强度的增加是线性的。在m n 含量较低时，屈服强度的增 加开始比较缓慢，随着t i 含量的继续增加而迅速增加。在较高的m n 含量下却出 现了相反的倾向，随着t i 含量的增加其强化作用降低【l ”。v 可以提高钢的淬透 8 东北大学硕士学位论文1 绪论 性，溶入铁素体中有强化作用，可以形成稳定的碳化物，细化晶粒。不过v 对奥 氏体再结晶的阻碍效果没有n b 的明显。v 仅在9 0 0 以下对再结晶才有推迟作用， 在奥氏体转变以后，v 几乎已完全溶解。v 会产生中等强发的沉淀强化和比较弱 的晶粒细化，而且是与他所占的百分数成比例的。n 能加强v 的作用。为了获得 特别大的强化效果，利用v 的沉淀强化和n b 的晶粒细化相结合的方法可以得 到织构较少的产品。综上所述，微合金化元素的不同功用如表1 1 所示i 。 表1 1 微合金化元素的作用 t a bie1 1t h er o l eo f m i c r o a l l o ye l e m e n t 1 2 2 微合金化钢 微合金化技术是2 0 世纪7 0 年代出现的新型冶金学科。微合金化钢是采用现 代冶金生产流程生产的低成本、高技术钢铁产品，这类微合金化钢已成为广泛应用 于海上石油钻采平台、油气输送管线、高层建筑、桥梁建设等方面不可缺少的重 要钢铁材料。微合金化技术正成为传统钢铁生产向现代化冶金生产转变的重要标 志。n o r e n 曾经给出了微合金钢的定义【1 7 】：“微合金钢的基本化学成分类同于未合 金化的结构用钢，在很多情况下他是一种含锰合金钢或低合金钢，其中添加了少 量合金元素，这种元素对钢的一种或几种性能具有显著的影响，而其添加的量比 钢中传统意义的合金元素含量小1 2 个数量级。”如铝处理钢，铌、钛、钒和硼 处理钢等等，由此可见，微合金钢实际是属于低合金高强度钢范畴。低合金高强 度钢( h i g hs t r e n g t hl o wa l l o ys t e e l ) 是在普通碳素钢的基础上，加入总量不超过5 的合金元素以提高强度，并为改善使用性能而发展起来的一类工程结构用钢。 低合金高强度钢最早出现在1 9 世纪7 0 年代，直到2 0 世纪5 0 年代以后才逐渐形 成钢类，并获得广泛的应用【1 4 ，- 7 1 。 低台金高强度钢的发展大体上可分为三个阶段f 1 4 j 。驯：2 0 世纪2 0 年代以前、 2 0 一6 0 年代和6 0 年代以后到现在。2 0 年代之前主要用于结构和建筑方面，而且主 东北大学硕士学位论文1 绪论 要根据抗拉强度进行设计，很少注意韧性、焊接性、可成形性，多用作铆结件； 3 0 年代实现了铆接结构向适应焊接结构的过渡；5 0 年代大力开发镇静钢和细晶粒 钢；6 0 年代以后，低合金高强度钢的产量不断上升，品种不断增加，用途越来越 广，v 、t i 、n b 等微合金元素开始进入角色，微合金的开发和生产工艺的革新是这 个阶段发展的主要特征。自从h a l l p e t e h 关系提出以后，细晶强化和沉淀强化两 种强化机制成为开发新型低合金高强度钢或微合金钢的重要依据；7 0 年代以控制 轧制和控制冷却技术以及微合金化的冶金学为基础，初步形成“现代高强度低合 金钢”的概念；8 0 年代以后，在钢的成分一工艺一组织一性能的关系中，强调了钢的 显微组织的主导地位，表明高强度低合金钢的基础研究已经成熟，达到了以全新 的观点进行合金设计，以精细结构为参量来表征钢的性能的高水平。 近三十年是高强度低合金钢发展最快，研究成果也最丰富的时期，国琢上召 开了多次低合金高强度钢方面的专题会议。1 9 7 5 年，在美国华盛顿召开了 “m i c r o a l l o y i n g 7 5 ”，是现代高强度低合金钢发展的一个里程碑，开刨了h s l a 钢 发展的新时代，在此之后，又相继在美国费城召开了“h s l a 8 3 ”，1 9 8 4 年在澳大 利亚沃伦召开了“i n t e r n a t i o n a lc o n f e r e n c eo f h i g hs t r e n g t hl o wa l l o ys t e e l s ”，我国 于1 9 8 6 年、1 9 9 0 年、1 9 9 5 年在北京成功地召开了三届低合金高强度钢会议。1 9 9 5 年在匹兹堡又召开了“m i c r o a l l o y i n g 9 5 ”，会议总结了高强度低合金钢理论和应用 研究取得的巨大成就，提出高强度低合金钢的今后发展方向是应用微合金化设计 和先进的生产工艺提高性能，并特别强调了形变热处理工艺的巨大优越性。2 0 0 0 年1 0 月，中国金属学会在中国西安成功地举办了第四届国际低合金高强度钢( h s l a ) 会议，指出更低的成本和更好的性能是推动低合金高强度钢进一步发展的思路。 我国的低合金钢和微合金钢的生产和质量还远落后于各工业发达国家，从微 合金钢所消费的铌铁来看，我国1 9 9 8 年吨粗钢的铌铁的消耗强度只是美国、日本、 德国的l 5 1 8 。微合金钢的生产一定程度上反映钢