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21世纪微合金化带钢

分类:
物资常识
作者:
来源:
发布时间:
2017/07/29 21:08

过去25年,微合金化钢(MA)已在高质量钢材领域中占据了主要地位。近年来的发展表明当追求高性能、低成本时,微合金化钢是最佳选择。在微合金化钢(MA)发展的早期,大约70年代左右,微合金化钢种与现在的普碳钢几乎没有什么两样。早期微合金化钢大部分用于管线钢、板带以及锻造。随着人们对已展开研究的微合金化元素的特性的更好理解,尤其是它们与热变形工艺之间的最佳配合作用,使得后来的微合金化钢开始呈现出与普碳钢以及早期的微合金化钢完全不同的特性。微合金化钢渐进式的改进将毫无疑问保持良好势头进入21世纪,理解微合金化元素在那一时代的钢中如何作用有助于这种改进。该论文的目的在于讨论现代微合金化带钢以及薄板钢上取得的一些最新进展。希望对不同冶金现象的更好理解,不仅能使我们生产出好的钢种,而且将有利于建立这些材料更切合实际的模型。 

  关键词:微合金化钢,微观组织,析出,回复,再结晶,织构,热机械加工,超低碳钢 

  1、背景 

  众所周知,微合金化元素添加到结构用钢中有以下三个主要原因:(1)轧制过程中细化奥氏体晶粒,从而细化转变后的铁素体晶粒;(2)降低转变温度,细化铁素体晶粒,并增加位错密度;(3)产生析出强化或固溶强化[1-5]。因为大量、深入的论文已对这些钢的合金设计和热机械加工工艺进行了论述[18,31-33,36-38],这里只准备讨论这些主题中的某些方面。以下集中讨论两个级别钢的板带轧制:(1)用于热轧或冷轧后退火的高强度微合金化带钢(350MPa≤σs≤420MPa);(2)用于冷轧的超低碳(ULC)带钢。 

  热轧带钢轧制过程可以描述如下:板坯再加热到1250℃,随后由250mm粗轧到25mm,再由25mm精轧到2mm,水冷到预定温度,而后卷取冷至室温。粗轧道次之间的间隔时间较长,而精轧道次的间隔时间很短,这意味着在粗轧过程中奥氏体晶粒将发生多次再结晶,当条钢进入精轧机组时,很有可能已经产生细小的晶粒。根据加工条件的不同尽管在奥氏体中会出现大量的析出,但是非常短的道次间隔时间以及至少有部分固溶微合金化元素的存在,会使得精轧过程的最后几道次是在T5温度,也就是再结晶终止温度(图1)以下进行的。因而,在冷却过程中当奥氏体开始发生转变时,奥氏体晶粒将成“薄饼”状。在该冶金条件下,晶体缺陷结构具有高的Sv值[33],为铁素体形核提供了大量的核心,并至少对最终的铁素体晶粒细化有些好处[31-33,36-38]。正如下面将要讨论的那样,铁素体晶粒细化的作用很大,因为它对350MPa级的热轧板带的最终屈服强度大约有80-90%的贡献。 

  微量元素如铌、钒和钛添加到早期珠光体钢中,目的是利用这种奥氏体化过程[29-32]并降低转变温度,并可能产生铁素体相析出强化作用[24]。深入的研究工作表明,奥氏体调整作用可以通过平面晶体缺陷如晶界、变形带和不相连的孪晶界等总的界面积Sv来证实。因为这些缺陷为相变过程提供了铁素体形核位置,已经发现均匀细小的铁素体晶粒与较大的Sv值有关,如图2。很显然,微细铁素体是高的Sv值与低的Ar3点综合作用的结果。 

  不同类型的热轧特征与实际工艺密切相关,或许还与轧机的精度有关。表1对不同类型的热轧工艺,用于模拟时典型的、一般性轧制参数作了简要概括。 

  模拟上述讨论的一种实际生产规程,奥氏体等温变形后淬火至室温以观察微观组织,其行为特征在图1中简要表示出。 

  当变形温度高于T95时,得到的是再结晶奥氏体晶粒,当道次变形温度低于T5时,得到的是被拉长的薄饼状组织。当道次变形在这两温度之间时,得到有害的混晶组织。 

  由图3所示的现象[33]与以下数据可以明显看出, 

Sv = 2/Dγ T>TRXN (1) 

Sv = (1+R+1/R)/ Dγ+0.63(%R-30) T

式中R―― 变形奥氏体晶粒的平均长径比 

  大的Sv值可以由(1)细化原始奥氏体晶粒尺寸;(2)改变奥氏体晶粒形状,如压扁晶粒来增加单位体积晶界面积;(3)增加晶内缺陷如变形带和/或非连续孪晶界等的密度等方法得到。因此,可以通过γ晶粒的细化、γ晶粒压成薄饼状或这两者的共同作用得到较大的Sv值。γ晶粒细化只能通过控制再加热过程以及大多数轧制道次是在图1描述的T95温度以上进行来实现的,大多数道次发生在图1描述的T5温度以下会使γ晶粒成薄饼状。而且,变形温度低于T5,总的变形量越大,则Sv值越高。 

  对图1所示的γ的一般行为做两点评论。第一点:随着考虑的工艺的不同,即使对同一种钢在相同加热条件下,图形也会有所变化。这由表1所示的不同轧机的特征以及材料对这些不同特征响应的差异等引起的。第二点:图1所示的现象代表了企图消除加工过程中诱导出现大量晶体缺陷的驱动力与减慢和抑制这种变化的钉扎力之间相互作用的结果。显然,当驱动力超过钉扎力并且相应的原子有足够的扩散性时,缺陷的移动会导致它们数量的减少或最终消失。位错与小角度和大角度晶界的合并,实际上就是回复、再结晶、晶粒粗化过程,结果产生较低数量和能量的位错密度。然而,当钉扎力大于驱动力或原子的扩散性不够时,则在有效时间内不会发生回复过程。对于工业生产中可能占绝对优势的静态回复,所需有效时间就是表1所示的道次间隔时间。 

  热机械加工通常是从将小方坯、大方坯或板坯装进加热炉开始的。该工艺过程中,人们关心的主要有再加热过程中的晶粒粗化与轧制过程中的再结晶和奥氏体晶粒变形程度。然而,TMP工艺的另一方面就经常被忽视,例如弧形连铸机的凝固坯的高温矫直过程,尤其是对微合金化钢,在该温度区间奥氏体晶粒非常粗大,往往缺乏矫直过程所需要的热塑性。粗大奥氏体晶粒与细小的微合金元素析出物存在的共同作用使钢缺乏热塑性,并引发表面裂纹。图4为Nb、Ti 或Nb+Ti复合微合金化钢的热塑性曲线,含钒钢也有类似结果。因此,为了提高生产率而采用热装、热送以及CSP,这些工艺对图4所示的现象都敏感,应用时必须注意。幸运的是,通过添加Ti来抑制碳氮化物的高温析出和控制连铸机的冷却可以消除这些热裂纹问题。 

  2、带钢轧制的成分最优化 

  热带轧制与中厚板轧制完全不同。热带板的宽度更窄,轧制速度更高,压下量更大,总的轧制时间更短。在典型的带钢轧制中,从板坯咬入到出最后一道精轧所需的时间大约为1―3分钟。对中厚板或型钢轧制,大约需要5―10分钟。这些时间几乎都是道次间隔时间,因而静态硬化与软化对中厚板与型钢轧制而言就比板带轧制要重要得多,并且变化更大。 

  2.1高强度带钢 

  作为热轧带的高强度带钢,用作结构材料,人们关心的是强度、塑性和韧性,因此,通过轧制使Sv值较大是合金设计与轧制工艺的主要目标。在带钢轧制过程中,轧制道次间没有足够的时间意味着大部分微合金化元素在轧制过程中处于固溶状态。这一点,在最近两项对含铌0.02-0.03%的HSLA钢带模拟轧制研究中被证实[43,44]。研究中发现,在最后一道次精轧后立即淬火的试样中,有部分铌以应变诱导方式析出。分析卷取条件下的强度表明,350MPa的强度有80-90%是晶粒细化和位错强化共同作用的结果,该强度与Mn含量以及卷取温度有关。对微合金化元素含量较高的HSLA钢,如含Nb≥ 0.05%,含0.04Ti或不含Ti,呈现出很强的析出强化能力,见图5[45]。对Nb钢与Nb+Ti复合钢的比较发现,Nb+Ti钢的强度更高些,原因可能是高温轧制过程中NbNC在奥氏体内的应变诱导析出导致Nb钢的强度较低。在Nb+Ti钢中,TiN的析出可消除NbNC的析出,因此,几乎所有溶解的Nb在轧制过程中将保留在奥氏体中,并在随后的冷却过程中引起铁素体析出强化。这就较信服地解释了为什么这些钢具有更高的屈服强度[45]。 

  尽管上面提到低Nb含量的钢中只有少量的应变诱导析出[43,44],然而轧后奥氏体还是被压成“薄饼”状。这表明析出物和固溶的Nb抑制了奥氏体再结晶,在热轧板带中,“薄饼”状的奥氏体相当多,固溶的微合金化元素抑制静态软化,如表2[46]和图6[47]所示。 

  图7所示为微合金化元素对再结晶终止温度T5的影响,它反应的曲线同样适合于道次间隔时间相当长的中厚板轧制。观察的现象可能主要由质点钉扎作用引起的,溶质拖曳作用也有少量的影响。溶解的微合金化元素对T5的影响情况不太一样,因为溶质拖曳作用比质点的钉扎作用要小得多,图7所示的各条曲线的斜率可能会稍小些。尽管如此,大量的固溶Nb会增加T5的值,尤其是这种固溶的Nb几乎毫无疑问地位于奥氏体晶界。在图7所示的中厚板模拟轧制中,原子含量为0.04%的Nb使T5值增加约250℃。带钢模拟轧制过程中,有部分Nb固溶存在,还不清楚Nb能使T5值增加多少,但据保守估计,该值相当大。 

  2.2 超低碳钢 

  超低碳钢(ULC)或无间隙原子钢(IF)用在成型性能要求高的领域。因为随着铁素体中溶解碳含量的减少,钢的成型性能得到改善,这些钢首先进行真空脱气处理,使C与N的水平接近20-30ppm,然后用Ti和/或Nb进行微合金化处理来进一步降低这些溶质的含量。超低量的间隙原子也意味着这些钢非常适合于连续退火生产线,退火后阶段的快速冷却阻止了渗碳体的析出,而渗碳体的析出在AKDQ钢的罩式退火中很常见。 

  第一代超低碳钢进行了彻底地稳定化处理,屈服强度接近150MPa。虽然这些钢表现出优越的成型性能,如深冲性能,但是低的屈服强度不利于再加工及减重。为了克服这些缺点,开发了更高强度,或者说第二代钢。新开发钢的屈服强度达到200-300MPa,同时具有良好的成型性。加P或不完全稳定化处理后再烘烤硬化,这些钢的强度会更高些。 

  2.3、稳定化处理 

  接下来讨论的是第一代ULC钢的合金设计与热机械加工(TMP),用Ti或Ti+Nb进行稳定化处理。在这些钢中TMP的作用完全不同于它对高强度带钢的作用。对ULC钢,化学成分与TMP工艺的最佳配合必须使以下几点达到合适的程度:(1)C和N的稳定,(2)溶解的Nb,(3)热带织构。 

  对ULC钢稳定化的最新研究工作表明,根据成分的不同,可有六种不同的钢种,见图8[50]。每种钢由轧制过程中的析出反应或热带中的析出物来定义。 

  在该领域早期的研究工作是假设随着温度的下降会发生以下反应[51]: 

Ti + N = TiN, (3) 

2Ti + S + C = 1/2Ti4C2S2, (4) 

与 

M + C = MC (M=Ti,Nb). (5) 

最近的研究给出了与上述反应不同的式子[50,55] 

TiS + Ti + C = 1/2Ti4C2S2 (6) 

  现在出现了关于碳稳定化的新观点,即通过嵌入过程TiS向Ti4C2S2转变,因而Ti和C通过式(6)反应被消耗。该观点依据S在Ti4C2S2或H相形成中的作用[50],并在图8中给出,图中S含量是给定的。图8根据两个点作出来的,第一点是TiS,第二点是Ti-C中的H点,连接这两点是式(6)表示的直线。该线以上的成分为完全稳定化,假设处于平衡,而该线以下的则为不完全稳定化。显然,根据析出反应式和形成的析出物来看,所有的稳定化成分都不相等。区域I中的钢,其中的碳都由H稳定, S含量更高的钢通过该反应能稳定更多的碳。当碳含量超过CH,碳就以各种碳化物的形式被稳定,当超出的量不大时以外延的MC形式,量较大时以自由存在的MC形式被稳定。 

  稳定化方法对轧制行为的影响如图9所示,图9显示了卷取的热带组织中的α和γ织构[53,54]。以MC形式稳定的热带组织,H相明显地被抑制,呈现出最大的带状织构,从(223)[1 0]一直延伸到(001)[110],而两种H稳定化的钢峰值在(111)[1 0]附近。这种差别在冷轧过程及最终的产品中有着重要的意义[53,54]。 

  这种差别的一个原因在于两种不同的稳定化机制导致奥氏体热轧过程中碳含量的变化,图10,另一个原因最近才发现,可能是由再加热后晶粒尺寸的不同引起的[18,54]。 

  当Nb添加到化学成分处在稳定化线上方,尤其是落在区域Ⅰ和Ⅱ的钢中,它会大部分固溶在最终的铁素体中。然而,当Nb添加到落在稳定化线下方的钢中时,Nb通过形成NbC析出物来作为稳定剂。在前一种情况,深入的研究表明大约60%的Nb固溶在铁素体晶界处。图11为落在区域Ⅱ中的卷取态ULC钢的原子探针离子场显微组织。 

  根据织构演变、成型性、抗粉化以及冷加工脆性的改善而没有提高退火过程中的再结晶温度来看,固溶在奥氏体晶界处的Nb显然具有非常有益的效果[54]。 

  3.结论 

  微合金化钢是复杂、成熟的工程材料,它的最终性能取决于对优化的已知钢种以及开发的新钢种的合计设计、变形工艺及控冷之间的如何协同作用。该信息和知识已经显示出,而且还会继续显示出对建立模型这一尝试的重要意义,而建立模型对钢铁工业是很有意义的。

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