控軋控冷中微合金鋼組織性能調(diào)控基本規(guī)律研究.pdf

1、控制軋制與控制冷卻(Thermomechanical Control Process，TMCP)是調(diào)控鋼鐵材料組織性能的關(guān)鍵環(huán)節(jié)。長期以來一直采用依賴于微合金元素添加和低溫大壓下的傳統(tǒng)TMCP技術(shù)，但傳統(tǒng)TMCP技術(shù)具有一定的局限性，為了進(jìn)一步發(fā)掘鋼鐵材料潛力，克服傳統(tǒng)TMCP的技術(shù)局限性，進(jìn)入21世紀(jì)以來，以超快速冷卻技術(shù)為核心的新一代TMCP技術(shù)取得了廣泛的應(yīng)用。在冷卻路徑控制方面做了大量工作，但超快速冷卻條件下的相變規(guī)律、組織特征

2、及強韌化機理尚需深入研究，而且未充分關(guān)注奧氏體組織演變及奧氏體中的應(yīng)變誘導(dǎo)析出規(guī)律，因此深入研究控軋控冷中微合金鋼組織性能調(diào)控基本規(guī)律具有重要的理論意義和應(yīng)用價值。
　　本文以控軋控冷工藝為主要技術(shù)手段，針對軋制和冷卻過程中奧氏體組織演變、應(yīng)變誘導(dǎo)析出、貝氏體相變規(guī)律及超快速冷卻在組織性能調(diào)控中的物理冶金規(guī)律等關(guān)鍵問題進(jìn)行了深入系統(tǒng)的研究。論文的主要創(chuàng)新性工作如下：
　　1.首次系統(tǒng)研究了軋制和冷卻參數(shù)對奧氏體組織細(xì)化的影響

3、規(guī)律，確定了不同控制軋制條件下奧氏體組織的細(xì)化機制。
　　奧氏體組織調(diào)控在控軋控冷中是非常重要的，盡管對鋼材的熱變形行為進(jìn)行了深入研究，但有關(guān)控軋控冷工藝參數(shù)對奧氏體組織演變規(guī)律影響的系統(tǒng)工作還未見報道。本文根據(jù)熱軋實踐，采用單道次壓縮實驗研究了溫度、應(yīng)變、應(yīng)變速率和冷卻速度對奧氏體晶粒尺寸的影響。結(jié)果表明，變形溫度為1150和1100℃、應(yīng)變?yōu)?.5和0.8和應(yīng)變速率為0.1～10s-1時，動態(tài)再結(jié)晶和亞動態(tài)再結(jié)晶是主要的細(xì)化機

4、制;變形溫度為1050和1000℃、應(yīng)變?yōu)?.5和0.8和應(yīng)變速率為1～10s-1，靜態(tài)再結(jié)晶是主要的細(xì)化機制。在0.0～0.5的應(yīng)變范圍內(nèi)，隨著應(yīng)變的增加，奧氏體組織顯著細(xì)化，但是在較高變形溫度1150和1100℃下，將應(yīng)變增加至0.8不但不能繼續(xù)細(xì)化奧氏體組織，反而使奧氏體組織發(fā)生粗化;而在較低變形溫度1000℃下，可進(jìn)一步細(xì)化奧氏體組織，但細(xì)化效應(yīng)不顯著。另外，在所研究的應(yīng)變速率和冷卻速度范圍內(nèi)，發(fā)現(xiàn)奧氏體晶粒尺寸正比于(ε)-p

5、和v-q，在較高變形溫度1150和1100℃下，p為～0.139，而在較低變形溫度1050和1000℃下，p為～0.036，表明高溫條件下應(yīng)變速率對奧氏體晶粒尺寸的影響更大。此外，建立了計算奧氏體晶粒尺寸的經(jīng)驗數(shù)學(xué)模型，且計算值與實測值具有很好的一致性。
　　2.系統(tǒng)研究了冷卻參數(shù)對CCP(Continuous Cooling Precipitation，CCP)曲線的影響規(guī)律，說明了超快速冷卻在調(diào)控應(yīng)變誘導(dǎo)析出中的作用機理。

6、r>　　許多研究中報道了化學(xué)成分和變形參數(shù)對PTT(Precipitation Temperature Time，PTT)曲線的影響，但對連續(xù)冷卻析出行為的研究較少。而在實際軋制中，析出發(fā)生在連續(xù)冷卻過程中，所以深入研究連續(xù)冷卻析出行為是非常重要的。本文采用雙道次壓縮實驗確定了PTT曲線，然后采用可加性法則計算了CCP曲線。結(jié)果表明，隨著冷卻速度的增加，應(yīng)變誘導(dǎo)析出開始溫度逐漸降低，表明應(yīng)變誘導(dǎo)析出的過冷度隨著冷卻速度的增加而增加。隨著

7、冷卻開始溫度的降低，其CCP曲線先向左移后向右移，確定了1050、950和850℃開冷溫度下的析出開始臨界冷卻速度分別為M0.2、～8.9和～1.9℃/s。在950℃～850℃進(jìn)行軋制變形時，不可避免地會發(fā)生Nb的應(yīng)變誘導(dǎo)析出，但采用超快速冷卻可顯著降低奧氏體中的析出量。
　　3.系統(tǒng)研究了Mo含量對貝氏體相變行為的影響規(guī)律。
　　本文將貝氏體相變區(qū)細(xì)化，研究了Mo對GF(Granular Ferrite，GF)和BF(Ba

8、initeFerrite，BF)相變的影響，建立了計算GF相變開始溫度的經(jīng)驗?zāi)Ｐ汀＝Y(jié)果表明，添加0.17wt％的Mo不能顯著改變相變行為，但添加0.38wt％的Mo可顯著改變相變行為。另外，在所研究的冷卻速度范圍內(nèi)，添加0.38wt％的Mo可顯著降低GF相變開始溫度、縮小GF相變區(qū)和擴(kuò)大BF相變區(qū)。對比無Mo和Mo-0.38wt％鋼的連續(xù)冷卻相變曲線，可知在不添加Mo的條件下，采用超快速冷卻也可獲得大量BF組織，實現(xiàn)相變強化。
　

9、　4.超快速冷卻可顯著提高高強微合金鋼的強韌性，闡明了超快速冷卻提高熱軋鋼材強韌性機理。
　　采用超快速冷卻，可有效細(xì)化M/A島、促進(jìn)大取向差板條貝氏體的形成、抑制碳的配分、提高大角晶界比例。但是在較高超快速冷卻終冷溫度560℃條件下，貝氏體相變主要發(fā)生在空冷過程中，碳發(fā)生充分的配分而形成塊狀富碳奧氏體，這些富碳奧氏體在馬氏體相變開始溫度以下轉(zhuǎn)變?yōu)閷\晶馬氏體，其晶帶軸B=[113]，孿晶面(pqr)=(21-1)，表明這些大塊的M

10、/A島主要為孿晶馬氏體島。采用超快速冷卻→400℃→空冷的冷卻路徑，可獲得高強韌性，其屈服強度高達(dá)876MPa，韌脆轉(zhuǎn)變溫度低于-60℃。對于超快速冷卻→560℃→空冷的冷卻路徑，微裂紋很容易形核于大塊脆性孿晶馬氏體上或?qū)\晶馬氏體-基體界面處，并且很容易穿過孿晶馬氏體或沿著孿晶馬氏體-基體界面擴(kuò)展。此外，小角晶界，甚至是大角晶界，不能有效阻礙裂紋擴(kuò)展，韌脆轉(zhuǎn)變溫度較高。對于超快速冷卻→400℃→空冷的冷卻路徑，微孔很難形核于細(xì)小M/A島

11、或碳化物上，并且他們的生長不是沿著板條界，而是穿過大取向差板條界。此外，在裂紋轉(zhuǎn)向處和微孔聚合處存在明顯的塑性變形，韌脆轉(zhuǎn)變溫度較低。
　　5.研究了完全再結(jié)晶控制軋制(Recrystallization Controlled Rolling，RCR)+超快速冷卻(Ultra Fast Cooling，UFC)工藝對實驗鋼強韌性的影響規(guī)律。
　　提出了“RCR+UFC”控軋控冷工藝，通過再結(jié)晶控制軋制可將奧氏體晶粒細(xì)化至～1