CN104148410A

CN104148410A - 一种钛微合金钢纳米析出物的控制方法

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Publication number: CN104148410A
Application number: CN201410367193.4A
Authority: CN
Inventors: 衣海龙; 刘振宇; 田勇; 吴迪; 王国栋
Original assignee: Northeastern University China
Current assignee: Northeastern University China
Priority date: 2014-07-30
Filing date: 2014-07-30
Publication date: 2014-11-19
Anticipated expiration: 2034-07-30
Also published as: CN104148410B

Abstract

一种钛微合金钢纳米析出物的控制方法，属于轧钢技术领域，按以下步骤进行：（1）按设定成分浇铸成铸坯，其成分按重量百分比含C0.06±0.01%，Si0.20±0.01%，Mn1.40±0.01%，Ti0.10±0.01%，P＜0.012%，S＜0.01%，余量为Fe；（2）将铸坯进行热轧，开轧温度为1245~1250℃，终轧温度为900±15℃，总压下量为85~97%；以100~120℃/s的冷却速率冷却至650~700℃，保温30~60min进行等温处理，空冷至室温，获得的热轧钢板中的纳米析出物颗粒尺寸在4~5nm。本发明在不改变现有钛微合金钢化学成分的前提下，充分利用快冷工艺，并对轧制与冷却工艺进行了调整，使纳米级析出物的颗粒尺寸由常规工艺下的10nm左右细化至5nm以下，可最大程度发挥析出强化作用。

Description

一种钛微合金钢纳米析出物的控制方法

技术领域

本发明属于轧钢技术领域，特别涉及一种钛微合金钢纳米析出物的控制方法。

背景技术

材料通过基体中分布有细小弥散的第二相颗粒而产生强化的方法称为第二相强化或分散强化。第二相强化机制根据第二相尺寸可分为切过机制和Orowan机制，第二相强化的效果在切过机制起作用时与第二相颗粒尺寸的二分之一次方成正比，颗粒尺寸越大，强化效果越大；而在Orowan机制起作用时大致与第二相颗粒的尺寸成反比，颗粒尺寸越小，强化效果越大。因此，就存在临界转换尺寸d _C，在此尺寸时第二相强化机制在Orowan机制和切过机制之间转换，在此尺寸附近可获得最大的第二相强化效果。针对钛微合金钢来说，其第二相的尺寸均大于临界转换尺寸，因而其强化机制主要为Orowan机制，这时细化第二相颗粒的尺寸对强化效果提高的作用十分显著，尺寸细化一个数量级的作用大致相当于提高体积分数两个数量级的作用；因此，研究钛微合金钢纳米析出物的控制方法具有重要意义。

目前，对钛微合金钢来说，在奥氏体中析出的析出物主要通过抑制再结晶和晶粒长大起到细晶强化作用，尺寸大多在20~50nm，对基体的析出强化作用很小，在铁素体中析出的碳化物尺寸一般在10nm左右，析出强化效果非常显著。杨哲人等学者针对Ti、Ti-Mo、Ti-Nb的析出物析出行为进行了细致研究，获得了大量细小的5~10nm的析出物。康永林等学者对用常规控制冷却方式生产的Nb-Ti微合金钢中析出行为的研究表明，避开900~950℃碳氮化物的快速析出温度区间，并适当增加冷却速度可以有效提高20nm以下的析出物的体积分数，显著细化析出物尺寸，从而提高析出强化对屈服强度的贡献。针对单独的钛微合金钢来说，目前析出物粒子尺寸多集中5~10nm，因此，为了进一步提高其析出强化量，设计一种简单有效的控制工艺进而获得大量5nm以下的析出物，对发展钛微合金化高强钢是十分必要的。

发明内容

本发明的目的是提供一种钛微合金钢纳米析出物的控制方法，通过设计合金成分，轧制后进行超快了，控制冷却温度，降低纳米析出物的晶粒尺寸，提高钛微合金钢的性能。

本发明的钛微合金钢纳米析出物的控制方法按以下步骤进行：

1、按设定成分浇铸成铸坯，其成分按重量百分比含C 0.06±0.01%，Si 0.20±0.01%，Mn 1.40±0.01%，Ti 0.10±0.01%，P＜0.012%，S＜0.01%，余量为Fe；

2、将铸坯进行热轧，开轧温度为1245~1250℃，终轧温度为900±15℃，总压下量为85~97%，然后以100~120℃/s的冷却速率冷却至650~700℃，并在650~700℃保温30~60min进行等温处理，最后空冷至室温，获得的热轧钢板中的纳米析出物颗粒尺寸在4~5nm。

上述方法中，获得的热轧钢板的屈服强度670~750MPa，抗拉强度为750~810MPa。

上述的纳米析出物为TiC，其析出强化量为250~350MPa。

对微合金钢中第二相尺寸的控制主要包括两个方面，一是沉淀析出过程中第二相尺寸的控制，一是高温保持一定时间Ostwald 熟化过程中第二相尺寸的控制；沉淀析出过程中第二相尺寸的控制比较复杂，必须综合考虑第二相沉淀析出相变的热力学和动力学问题。第二相形核析出时的临界核心尺寸反比于相变的化学驱动力而正比于第二相与基体之间的界面能。第二相非均匀形核析出时，由于可依托原有界面，某种程度上相当于减小了界面能，因而将增大临界核心尺寸；同时由于溶质原子沿晶界的扩散比在基体中的体扩散要快得多，因而核心的长大速率较大；由此，非均匀形核所得到的第二相的尺寸较为粗大，一般情况下应该尽量避免第二相的非均匀形核析出；第二相在基体内均匀形核析出（包括在基体中均匀分布的位错线上形核析出）时，由于第二相沉淀析出相变的化学驱动力随沉淀温度的降低而不断增大，而溶质元素的扩散系数随温度的降低而不断降低，因而第二相沉淀析出相变的PTT（Precipitation-Temperature-Time）曲线将呈C 曲线形式，在该曲线的鼻子点温度保温沉淀将可最快实现第二相的平衡沉淀析出，因此，工艺上可采用在该温度附近使第二相沉淀析出。但第二相沉淀析出相变形核率变化的NrTT（Nucleation rate-Temperature-Time）曲线呈反C 曲线的形式，在NrTT 曲线的鼻子点温度保温，沉淀将得到最大的形核率，因而得到最为细小的第二相颗粒尺寸。

针对钛微合金钢的析出过程，高温阶段的析出物尺寸较为粗大，而在此温度区间进行超快速冷却后可有效抑制微合金元素的析出，这样，微合金元素的沉淀析出很大程度上发生在奥氏体向铁素体转变的过程中；在这种条件下，由于过冷度增大且微合金元素含量处于过饱和状态，析出相的形核点会大大增加而其长大过程会被抑制，微合金元素在铁素体中形成的析出相的尺寸通常在5~10nm，从而大大提高沉淀强化效果，超快速冷却技术为获得超细化的第二相粒子提供了有利的工艺手段。

对于钛微合金钢的析出强化来说，除了考虑析出物尺寸外，还需要考虑析出物的实际分布情况，因此，Ashby考虑了实际析出物分布和颗粒尺寸，提出了相应的Orowan-Ashby公式，具体如下：

公式中f为析出物体积分数，D为析出物平均尺寸，b为伯格斯矢量，G为材料的剪切模量；

由于析出物在基体中的分布情况大致分为弥散析出及相间析出，其中相间析出除了析出物颗粒尺寸影响其析出强化量外，其界面析出物颗粒间距及界面析出物层间距均会影响其析出强化量。对于相间析出来说，其析出过程发生在奥氏体/铁素体相变过程，其析出物较为细小，

通过控制相间析出，相间析出强化量将明显大于弥散析出强化量；因此，通过快冷至铁素体相变区，生产大量的相间析出，对细化最终析出物的粒子及提高析出强化量将具有重要的作用。

综上所述，对于钛微合金钢来说，为了更好的控制其纳米析出物，除了优化加热温度、轧制及冷却温度外，还应该结合快速冷却工艺，抑制高温阶段的粗大析出过程，促进低温区纳米级析出物的析出，进而更好的发挥其析出强化作用。

本发明采用该控制方法的依据是：对于钛微合金钢来说，当加热温度在1180~1250℃时，其奥氏体晶粒尺寸变化较小，但随着奥氏体化温度的升高，其固溶量逐渐增加，有利于后续的析出强化，但加热温度高于1250℃时，其奥氏体晶粒会发生粗化，不利于后续的组织控制及析出行为；采用较高的变形温度避免了在变形过程中的诱导析出，而这些析出物会在后续的冷却及保温过程中迅速长大及粗大，因此，变形温度应适当提高；利用快速冷却抑制高温阶段粗大析出物，促进低温区细小析出物的析出。

为了有效控制析出物的分布及尺寸，使其析出过程发生在奥氏体/铁素体相变温度区间，测定了C 0.06±0.01%，Si 0.20±0.01%，Mn 1.40±0.01%，Ti 0.10±0.01%，P＜0.012%，S＜0.01%，余量为Fe的实验钢的奥氏体/铁素体相变温度区间为650~700℃，因此，快冷终止温度选定在此温度区间。

为了更好的形成析出物，需要在奥氏体/铁素体相变温度区间进行等温处理，这主要是为了充分的进行第二相粒子的沉淀析出，而第二相在基体中沉淀析出的相对时间的公式如下：

其中t_0.05/t₀为沉淀开始的相对时间，针对C 0.06±0.01%，Si 0.20±0.01%，Mn 1.40±0.01%，Ti 0.10±0.01%，P＜0.012%，S＜0.01%，余量为Fe的实验钢，可以计算出沉淀开始时间随沉淀温度T变化的曲线，即沉淀PTT曲线的开始曲线，而将此开始曲线平行右移1.76644/n（n为与形核率有关的常数）个时间数量级即可得到沉淀完成时间t_0.95随沉淀温度T变化的曲线，即沉淀PTT曲线的完成曲线，结合实验及上述公式测定了实验钢的PTT曲线，对应于奥氏体/铁素体相变区，其析出结束时间在30~60min，而后随着保温时间的增加，析出物会发生明显的长大或粗大，因此，在奥氏体/铁素体相区的等温时间控制在30~60min。

本发明在不改变现有钛微合金钢化学成分的前提下，充分利用快冷工艺，并对轧制与冷却工艺进行了调整，使纳米级析出物的颗粒尺寸由常规工艺下的10nm左右细化至5nm以下，可最大程度发挥析出强化作用。

附图说明

图1为本发明实施例1的热轧钢板的电子显微（TEM）图。

具体实施方式

本发明实施例中测试热轧钢板的强度是按GBT228-2002进行测试。

本发明实施例中电子显微图采用FEI Tecnai G² F20场发射透射电子显微镜观察获得。

实施例1

按设定成分浇铸成铸坯，其成分按重量百分比含C 0.05%，Si 0.21%，Mn 1.40%，Ti 0.09%，P 0.010%，S 0.009%，余量为Fe；

将铸坯进行热轧，开轧温度为1250℃，终轧温度为900℃，总压下量为85%，然后以120℃/s的冷却速率冷却至650℃，并在650℃保温60min进行等温处理，最后空冷至室温，获得的热轧钢板中的纳米析出物颗粒尺寸在4~5nm，纳米析出物为TiC，其析出强化量为350MPa；热轧钢板的屈服强度750MPa，抗拉强度为810MPa，电子显微图如图1所示。

实施例2

按设定成分浇铸成铸坯，其成分按重量百分比含C 0.06%，Si 0.20%，Mn 1.41%，Ti 0.09%，P 0.012%，S＜0.009%，余量为Fe；

将铸坯进行热轧，开轧温度为1250℃，终轧温度为900℃，总压下量为92%，然后以100℃/s的冷却速率冷却至700℃，并在700℃保温30min进行等温处理，最后空冷至室温，获得的热轧钢板中的纳米析出物颗粒尺寸在4~5nm，纳米析出物为TiC，其析出强化量为250MPa；热轧钢板的屈服强度670MPa，抗拉强度为750MPa。

实施例3

按设定成分浇铸成铸坯，其成分按重量百分比含C 0.07%，Si 0.19%，Mn 1.39%，Ti 0.10%，P 0.011%，S 0.008%，余量为Fe；

将铸坯进行热轧，开轧温度为1250℃，终轧温度为900℃，总压下量为97%，然后以100℃/s的冷却速率冷却至680℃，并在680℃保温40min进行等温处理，最后空冷至室温，获得的热轧钢板中的纳米析出物颗粒尺寸在4~5nm，纳米析出物为TiC，其析出强化量为280MPa；热轧钢板的屈服强度700MPa，抗拉强度为780MPa。

实施例4

按设定成分浇铸成铸坯，其成分按重量百分比含C 0.05%，Si 0.20%，Mn 1.41%，Ti 0.11%，P 0.011%，S 0.01%，余量为Fe；

将铸坯进行热轧，开轧温度为1245℃，终轧温度为915℃，总压下量为85%，然后以110℃/s的冷却速率冷却至650℃，并在650℃保温40min进行等温处理，最后空冷至室温，获得的热轧钢板中的纳米析出物颗粒尺寸在4~5nm，纳米析出物为TiC，其析出强化量为300MPa；热轧钢板的屈服强度710MPa，抗拉强度为790MPa。

实施例5

按设定成分浇铸成铸坯，其成分按重量百分比含C 0.06%，Si 0.19%，Mn 1.40%，Ti 0.11%，P 0.012%，S 0.009%，余量为Fe；

将铸坯进行热轧，开轧温度为1245℃，终轧温度为885℃，总压下量为97%，然后以120℃/s的冷却速率冷却至700℃，并在680℃保温30min进行等温处理，最后空冷至室温，获得的热轧钢板中的纳米析出物颗粒尺寸在4~5nm，纳米析出物为TiC，其析出强化量为330MPa；热轧钢板的屈服强度730MPa，抗拉强度为780MPa。

Claims

1.一种钛微合金钢纳米析出物的控制方法，其特征在于按以下步骤进行：

（1）按设定成分浇铸成铸坯，其成分按重量百分比含C 0.06±0.01%，Si 0.20±0.01%，Mn 1.40±0.01%，Ti 0.10±0.01%，P＜0.012%，S＜0.01%，余量为Fe；

（2）将铸坯进行热轧，开轧温度为1245~1250℃，终轧温度为900±15℃，总压下量为85~97%，然后以100~120℃/s的冷却速率冷却至650~700℃，并在650~700℃保温30~60min进行等温处理，最后空冷至室温，获得的热轧钢板中的纳米析出物颗粒尺寸在4~5nm。

2.根据权利要求1所述的一种钛微合金钢纳米析出物的控制方法，其特征在于所述的热轧钢板的屈服强度670~750MPa，抗拉强度为750~810MPa。

3.根据权利要求1所述的一种钛微合金钢纳米析出物的控制方法，其特征在于所述的纳米析出物为TiC，其析出强化量为250~350MPa。