再結(jié)晶控制軋制(RCR:Recrystallization Controlled Rolling),是指再加熱后的鋼在奧氏體的再結(jié)晶區(qū)通過軋制變形-再結(jié)晶反復(fù)進(jìn)行,奧氏體晶粒逐漸變細(xì),最終獲得細(xì)小等軸奧氏體晶粒,增加奧氏體有效晶界總面積,為奧氏體向鐵素體相變形核提供更多位置,在隨后相變過程中再通過加速冷卻最終獲得細(xì)小鐵素體晶粒的一種工藝技術(shù)。
再結(jié)晶控制軋制是繼在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)較低的溫度下、通過大變形形成大量被拉長的形變奧氏體、增加奧氏體有效晶界總面積、增加形變儲能、增加相變后鐵素體生核位置、最終獲得細(xì)小鐵素體晶粒的工藝技術(shù)之后的另一種新型的組織細(xì)化工藝技術(shù)。
圖1給出了再結(jié)晶控制軋制細(xì)化鐵素體晶粒方法的示意圖。根據(jù)再結(jié)晶控制軋制的基本原理,再結(jié)晶控制軋制細(xì)化最終組織的效果取決于以下各項(xiàng)工藝參數(shù):再加熱奧氏體晶粒;軋制時較低的再結(jié)晶終止溫度;軋制后較低的晶粒粗化率;在奧氏體和鐵素體晶粒內(nèi)有適當(dāng)?shù)奈龀鑫?/span>(或非金屬夾雜物);鋼具有足夠的過冷能力。綜合控制這些工藝參數(shù),采用再結(jié)晶控制軋制工藝可以達(dá)到奧氏體未再結(jié)晶區(qū)控制軋制相同的組織細(xì)化效果。
圖1 再結(jié)晶控制軋制細(xì)化鐵素體晶粒方法的示意圖
(1)較高的奧氏體晶粒粗化溫度。在再加熱時,采用再結(jié)晶控制軋制的鋼應(yīng)具有較高的奧氏體晶粒粗化溫度,防止再加熱時奧氏體晶粒異常長大,使再加熱后原始奧氏體晶粒盡量細(xì)小,為最終獲得組織細(xì)化創(chuàng)造條件。
為獲得細(xì)小的再結(jié)晶奧氏體晶粒和最終細(xì)小的鐵素體晶粒,細(xì)化相變前母相奧氏體晶粒是非常重要的。原始奧氏體晶粒越細(xì)小,再結(jié)晶控制軋制后獲得的最終組織也就越細(xì)小,如圖1①和②所示,因此為獲得細(xì)小的原始奧氏體晶粒,適于再結(jié)晶控制軋制較理想的鋼應(yīng)具有較高的奧氏體晶粒粗化溫度。
為提高釩微合金化鋼的奧氏體晶粒粗化溫度,通常在鋼中添加0.01%Ti,只要冷卻速度足夠快,如鑄坯的冷卻,將產(chǎn)生細(xì)小穩(wěn)定的TiN粒子,能有效阻止再加熱時高溫奧氏體晶粒的粗化,如圖2所示。由圖可以看出,在釩鋼的基礎(chǔ)上添加0.017%Ti,可顯著提高晶粒粗化溫度。這主要是由于在V-Ti鋼中存在細(xì)小而穩(wěn)定的TiN粒子所致。在V-Ti鋼的基礎(chǔ)上再添加0.012%N,可進(jìn)一步提高晶粒粗化溫度,這是由于鋼中除存在細(xì)小穩(wěn)定的TiN粒子外,還有大量細(xì)小而穩(wěn)定的VN粒子,鋼中氮含量越高,總的VN粒子體積分?jǐn)?shù)就越大,有效阻止軋制道次間和軋制后奧氏體晶粒的長大,經(jīng)過再結(jié)晶控制軋制工藝后獲得細(xì)小奧氏體晶粒,因此在V-N微合金化鋼中添加0.01%Ti是一種優(yōu)先選擇。添加0.01%Ti-0.01%N的V-Ti-N鋼具有優(yōu)良的強(qiáng)度、韌性和焊接性能等綜合性能。
圖2 再加熱溫度對V、V-N、V-Ti、V-Ti-N鋼的晶粒粗化行為的影響
(基體:0.08%C-1.20%Mn)
(2)較低的再結(jié)晶終止溫度。再結(jié)晶控制軋制,是在鋼的奧氏體再結(jié)晶區(qū)通過形變-再結(jié)晶反復(fù)進(jìn)行獲得較小的奧氏體晶粒,相變后獲得細(xì)小鐵素體晶粒的一種工藝技術(shù)。該技術(shù)的主要軋制形變是在奧氏體的再結(jié)晶區(qū)完成的,因此要求鋼的再結(jié)晶溫度盡量低,再結(jié)晶區(qū)的溫度范圍盡量擴(kuò)大,有足夠時間反復(fù)進(jìn)行形變-再結(jié)晶,細(xì)化奧氏體晶粒,這是對再結(jié)晶控軋鋼的基本要求。
為達(dá)到上述要求,在再結(jié)晶控制軋制鋼合金設(shè)計(jì)時必須充分考慮合金元素的影響。微合金元素對奧氏體再結(jié)晶的終止溫度有顯著影響,鈮的影響最大,阻止奧氏體再結(jié)晶的能力最強(qiáng),加入鋼中的鈮顯著提高鋼的奧氏體再結(jié)晶終止溫度;釩對再結(jié)晶的影響最小,阻止奧氏體再結(jié)晶的能力最弱;鈦、鋁介于其中。微合金元素對再結(jié)晶終止溫度的影響由強(qiáng)到弱的順序?yàn)?/span>Nb>Ti>Al>V,由此可以看出,采用釩微合金化,降低奧氏體再結(jié)晶終止溫度,拓寬奧氏體再結(jié)晶控制軋制的工藝途徑,是一種最佳的選擇。
微合金元素抑制形變奧氏體再結(jié)晶主要有兩種機(jī)制:固溶原子產(chǎn)生的溶質(zhì)拖曳作用和在奧氏體中M(C,N)析出粒子的釘扎作用。
(3)較低的晶粒粗化速率。再結(jié)晶控制軋制鋼,形變-再結(jié)晶后要求有較低的晶粒粗化速率,以保證再結(jié)晶后獲得盡量小的奧氏體晶粒,為此研究了釩鋼的奧氏體再結(jié)晶晶粒粗化行為,如圖3所示。在1050℃恒定溫度下,以2/s的真應(yīng)變速率單向壓縮55% (ε=0.8),形變后在1050℃下保持不同時間,然后水淬。結(jié)果表明,V鋼、V-N鋼、V-Ti鋼、V-Ti-N鋼沒有晶粒異常長大現(xiàn)象。晶粒長大速率示于表1。由圖和表可以看出,V鋼和V-N鋼形變-再結(jié)晶后,保溫20s時奧氏體晶粒有長大現(xiàn)象,但是值得特別注意的是鋼中加入0.017%Ti后顯著降低了奧氏體晶粒粗化速率,在1050℃保溫20s時,其晶粒長大速率較小,可忽略不計(jì),保溫時間達(dá)100s時,晶粒尺寸基本保持不變,這為反復(fù)軋制形變-再結(jié)晶和終軋后的加速冷卻創(chuàng)造了有利的條件,拓寬了再結(jié)晶控軋操作時間的工藝途徑,因此,對要求熱軋后具有較低晶粒粗化速率的釩鋼來說,加入0.017%Ti是一種最佳選擇。
表1 再結(jié)晶后的晶粒粗化速率
鋼種 | 再結(jié)晶后放入平均晶粒粗化速率 | ||
在第一個20s | 在第二個20s | >40s | |
V | 1.30 | 0.58 | 0.17 |
V-N | 1.08 | 0.42 | 0.17 |
V-Ti | 0.33 | 0.075 | 0.016 |
V-Ti-N | 0.37 | 0.065 | 0.016 |
圖3 形變和再結(jié)晶后的晶粒粗化行為
(基體:0.08%C-1.20%Mn)
(4)在奧氏體和鐵素體內(nèi)有大量V(C,N)沉淀現(xiàn)象。大量研究結(jié)果表明,釩微合金化鋼在奧氏體和鐵素體中存在大量細(xì)小V(C,N)析出粒子,可促進(jìn)多邊形鐵素體和針狀鐵素體的晶內(nèi)形核,從而細(xì)化最終鐵素體晶粒。與鐵素體晶體結(jié)構(gòu)相似的非金屬夾雜物(或析出物)能降低鐵素體形核的界面能,可誘發(fā)晶內(nèi)鐵素體(IGF) 的形成。在釩微合金化鋼的情況下,在奧氏體和鐵素體中析出的VN與晶內(nèi)鐵素體均為體心立方結(jié)構(gòu),兩者有良好的共格關(guān)系,在(100)晶面錯配度較小,容易誘發(fā)晶內(nèi)鐵素體,也就是說與晶內(nèi)鐵素體(IGF)有良好共格關(guān)系的析出物(非金屬夾雜物) 對晶內(nèi)鐵素體的形成最有利,圖4給出的就是晶內(nèi)鐵素體(IGF)的形核圖,圖4a是在VN+MnS復(fù)合粒子上形核,圖4b是在單獨(dú)VN粒子上形核。
圖4 鐵素體在VN+MnS(a)和單獨(dú)VN粒子上(b)的形核
(5)足夠的過冷能力。再結(jié)晶控軋后的再結(jié)晶奧氏體,進(jìn)行在線加速冷卻是非常重要的。通過加速冷卻可增大過冷度,其實(shí)質(zhì)就是增大相變時的鐵素體形核驅(qū)動力。與再結(jié)晶細(xì)化相比,相變細(xì)化的效果更大。為充分利用相變更大的細(xì)化晶粒效果,就必須增大相變時的驅(qū)動力,這是由于相變比再結(jié)晶需要更大的驅(qū)動力所致。同時,相變時臨界核的尺寸是生核驅(qū)動力的函數(shù),驅(qū)動力越大,臨界核的尺寸就越小,生核的密度就越高,獲得的最終組織就越細(xì)小,因此對再結(jié)晶控軋鋼來說,應(yīng)具有足夠的過冷能力,熱軋后再結(jié)晶的奧氏體進(jìn)行適當(dāng)?shù)募铀倮鋮s是很必要的。圖5給出了再結(jié)晶控軋后冷卻速率和終軋溫度對Ti-V(Nb)-N鋼最終顯微組織、屈服強(qiáng)度和韌性的影響。從圖中可明顯看出,冷卻速度對力學(xué)性能和微觀組織有顯著影響。
圖5 終軋溫度(1030℃)到終冷溫度(FCT)的冷卻速率對Ti-V(Nb)-N鋼組織和性能的影響
a-鐵素體晶粒尺寸;b-屈服強(qiáng)度;c-沖擊韌性
冷卻速度對鋼的綜合性能有較大影響。對Ti-V(Nb)-N鋼來說,隨著冷卻速度的提高,屈服強(qiáng)度增加。當(dāng)冷卻速度比較低(<7℃/s) 時,屈服強(qiáng)度增加比較快,當(dāng)冷卻速度比較高(>7℃/s)時,強(qiáng)度隨冷卻速度的變化較小,屈服強(qiáng)度的增加比較緩慢。當(dāng)冷卻速度很高(15℃/s)時,奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體+貝氏體組織。從圖還可以看出,終冷溫度在400~600℃范圍內(nèi)對最終鐵素體晶粒尺寸的影響很小,盡管加速冷卻終止溫度低于500℃已經(jīng)出現(xiàn)了貝氏體組織。但是,加速冷卻終止溫度對屈服強(qiáng)度卻有顯著影響。當(dāng)加速冷卻終止溫度低于500℃時,屈服強(qiáng)度隨加速冷卻終止溫度的降低而增加。不含Ti的0.09%V微合金鋼經(jīng)再結(jié)晶軋制后加速冷卻至室溫,獲得了最高的屈服強(qiáng)度。只有當(dāng)鋼中出現(xiàn)貝氏體組織時,屈服強(qiáng)度對加速冷卻終止溫度的相關(guān)性才發(fā)生變化。
隨著冷卻速率的提高,最終鐵素體晶粒尺寸減小,但是經(jīng)再結(jié)晶控軋+加速冷卻處理后,鋼的沖擊轉(zhuǎn)變溫度會上升。這是由于M(C,N)析出強(qiáng)化和在較低的加速冷卻終止溫度下貝氏體的體積分?jǐn)?shù)增加所致。冷卻速度對析出相尺寸及其分布有重要影響。隨著冷卻速度的增加,析出相粒子尺寸減小,粒子間距減小,強(qiáng)化作用增強(qiáng),導(dǎo)致轉(zhuǎn)變溫度升高。
綜上所述,再結(jié)晶控制軋制的冷卻速率應(yīng)不超過10~12℃/s,加速冷卻終止溫度應(yīng)不低于500℃,避免發(fā)生貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變。
原創(chuàng): 釩技術(shù)中心
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