一種鈦微合金鋼納米析出物的控制方法
【專利摘要】一種鈦微合金鋼納米析出物的控制方法，屬于軋鋼【技術(shù)領(lǐng)域】，按以下步驟進(jìn)行：（1）按設(shè)定成分澆鑄成鑄坯，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%，余量為Fe；（2）將鑄坯進(jìn)行熱軋，開軋溫度為1245~1250℃，終軋溫度為900±15℃，總壓下量為85~97%；以100~120℃/s的冷卻速率冷卻至650~700℃，保溫30~60min進(jìn)行等溫處理，空冷至室溫，獲得的熱軋鋼板中的納米析出物顆粒尺寸在4~5nm。本發(fā)明在不改變現(xiàn)有鈦微合金鋼化學(xué)成分的前提下，充分利用快冷工藝，并對軋制與冷卻工藝進(jìn)行了調(diào)整，使納米級析出物的顆粒尺寸由常規(guī)工藝下的10nm左右細(xì)化至5nm以下，可最大程度發(fā)揮析出強(qiáng)化作用。
【專利說明】一種鈦微合金鋼納米析出物的控制方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明屬于軋鋼【技術(shù)領(lǐng)域】，特別涉及一種鈦微合金鋼納米析出物的控制方法。

【背景技術(shù)】
[0002]材料通過基體中分布有細(xì)小彌散的第二相顆粒而產(chǎn)生強(qiáng)化的方法稱為第二相強(qiáng)化或分散強(qiáng)化。第二相強(qiáng)化機(jī)制根據(jù)第二相尺寸可分為切過機(jī)制和Orowan機(jī)制，第二相強(qiáng)化的效果在切過機(jī)制起作用時與第二相顆粒尺寸的二分之一次方成正比，顆粒尺寸越大，強(qiáng)化效果越大；而在Orowan機(jī)制起作用時大致與第二相顆粒的尺寸成反比,顆粒尺寸越小，強(qiáng)化效果越大。因此，就存在臨界轉(zhuǎn)換尺寸d。在此尺寸時第二相強(qiáng)化機(jī)制在Orowan機(jī)制和切過機(jī)制之間轉(zhuǎn)換，在此尺寸附近可獲得最大的第二相強(qiáng)化效果。針對鈦微合金鋼來說，其第二相的尺寸均大于臨界轉(zhuǎn)換尺寸，因而其強(qiáng)化機(jī)制主要為Orowan機(jī)制，這時細(xì)化第二相顆粒的尺寸對強(qiáng)化效果提高的作用十分顯著，尺寸細(xì)化一個數(shù)量級的作用大致相當(dāng)于提高體積分?jǐn)?shù)兩個數(shù)量級的作用；因此，研究鈦微合金鋼納米析出物的控制方法具有重要意義。
[0003]目前，對鈦微合金鋼來說，在奧氏體中析出的析出物主要通過抑制再結(jié)晶和晶粒長大起到細(xì)晶強(qiáng)化作用，尺寸大多在2(T50nm，對基體的析出強(qiáng)化作用很小，在鐵素體中析出的碳化物尺寸一般在1nm左右，析出強(qiáng)化效果非常顯著。楊哲人等學(xué)者針對T1、T1-Mo,T1-Nb的析出物析出行為進(jìn)行了細(xì)致研究，獲得了大量細(xì)小的5?10nm的析出物。康永林等學(xué)者對用常規(guī)控制冷卻方式生產(chǎn)的Nb-Ti微合金鋼中析出行為的研究表明，避開90(T95(TC碳氮化物的快速析出溫度區(qū)間，并適當(dāng)增加冷卻速度可以有效提高20nm以下的析出物的體積分?jǐn)?shù)，顯著細(xì)化析出物尺寸，從而提高析出強(qiáng)化對屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)。針對單獨(dú)的鈦微合金鋼來說，目前析出物粒子尺寸多集中5?10nm，因此，為了進(jìn)一步提高其析出強(qiáng)化量，設(shè)計一種簡單有效的控制工藝進(jìn)而獲得大量5nm以下的析出物，對發(fā)展鈦微合金化高強(qiáng)鋼是十分必要的。


【發(fā)明內(nèi)容】

[0004]本發(fā)明的目的是提供一種鈦微合金鋼納米析出物的控制方法，通過設(shè)計合金成分，軋制后進(jìn)行超快了，控制冷卻溫度，降低納米析出物的晶粒尺寸，提高鈦微合金鋼的性倉泛。
[0005]本發(fā)明的鈦微合金鋼納米析出物的控制方法按以下步驟進(jìn)行:
1、按設(shè)定成分澆鑄成鑄坯，其成分按重量百分比含C0.06±0.01%，Si 0.20±0.01%，Mn 1.40±0.01%, Ti 0.10±0.01%, P < 0.012%, S < 0.01%，余量為 Fe ；
2、將鑄坯進(jìn)行熱軋，開軋溫度為1245?1250°C，終軋溫度為900±15°C，總壓下量為85?97%，然后以10(Tl20°C /s的冷卻速率冷卻至65(T700°C，并在65(T700°C保溫3(T60min進(jìn)行等溫處理，最后空冷至室溫，獲得的熱軋鋼板中的納米析出物顆粒尺寸在Γ5ηπι。
[0006]上述方法中，獲得的熱軋鋼板的屈服強(qiáng)度67(T750MPa，抗拉強(qiáng)度為75(T810MPa。
[0007]上述的納米析出物為TiC，其析出強(qiáng)化量為25(T350MPa。
[0008]對微合金鋼中第二相尺寸的控制主要包括兩個方面，一是沉淀析出過程中第二相尺寸的控制，一是高溫保持一定時間Ostwald熟化過程中第二相尺寸的控制；沉淀析出過程中第二相尺寸的控制比較復(fù)雜，必須綜合考慮第二相沉淀析出相變的熱力學(xué)和動力學(xué)問題。第二相形核析出時的臨界核心尺寸反比于相變的化學(xué)驅(qū)動力而正比于第二相與基體之間的界面能。第二相非均勻形核析出時，由于可依托原有界面，某種程度上相當(dāng)于減小了界面能，因而將增大臨界核心尺寸；同時由于溶質(zhì)原子沿晶界的擴(kuò)散比在基體中的體擴(kuò)散要快得多，因而核心的長大速率較大；由此，非均勻形核所得到的第二相的尺寸較為粗大，一般情況下應(yīng)該盡量避免第二相的非均勻形核析出；第二相在基體內(nèi)均勻形核析出(包括在基體中均勻分布的位錯線上形核析出)時，由于第二相沉淀析出相變的化學(xué)驅(qū)動力隨沉淀溫度的降低而不斷增大，而溶質(zhì)元素的擴(kuò)散系數(shù)隨溫度的降低而不斷降低，因而第二相沉淀析出相變的PTT (Precipitat1n-Temperature-Time)曲線將呈C曲線形式,在該曲線的鼻子點(diǎn)溫度保溫沉淀將可最快實(shí)現(xiàn)第二相的平衡沉淀析出，因此，工藝上可采用在該溫度附近使第二相沉淀析出。但第二相沉淀析出相變形核率變化的NrTT (Nucleat1nrate-Temperature-Time)曲線呈反C曲線的形式,在NrTT曲線的鼻子點(diǎn)溫度保溫,沉淀將得到最大的形核率，因而得到最為細(xì)小的第二相顆粒尺寸。
[0009]針對鈦微合金鋼的析出過程，高溫階段的析出物尺寸較為粗大，而在此溫度區(qū)間進(jìn)行超快速冷卻后可有效抑制微合金元素的析出，這樣，微合金元素的沉淀析出很大程度上發(fā)生在奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的過程中；在這種條件下，由于過冷度增大且微合金元素含量處于過飽和狀態(tài)，析出相的形核點(diǎn)會大大增加而其長大過程會被抑制，微合金元素在鐵素體中形成的析出相的尺寸通常在5?10nm，從而大大提高沉淀強(qiáng)化效果，超快速冷卻技術(shù)為獲得超細(xì)化的第二相粒子提供了有利的工藝手段。
[0010]對于鈦微合金鋼的析出強(qiáng)化來說，除了考慮析出物尺寸外，還需要考慮析出物的實(shí)際分布情況，因此，Ashby考慮了實(shí)際析出物分布和顆粒尺寸，提出了相應(yīng)的Orowan-Ashby公式,具體如下:
, ΛGbf1 2.D
Aanr, = 0,^04---廠「In-
p./ f f2 2.451?



1.tr I




\ 'Ir /
公式中f為析出物體積分?jǐn)?shù)，D為析出物平均尺寸，b為伯格斯矢量，G為材料的剪切模量;
由于析出物在基體中的分布情況大致分為彌散析出及相間析出，其中相間析出除了析出物顆粒尺寸影響其析出強(qiáng)化量外，其界面析出物顆粒間距及界面析出物層間距均會影響其析出強(qiáng)化量。對于相間析出來說，其析出過程發(fā)生在奧氏體/鐵素體相變過程，其析出物較為細(xì)小，
通過控制相間析出，相間析出強(qiáng)化量將明顯大于彌散析出強(qiáng)化量；因此，通過快冷至鐵素體相變區(qū)，生產(chǎn)大量的相間析出，對細(xì)化最終析出物的粒子及提高析出強(qiáng)化量將具有重要的作用。
[0011]綜上所述，對于鈦微合金鋼來說，為了更好的控制其納米析出物，除了優(yōu)化加熱溫度、軋制及冷卻溫度外，還應(yīng)該結(jié)合快速冷卻工藝，抑制高溫階段的粗大析出過程，促進(jìn)低溫區(qū)納米級析出物的析出，進(jìn)而更好的發(fā)揮其析出強(qiáng)化作用。
[0012]本發(fā)明采用該控制方法的依據(jù)是:對于鈦微合金鋼來說，當(dāng)加熱溫度在118(Tl250°C時，其奧氏體晶粒尺寸變化較小，但隨著奧氏體化溫度的升高，其固溶量逐漸增加，有利于后續(xù)的析出強(qiáng)化，但加熱溫度高于1250°C時，其奧氏體晶粒會發(fā)生粗化，不利于后續(xù)的組織控制及析出行為；采用較高的變形溫度避免了在變形過程中的誘導(dǎo)析出，而這些析出物會在后續(xù)的冷卻及保溫過程中迅速長大及粗大，因此，變形溫度應(yīng)適當(dāng)提高；利用快速冷卻抑制高溫階段粗大析出物，促進(jìn)低溫區(qū)細(xì)小析出物的析出。
[0013]為了有效控制析出物的分布及尺寸，使其析出過程發(fā)生在奧氏體/鐵素體相變溫度區(qū)間，測定了 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%，余量為Fe的實(shí)驗(yàn)鋼的奧氏體/鐵素體相變溫度區(qū)間為65(T700°C，因此，快冷終止溫度選定在此溫度區(qū)間。
[0014]為了更好的形成析出物，需要在奧氏體/鐵素體相變溫度區(qū)間進(jìn)行等溫處理，這主要是為了充分的進(jìn)行第二相粒子的沉淀析出，而第二相在基體中沉淀析出的相對時間的公式如下:



I (I + β)" ~ Λ.(1τ +.—■ Cp
1a= — 1.2S994 — 2 1srf； +---
‘―r0da、 " IulOkl'
其中Vo5A)為沉淀開始的相對時間，針對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%，余量為 Fe 的實(shí)驗(yàn)鋼，可以計算出沉淀開始時間隨沉淀溫度T變化的曲線，即沉淀PTT曲線的開始曲線，而將此開始曲線平行右移1.76644/η (η為與形核率有關(guān)的常數(shù))個時間數(shù)量級即可得到沉淀完成時間ta95隨沉淀溫度T變化的曲線，即沉淀PTT曲線的完成曲線，結(jié)合實(shí)驗(yàn)及上述公式測定了實(shí)驗(yàn)鋼的PTT曲線，對應(yīng)于奧氏體/鐵素體相變區(qū)，其析出結(jié)束時間在3(T60min，而后隨著保溫時間的增加，析出物會發(fā)生明顯的長大或粗大，因此，在奧氏體/鐵素體相區(qū)的等溫時間控制在30?60mino
[0015]本發(fā)明在不改變現(xiàn)有鈦微合金鋼化學(xué)成分的前提下，充分利用快冷工藝，并對軋制與冷卻工藝進(jìn)行了調(diào)整，使納米級析出物的顆粒尺寸由常規(guī)工藝下的1nm左右細(xì)化至5nm以下，可最大程度發(fā)揮析出強(qiáng)化作用。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0016]圖1為本發(fā)明實(shí)施例1的熱軋鋼板的電子顯微(TEM)圖。

【具體實(shí)施方式】
[0017]本發(fā)明實(shí)施例中測試熱軋鋼板的強(qiáng)度是按GBT228-2002進(jìn)行測試。
[0018]本發(fā)明實(shí)施例中電子顯微圖采用FEI Tecnai G2 F20場發(fā)射透射電子顯微鏡觀察獲得。
[0019]實(shí)施例1 按設(shè)定成分澆鑄成鑄坯，其成分按重量百分比含C 0.05%, Si 0.21%, Mn 1.40%, Ti0.09%, P 0.010%, S 0.009%，余量為 Fe ；
將鑄還進(jìn)行熱軋，開軋溫度為1250°C,終軋溫度為900°C,總壓下量為85%,然后以1200C /s的冷卻速率冷卻至650°C，并在650°C保溫60min進(jìn)行等溫處理，最后空冷至室溫，獲得的熱軋鋼板中的納米析出物顆粒尺寸在Γ5ηπι，納米析出物為TiC，其析出強(qiáng)化量為350MPa ;熱軋鋼板的屈服強(qiáng)度750MPa，抗拉強(qiáng)度為810MPa，電子顯微圖如圖1所示。
[0020]實(shí)施例2
按設(shè)定成分澆鑄成鑄坯，其成分按重量百分比含C 0.06%, Si 0.20%, Mn 1.41%，Ti0.09%, P 0.012%, S < 0.009%，余量為 Fe ；
將鑄還進(jìn)行熱軋，開軋溫度為1250°C,終軋溫度為900°C,總壓下量為92%,然后以100C /s的冷卻速率冷卻至700°C，并在700°C保溫30min進(jìn)行等溫處理，最后空冷至室溫，獲得的熱軋鋼板中的納米析出物顆粒尺寸在Γ5ηπι，納米析出物為TiC，其析出強(qiáng)化量為250MPa ;熱軋鋼板的屈服強(qiáng)度670MPa，抗拉強(qiáng)度為750MPa。
[0021]實(shí)施例3
按設(shè)定成分澆鑄成鑄坯，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%，余量為 Fe ；
將鑄還進(jìn)行熱軋，開軋溫度為1250°C,終軋溫度為900°C,總壓下量為97%,然后以100C /s的冷卻速率冷卻至680°C，并在680°C保溫40min進(jìn)行等溫處理，最后空冷至室溫，獲得的熱軋鋼板中的納米析出物顆粒尺寸在Γ5ηπι，納米析出物為TiC，其析出強(qiáng)化量為280MPa ;熱軋鋼板的屈服強(qiáng)度700MPa，抗拉強(qiáng)度為780MPa。
[0022]實(shí)施例4
按設(shè)定成分澆鑄成鑄坯，其成分按重量百分比含C 0.05%, Si 0.20%, Mn 1.41%，Ti0.11%, P 0.011%, S 0.01%，余量為 Fe ；
將鑄還進(jìn)行熱軋，開軋溫度為1245°C,終軋溫度為915°C,總壓下量為85%,然后以IlO0C /s的冷卻速率冷卻至650°C，并在650°C保溫40min進(jìn)行等溫處理，最后空冷至室溫，獲得的熱軋鋼板中的納米析出物顆粒尺寸在Γ5ηπι，納米析出物為TiC，其析出強(qiáng)化量為300MPa ;熱軋鋼板的屈服強(qiáng)度710MPa，抗拉強(qiáng)度為790MPa。
[0023]實(shí)施例5
按設(shè)定成分澆鑄成鑄坯，其成分按重量百分比含C 0.06%, Si 0.19%, Mn 1.40%, Ti0.11%, P 0.012%, S 0.009%，余量為 Fe ；
將鑄還進(jìn)行熱軋，開軋溫度為1245°C,終軋溫度為885°C,總壓下量為97%,然后以1200C /s的冷卻速率冷卻至700°C，并在680°C保溫30min進(jìn)行等溫處理，最后空冷至室溫，獲得的熱軋鋼板中的納米析出物顆粒尺寸在Γ5ηπι，納米析出物為TiC，其析出強(qiáng)化量為330MPa ;熱軋鋼板的屈服強(qiáng)度730MPa，抗拉強(qiáng)度為780MPa。
【權(quán)利要求】
1.一種鈦微合金鋼納米析出物的控制方法，其特征在于按以下步驟進(jìn)行: (1)按設(shè)定成分澆鑄成鑄坯，其成分按重量百分比含C0.06 ±0.01%，Si 0.20 ±0.01%，Mn 1.40±0.01%, Ti 0.10±0.01%, P < 0.012%, S < 0.01%，余量為 Fe ； (2)將鑄坯進(jìn)行熱軋，開軋溫度為1245?1250°C，終軋溫度為900±15°C，總壓下量為85?97%，然后以10(Tl20°C /s的冷卻速率冷卻至65(T700°C，并在65(T700°C保溫3(T60min進(jìn)行等溫處理，最后空冷至室溫，獲得的熱軋鋼板中的納米析出物顆粒尺寸在Γ5ηπι。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的一種鈦微合金鋼納米析出物的控制方法，其特征在于所述的熱軋鋼板的屈服強(qiáng)度67(T750MPa，抗拉強(qiáng)度為75(T810MPa。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的一種鈦微合金鋼納米析出物的控制方法，其特征在于所述的納米析出物為TiC，其析出強(qiáng)化量為25(T350MPa。
【文檔編號】C22C38/14GK104148410SQ201410367193
【公開日】2014年11月19日 申請日期:2014年7月30日 優(yōu)先權(quán)日:2014年7月30日
【發(fā)明者】衣海龍, 劉振宇, 田勇, 吳迪, 王國棟 申請人:東北大學(xué)