如何确定有色金属及合金热轧强度.doc

如何确定有色金属及合金热轧强度1.强化机理金属的强化方式分为合金化、塑性变形、热处理等，对于热轧态高强工程机械用钢主要通过合金化与塑性变形方式来提高其力学强度，对于调质态的钢板，主要利用合金化与热处理手段来提高强度。钢铁材料的强化机理包括晶粒细化、固溶强化、析出强化、相变强化、位错强化等多个方面，而高强度工程机械用钢的强化利用到上述五种机理中的多种，例如其屈服值和抗拉值是细晶、固溶、组织、析出物、位错及亚晶共同贡献的结果。a. 固溶强化。固溶强化是通过改变金属的化学成分来提高强度的办法，溶质元素在溶剂Fe 中的固溶分为间隙固溶和置换固溶两种，C、N、B 等元素为间隙固溶元素，Mn、Si、P 等元素为置换固溶元素，对于有限固溶体的碳钢，其强度随着溶质元素溶解量的增大而增大。b. 细晶强化。通过细化晶粒来提高其强度，工程机械用钢通过利用TMCP 技术以及合金元素碳氮化物的形成来控制组织的晶粒度。在高强度热轧态工程机械用钢的生产中，一是通过低温大变形，把奥氏体过冷到较低的温度下，相对降低FET、FDT，软甩和硬甩机架增大精轧时最后几道次的压下量来实现晶粒细化，二是利用轧制过程中的再结晶效果来细化晶粒，三是利用Nb、Ti、V 形成细小弥散的碳化物和氮化物来抑制晶粒的长大。c. 析出强化。在高强度工程机械用钢中加入微量的Nb、V、Ti，这些元素可以形成碳化物、氮化物、碳氮化物，在轧制中或轧后冷却时析出，起到第二相强化的作用。对于析出强化来说，析出物的尺寸影响到轧后成品的性能，析出物尺寸越小，越有利于提高带钢的强度，另外，析出物沉淀颗粒分布在整个基体上比晶界沉淀的效果要好，第三，析出物呈颗粒状与片状相比，颗粒状析出物有利于强化。d. 相变强化。工程机械用钢既要满足强度的要求，又要满足韧性和冲击功的要求。从微观组织上说，传统的铁素体钢或者铁素体珠光体钢难以提供700MPa 以上的屈服强度，因此对于组织的控制尤为重要。该种钢一方面通过控冷技术，保证所需强化组织的相变温度，另方面通过提高奥氏体形成元素Mn，同时加入铁素体形成元素Mo 或者Cr，提高带钢在冷却过程中的淬透性。对热轧态带钢来说，在两种手段的共同使用下，可得到贝氏体组织或者针状铁素体组织。e. 位错强化。位错强化是指钢板在塑性变形中位错密度不断增加，使弹性应力场不断增大，位错间的交互作用不断增强，因而位错的运动越来越困难。对于C Mn 钢以及微合金碳氮化物的析出强化在精轧过程影响不显著的合金钢，通过降低FDT，控制在再结晶临界温度以下至Ar3 点以上的温度区域内，在精轧机组的最后几道次实行大压下，可以较好地实现位错强化，即所谓的“未再结晶区”轧制。另外，在位错强化过程中，加工硬化、变形诱导析出、变形诱导相变这些作用也是值得关注的。2.1 成分设计LG600 屈服强度为600MPa 以上的热轧态高强钢，在成分设计上需要考虑碳当量Ceq、冷裂纹敏感系数Pcm、低温韧性( 20) ，因此需降低碳含量到0. 08% 以下，碳含量的降低势必引起力学性能的下降，在成分上，通过提高合金元素Mn、Nb、Ti 的含量来达到弥补碳含量降低带来的力学性能下降。对于700MPa 级别的LG700，单纯在LG600 的基础上提高合金含量难以满足力学性能的要求，因此，除了适当提高Mn、Nb、Ti元素的含量，还加入了Mo、V。在700MPa 级别热轧态带钢的成分设计上，太钢采用Mn Nb Ti Mo ( V) 的路线，而鞍钢采用Mn Nb Ti Cr 路线。2. 2 强化机理的运用在固溶强化方面， 600MPa 级、700MPa 级的热轧态高强度工程机械用钢，主要依靠C、Si、Mn 的固溶来强化，C 含量保持在0. 05% 0. 10%之间，较多的把碳含量提高到0. 07%以上对提高力学强度是有益的，Mn 含量一般保持在1. 5% 2. 0% 之间，并且随着强度要求的提高需适当提高Mn 含量，Si 含量一般保持在0. 30%以下，但700MPa 级与600MPa级不一样的是，随着强度的提高，钢的韧性和塑性会降低，因此为了改善700MPa 级别热轧钢的韧性，同时为了改善钢板的电镀能力，一般需要把Si 含量降至0. 2%以下。在细晶强化方面，高强度热轧态工程机械用钢的生产中，适当降低FET、FDT、CT，把奥氏体过冷到较低的温度下，适当增大中间坯厚度，采用甩机架轧制。另外，利用Nb、Ti、V 形成细小弥散的碳化物和氮化物来抑制晶粒的长大，达到细晶强化的目的。列出了LG700 与太钢TQ700MC 晶粒度的比较。在析出强化方面， 600MPa、700MPa 级的热轧态钢加入了较高含量的Nb、Ti 元素，Nb、Ti 通过形成氮化物、碳化物或氮碳化合物来提高成品钢钢板的强度，在相变强化方面，LG600、LG700 一方面利用控冷技术，终轧温度控制在800 850，加速冷却后卷曲温度控制在500 600，有利于贝氏体组织的形成，另一方面，通过添加适量的Mo 或Cr 元素，提高钢材的淬透性，促进提高钢板强度和韧性的贝氏体组织的形成。3.举例说明试验钢A 取自工业生产连铸板坯, 加工成160mm x120mm x 250mm 矩形坯料作为热轧试验材料。试验钢B 为真空感应炉熔炼80kg 铸锭。钢锭经1 180 奥氏体化并在氮气气氛下保温10h 进行均匀化处理, 冷却至室温后经扒皮, 机加工成150mm x 150mm x 210mm 的矩形坯。试验钢的化采用Gleeble 3800 ( DSI) 热力模拟试验机进行连续冷却相变( CCT ) 动力学研究。试验钢A 试样取自热轧钢板, 加工成标准的拉伸试样状CCT 测试试样, 如图1 所示。试验在1. 3 x 10- 4 Pa 真空腔内进行。K 型热电偶焊接在样品长度中心, 控制温度, 相变膨胀仪安装在试样长度中心, 测量整个试验过程由热膨胀和相变引起的直径变化。以5 c / s 将试样加热到1 150 c , 保温5min, 完成奥氏体化后, 以10 c / s 冷却到850 c , 在此温度下进行单道次压缩, 应变速率为1 s- 1 , 应变量分别为0、0 3 和0. 55, 然后试样分别以5、10 和20 c/ s 冷却至室温。图1 CCT测试试样示意图宽厚板热机轧制模拟试验在国产( NEURAL)750mm 二辊可逆轧机上进行, 该轧机的最大轧制力为10MN, 并配有先进的层流冷却装置。试验工艺路线如图2 所示。将坯料加热至1250 c , 保温2 h。( a) 试验钢A; ( b) 试验钢B。图2 试验钢热轧试验工艺系列模拟试验I 针对试验钢A, 控制轧制及控制冷却工艺如图2 ( a) 所示。第1 阶段轧制粗轧开轧温度为1 150c, 精轧待温厚度分别为51mm( 工艺A-1) 和42mm( 工艺A-2) , 开轧温度为870 c , 压下规程如下: 工艺A-1, 51. 4 42 34 27 22. 4 18( mm) ; 工艺A-2, 42 34 27 22. 4 18( mm) 。系列模拟试验II 针对试验钢B, 控制轧制及控制冷却工艺如图2( b) 所示。第1 阶段轧制粗轧开轧温度为1 150 c, 待温厚度为90mm, 精轧温度分别为820 c ( 工艺B-1) 和920 c ( 工艺B-2) , 2 种温度的轧制压下规程相同, 即: 90 77 61 49 42 35 30( mm) 终轧结束, 轧件立即进入快速冷却装置实现加速冷却。试验过程中, 采用UX 70P 手提测温仪测试轧件表面温度。, 按照标准GB/ T 228 -2002,取圆棒拉伸试样, 拉伸试验在Inst ron 5585 型材料拉伸试验机进行; 冲击试样按照标准GB/ T 229 -1998, 沿钢板宽度方向取夏氏冲击试样, 在厚度 宽度截面加工成标准V 型缺口, 冲击试验温度分别为- 40、- 60 和- 80 c。取金相试样。 对于CCT 样品, 观察试样横截面组织。对于热轧样品, 观察轧制方向( RD) 厚度方向( ND) 显微组织。试样经标准方法研磨抛光, 经4%硝酸酒精溶液腐蚀, 在Zess 光学显微镜下观察其显微组织结构。显微硬度测试在Inst ron 维氏硬度计上完成, 载荷1 000g。2 . 结果分析2. 1 奥氏体变形和冷却速率对显微组织的影响试样在1150 奥氏体化5min, 平均奥氏体晶粒60m。奥氏体加工变形量对其连续冷却相变动力学的影响如图所示。在同一冷却速率, 即10 / s,随着变形量的增加, 形变存储能增加, 增加了相变驱动力, 提高了相变开始温度, 相变动力学向高温度图3 应变量对试验钢A 相转变动力学的影响区迁移。这是因为随着变形量的增加, 变形后原奥氏体晶界面积及缺陷密度增加, 从而增加了相变的形核点。晶粒尺寸60m 的奥氏体冷却到850 c 经0. 55压缩应变, 冷却速率影响奥氏体连续冷却相变动力学的规律如图4 所示,随着冷却速度的增大, 相变温度逐渐降低。当冷却速度为5 c/ s时, 显微组织为少量的多边形铁素体以及针状铁素体; 当冷却速度增大到10 c/ s 时, 相变产物以针状铁素体为主; 当冷却速度