再結晶控制軋制(RCR:Recrystallization Controlled Rolling),是指再加熱后的鋼在奧氏體的再結晶區通過軋制變形-再結晶反復進行,奧氏體晶粒逐漸變細,最終獲得細小等軸奧氏體晶粒,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小鐵素體晶粒的一種工藝技術。
再結晶控制軋制是繼在奧氏體未再結晶區較低的溫度下、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、最終獲得細小鐵素體晶粒的工藝技術之后的另一種新型的組織細化工藝技術。
圖1給出了再結晶控制軋制細化鐵素體晶粒方法的示意圖。根據再結晶控制軋制的基本原理,再結晶控制軋制細化最終組織的效果取決于以下各項工藝參數:再加熱奧氏體晶粒;軋制時較低的再結晶終止溫度;軋制后較低的晶粒粗化率;在奧氏體和鐵素體晶粒內有適當的析出物(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,采用再結晶控制軋制工藝可以達到奧氏體未再結晶區控制軋制相同的組織細化效果。
圖1 再結晶控制軋制細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,采用再結晶控制軋制的鋼應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小,為最終獲得組織細化創造條件。
為獲得細小的再結晶奧氏體晶粒和最終細小的鐵素體晶粒,細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小,再結晶控制軋制后獲得的最終組織也就越細小,如圖1①和②所示,因此為獲得細小的原始奧氏體晶粒,適于再結晶控制軋制較理想的鋼應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,將產生細小穩定的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鋼中存在細小而穩定的TiN粒子所致。在V-Ti鋼的基礎上再添加0.012%N,可進一步提高晶粒粗化溫度,這是由于鋼中除存在細小穩定的TiN粒子外,還有大量細小而穩定的VN粒子,鋼中氮含量越高,總的VN粒子體積分數就越大,有效阻止軋制道次間和軋制后奧氏體晶粒的長大,經過再結晶控制軋制工藝后獲得細小奧氏體晶粒,因此在V-N微合金化鋼中添加0.01%Ti是一種優先選擇。添加0.01%Ti-0.01%N的V-Ti-N鋼具有優良的強度、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)較低的再結晶終止溫度。再結晶控制軋制,是在鋼的奧氏體再結晶區通過形變-再結晶反復進行獲得較小的奧氏體晶粒,相變后獲得細小鐵素體晶粒的一種工藝技術。該技術的主要軋制形變是在奧氏體的再結晶區完成的,因此要求鋼的再結晶溫度盡量低,再結晶區的溫度范圍盡量擴大,有足夠時間反復進行形變-再結晶,細化奧氏體晶粒,這是對再結晶控軋鋼的基本要求。
為達到上述要求,在再結晶控制軋制鋼合金設計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晶的終止溫度有顯著影響,鈮的影響最大,阻止奧氏體再結晶的能力最強,加入鋼中的鈮顯著提高鋼的奧氏體再結晶終止溫度;釩對再結晶的影響最小,阻止奧氏體再結晶的能力最弱;鈦、鋁介于其中。微合金元素對再結晶終止溫度的影響由強到弱的順序為Nb>Ti>Al>V,由此可以看出,采用釩微合金化,降低奧氏體再結晶終止溫度,拓寬奧氏體再結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晶主要有兩種機制:固溶原子產生的溶質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。再結晶控制軋制鋼,形變-再結晶后要求有較低的晶粒粗化速率,以保證再結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。結果表明,V鋼、V-N鋼、V-Ti鋼、V-Ti-N鋼沒有晶粒異常長大現象。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-再結晶后,保溫20s時奧氏體晶粒有長大現象,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,保溫時間達100s時,晶粒尺寸基本保持不變,這為反復軋制形變-再結晶和終軋后的加速冷卻創造了有利的條件,拓寬了再結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 再結晶后的晶粒粗化速率
鋼種 | 再結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有大量V(C,N)沉淀現象。大量研究結果表明,釩微合金化鋼在奧氏體和鐵素體中存在大量細小V(C,N)析出粒子,可促進多邊形鐵素體和針狀鐵素體的晶內形核,從而細化最終鐵素體晶粒。與鐵素體晶體結構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,可誘發晶內鐵素體(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與晶內鐵素體均為體心立方結構,兩者有良好的共格關系,在(100)晶面錯配度較小,容易誘發晶內鐵素體,也就是說與晶內鐵素體(IGF)有良好共格關系的析出物(非金屬夾雜物) 對晶內鐵素體的形成最有利,圖4給出的就是晶內鐵素體(IGF)的形核圖,圖4a是在VN+MnS復合粒子上形核,圖4b是在單獨VN粒子上形核。
圖4 鐵素體在VN+MnS(a)和單獨VN粒子上(b)的形核
(5)足夠的過冷能力。再結晶控軋后的再結晶奧氏體,進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,其實質就是增大相變時的鐵素體形核驅動力。與再結晶細化相比,相變細化的效果更大。為充分利用相變更大的細化晶粒效果,就必須增大相變時的驅動力,這是由于相變比再結晶需要更大的驅動力所致。同時,相變時臨界核的尺寸是生核驅動力的函數,驅動力越大,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小,因此對再結晶控軋鋼來說,應具有足夠的過冷能力,熱軋后再結晶的奧氏體進行適當的加速冷卻是很必要的。圖5給出了再結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、屈服強度和韌性的影響。從圖中可明顯看出,冷卻速度對力學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,屈服強度增加。當冷卻速度比較低(<7℃/s) 時,屈服強度增加比較快,當冷卻速度比較高(>7℃/s)時,強度隨冷卻速度的變化較小,屈服強度的增加比較緩慢。當冷卻速度很高(15℃/s)時,奧氏體將轉變為鐵素體+貝氏體組織。從圖還可以看出,終冷溫度在400~600℃范圍內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℃已經出現了貝氏體組織。但是,加速冷卻終止溫度對屈服強度卻有顯著影響。當加速冷卻終止溫度低于500℃時,屈服強度隨加速冷卻終止溫度的降低而增加。不含Ti的0.09%V微合金鋼經再結晶軋制后加速冷卻至室溫,獲得了最高的屈服強度。只有當鋼中出現貝氏體組織時,屈服強度對加速冷卻終止溫度的相關性才發生變化。
隨著冷卻速率的提高,最終鐵素體晶粒尺寸減小,但是經再結晶控軋+加速冷卻處理后,鋼的沖擊轉變溫度會上升。這是由于M(C,N)析出強化和在較低的加速冷卻終止溫度下貝氏體的體積分數增加所致。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,強化作用增強,導致轉變溫度升高。
綜上所述,再結晶控制軋制的冷卻速率應不超過10~12℃/s,加速冷卻終止溫度應不低于500℃,避免發生貝氏體和馬氏體轉變。
原創: 釩技術中心
