铌微合金化在CSP品种钢生产中的应用(2)

原作者:[标签:作者] 添加时间:2007-07-02 原文发表:2007-07-02 人气:7

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2.2、RPC机制[3]

与DIFT机制的区别在于形变诱导的铌的碳氮化物析出在前，通过控制转变而达到超低碳贝氏体超细化。RPC过程中所形成的铌碳氮化物，是具有一定取向差的多边形胞状结构，位错相互缠结，形成网络的特性，从而在热卷取或回火处理时的性能稳定性。

2.3、DET机制[4]

热轧低碳钢在应变较小时，铁素体优先在原奥氏体晶界形核，但在较大的应变条件下，转向以相界的富碳前沿畸变区的反复形核为主。形核与动态再结晶（回复）过程同时进行，并交互作用，其表征为<111>∥ND线织构形成。

以上三种超细晶粒机制的共同之处有：

①依赖于铌的微合金化；
②固溶铌抑制奥氏体再结晶；
③主张非再结晶区的大形变量轧制；
④有诱导相变（铁素体或贝氏体）发生；
⑤诱导相变的产物发生动态再结晶；
⑥诱导碳氮化物析出对相变的影响（促进或强化），有助于拓宽CSP流程开发品种钢的范围和丰富物理冶金的内容。

因此，作者认为上述超细晶粒机制，有望在CSP流程中构成生产高强度超级钢的主导技术，尤其是DIFT机制经过一些工艺适应性的试验将是可行的。

3、挖掘CSP流程品种开发的潜力[5][6]

国外CSP流程除Cr-Ni奥氏体不锈钢和高碳类型的板材外，几乎可以生产其余所有钢类，以非合金软钢为主，占76%以上。以包钢为例，原CSP设计所列的钢材品种则极为有限，面临根据市场需求开发新品种的问题。CSP流程有很大的工艺潜力，如果借鉴上述的超级钢细晶化的原理，我国的CSP将成为一支板带材生产的生力军，不枉几年的巨资建设。

3.1、连铸坯的细晶结构

薄规格板坯、液芯压下和二次冷却决定了CSP铸坯具有比传统热连轧用中厚板坯细、均匀得多的铸造组织，很大程度上弥补了板坯热送热装不存在γ→α→γ 重结晶细化过程的轧制原始奥氏体晶粒度的差异。如图1所见，原始奥氏体晶粒尺寸与板坯加热温度的关系。

1150℃下均热，铸坯奥氏体晶粒度在ASTM N0.4左右，就从这一角度看，已为DIFT、DET、RPC等机制实施做好了铺垫。

3.2、碳氮化物溶解─析出行为

正因为CSP铸坯的热循环特点，按铌、钒、钛等微合金化元素的碳氮化物溶度积计算公式：

lg[%Nb][%N]=2.80–8500/T
lg[%Nb][%C]=3.42–7900/T
lg[%V][%N]=3.63–8700/T
lg[%V][%C]=6.72–9500/T
lg[%Ti][%N]=0.32–8000/T
lg[%Ti][%C]=2.75–7500/T

在900℃和1000℃ 均热温度下，碳化物和氮化物的溶度积列于表1。

铸坯在不低于1000℃的条件下直接装入均热炉（或补偿感应加热）。若钢中氮含量40ppm，碳含量0.08%，则与上列碳氮化物相平衡的固溶态Nb、V、Ti量列于表2。

铸坯降温至1000℃时，唯有TiN析出存在，铌微合金化钢中的铌处于溶解状态。低于1000oC时有部分 NbN形成，析出物颗粒度<5nm，足以阻止形变再结晶奥氏体晶粒长大。钒的碳氮化物和钛的碳化物在850℃以上不能形成，指望不上在γ→α相变前发挥作用。

连铸坯的温降一般情况下不应低于950℃，最坏的情况至少不低于Ar3，否则成品钢的混晶结构将难于避免。

3.3、低温下轧制的可行性

CSP流程适合在高温区开轧和终轧，以获得较好的板形和较高的生产率，因而一般均采用高温再结晶控轧工艺。而超细晶化的物理冶金过程都发生在非再结晶的低温奥氏体区，或在相变临界温度区（750~850℃），其必要条件：

（1）道次间（机架间）可实现强制冷却；
（2）铌微合金化是合金设计的最优选择。

提供这个条件实施DIFT和DET机制，可以获得dα=1~3μm铁素体晶粒和颗粒尺寸为500~1000

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