Nb微合金低碳钢表层超细晶中厚板的研制

杜海军 栗春 赵德文 王国栋

　　目前，在几类超细化铁素体晶粒途径中，最简便和最具工业应用前景的是应变诱导铁素体相变，并且在其大变形过程中往往伴随有铁素体的动态再结晶。Hurley和Beladi等学者的研究表明，依靠轧辊与轧件的接触激冷和通过单道次应变诱导铁素体相变轧制可以获得表层超细晶薄带，但多道次轧制及大尺寸中厚板的表面超细晶的研究较少。受中厚板轧机轧制能力的限制，获得钢板整体超细晶粒很困难。然而，仅在钢板的表层达到超细化而心部合理细化是可行的，而其性能则因整体晶粒尺寸的细化而大幅提升。本研究旨在通过实验室模拟轧制试验，应用中间坯加速冷却工艺轧制Nb微合金低碳钢表层超细晶中厚板，着重研究中间坯加速冷却前后奥氏体状态对表层超细晶形成、厚向超细晶分布的影响和表层超细晶细化机理。

　　1 试验及结果

　　采用50mm低碳铌微合金工业热轧中间坯，成分为0.15%C-0.35%Si-1.45%Mn-0.035%Al-0.033%Nb-0.008%S-0.012%P，其余为Fe。应用中间坯加速冷却—轧制—轧后加速冷却工艺轧制的10mm厚板，具备表层超细晶铁素体(1-5μm)特征，超细晶层厚度为0.5-2.0mm，自钢板表面至心部超细晶铁素体所占比例降低。钢板厚向组织中还包括细晶铁素体(5-10μm), 珠光体(含退化珠光体)和晶界渗碳体 。透射电镜分析超细晶层组织，表明铁素体内位错运动的特征明显，在铁素体晶内形成小角度晶界；铁素体晶界凸起，位错缠结形成的位错墙（或小角度晶界）在晶界凸起的下方分割晶粒的亚晶旋转的动态再结晶的特征，铁素体晶内析出纳米级渗碳体和大量的8nm左右的Nb析出物。试轧板屈服强度达到640MPa，抗拉强度740MPa，延伸率达到27%，-40℃冲击韧性大于130J。

　　2 工艺分析及讨论

　　通过不同试验条件的对比分析，认为轧制及控冷工艺对表面超细晶粒形成的影响主要有以下四个方面：

　　首先，中间坯加速冷却时的奥氏体晶粒的状态。经再结晶区轧制细化的奥氏体晶粒或经未再结晶区轧制得到的形变奥氏体在加速冷却过程中的提高铁素体相变温度，促进铁素体的转变，所以在中间坯加速冷却及返红至轧制温度时，表层先共析铁素体含量较高，则先共析铁素体发生动态再结晶的可能性及程度较高；对于应变诱导相变来说，经再结晶细化奥氏体晶粒或形变奥氏体，因晶界较多或应变储能较大，应变诱导铁素体相变易于发生，铁素体转变量大而尺寸细小。

　　其次，奥氏体中Nb的状态。固溶于奥氏体中的Nb因其固溶拖曳效应而抑制应变诱导铁素体的转变，而固溶Nb的析出则会促进应变诱导铁素体的转变，同时还能抑制铁素体的长大。在中间坯加速冷却前在900-850℃间进行了未再结晶区轧制，促进固溶Nb应变诱导析出，在中间坯加速冷却后的轧制过程中应变诱导铁素体相变相对易于提前发生且可大量形成，再配合铁素体动态再结晶，可使超细铁素体晶粒所占比例最大。

　　再次，中间坯加速冷却后轧制压缩比。压缩比增加一方面表现为厚度温度梯度的增加和表层返红程度的增大，在中间坯冷却后利于表层常规冷却相变铁素体组织的形成，铁素体易于累计应变发生动态再结晶。另外，表层以内部位因厚向温度梯度增大，经历前期奥氏体再结晶和/或未再结晶区轧制以及末了几道次的应变诱导铁素体相变区轧制，而使得超细晶铁素体含量相对较高。

　　最后，轧后加速冷却则可抑制已形成铁素体晶粒长大及促进未转变奥氏体向铁素体转变，细化铁素体晶粒。终冷温度降低(650℃)则超细铁素体晶粒所占比例越大，对晶粒长大的抑制作用越大，同时低的过冷温度也促进渗碳体的析出，进一步抑制铁素体晶粒的长大。

　　值得注意的是在试验钢板距表面300μm的表层内，得到完全的超细铁素体组织，晶粒尺寸小于2μm。这可能是因为加热时表层出现一定的脱碳，在中间坯加速冷却过程中遭受到最大程度的激冷-返红热历程和轧制时轧件与轧辊接触激冷使得钢板表层获得完全的铁素体组织，在轧制变形时因表层很大的累积剪切应变使得铁素体动态再结晶充分而获得完全超细小铁素体晶粒。

　　3 结论

　　在实施中间坯加速冷却前，通过再结晶区或未再结晶区轧制获得细化或加工硬化态的奥氏体晶粒，或在中间坯加速冷却后增大轧制压缩比，和降低轧后加速冷却的终冷温度均有利于获得表面超细晶粒，同时增大整个厚向超细晶粒比例。铁素体晶粒超细化的机制是过冷奥氏体应变诱导铁素体相变，先共析和应变诱导的铁素体动态再结晶。强化机制为细晶强化，纳米级渗碳体和Nb(C,N)的弥散析出强化，位错及亚结构强化。