1 前言与传统的低碳结构钢相比 ,高强度低合金钢更具有经济价值。为了成功地使用高强度结构钢 ,必须考虑到安全与经济等方面的因素。对铌微合金化钢采用热机械轧制则可实现上述目标。铌最初用于常化结构钢 ,大大提高了钢的机械性能。若采用热机械轧制工艺 ,则不仅能够降低生产成本 ,而且还能获得更好的性能。本文回顾了作为热机械轧制背景的物理冶金学 ,论述了生产钢板和带钢所采用的轧制工艺。文中列举的管线或其他普通结构用现代高强度低合金钢 均具有世界领先水平。预计微合金钢的产量在全世界范围内将进一步增长。新钢种将具有比大多数现有钢种更低的碳含量,这是由于对钢提出的新要求 ,例如要求钢能够进行大线能量焊接并具有抗氢致开裂性能。2 背景众所周知 ,采用高强度钢可减少结构重量 ,对于仅产生单轴应力的钢结构 ,如管线钢 ,可最大程度地减少重量。通过将屈服强度倍增、管壁厚度减半就足以能承受负荷。即使还有其他应力 ,如弯曲或扭转负荷 ,重量减少仍然可观。图 1通过列举不同强度级别的钢梁来说明其经济效益 ,若提高钢的强度 ,就可采用更轻的型材。重量的大幅度减少足以补偿微合金化钢的较高生产成本。此外 ,由于重量减少使建造期间的运输、搬运尤其是焊接工作量大大减少 ,从而降低了制造成本。与壁厚减少相比 ,焊缝金属体积可减少 2个指数 ,同样 ,焊缝金属体积也可确定生产制造工时数。如果这些钢以更低的碳含量为基础 ,就有可能在降低预热温度甚至不预热的情况下进行焊接 ,从而获得更多的经济效益。图 1 采用高屈服强度钢后 ,结构钢型材重量和成本的减少 只有在保证钢结构安全可靠的情况下才可以利用这一明显的经济效益。首先要求钢在工作温度下无脆化现象 ;其次 ,钢应具有足够的延展性以能够承受任何裂纹扩展。图 2显示了断裂力学试验结果 ,说明所需要的延展性随屈服强度的平方增加而增加。因此 ,对更高强度钢 ,除要求提高韧性外 ,还要有较好的抗延展断裂性。图 2 因潜在缺陷而要求安全建筑的延展性与钢的屈服强度关系如果硫化物和氧化物夹杂非常低、次生相珠光体的体积比也减少 ,从而要求碳含量较低的洁净钢 ,可实现这一目标。在以晶粒细化为主要强化机理的现代高强度低合金 ( HSLA)钢中 ,这也是唯一既能提高强度又能改善韧性的冶金措施。图3说明采用更细铁素体晶粒可使强度和韧性均有提高。其他所有强化机理如 :沉淀强化、位错强化或固溶强化尤其是通过更高碳含量使钢强化的传统措施都具有削弱韧性的负面影响。图 3 低碳钢的拉伸性能和转变温度与晶粒度的关系曲线国际论文集“微合金化 75”中对 HSLA钢的定义仍然有效 ,所说的高强钢只是与普通低碳钢相比其屈服强度在 35 0～ 70 0 mm2 范围内的相对意义上的高强钢。界定该强度极限的原因是 ,在断裂韧性、成形性、焊接性、可靠性和全部成本的平衡中 ,必须综合考虑其他性能和加工条件。在高强度低合金钢的最佳化中 ,碳化物形成元素发挥了相关作用。2 常化 HSLA钢如上所述 ,最大限度地晶粒细化可达到各项性能的最佳结合 ,而常化处理则是其中一种选择。铁素体 /珠光体钢常化属于热处理 ,即将钢再加热至奥氏体区 ,随后进行空冷。这样可使原来粗大的显微组织变得更加均匀 ,同时晶粒得以细化 ,这样既保证了较高强度 ,又保证了良好韧性。为达到所要求的晶粒度 ,典型的常化温度应在 Ar3以上约30～ 5 0℃ ,采用合理的保温时间 ,以使厚板中心能够完成α/γ转变。除常化温度外 ,晶粒大小还取决于加热期间存在的颗粒 ,而通过颗粒钉扎的晶界 ,若具有高的体积比和较小的直径则会更有效。因为现代炼钢通常采用铝脱氧 ,所以钢中铝的含量一般大于0 .0 1 5 %,根据 Al N化学计算法 ,该含量足以将氮含量固定为 60× 1 0 - 6。在大约 70 0℃时 ,Al N沉淀最多。在如此低的温度下形成的 Al N沉淀相当细小 ,并且分布均匀 ,但是 ,在典型常化温度下就会粗化到直径约 5 0μm。因此 ,通过 Al N钉扎奥氏体晶界虽然可行 ,但有局限性。图 4中起始点表示 Al N处理钢在常化后所获得的铁素体晶粒度。借助颗粒析出可得到进一步细化 ,其中最有效的元素就是铌 ,因为细小Nb C颗粒在常化温度下非常稳定 ,不会粗化 ,典型晶粒度约为 2 0μm。采用 0 .0 4 %Nb可取得最佳效果 ,相当于热加工前均热时溶解的铌。广泛应用的其他微合金化元素—钒没有晶粒细化作用 ,因为它在常化温度下易溶解 ,所以只能在铁素体相中通过沉淀强化来提高强度。 通过图 5所示晶粒细化、沉淀强化和碳含量对强度和韧性的影响矢量 ,论述了常化可焊接HLSA钢的发展。这些钢早在 60年代和 70年代就已开发 ,并获得了良好的机械性能 ,同时也提高了焊接性。由于大线能量焊接工艺的引入 ,如今采用添加少量 Ti(约 0 .0 2 %)的方法也很普遍。钛形成的氮化物甚至在熔合线附近的热影响区仍相当稳定。这些 Ti N颗粒有助于改善该区域的韧性。此外 ,也可以使用钛的氧化物。图 4 微合金对常化钢晶粒度的影响 ( 0 .0 8%C,0 .90 %Mn,铝镇静 )图 5 可焊接常化结构钢开发的冶金因素象其他所有热处理一样 ,常化工艺在一个生产周期内所耗成本高达每吨 2 0美元左右 ,属于高成本生产。如果应用在相当于奥氏体化温度即880℃时进行终轧的常化轧制工艺 ,生产成本就可大大缩减。那么 ,其显微组织也就与常化状态的相同。这种终轧温度通常用于较薄的材料 ,而对于较厚的材料 ,必须调整轧制工艺。除具有经济效益外 ,采用常化轧制工艺的材料与常化材料相比还有质量优势 ,如表面光滑 ,没有在辊底炉中产生的划痕 (辊印 )等。近年来 ,常化钢的应用逐渐减少。只有一些钢厂 (应用热成形和 /或结构的最后热处理 )或者一些材料 (相当厚的型材 ,由于轧制处理时间相当长 )中还在应用。然而 ,在焊接结构中 ,为保持合理的碳当量 ,当屈服强度范围在 2 5 0～ 5 0 0 N/mm2之间时 ,尤其是屈服强度为 35 0 N/mm2 的常化钢仍有优势。3 控制轧制的基本原理在热轧工艺中 ,分阶段变形和同时再结晶会导致新的等轴晶粒的形成。图 6表明 ,每道次变形量越大 ,变形温度越低 ,变形前初始晶粒度越细 ,再结晶晶粒就越细。尤其在较低的温度下采用每道次大变形量轧制时 ,可获得相当好的晶粒细化。该工艺通常叫做“再结晶控制轧制”,和常化轧制相差不大 ,并且在粗轧状态也属于热机械轧制工艺的一部分。图 6 再结晶奥氏体对晶粒度的影响因素在这部分轧制工艺中 ,可区别以下两个标准 :1 )对于热轧 ,应避免加热期间晶粒粗化。其中包括低加热温度和使用有效颗粒控制晶粒度。钛在相当高的温度下可形成氮化物 ,因此是一种非常有效的微合金元素 ,如图 7所示 ,当钛含量小于对氮的理想配比量时 ,效果更佳 ,若钢中再添加铌 ,就会取得更细的奥氏体晶粒度。2 )为了通过再结晶保证晶粒细化 ,每道次变形量必须超过一定的最小变形量。若用每道次1 0 %以上的变形量 ,就会避免任何不必要的晶粒生长 ,更大的每道次变形量会达到更细的晶粒度。考虑到这些参数 ,再结晶奥氏体的平均晶粒度以直径小于 40 μm为标准。图 8用示意图说明了 γ/α转变后的奥氏体晶粒度与铁素体晶粒度之间的相互关系。奥氏体晶界是铁素体形成的最佳成核位置。该图还表明 ,再结晶等轴奥氏体晶粒越细 ,铁素体显微组织晶粒就越细。图 7 加热过程中平均颗粒尺寸对奥氏体晶粒的影响图 8 轧制变形铁素体晶粒度示意图但是 ,如果奥氏体最终变形不存在再结晶 ,就会得到更细的铁素体晶粒。假如有更大的表面面积作为转变的成核位置 ,奥氏体晶粒的体积保持不变 ,而晶粒则会沿着钢板或带钢轧制方向延伸。结果导致铁素体晶粒度大约小于奥氏体晶粒尺寸(直径 )的一半 ,关系图还包含从等轴再结晶奥氏体晶粒的转变。当这个机理得以应用时 ,“热机械轧制”( TM)这个术语也会广泛应用 ,而且也用于有关钢规范中。从动力学角度分析 ,再结晶工艺为扩散控制 ,因此 ,可推迟低温下和高合金钢中的再结晶。在实际轧制条件下 ,微合金化元素可非常有效地推迟再结晶。图 9显示了铌在这方面的显著作用 ,在低于 95 0℃的轧制温度下 ,采用 0 .0 3%的固溶铌已经起到了推迟再结晶的作用。如上所述 ,在该温度下 ,总变形量越大 ,最终显微组织就越细 ,并且与再结晶控制轧制工艺不同的是 ,每道次变形量自身并不产生任何影响 ,因为所有变形阶段均能产生累加效果。图 9 通过微合金化来推迟奥氏体再结晶不适合在低温下轧制的轧机 ,通过采用较高的固溶铌含量可在较高的轧制温度下有效地推迟再结晶。为了能够在加热期间溶解更多的铌 ,要求一定的最低温度 ,如图 1 0所示。碳含量越低 ,必要的溶解温度也越低 ,此外 ,如果氮含量低或者被强氮化物形成元素例如钛所固定 ,则是比较理想的情况。铌所发挥的显著作用是由两个同时产生的反应导致的 :首先 ,处于奥氏体固溶状态的铌原子比铁原子大得多 ,即直径大 1 5 .2 %。仅此一点就足以使其在一开始就产生推迟再结晶的作用。此外 ,根据溶解度积 ,Nb( CN)颗粒在较低奥氏体区趋于沉淀。由于最佳成核位置在位错区 ,这些综合作用使再结晶得以推迟。若干基础性研究都清楚地证明了铌的这种双重作用。图 1 0 低碳钢中 Nb C和 Nb( CN)的溶解度实际上 ,热机械轧制常常结合轧后快速冷却使用 ,这样可获得部分贝氏体显微组织以及小至1μm的细小晶粒 ,比空冷后获得的铁素体晶粒度还要小得多。采用快速冷却工艺可省去为推迟先析铁素体形成而加入的
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