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基于FTSR热轧含Nb钢的铁素体相变实际转变温度模型

互联网 2012-09-13 12:59:58

[导读] 摘 要:采用Gleeble-2000热/力模拟试验机研究了FTSR薄板坯连铸连轧工艺轧制含Nb钢的铁索体相变行为。考虑热力学平衡温度、相变前奥氏体晶粒尺寸、冷却速度以及固溶Nb含量的影响,建立了热变形条件下奥氏体向铁素体相变实际转变温度(Ar3)模型,并与实测结果比较,两者吻合较好。

  薄板坯连铸连轧生产工艺有其独特的特点,并不是传统热轧工艺的补充或简单改造[1,2],一些基本原理和模型能否继续应用于其生产是必须首先解决的问题。柔性化薄板坯连铸连轧(FTSR)生产线由2架粗轧机和5架精轧机组成,轧后冷却过程中的相变决定了产品的力学性能[3-6],为了更好地模拟薄板坯连铸连轧工艺轧制含Nb钢相变行为,首先应研究其铁素体相变的实际转变温度,并建立相应的数学模型

  传统热带轧制工艺中带钢的铁素体相变实际转变温度模型很多,且大多是半经验半理论的数学模型[7,8],而针对薄板坯连铸连轧工艺的铁素体相变实际转变温度模型却很少见报道。本文考虑了热力学平衡温度、相变前奥氏体晶粒尺寸、冷却速度以及固溶Nb含量的影响,建立了FTSR薄板坯连铸连轧工艺轧制含Nb钢铁素体相变实际转变温度模型,为薄板坯连铸连轧组织一性能预测奠定了基础。

  1 实验方案

  实验钢的化学成分如表1所示。将1#、2#钢的铸锭加工成热模拟试样。考虑到热模拟实验需要较高的冷却速度,热模拟试样的尺寸如图1所示。

  

 

  实验在Gleeble-2000热/力模拟试验机上进行。为了模拟FTSR薄板坯连铸连轧工艺,采用如下实验方案:将1#、2#试样以100℃/s加热到1250℃,保温30s,然后试样以10℃/s冷却到1150℃,保温2min;以5℃/s的冷速冷却到1100℃后变形(粗轧变形),真应变为0.5,应变速率为1s-1,再以5℃/s的冷速冷却到880/950℃后进行第2道次变形(精轧变形),真应变为0.3,应变速率为20s-1,最后分别以1、5、10、20、40℃/s的冷却速率冷却到室温。记录冷却过程中的膨胀量一温度曲线,从该曲线的变化可以确定铁素体相变的开始温度。同时对1#试样在第2道次变形前后进行淬火实验,以研究初始奥氏体晶粒对相变开始温度的影响。

  2 数学模型的建立

  1#试样经过1道次变形后发生铁素体相变的开始温度和经过2道次变形后的铁素体相变开始温度如图2所示。Ae3为理论计算的奥氏体向铁素体相变的平衡温度。

  

 

从图2可以明显看出,随着冷却速率的增大,Ar3逐渐降低。这是因为变形后,一方面组织处于不稳定的高自由能状态,具有向变形前自由能较低状态恢复的趋势;另一方面奥氏体向铁素体相变是受界面控制的扩散型相变,冷却速率提高,过冷度增大,使奥氏体向铁素体相变的自由焓差增大。随着过冷度的加大,晶界、位错等处的临界形核自由能与均匀形核时的自由能相比逐渐变小。这就意味着随着过冷度的加大,在晶界上越容易形核,故在轧后冷却过程中铁素体相变在较低温度下进行,即相变点温度Ar3降低。

  从图2还可以看出,在相同冷却速率的条件下2道次变形的Ar3明显高于l道次变形的Ar3,这主要是由于2道次变形中的第2道次变形温度较低,低于1#试样的未再结晶温度Tnr,在此温度下变形虽然不会发生奥氏体的再结晶软化行为,但变形增加了奥氏体的变形带,相当于增加了单位体积奥氏体的有效晶界面积。变形带的增加使铁素体的形核点增多,奥氏体更易于向铁素体转变,因此低温变形可以促进奥氏体向铁素体转变。

  由图2可知,Ae3与Ar3的差值是冷却速率的函数,与冷却速率成指数关系;而Ae3是化学成分的函数,对于已知的化学成分,Ae3是固定不变的,因此考虑到化学成分和冷却速率的影响,可以得到式(1):

  Ae3一Ar3=a·CRb (1)

  式中,CR为冷却速率;a,b为待定常数。

  此外,相变前初始奥氏体晶粒尺寸对铁素体相变开始温度也有很大的影响,实验测定1道次变形相变前的奥氏体平均直径为60μm,2道次变形相变前奥氏体晶粒平均直径为35μm,结合图2可知较细小的奥氏体晶粒对铁素体相变具有一定的促进作用。因此考虑到相变前初始奥氏体晶粒直径的影响,式(1)可进一步修正,如式(2)所示:

  Ae3一Ar3=(c+d·dr)·CRe(2)

  式中,dr为相变前奥氏体的平均直径;f,d,e为常数,可由实验数据采用origin软件进行回归得到。

  将实验数据带入式(2),经回归可以得到1#试样奥氏体向铁素体相变的实际转变温度公式:

  Ar3=Ae3-(28.48+1.29dr)·CR0.18243 (3)

  Lee等人[9]研究表明,固溶的Nb强烈地隔离奥氏体和铁素体的相界,由于固溶拖曳作用降低了铁素体长大的动力学,因此明显降低Ar3。然而固溶Nb含量的增加与Ar3的降低的定量化研究并没有达成一致。但多数学者认为,固溶Nb含量每增加0.01%,Ar3就会降低大约lO℃[10]。考虑固溶Nb含量对Ar3的影响,式(3)需进一步修正,如式(4)所示:

  

 

  3 模型精度的验证

  为了验证模型精度,采用2#试样的实验结果进行验证,图3给出了2#试样第2道次变形温度分别为880、950℃时计算结果与实验结果的比较。

  

 

  从图3可以看出,Ar3的计算值与实测值吻合较好。而从图3b可知,950℃变形时,在冷却速率小于lO℃/s时,Ar3的实测值要高于计算值;当冷却速率大于1O℃/s时,Ar3的实测值略低于计算值。这主要是由于在950.13变形时很容易发生应变诱导析出行为;同时在较低冷却速率下,以950℃的变形温度达到Ar3温度需要较长的时间。在该时间段内,不仅完成了Nb的应变诱导析出,而且部分析出粒子已长大,成为铁素体相变的形核点,促进了铁素体的形核。因此采用式(4)计算的Ar3值较实测值要偏小。而在冷却速率较大时,到达相变开始的时间要短得多,Nb的应变诱导析出行为还没有开始,或者刚刚析出极其微小的颗粒,会抑制铁素体相变的发生,因此当冷却速率较大时,Ar3的计算值略高于实测值。因此,对于含Nb钢相变行为,必须全面考虑Nb的固溶与析出的双重作用才能对其相变行为做出正确的判断。

  4 结论

  (1)考虑热力学平衡温度、相变前奥氏体晶粒尺寸、冷却速度以及固溶Nb含量的影响,建立了热变形条件下奥氏体向铁素体相变实际转变温度(Ar3)模型。

  (2)在计算含Nb钢的Ar3时,除了考虑固溶Nb的影响,有时还要考虑析出Nb对Ar3的影响。

  (3)计算的铁素体相变实际转变温度与实测值吻合较好。

  参 考 文 献:

  [1]康永林,傅杰,柳得橹.等.薄板坯连铸连轧钢的组织性能控制[M].北京:冶金工业出版社·2006.

  [2]Fernandez A I,Uranga P,Lopez B Static Recrystallization Behaviour of a Wide Range of AusteNIte

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  [3]吴红艳.杜林秀.刘相华 奥氏体变形对耐候钢相变行为及显微组织的影响[J]-东北大学学报(自然科学版)

  2007,28(6);809-812

  [4]Yoshie A. Fujioka M. Watanabe Y Modelling of Microstructural Evolution and Mechanical Properties of Steel Plates Produced by Thermo-mechanical Control Process [J].ISIJ International,1992,32(3):395-404

  [5]Perdrix C. Chamont B. Amoris E A Model for Mechanical Properties of Thermomechanically Treated

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  [6]Morcinek P. Smid V. Heczko T Structural Steels with Acicular Ferrite [A] Proc of Int Symp on High-Strength Low-Alloy Steels(Microalloying-75)[C].New.York:Union Carbid Corporation, 1977.272—278.

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标签:  薄板坯[8]    含Nb钢[4]    铁素体[24]    相变[34]    固溶[9]    数学模型[3]
 
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