一种纳米TiC增强的Ti微合金化钢及其制备工艺的制作方法

一种纳米tic增强的ti微合金化钢及其制备工艺
技术领域
1.本技术涉及合金钢领域，具体而言，涉及一种纳米tic增强的含ti微合金化钢及其制备工艺。


背景技术：

2.通过添加微合金元素以及结合控轧控冷工艺，控制碳化物以纳米尺寸高密度的在基体中析出，能够显著提高钢的强度。常用的微合金元素有nb、v、ti和mo等。上述微合金元素中，我国ti资源丰富，ti铁价格最为便宜，开发单一ti微合金化高强钢具有明显的成本优势。在ti微合金化钢中，纳米碳化物的析出温度窗口很窄，且析出特性对热处理条件(如应变、等温温度、等温时间)非常敏感，热处理制度的改变会引起强度的显著差异。研究表明，ti微合金钢的热处理温度每变化50℃，屈服强度会产生150mpa以上的波动。因此，必须设置合理的控制轧制参数和轧后的热处理制度，使晶粒最大程度细化的同时，使含ti碳化物能够尽可能的在铁素体基体上充分且细小均匀的析出，获取最大析出强化效果以提高钢的强度并保持良好的塑性。
3.为提高ti微合金钢的力学性能，某现有技术公开了一种ti
‑
v
‑
n复合微合金化纳米颗粒增强低碳钢的控轧控冷工艺。该工艺通过获得粒状贝氏体组织上的析出来提高钢的强度，但贝氏体组织的塑性弱于铁素体组织，且基体上的析出粒子为vc和v(c,n)，两种粒子尺寸粒度差异较大，在10
‑
100nm之间，会导致析出强化效应的不均匀性和降低钢的伸长率。同时该ti
‑
v
‑
n复合微合金化钢中添加有高质量分数(约为0.3％
‑
0.6％)且价格很高的v元素，大大增加了生产成本。
4.某现有技术公开了一种700mpa级的含ti的工程机械用宽厚钢板的生产方法，该方法针对超低c宽厚钢板的生产，其中c和mn的含量分别为0.04
‑
0.09wt.％和1.8
‑
2.3wt.％，主要关注的钢的低温冲击韧性和焊接性能。
5.某现有技术公开了一种ti析出强化型超高强热轧薄板及其生产方法，其工艺是轧后进行分段冷却到两个温度区间(550
‑
650℃和340
‑
450℃)，以获取主要为贝氏体组织的基体，然后在加热到590
‑
630℃保温30
‑
50min。该生产工艺复杂，其所制合金钢中ti含量添加较高外，还需添加b等元素，生产成本较高。


技术实现要素：

6.为了克服现有技术的上述缺点，本技术的目的在于提供一种纳米tic增强的ti微合金化钢及其制备工艺，通过控制轧制、冷却等工艺来细化铁素体晶粒和获取高密度、尺寸均匀的纳米tic粒子，所制ti微合金化钢成本低，而且具有良好的伸长率、抗拉强度、屈服强度、低温冲击韧性等性能。
7.第一方面，本技术提供了一种纳米tic增强的ti微合金化钢，所述钢的化学组成(wt％)为c：0.15
‑
0.25％，si：0.23
‑
0.26％，mn：0.8
‑
1.2％，cr：0.9
‑
1.3％，ni：0.18
‑
0.21％，ti：0.08
‑
0.14％，s<0.010％，n<0.005％，p<0.01％，余量为铁和不可避免的杂质；
8.所述钢的基体组织为块状的铁素体，铁素体的平均晶粒尺寸范围为5.6～6.3μm，所述铁素体的基体上分布着大量弥散析出tic粒子，所述tic粒子的平均尺寸范围为4.9
‑
5.5nm。
9.本技术的ti微合金化钢需严格控制钢中o、s和n元素的含量，以保证钢的洁净度以及避免消耗钢中奥氏体溶解的ti元素。其中n元素会和ti在液态或凝固过程中结合形成tin等粒子，tin粒子非常稳定，由于析出温度很高，尺寸通常在微米级以上。这种大尺寸的粒子容易产生应力集中，形成裂纹源，显著降低钢的塑性；另外，过多的n元素会消耗钢中微量的有效ti元素，使ti在高温过早析出，降低了ti在轧后的铁素体中析出的量，会大大弱化析出强化的效果。
10.c在合金钢中和ti形成tic，具有析出强化的作用，本技术所制合金钢中含有0.15
‑
0.25％的c，若c含量过高，降低钢的焊接性能，同时会导致tic过早析出，析出物粒子粗化，析出强化效果降低，若c含量过低，不能有效发挥析出强化效果。
11.ti在合金钢中具有细晶强化和析出强化的作用，本技术所制合金钢中含有0.08
‑
0.14％的ti，若ti含量过高，会在钢液中产生ti2o3夹杂物，增加了钢水的粘度，可能会增加了连铸时拉漏的危险，若ti含量过低，会导致析出粒子数量不足，达不到强化作用。
12.本技术在普通c钢的基础上仅添加微量的ti元素，制得单一ti微合金化钢，经控轧控冷工艺后，，所述钢的基体组织主要为块状的铁素体，所述铁素体的平均晶粒尺寸范围为5.6～6.3μm，细小的铁素体晶粒保证了钢具有良好的塑性；基体上分布着大量弥散析出tic粒子，所述tic粒子的平均尺寸范围为4.9
‑
5.5nm，发明人发现，细小析出粒子可以有效钉扎位错和晶界的移动，提高钢的强度，而不损害塑性；若tic粒子尺寸过大，会导致钢的强度降低。
13.在一种可能的实现方式中，所述钢的伸长率≥19％，抗拉强度≥1010mpa，屈服强度≥850mpa；
‑
20℃条件下，冲击韧性≥15j。
14.第二方面，本技术提供了一种上述ti微合金化钢的制备工艺，包括以下步骤：
15.1)将前述化学组成的钢坯加热至1240～1260℃(例如1242℃、1245℃、1248℃、1250℃、1254℃、1256℃或1259℃等)，保温10～30min(例如14min、15min、18min、20min、22min、25min或28min等)；
16.2)将加热后钢坯冷却至奥氏体再结晶区，进行再结晶控轧，开轧温度为1140～1160℃(例如1143℃、1145℃、1147℃、1150℃、1152℃、1155℃或1158℃等)，终轧温度为1020～1040℃(例如1024℃、1026℃、1028℃、1030℃、1033℃、1035℃、1037℃或1039℃等)；
17.3)将轧制后钢坯冷却到奥氏体未再结晶区，进行未再结晶控轧，开轧温度为930～950℃(例如932℃、935℃、938℃、940℃、943℃、945℃或947℃等)，终轧温度为800～830℃(例如805℃、810℃、815℃、820℃、或825℃等)；
18.4)将轧制后钢坯冷却至600～620℃(例如605℃、610℃、615℃、620℃或等)进行保温，随后空冷至室温。
19.首先，本技术的钢坯在轧制前，通过将钢坯加热至一定温度并保温一段时间，可使除含n以外的其它钛化物如tic等，充分固溶在奥氏体中。其次，通过再结晶轧制，可使奥氏体充分再结晶，进而达到细化晶粒的目的。之后，通过未再结晶轧制，使奥氏体晶粒通过变形积累更多的变形缺陷以为奥氏体向铁素体相变提供更多的形核点，从而进一步细化晶
粒，另外，在未再结晶轧制时，为了从变形奥氏体中获取适量的应变诱导析出tic粒子，以进一步抑制晶粒长大和细化铁素体晶粒，需控制开轧温度为930～950℃，终轧温度为780～820℃；若开轧温度过高，可能会产生混晶区，开轧温度过低会导致应变诱导tic过早析出；终轧温度过高，细化晶粒效果弱化，终轧温度过低，难以达到轧制变形量。最后，通过快速冷却以及合适的等温处理以获取完全的铁素体组织，并使钢中的tic粒子充分析出且不会粗化。
20.在一些实施方式中，步骤2)中，钢中奥氏体发生完全再结晶后，在轧制时应尽可能的减小道次变形量，以防止tic粒子因形变诱导而过早析出，导致颗粒异常的长大粗化。优选所述再结晶控轧为5道次轧制，每道次的压下率为10～15％。若压下率过大，奥氏体在高温区发生动态完全再结晶后会产生继续长大的现象，对细化晶粒效果不好；另外，若高温变形过大，也容易诱发含ti碳化物的析出，在高温阶段过早析出的粒子容易长大和粗化，对塑性和强度很不利。
21.在一些实施方式中，步骤2)中，所述冷却速度为20
‑
30℃/s。
22.在一些实施方式中，步骤3)中，所述未再结晶控轧为6道次轧制，轧制速度为1.0
‑
5.0m/s。
23.在一些实施方式中，所述未再结晶控轧的6道次轧制中：
24.前第1～3次轧制时，由于此时轧制温度较高，为了避免含ti化合物的过早析出，每道次的压下率需相对较小，优选地，轧制温度范围为950～910℃(例如945℃、940℃、935℃、930℃、925℃、920℃或915℃等)，每道次的压下率控制在12～20％(例如13％、14％、15％、16％、17％、18％或19％等)。
25.中间第4～5道次的轧制时，此时轧制温度有所下降，需提高道次的压下率，以增加奥氏体的变形程度，从而获得更多的变形缺陷，此外，加大变形量，也可以促进较少数量的含ti碳化物适当析出，这些析出碳化物可以钉轧晶界，减小奥氏体晶粒尺寸长大，为奥氏体向铁素体相变提供形核点，增加相变形核速率，细化铁素体尺寸；而且，在此温度轧制区间形成的含ti碳化物由于轧制温度较低，元素扩散慢，形成数量不会太多，也不容易长大，这对钢的最终性能是有利的；优选地，轧制温度范围为900～860℃，每道次压下率控制在25％～35％。
26.最后，进行第6道次轧制，目的是进一步增加奥氏体变形程度，细化相变组织，从而提高钢的塑性和强度；但此时轧制温度较低，如果进行较大的压下率，容易形成应变诱导铁素体相变组织，导致钢的最终组织不均性和塑性的降低，而且也会促使碳化物从所形成的应变诱导铁素体相变组织中析出，对冷却后保温过程中的tic的析出产生影响；另外，轧制温度过低和太大压下率对轧机提出了严峻的考验，不适合一般设备的生产。优选地，轧制温度范围为830～800℃(例如825℃、820℃、815℃、810℃或805℃等)，道次压下率控制在8～13％。
27.在一些实施方式中，步骤3)中，所述冷却的速度为20
‑
30℃/s等。再结晶区的轧制后钢坯，需以快的冷却速度冷却到奥氏体未再结晶区，以抑制冷却过程中ti元素在高温过程中的析出。冷却速度过低，会增加道次之间的冷却时间，也就是延长了轧后的停留时间，会使含ti碳化物过早析出并长大和粗化，降低钢的塑性和强度；而过高的冷却速度，对设备要求更高，增大了生产成本。
28.在一些实施方式中，步骤4)中，所述冷却的速度为20
‑
30℃/s。未再结晶区的轧制后钢坯，需以快速的冷却速度冷却到600
‑
630℃；若冷却速度过低，会提高奥氏体相变温度，使轧后的奥氏体在冷却过程中就产生了铁素体相变，过高温度的相变会使tic粒子析出温度提高，使tic粒子在随后的保温过程中更易于长大和粗化，这增加了析出粒子的尺寸，降低了析出体积分数，导致析出强化效应降低，同时粗大粒子更容易成为裂纹源，降低伸长率；而冷却的速度过高，会增加冷却难度，且对设备要求更高，增大了生产成本。
29.在一些实施方式中，步骤2)～4)中，所述的冷却方式为水冷，冷却水的温度为15～25℃。
30.在一些实施方式中，步骤4)中，将未再结晶轧制后钢坯冷却至600～630℃后，快速地送至温度为600
‑
630℃的炉内进行保温，以使钢中的tic粒子充分析出且不会粗化；优选炉内温度浮动范围不要超过15℃。
31.在一些实施方式中，步骤4)中，为获得铁素体基体中含ti碳化物的充分析出，优选保温时间为60～75min；若保温时间过短，tic不能完全析出，达不到最大的析出强化效应；若保温时间过长，析出的tic会异常长大和粗化，降低析出强化效应，导致铁素体钢的强度降低，同时粗大的tic粒子会产生应力集中，减少钢的伸长率等。
32.本技术具有以下有益的技术效果：
33.1)本技术的钢中仅含有微量的ti元素，所制钢塑性、强度较好，且成本低；
34.2)本技术的钢中铁素体的平均晶粒尺寸范围为5.6～6.3μm，tic粒子的平均尺寸范围为4.9
‑
5.5nm；通过铁素体、tic粒子尺寸范围的限定，保证了钢的塑性，提高了钢的强度；
35.3)本技术通过控制再结晶轧制、未再结晶轧制(如道次以及部分道次的轧制温度、压下率)以及冷却工艺等相关参数，实现了细化铁素体晶粒，获取了高密度、尺寸均匀的纳米tic粒子，保证了组织的均匀性，提高了钢的塑性和强度等性能；
36.4)本技术所制钢的性能优异，其中，伸长率≥19％，抗拉强度≥1010mpa，屈服强度≥850mpa；
‑
20℃条件下，冲击韧性≥15j。
附图说明
37.为了更清楚地说明本技术实施例的技术方案，下面将对本技术实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，应当理解，以下附图仅示出了本技术的某些实施例，因此不应被看作是对范围的限定，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他相关的附图。
38.图1为实施例1所制ti微合金化钢的金相组织和粒子形貌图，其中图1(a)为金相组织形貌图，图1(b)为粒子形貌图；
具体实施方式
39.为使本技术实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本技术实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。
40.下面结合实施例对本发明作进一步的详细说明。
41.实施例1
42.一种纳米tic增强的ti微合金化钢，所述钢的化学组成(wt％)为c：0.20％，si：0.24％，mn：1.0％，cr：1.1％，ni：0.19％，ti：0.12％，s：0.004％，n：0.004％，p：0.009％，余量为铁和不可避免的杂质；所述制备工艺包括：
43.1)将上述化学组成的钢坯(厚度150mm)加热至1250℃，保温20min；
44.2)将加热后钢坯以20℃/s冷却至奥氏体再结晶区，进行再结晶控轧，开轧温度为1150℃，终轧温度为1030℃；具体轧制参数见下表：
45.表1实施例1再结晶控轧相关工艺参数
[0046][0047]
3)将轧制后钢坯以25℃/s冷却至奥氏体未再结晶区，进行未再结晶控轧，开轧温度为930℃，终轧温度为800℃，轧制速度1m/s；具体轧制参数见下表2：
[0048]
表2实施例1未再结晶控轧相关工艺参数
[0049][0050]
4)将轧制后钢坯以25℃/s冷却至615℃，随后送至温度为615℃的炉内保温70min，随后空冷至室温。
[0051]
实施例2
[0052]
一种纳米tic增强的ti微合金化钢，所述钢的化学组成(wt％)为c：0.15％，si：0.26％，mn：1.2％，cr：0.9％，ni：0.21％，ti：0.08％，s：0.003％，n：0.001％，p：0.004％，余量为铁和不可避免的杂质；所述制备工艺包括：
[0053]
1)将上述化学组成的钢坯(厚度150mm)加热至1240℃，保温30min；
[0054]
2)将加热后钢坯以20℃/s冷却至奥氏体再结晶区，进行再结晶控轧，开轧温度为1140℃，终轧温度为1020℃；具体轧制参数见下表3：
[0055]
表3实施例2再结晶控轧相关工艺参数
[0056][0057]
3)将轧制后钢坯以20℃/s冷却至奥氏体未再结晶区，进行未再结晶控轧，开轧温度为950℃，终轧温度为820℃，轧制速度3m/s；具体轧制参数见下表4：
[0058]
表4实施例2未再结晶控轧相关工艺参数
[0059][0060]
4)将轧制后钢坯以30℃/s冷却至630℃，随后送至温度为630℃的炉内保温60min，随后空冷至室温。
[0061]
实施例3
[0062]
一种纳米tic增强的ti微合金化钢，所述钢的化学组成(wt％)为c：0.25％，si：0.23％，mn：0.8％，cr：1.3％，ni：0.18％，ti：0.14％，s：0.003％，p：0.007％，余量为铁和不可避免的杂质；所述制备工艺包括：
[0063]
1)将上述化学组成的钢坯(厚度150mm)加热至1260℃，保温10min；
[0064]
2)将加热后钢坯以20℃/s冷却至奥氏体再结晶区，进行再结晶控轧，开轧温度为1160℃，终轧温度为1040℃；具体轧制参数见下表5：
[0065]
表5实施例3再结晶控轧相关工艺参数
[0066][0067]
3)将轧制后钢坯以30℃/s冷却至奥氏体未再结晶区，进行未再结晶控轧，开轧温度为940℃，终轧温度为830℃，轧制速度5m/s；具体轧制参数见下表6：
[0068]
表6实施例3未再结晶控轧相关工艺参数
[0069][0070]
4)将轧制后钢坯以20℃/s冷却至600℃，随后送至温度为600℃的炉内保温75min，随后空冷至室温。
[0071]
对比例1
[0072]
与实施例1的区别在于，步骤2)中的再结晶控轧采用4道次轧制，具体轧制参数见下表7：
[0073]
表7对比例1再结晶控轧相关工艺参数
[0074][0075]
对比例2
[0076]
与实施例1的区别在于，步骤3)中的未再结晶控轧的具体轧制参数见下表8：
[0077]
表8对比例2未再结晶控轧相关工艺参数
[0078][0079]
对比例3
[0080]
与实施例1的区别在于，步骤3)中的未再结晶控轧的具体轧制参数见下表9：
[0081]
表9对比例3未再结晶控轧相关工艺参数
[0082][0083]
对比例4
[0084]
与实施例1的区别在于，步骤4)中保温时间为90min。
[0085]
对比例5
[0086]
与实施例1的区别在于，步骤4)中保温时间为40min。
[0087]
检测方法：
[0088]
晶粒/粒子尺寸：采用截距法行检测；
[0089]
屈服强度和抗拉强度：采用zwick/roell拉力试验机进行检测
[0090]
伸长率：按照gb/228
‑
2010的规定进行测定；
[0091]
‑
20℃下冲击韧性：按照gb/t229
‑
2007的规定，采用zwick/roell冲击试验机进行检测。
[0092]
检测结果：
[0093]
下表10示出了实施例、对比例相关组织及性能参数。
[0094]
表10实施例与对比例相关组织及性能参数
[0095][0096]
性能结果说明：
[0097]
图1(a)示出了实施例1所制ti微合金化钢板的基体组织，可以看出主要为块状的铁素体，通过再结晶和未再结晶区的11道次轧制，组织得到充分的细化；获得完全相变后的
铁素体的平均晶粒尺寸为6.1μm，见表10。细小的铁素体晶粒保证了良好的塑性。通过透射电子显微镜(tem)对铁素体基体进一步观察，图1(b)示出了其相关形貌，可以看出，基体上分布着大量弥散析出tic粒子，tic粒子的平均尺寸为5.2nm，见表10，该小尺寸的粒子可以有效钉扎位错和晶界的移动，进而提高钢的强度，且不损害韧塑性。经纳米tic粒子析出强化后，以铁素体为基体的钢的强度显著提高，其中屈服强度达到861.2mpa，抗拉强度为1015.6mpa，
‑
20℃下，冲击韧性达到15.7j；且在强度大幅度提高的同时，仍保持着较高的伸长率，约为19.5％；较高的伸长率得益于铁素体基体组织和基体上分布着的尺寸均匀细小的纳米级tic粒子。
[0098]
对比实施例1和对比例1可以看出，对比例1中，再结晶控轧时，进行了4道次轧制，结合表10可以看出，由于再结晶控轧时的轧制道次减少，导致铁素体平均晶粒尺寸增加，降低了钢的强度。对比例2中，未再结晶轧制时，前3道次压下率超20％，由于未再结晶控轧时前3道次压下率过大，导致了铁素体组织不均匀，同时增加tic析出温度，结合表10可以看出，虽然铁素体平均晶粒尺寸减小，但纳米tic粒子平均尺寸明显增加，最终导致钢的强度和延伸率显著降低。对比例3中，减少了未再结晶区控制时第4和5道次轧制的下压量，结合表10可以看出，压下量的减小，明显增大了铁素体的平均晶粒尺寸，导致钢的强度和延伸率降低。对比例4中，轧后保温时间为90min，结合表10可以看出，由于保温时间过长，tic粒子发生粗化现象，降低钢的性能。对比例5中，轧后保温时间为40min，由于保温时间过短，会导致铁素体基体上的tic析出不充分，结合表10可以看出，虽然析出粒子平均尺寸比较小，但钢的强度仍然是降低的，这是由于析出强化的大小还取决于析出粒子的体积分数；纳米tic粒子析不充分，不能完全发挥析出强化效应，导致钢的强度提升幅度减小。
[0099]
以上所述仅为本技术的实施例而已，并不用于限制本技术的保护范围，对于本领域的技术人员来说，本技术可以有各种更改和变化。凡在本技术的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本技术的保护范围之内。