超细晶钢

中国金属学会翁宇庆2007年2月4日江苏南京内容一、钢铁材料技术的发展方向二、超细晶钢理论与技术进步三、超细晶钢相关应用技术中的几个问题四、未来发展的一些思考6.2614.329797002004006008001000产量，百万吨乙烯十种有色金属钢材水泥一、钢铁材料技术的发展方向——钢铁是主导结构材料，也是产量最大的功能材料数据引自《2004年国家统计公报》钢铁品种主要是钢铁结构材料结构用钢,97.69%功能用钢,591.48万吨占1.66%不锈钢,230.18万吨占065%2005年统计结构用钢,98.74%功能用钢,210.93万吨占0.77%不锈钢,134.71万吨占0.49%2004年统计钢铁材料存在的主要问题1.比强度低（日本1994年价格）钢铝合金钛合金水泥Al2O3陶瓷碳纤维木材聚丙烯比强度MPa/比重521111338（抗压强度）974160912539比强度价格13.916.70.44.05.20.83.8高强钢铁材料比铝-锂合金、镁合金等比较，比强度差别更大。钢铁用于航空、航天、交通移动等作结构件竞争力较弱。钢铁材料存在的主要问题2.洁净度低200400600800100012005001000150020002500抗拉强度,σb/MPa在疲劳极限时的强度(108周),σw/MPaS35C,45C,55C,SMn438,443,SCM435,440,SCr440,SNC631SUP7,9A,12SKD61,11σw=0.5σ表面断裂鱼眼状断裂Al2O315μmCaO15μmCaO47μm由于采用火法冶金（高温还原-氧化过程），比电解技术洁净度低，带来疲劳破坏、脆性断裂几率高。钢铁材料存在的主要问题3.抗环境腐蚀和耐氧化能力低腐蚀报废的金属材料、设备及构件约占年产量~20%。腐蚀损失：美国~3%GDP（2760亿美元/年日本~2%GDP中国~5%GDP（总损失4979亿元/年）腐蚀失效（寿终）实质是环境气氛和钢材表面的反应。上海中福城广州新体育馆广州国际会展中心国家大剧院钢铁材料技术的发展方向形成新一代钢铁材料1.发展高强韧钢2.发展高洁净钢3.发展表面技术（涂镀层技术）和耐候、耐蚀钢类强度翻番使用寿命翻番日本称“强度翻番、使用寿命翻番”的钢材为超级钢新一代钢铁材料的特征如何提高钢铁材料的强韧性核心技术：如何实现达到强度翻番所需超细晶化的工业技术。体缺陷（析出物M(C、N)）析出物强化面缺陷(晶界)晶界强化点缺陷(空位)固溶强化线缺陷(位错)位错强化细晶钢超细晶钢如何形成超细晶的理论和技术？200400600800100012005001000150020002500抗拉强度,σb/MPa在疲劳极限时的强度(108周),σw/MPaS35C,45C,55C,SMn438,443,SCM435,440,SCr440,SNC631SUP7,9A,12SKD61,11σw=0.5σ表面断裂鱼眼状断裂Al2O315μmCaO15μmCaO47μm20μm元素OMgAlCaFewt%46.538.5628.119.127.67at%62.327.5422.324.882.94夹杂物对钢材疲劳强度的影响高洁净度高洁净度武钢生产高洁净气瓶钢的夹杂物状况（大小、种类、分布）在晶粒尺寸为级时，钢中夹杂如何去除或改性？IKRH精炼后Mn、Si、Al复合脱氧产物RH精炼前夹杂物中Al2O3含量增加脱氧产物与炉渣作用生成的夹杂物Mn脱氧产物簇群状Al2O3块状Al2O3夹杂物铸坯中的夹杂物中间包钢水中的夹杂物气瓶钢（HP295），武钢三炼钢生产，铸坯T[O]：12~19ppm。中间包及铸坯高均质性顺序凝固均质凝固CSP铸坯柱状晶发达模铸偏析示意图元素K值Cr0.95W0.95Co0.90Mn0.84Ni0.80Mo0.80Si0.66Cu0.56N0.28P0.13C0.13S0.02O0.02LSCCKCS：组元在固相中含量，%CL：组元在液相中含量，%在固液两相区中各组元的分配系数K：高均质性CSiSa.柱状晶发达81.2942.5122.91b.等轴晶发达90.2171.3455.98达到合格成分范围的频度，%a.柱状晶区发达b.中心等轴晶区发达高等轴晶率是获得均质铸坯的重要手段国际共同开展新一代钢铁材料的研发1997年日本提出超级钢概念（强度翻番、寿命翻番），随后各国相继安排了类似目标的科研开发项目。年份国别项目备注1997年日本“超级钢”基础研究科技厅，十年项目1997年日本“超级金属”计划解决控制制造技术1998年3月世界钢铁协会“超轻钢车身”35家西欧、北美钢厂、汽车厂参加1998年韩国“21世纪高性能结构钢”十年项目1998年10月中国“新一代钢铁材料的重大基础研究”第一期五年项目2001年7月欧盟“超细晶粒钢”英、德、意、比等国2002年1月日本“环境友好型超微细晶粒钢的基础技术研究”经济产业省2002年4月日本“超级钢”基础研究II期2004年10月中国“提高钢铁质量和使用寿命的冶金学基础研究”第二期五年项目二、超细晶钢理论与技术进展有关细化晶粒的控轧控冷技术发展采用多轴、大变形量，增加γ→α形核率200m超细晶粒强力压下可循环使用的成分:Fe-0.15C-0.3Si-1.5Mn日本获得超细晶的技术思路：奥氏体再结晶轧制1)降温：从1200℃降到1100℃；2)大变形量：ε高，ΔGD大；3)高应变速率：提高，Z升高。)exp(RTQZ碳含量自由能变化形变非形变T临界DRX＜T轧日本获得超细晶的技术思路：日本的进展压下率对铁素体晶粒尺寸的影响获得超细组织的条件：大变形量（高）低温轧制（T低）高应变速率（高）中国获得超细晶的三条技术路线I.形变与相变的耦合I-1碳素钢与微合金钢的形变诱导铁素体相变（DIFT）。I-2形变诱导析出(DIP)I-3碳素钢与微合金钢的形变诱导析出(DIP)及对中温相变的影响II.纳米析出相促进超细晶钢的发展III.合金结构钢的晶粒细化I-1形变诱导铁素体相变(DIFT)热力学原理:自由能变化碳含量形变非形变→相变过程中的自由能变化△G=–V(△Gv–△GE)+△GS……(1)在形变时，如果能储存部分形变能并转变成相变驱动力，则△G=–V(△Gv–△GE)+△GS–△GD…(2)这里：△Gv体积自由能变化△GE弹性应变能变化△GS表面自由能变化△GD形变储存能变化,可以用△GD=1/2b2来描述。低碳钢和低合金钢的超细晶化——形变和相变的耦合△GD的出现是在热连轧和应变速率较高条件下形成的。→相变的自由能变化C-1.50%Mn-0.46%Sisteel70075080085090095010001050110000.10.20.30.40.50.6Carboncontent,wt%Temperature,CAe310J/mol40J/mol70J/mol100J/mol+AD3Ae3DIFT理论的实验证明ε=60%1150℃-5℃/s-825℃-WQ1150℃-5℃/s-825℃atε=60%-WQ形变和相变耦合的直接试验证明DIFT是一个动态相变过程相变发生在轧制过程中，而传统的TMCP（控轧控冷）相变发生在轧后冷却中。(110)-FeDIFT（形变诱导铁素体相变，DeformationInducedFerriteTransformation）的特性⑴受形变参量和过冷度控制2/10)(bM20.)(bGdis增大过冷度，相变驱动力和新相形核率加大，生长率减小，可获得超细晶。形核率生长率形变作用形变参数的影响（、、、道间冷却……）0.11C-0.25Si-1.48Mn-0.048Nb(mass%)T变1013~1113K10-3~103s-1GD=5~55J/mol2222MGdis)exp()(cTdtdAba变形储能作用温度作用（过冷奥氏体的变形）△GD取决于变形参数——施加应力2/10)(bM20.)(bGdis2222MGdis0501001502002503003500102030405060△Gdis(J/mol)Stress(MPa)0.02.0x10144.0x10146.0x10148.0x10141.0x10151.2x10151.4x10151.6x10151.8x10152.0x1015(m-2)表面层冷速超过4000K/s，冷速极快。在冷速逐渐下降，温度开始回升时表面层可能发生铁素体相变，此时轧件已有了相当大的应变累积，有能力在晶界和晶内同时形核。带钢不同厚度点的温度历史超细晶与过冷度的关系0.00.20.40.60.81.0120160200240280超细晶粒中心表面过冷度,K相对厚度⑵DIFT为高形核率相变转变动力学——三阶段特征＝0.4＝0.6＝1.0＝1.6750C，10s-1第一阶段：n=4，符合Cahn的“位置饱和机制”，铁素体在原奥氏体晶界及三叉界的形核第二阶段：n=1~1.5，不符合Cahn的“位置饱和机制”，晶内奥氏体/铁素体前沿畸变区的大量形核第三阶段：n明显降低，剩余少量形核位置时的转变变缓过程临界核心尺寸小△GD=50J/molr*=0.064µmDIFT是一个形核为主的过程02040608010005101520Q235,应变对晶粒长大的影响在800℃应变在770℃应变在740℃应变770℃没有应变晶粒尺寸(m)铁素体体积分数(%)02468101214160.00.10.20.3Q235；加热到900℃；770℃应变=0.7；不同时间驰豫；0s晶粒数5593s晶粒数6795s晶粒数60010s晶粒数65830s晶粒数830频数晶粒尺寸(m)DIFT的铁素体晶粒长大比没有形变的→相变的晶粒长大速度小的多。在770℃应变010000200003000040000020406080100ferritevolumefraction,%ferritegrainnumber,mm-2DIFT-09CuPTiRE-NbTMCPsteel020406080100010203040Q235,Influenceofstrainongrainnumberduringstrainenhancedtransformation;withoutstrainunderstrainNAx103(/mm2)ferritevolumefraction(%)DIFT:-形核位置是连续变化的。DIFT可以获得超细晶铁素体。TMCP:-形核位置是不变的。限制了-晶粒的细化⑶形变诱导相变+动态再结晶构成等轴超细晶组织，才能形成强韧性的良好配合基本特征：是一个独特的铁素体内部结构铁素体形成过程始终受到形变的作用，相变完成时其内部的位错密度或储存能明显高。对进一步变形时动态再结晶的出现创造了有利条件。750℃，1s-1,ε=0.9750℃，1s-1,ε=0.5铁素体内高密度位错1.5m1.8m1.8m1.3m所形成的新相具有高的位错密度，为随后的-DRX创造了条件750℃，1s-1,ε=0.9750℃，1s-1,ε=0.5a铁素体形成后，有动态再结晶(DR)过程发生。(a)动态再结晶减少了位错密度，并形成等轴的铁素体。(b~e)bcde形变诱导铁素体相变的特点过冷奥氏体形变工艺的特点形变过程中相变传统控轧控冷形变与相变同时进行先形变再相变形核地点相变过程中不断形成形变初期在单相过冷奥氏体中，一旦有铁素体形成，就在两相条件下进行,形变不均匀性的规律不同形变利用程度高相变前存在在单相奥氏体中进行冷却时，不同地点形核的先后不同铁素体长大在转变后期铁素体的长大被快速转变和可能的动态再结晶抵消，表现不长大无论冷速多高，铁素体也要长大铁素体内部结构从形成起一直受形变的作用，甚至发生动态再结晶，内部缺陷较高形成后不再受形变作用织构相变织构、形变织构或动态再结晶织