微合金化中碳钢线棒材机械性能预报

微合金化中碳钢线棒材机械性能预报

Prediction of Mechanical Properties of MicroalloyedMedium-Carbon Wire Rods and Bars

本文提出了一种计算微合金化中碳盘条力学性能的新方法，模型考虑了化学成分、铁素体晶粒尺寸和碳氮化物第二相粒子的析出，采用微观组织演化模型来估计奥氏体向铁素体转变前的奥氏体晶粒尺寸和固溶在微合金化元素的数量。使用0.3%C-0.02%Nb-0.11%V钢种进行工业生产验证，轧制试样拉伸性能的结果与预测数值具有很好的吻合精度，这样就可以在工业生产线中使用该模型来预报线材的物理性能。

无论使用什么样的钢材，其机械性能都非常重要，主要性能通常是屈服强度和抗拉强度、延伸率和断面收缩率。有些产品，如线材产品生产需要在热轧后进行拉拔，其性能应保证拉拔冷变形而不断裂，因此，在合理的区间内预测力学性能也很重要。正如这里所显示的，可靠的模型实际上可以替代耗时昂贵的取样和机械测试。

力学性能可以通过试验室试验评估，使用钢材成品试样在类似的轧制条件下进行拉力试验，[1-5]或者通过回归方程进行计算，后一种方法更为方便迅速。在文献中有一些关于预测力学性能的模型的报道，例如，Pickering研究低碳的碳锰薄板，[6] Gladman等研究中碳锰钢和铁素体珠光体组织，[7] Hodgson和Gibbs研究微合金钢，[8]和Gorni和Branchini研究贝氏体钢，[9]这些模型不适用于中碳微合金化钢。

本文提出了一种计算微合金化中碳钢线材力学性能的新模型，提出的方程考虑了化学成分、铁素体晶粒尺寸和碳氮化物第二相粒子的沉淀析出强化。采用微观组织演化的数学模型，估算了线材奥氏体向铁素体转变前固溶体中微合金化元素含量和晶粒尺寸，用0.30%C-0.02%Nb-0.11%V钢进行了工业生产验证，结果表明拉伸性能的实际结果可以在合理的精确度内使用模型来进行预测，于是允许在目前的工业生产中采用模型预测性能的方法。

实验方法化学成分

表1显示了工业试验中使用钢的化学成分，这些合金在两种条件下热轧：(a)参照工业模式下热轧；(b)两个道次间使用水冷器快速冷却。后一种在这里称为中碳钢线材的热机轧制，或TMP。

表1 工业试验用钢的化学成分，重量百分比wt.%

轧制试验

钢坯在29个机架的连续轧机上轧制，出口速度为90米/秒。铸坯加热温度为1200℃，粗轧18道次，中轧和精轧11道次。成品冷却在配备风机的斯太尔摩散卷冷却线进行。使用便携式高温仪在在轧制线上的几个位置上测量轧件表面温度。试验在两种不同的温度条件下进行，首先，在称为2P的条件下轧制，加热铸坯温度为1200℃，轧制期间平均冷却速率为1.3℃/秒，成品吐丝温度为930℃，散卷冷却速率为5.0℃/秒。在第二种称为2C条件下轧制，在第13道次和18道次之间加速冷却，冷却速率为5℃/秒，因此，与2P条件相比吐丝温度要低的多，只有860℃，散卷冷却速率为10℃/秒，奥氏体相变的速率也更快。综上所述，2P工艺反映的是传统或标准的轧制模式，2C不仅考虑了粗轧到精轧的轧件冷却，而且也考虑了散卷过程中的快速冷却。

机械性能测试

根据ASTM-A370标准，在600KN的Instron试验机对热轧产品试样进行拉力试验，[11]使用试样初始状态横截面积来计算应力值，对于延伸值，则使用试样原始长度和拉伸断裂后的长度进行计算。

结果普通中碳钢(非微合金钢)力学性能预测

本文考虑的力学性能为屈服强度和抗拉强度应力Re和Rm，以及延伸率A，使用Minitab软件对700多个普碳钢和低合金钢的工业生产拉力试验的数据进行分析，对其力学性能进行了多元回归分析。以P值小于0.01为统计显著性标准，并考虑R平方值大于85%得到最终调整后的模型，如图1a-1d所示。这里提出的模型精度考虑到工业数据通常固有的离散性，本文提出的模型的精度显著。

图1 屈服强度Re (a)、抗拉强度Rm (b)、延伸率A (c)和面积缩减率Z（d）的实测值与预测值的比较

如图1a所示，对屈服强度预测值重要的变量是化学成分，显示C、Mn、Cr和Mo是最重要的元素，以及铁素体晶粒尺寸的平方根倒数(Hall-Petch效应)。R-square数值为90%。同样，抗拉强度的预测值取决于化学成分，即C、Cr和Mn的含量水平，也取决于最终铁素体晶粒尺寸的平方根的倒数，此处的R-square值为97%。另一方面，预测延伸率和面缩率的延性函数仅依赖于化学成分。此处获得的R-square值分别为91%和86%，这里并没有考虑铁素体晶粒尺寸对统计学意义的影响。

为清楚起见，将图1a-1d中插入的方程重写如下：

(公式1)

A (%)= 37 - 31%C - 7%Cr- 4%Mn - 30%Mo (公式3)

Z (%)= 80 - 54%C - 156%Al+ 309%Ti - 49%Mo (公式 4)

表2显示了在常规标准模式冷却和快速冷却条件下轧制的基本成分和含VNb微合金化元素钢的计算铁素体晶粒尺寸。

表2 计算了2P和2C条件下基料和VNb级铁氧体晶粒尺寸

显然，快速冷却会降低铁素体晶粒尺寸，就像它对普通中碳钢和中碳微合金化钢的轧制一样。

到目前为止进行的回归分析考虑了固溶体、化学成分和晶粒尺寸对普碳钢的强度和延性的贡献。现在，在处理微合金成分时，还必须引入析出沉淀物的贡献。

普通碳钢(微合金化钢)力学性能预测

为了预报机械性能，这里考虑中碳微合金化钢，必须考虑析出物对强度的贡献。计算按照Lapointe等人(1982)[12]提出的方法，后来由Gallego(2003)[13]进行了修改。这些作者估计了由析出物引起的强化效果()，如果析出主要发生在奥氏体内部(σppt_γ)或奥氏体铁素体相间(σppt_IF)，换句话说，铁素体内部的析出沉淀强度贡献可以忽略不计。然而，根据作者的观点，奥氏体中和奥氏体铁素体晶界上析出的强化可以用以下公式估计:

(公式5)

这里可以使用Orowan-Ashby(1948,1966)[14,15]以及后来由Gladman(1997)[16]补充的模型来计算σppt_γ 和σppt_IF，这时考虑到析出的第二相粒子的作用，由公式6可知。

在公式6中，f γ ，fIF，dppt_γ 和dppt_IF分别为在奥氏体中和界面上析出物的体积分数和析出物的平均尺寸。多年来，这个方程给出了令人满意的预测，如一些著作所示的那样：Kestenbach团队(2001)和(2006)，[17,18] Campos 团队 (2001)，[19] Sobral(2004)， [20] Queyreau 团队 (2010)， [21] Morales 团队(2013)[22]和Kamikawa 团队(2014)。[23]

如前所述，在这项工作中使用了两个轧制试验方案：(a)称为2P的试验，反映传统的轧制方式；(b) 2C条件，旨在在粗轧和精轧之间以及散卷冷却段相变期间使用快速冷却。现在，为了得到析出沉淀对强度的贡献，必须估计在室温下可用的析出物的体积分数，并测量这些析出物的平均尺寸。析出的体积分数是使用另外的模型计算的。[24]轧制过程中析出物的体积分数的演变如图2所示。

图2 在2P条件下，标准轧制方法(a)和2C条件下，加速冷却试验(b)，析出物的体积分数随轧制时间的变化

考虑到微合金钢的类型和所采用的热机轧制工艺，析出相的平均尺寸约为6 nm。[25-27]使用公式6计算σ值，然后将σ值加入到预测的中碳钢、非微合金化钢的力学性能中。表3显示了使用前面提到的方程预测的机械性能值，表4显示了热轧条件下从工业生产线产品测量的机械性能。

表3 无微合金化元素的普通中碳钢和使用VNb微合金化中碳钢的力学性能预测

由表3可知，参考基本成分钢的Re最小/最大值为395/423 MPa,，Rm最小/最大值为668/687 MPa，而含V，Nb微合金元素钢的Re和Rm值要高得多，分别为580/648 MPa和841/887 MPa。关于钢延性，在统计误差范围内，计算预测的基本成分钢和微合金钢的值相同。当然，钢的延性很重要，提高强度而不降低延性只能通过晶粒细化来实现，微合金化钢的情况也是如此。此外，值得注意的是，即使微合金钢的碳含量较低，其强度也得到了提高，即微合金化钢的碳含量为0.30 wt.%，而基本成分钢的碳含量为0.35 wt.%。

力学性能的实测值见表4，所有实测值与预测值非常接近，在统计误差范围内，即强度和延性数据均在±10%和±20%之间。这些相对狭窄的误差范围，特别是强度数据，表明这里提出的模型有潜力用于直接预报热轧产品的强度值，或者不需要或显著减少取样机械测试的数量。

表4 普通中碳钢和含VNb微合金化中碳钢力学性能的测定

讨论
普通中碳钢(非微合金钢)力学性能预测

图1显示，在强度约为±10%，延性在±20%的误差情况下，可以可靠地预测力学性能。从700多个试样试验中进行回归分析得到了预报模型。因此，我们可以推断公式1-4适合作为普通中碳钢力学性能的预报，其统计误差可以忽略或大大减少在试验室进行力学测试的需要。

中碳微合金钢力学性能的预测

在统计误差范围内，对微合金化钢的力学性能的预测也与实测值一致。这里的计算值取决于两个关键变量:从文献中得到的析出相的平均尺寸和析出的体积分数，这两个变量都很难从透射电子显微镜的工作中得到，特别是析出的体积分数。这就是为什么这里的数值是通过模型估算而不是实测的原因。尽管如此，强度和延性的结果与预测结果是密切一致的，为这里采取的预报性能方法提供了理论支持。

工业热轧生产的物理冶金

正如预期的那样，微合金化钢在屈服和极限强度上具有较高的力学性能，很明显，这是由于轧制过程中形成的析出物的体积分数和铁素体晶粒的细化造成的，基本成分和含铌钒微合金元素钢材采用常规标准工艺生产的热轧线材晶粒尺寸分别为16和11，而快速冷却工艺轧制的基本成分和微合金钢线材晶粒尺寸分别为9和5。在本文中，析出物体积分数计算是根据Medina 团队(2014)方法, [27]在热轧过程中任何时刻，计算瞬时的微合金化元素在固溶体中的含量与析出沉淀的第二相平衡量之间的差异，通过两者之间变化可以估算第二相粒子析出物的体积分数。在常规标准轧制工艺条件下，析出物的体积分数预测为氮化钒VN为4.3E-4, 碳氮化铌Nb(C,N)为1.0E-4。在ACC条件下，VN析出物预测体积分数值为4.2E-4, Nb(C,N)析出体积分数预测值为1.1E-4。常规标准轧制工艺条件下的VN体积分数略高，而ACC条件下Nb(C,N)的析出体积分数略高。此外，VN第二相粒子在热轧后开始析出，对于NbV微合金化钢，Nb(C,N)第二相粒子在最后道次析出，并在热轧后冷却过程中继续析出。

成本效益

要达到580-620MPa的屈服强度，只有在经济有效的情况下使用Nb和V的组合才能实现。也就是说，根据市场价格，如果仅仅使用V微合金化元素，则需要更多的该元素更高含量和更高的成本才能达到上述强度。目前，Nb和V微合金化元素的结合似乎是一种更为经济的合金设计方法，可以达到本文所述的性能。

结论

通过本研究的工作，可以得出以下结论：

1. 在标准风冷过程或ACC过程中，在受控条件下，本文给出的模型可用于预测强度值误差在±10%范围内，而韧性值在±20%范围内。

2. 微合金化钢的强度预测依赖于析出相的体积分数和析出相平均尺寸，两者都很难现场大规模测量。力学性能预测值和实测值的接近情况表明，本研究中用于析出物的体积分数数学方法在某种程度上是有效的，可以用于热轧产品的性能预测。

3. 众所周知VN第二相粒子在热轧后会沉淀析出，而Nb(C,N)第二相粒子析出在最后道次轧制过程中以及热轧后的冷却过程均有析出，在不降低延性的情况下提高了强度指标。

4. 成本效益似乎表明，Nb+V微合金元素组合使用，在中碳钢微合金钢可以达到或接近600 MPa的强度指标。当然，考虑到日常市场价格，这种组合似乎比仅使用V的微合金元素更具成本效益。

参考文献

1. Vander Voort, G.F.,Metallography Principles and Practice, McGraw-Hill Book Co., London, U.K.,1984.

2. Han, K.; Edmonds, D.V.; andSmith, G.D.W., “Optimization of Mechanical Properties of High-Carbon PearliticSteel With Si and V Addition,” Metallurgical and Materials Transactions A, Vol.32, 2001, pp. 1313–1324.

3. Santos, D.B., Refining ofFerritic Grain Through Controlled Lamination with Deformation in the BiphasicRegion,” (in Portuguese), doctoral thesis, CPGEM-EEUFMG, 1991, p. 252.

4. Yada, H., “Prediction ofMicrostructural Changes and Mechanical Properties in Hot Strip Rolling,” Int.Symp. on Accelerated Cooling of Rolled Steel, Winnipeg, Man., Canada, 1987, pp.105–119.

5. Rodrigues, P.C.M., “RelationshipBetween Microstructure and Properties of a Hot Rolled ARBL Steel With AcceleratedCooling,” (in Portuguese), doctoral thesis, CPGEM-EEUFMG, 1998, p. 277.

6. Pickering, F.B., PhysicalMetallurgy and the Design of Steels, Allied Science Publishers, London, U.K.,1978, p. 275.

7. Gladman, T.; McIvor, I.; andPickering, F.B., “Some Aspects of the Structure-Property Relationships in HighCarbon Ferrite-Pearlite Steels,” Journal of the Iron and Steel Institute, Vol.210, December 1972, pp. 916–930.

8. Hodgson, P.D., and Gibbs, R.K.,“A Mathematical Model to Predict the Mechanical Properties of Hot Rolled C-Mnand Microalloyed Steels,” ISIJ International, Vol. 32, No. 12, 1992, pp.1329–1338.

9. Gorni, A.A., and Branchini,O.L.G., “Microstructure-Mechanical Relationships in a Hot Rolled BiphasicSteel,” 1st Seminar on Sheet Metal for the Automotive Industry, ABM, So Paulo,Brazil, 1992, pp. 127–145.

10. ASTM E112, Standard TestMethods for Determining Average Grain Size, ASTM International, WestConshohocken, Pa., USA, 2003.

11. ASTM A370, Standard TestMethods and Definitions for Mechanical Testing of Steel Products, ASTMInternational, West Conshohocken, Pa., USA, 2017.

12. Lapointe, A.J., and Baker,T.N., “Analysis of Strengthening Contribution at Peak Hardening FromPrecipitation in Vanadium Continuously Cooled From Austenite,” Metal Science,Vol. 16, 1982, pp. 207–216.

13. Gallego, J., “Investigation byElectron Microscopy of Transmission of Hardening by Precipitation ofCarbonitrides in Commercial Steels Microalloyed to Vanadium,” (in Portuguese),doctoral thesis, UFSCar, So Carlos, Brazil, 2003, p. 140.

14. Orowan, E., “Internal Stressesin Metals and Alloys,” Symposium on Internal Stresses, The Institute of Metals,1948, London, U.K., p. 451.

15. Ashby, M.F., Acta Metallurgica,Vol. 14, 1966, p. 679.

16. Gladman, T., The Physical Metallurgyof Microalloyed Steels, The Institute of Materials, London, U.K., 1997, pp.81–211.

17. Kestenbach, H.J., and Gallego,J., “On Dispersion Hardening of Microalloyed Hot Strip Steels by CarbonitridePrecipitation in Austenite,” Scripta Materialia, Vol. 5, 2001, pp. 791–796.

18. Kestenbach, H.J.; Campos, S.S.;and Morales, E.V., “Role of Interphase Precipitation in Microalloyed Hot StripSteels,” Materials Science and Technology, 2006, Vol. 22, pp. 615–626.

19. Campos, S.S.; Morales, E.V.;and Kestenbach, H.J., “On Strengthening Mechanisms in Commercial Nb-Ti HotStrip Steels,” Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 32A, May 2001,pp. 1245–1248.

20. Sobral, M.D.C., “Analysis ofthe Thermomechanical Process of Thin Plates of Microalloyed V-Nb Steel WithEmphasis on the Precipitation of Carbonitrides,” (in Portuguese), doctoralthesis, UNICAMP, Campinas, Brazil, 2004, p. 147.

21. Queyreau, S., et al., “OrowanStrengthening and Forest Hardening Superposition Examined by DislocationDynamics Simulations,” Acta Materialia, Vol. 58, 2010, pp. 5586–5595.

22. Morales, E.V., et al.,“Strengthening Mechanisms in a Pipeline Microalloyed Steel With a ComplexMicrostructure,” Materials Science & Engineering A, Vol. 585, 2013, pp.253–260.

23. Kamikawa, N., et al., “TensileBehavior of Ti,Mo-Added Low-Carbon Steels With Interphase Precipitation,” ISIJInternational, Vol. 54, No. 1, 2014, pp. 212–221.

24. Pereda, B., et al., “ImprovedModel of Kinetics of Strain Induced Precipitation and Microstructure Evolutionof Nb Microalloyed Steels During Multipass Rolling,” ISIJ International, Vol.48, 2008, pp. 1457–1466.

25. Kundu, A., “Grain StructureDevelopment During Casting, Reheating and Deformation of Nb-Microalloyed Steel.School of Metallurgy and Materials, thesis for degree of Doctor of Philosophy,University of Birmingham, Birmingham, U.K., March 2011, p. 322.

26. Moura, T., et al.,“Mathematical Model of Microstructural Evolution and Alloy Design for NbMicroalloyed Steels,” TMP 2016 5th International ConferenceThermomechanical Processing, Milan, Italy, 2016, pp. 1–6.

27. Medina, S.F., et al., “Modelfor Strain-Induced Precipitation Kinetics in Microalloyed Steels,”Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 45A, March 2014, pp.1524–1539.

作者

Roney Lino：metallurgicalengineer, ArcelorMittal, Joo Monlevade, MG, Brazil roney.lino@arcelormittal.com.br

Ermani Lima：metallurgicalengineer, ArcelorMittal, Joo Monlevade, MG, Brazil ermani.vo.lima@arcelormittal.com.br

Letícia Barbosa：metallurgicalengineer, ArcelorMittal, Joo Monlevade, MG, Brazil leticia.silva1@arcelormittal.com.br

Helder Ferreira：metallurgicalengineer, ArcelorMittal, Joo Monlevade, MG, Brazil helder.ferreira@arcelormittal.com.br

Joaquim Costa：metallurgicalengineer, ArcelorMittal, Joo Monlevade, MG, Brazil joaquim.costa@arcelormittal.com.br

Ronaldo Barbosa：metallurgicalengineer, RBM, Belo Horizonte, MG, Brazil ranmbarbosa@gmail.com

唐杰民2020年9月初在安徽屯溪翻译自美国《钢铁技术》2020年9月期，水平有限，翻译不妥之处请尽管指正。

宝太重组，太钢改革！

2020-09-20

声明：本文来源于唐杰民冶金40年，轧钢之家整理发布，版权归原作者所有。转载请注明来源；文章内容如有偏颇，敬请各位指正；如标错来源或侵权，请跟我们联系。 欢迎与轧钢之家合作，电话15092009951。