中厚板中间坯冷却过程中晶粒长大及控制方法

D0L:10.13374/.issn1001-053x.2012.09.004 第34卷第9期 北京科技大学学报 Vol.34 No.9 2012年9月 Journal of University of Science and Technology Beijing Sep.2012 中厚板中间坯冷却过程中晶粒长大及控制方法 余 伟区 张志敏刘涛蔡庆伍 北京科技大学治金工程研究院，北京100083 区通信作者，E-mail:yuwei(@nercar,.usth.cdu.cn 摘要为控制中厚板中间坯长时间待温导致的晶粒长大，研究了中间强制水冷却对奥氏体组织的影响.通过对Q345B钢 和含Nb-T钢采用1050℃变形后快冷至1050-950℃预定温度保温的热模拟方法，确定了中间坯冷却过程中的晶粒尺寸变 化规律，提出了中厚板冷却过程中晶粒长大的控制方法，建立了Q345B钢和含Nb-T钢在中间冷却过程中的晶粒长大模型. 在中间冷却过程中，Q345B钢晶粒稳定性较差，而含Nb-T钢晶粒稳定性良好，归因于以铌为主的析出相对奥氏体晶界的钉 扎作用.中间坯的强制冷却可控制奥氏体晶粒长大，63mm厚中间坯强制冷却可有效减小平均晶粒尺寸约20μm.在实际生产 中，经中间强制冷却后16mm厚度Q345B钢板的冲击韧性提高25%~70%. 关键词合金钢；中厚板：控制冷却；晶粒长大：数学模型 分类号TG335.11 Grain growth and its control method of intermediate slabs for plates during cool- ing processes YU Wei,ZHANG Zhi-min,LIU Tao,CAl Qing-u Metallurgical Engineering Research Institute,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:yuwei@nercar.ustb.edu.cn ABSTRACT The effect of forced intermediate water cooling on austenite grains in plates was studied to find a method of controlling grain growth in intermediate slabs due to staying for cooling.Changes in grain size of the intermediate slabs of low alloy steel Q345B and Nb-Ti bearing steel during cooling processes were analyzed by thermal simulating,which includes deforming at 1050C and then rapidly cooling to scheduled temperature from 1050 to 950C for a certain time.Control methods of grain growth were suggested for plates during cooling processes and grain growth models were established for Q345B steel and Nb-Ti bearing steel during the intermedi- ate cooling process.The stability of austenite grains is poor for Q345B steel during the intermediate cooling process,whereas austenite grains in Nb-Ti bearing steel have good stability due to the pinning effect of precipitates,which mainly consist of niobium.Austenite grain growth in the intermediate slabs can be controlled by forced water cooling.The average grain size of 63 mm-thick intermediate slabs after forced water cooling reduces by about 20 um.In actual production the impact toughness of 16 mm-thick Q345B steel plates after forced intermediate water cooling increases by 25%to 70%. KEY WORDS alloy steel:plates:controlled cooling:grain growth:mathematical models 控制轧制和控制冷却工艺是提高钢材强韧综合 过程中会进一步长大，即发生奥氏体晶粒长大回 性能的重要手段”.为实现控制轧制过程，必须对 在待温区奥氏体晶粒的稳定性对再结晶区控轧细化 轧制过程中的变形行为和温度进行严格控制，在部 效果的保持具有直接影响，如果在待温阶段出现奥 分再结晶区温度范围内须停止轧制，进行待温，以避 氏体晶粒的长大粗化现象，将会影响整个控轧控冷 免出现混品组织.由于晶界界面能和晶粒内部残余 工艺效果，并最终影响产品的组织和性能，因此在待 应变能的作用，中厚板热轧后的晶粒在待温或冷却 温过程中应尽量减小中间坯晶粒的长大. 收稿日期：201107-11 基金项目：“十一五”国家科技支撑计划资助项目(2006BAE03A06)

第 34 卷 第 9 期 2012 年 9 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 34 No． 9 Sep． 2012 中厚板中间坯冷却过程中晶粒长大及控制方法 余 伟 张志敏 刘 涛 蔡庆伍 北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083 通信作者，E-mail: yuwei@ nercar． ustb． edu． cn 摘 要 为控制中厚板中间坯长时间待温导致的晶粒长大，研究了中间强制水冷却对奥氏体组织的影响． 通过对 Q345B 钢 和含 Nb--Ti 钢采用 1 050 ℃变形后快冷至 1 050 ～ 950 ℃预定温度保温的热模拟方法，确定了中间坯冷却过程中的晶粒尺寸变 化规律，提出了中厚板冷却过程中晶粒长大的控制方法，建立了 Q345B 钢和含 Nb--Ti 钢在中间冷却过程中的晶粒长大模型． 在中间冷却过程中，Q345B 钢晶粒稳定性较差，而含 Nb--Ti 钢晶粒稳定性良好，归因于以铌为主的析出相对奥氏体晶界的钉 扎作用． 中间坯的强制冷却可控制奥氏体晶粒长大，63 mm 厚中间坯强制冷却可有效减小平均晶粒尺寸约 20μm． 在实际生产 中，经中间强制冷却后 16 mm 厚度 Q345B 钢板的冲击韧性提高 25% ～ 70% ． 关键词 合金钢; 中厚板; 控制冷却; 晶粒长大; 数学模型 分类号 TG335. 11 Grain growth and its control method of intermediate slabs for plates during cool￾ing processes YU Wei ，ZHANG Zhi-min，LIU Tao，CAI Qing-wu Metallurgical Engineering Research Institute，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: yuwei@ nercar． ustb． edu． cn ABSTRACT The effect of forced intermediate water cooling on austenite grains in plates was studied to find a method of controlling grain growth in intermediate slabs due to staying for cooling． Changes in grain size of the intermediate slabs of low alloy steel Q345B and Nb-Ti bearing steel during cooling processes were analyzed by thermal simulating，which includes deforming at 1 050 ℃ and then rapidly cooling to scheduled temperature from 1 050 to 950 ℃ for a certain time． Control methods of grain growth were suggested for plates during cooling processes and grain growth models were established for Q345B steel and Nb-Ti bearing steel during the intermedi￾ate cooling process． The stability of austenite grains is poor for Q345B steel during the intermediate cooling process，whereas austenite grains in Nb-Ti bearing steel have good stability due to the pinning effect of precipitates，which mainly consist of niobium． Austenite grain growth in the intermediate slabs can be controlled by forced water cooling． The average grain size of 63 mm-thick intermediate slabs after forced water cooling reduces by about 20 μm． In actual production the impact toughness of 16 mm-thick Q345B steel plates after forced intermediate water cooling increases by 25% to 70% ． KEY WORDS alloy steel; plates; controlled cooling; grain growth; mathematical models 收稿日期: 2011--07--11 基金项目: “十一五”国家科技支撑计划资助项目( 2006BAE03A06) 控制轧制和控制冷却工艺是提高钢材强韧综合 性能的重要手段［1］． 为实现控制轧制过程，必须对 轧制过程中的变形行为和温度进行严格控制，在部 分再结晶区温度范围内须停止轧制，进行待温，以避 免出现混晶组织． 由于晶界界面能和晶粒内部残余 应变能的作用，中厚板热轧后的晶粒在待温或冷却 过程中会进一步长大，即发生奥氏体晶粒长大［2］． 在待温区奥氏体晶粒的稳定性对再结晶区控轧细化 效果的保持具有直接影响，如果在待温阶段出现奥 氏体晶粒的长大粗化现象，将会影响整个控轧控冷 工艺效果，并最终影响产品的组织和性能，因此在待 温过程中应尽量减小中间坯晶粒的长大． DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2012.09.004

第9期 余伟等：中厚板中间还冷却过程中晶粒长大及控制方法 ·1007· 以低合金钢Q345B钢和含Nb-Ti钢为基础分 析在中间坯待温过程中奥氏体晶粒长大规律，研究 中间坯冷却过程的组织变化，对控制奥氏体晶粒、提 1200℃，3min/5℃·4-1 高钢材韧性有重要意义 h1050℃.25%x2.2g1 15℃s1 10509 1实验材料和方法 53046042080 9501D 实验采用低合金钢Q345B和含Nb-Ti钢. 30℃· 淬火 Q345B钢化学成分（质量分数)为：0.17%C, 1.29%Mn,0.30%Si,0.02%P,0.03%S.含Nb- Ti钢的化学成分（质量分数)为：0.06%C,1.90% 时问s Mn,0.20%Si,0.005%P,0.001%S,0.30%Ni, 图1实验过程示意图 0.35%Mo,0.08%Nb,0.015%Ti和0.002%B. Fig.I Schematic diagram of the experiment process Q345B钢和含Nb-Ti钢均按照图1所示变形工 中不同温度下待温不同时间得到的平均晶粒直径分 艺进行处理.以15℃·s1的加热速度加热至1200 别如图2所示.随着保温时间的延长，Q345B钢奥 ℃，保温3min.在1050℃变形两道次，道次变形量 氏体晶粒长大符合指数曲线规律趋势.从图2(a) 为25%，应变速率为2s1.变形后采用30℃·s1的 可以看出，在1050、1000和950℃三个温度下保温， 速度进行冷却，达到不同温度时(1050,1000,950 前60s内的晶粒长大速率较大，60s后晶粒长大速 ℃)，保温不同时间(5,30,60,120,180s).含Nb-i 率减小，都趋于一个稳定值.同时还可看出，1050℃ 钢还要在各个温度下保温600和1200s,之后迅速 保温时的晶粒长大速率最大，1000℃时次之，950℃ 淬火急冷保留该温度下的组织.试样经磨样、抛光 时的晶粒长大速率最小.从图2(b)可以看出：含 和腐蚀后，用AX10型光学显微镜进行组织观察，并 Nb-Ti钢在1050、1000和950℃三个温度下保温 用定量金相的方法（截线法）测量奥氏体晶粒直径 时，180s内随着时间的延长，奥氏体品粒尺寸变化 的平均截线长度，再将其换算成奥氏体晶粒的平均 不大，稳定在25m尺寸内；保温1200s,晶粒尺寸 直径，所测定的晶粒个数不少于300个. 变化差别不大，均未超过40μm. 采用有限元模拟方法对比了63mm厚Q345B 晶粒长大是通过晶界的迁移实现的，Turnbull间 钢中间坯在空冷和强制水冷两种冷却方式下的温度 认为界面能的降低是晶粒长大过程发生的驱动力 变化及晶粒长大情况，随后对比了实际生产中经空 奥氏体晶粒的长大速率()与晶界迁移率及晶粒长 冷与强制水冷两种冷却方式下16mm厚Q345B钢 大的驱动力的乘积成正比，可用下式表示0： 板的力学性能 u=he导.g (1) 2 实验结果及分析 式中，k为常数，Q为晶界移动的激活能，R为气体 2.1中间坯冷却过程的晶粒长大规律 常数，T为温度，d为奥氏体晶粒的平均直径，σ为晶 Q345B钢和含Nb-Ti钢中间坯中间冷却过程 界的界面能 120 a 100 35 -1050℃ ◆-1000℃ -950℃ 80 30 60 25 40 100 20 ▲-950℃ 20 15 0 40 120 160 200 10 10 10 停留时间s 停留时间s 图2中间坯待温过程中的平均品粒直径.(a)Q345B:(b)含Nb-T钢 Fig.2 Average grain size of intermediate slabs during the holding process:(a)Q345B:(b)Nb-Ti bearing steel

第 9 期 余 伟等: 中厚板中间坯冷却过程中晶粒长大及控制方法 以低合金钢 Q345B 钢和含 Nb--Ti 钢为基础分 析在中间坯待温过程中奥氏体晶粒长大规律，研究 中间坯冷却过程的组织变化，对控制奥氏体晶粒、提 高钢材韧性有重要意义． 1 实验材料和方法 实验采用低合金钢 Q345B 和 含 Nb--Ti 钢． Q345B 钢 化 学 成 分 ( 质 量 分 数) 为: 0. 17% C， 1. 29% Mn，0. 30% Si，0. 02% P，0. 03% S． 含 Nb-- Ti 钢的化学成分( 质量分数) 为: 0. 06% C，1. 90% Mn，0. 20% Si，0. 005% P，0. 001% S，0. 30% Ni， 0. 35% Mo，0. 08% Nb，0. 015% Ti 和 0. 002% B． Q345B 钢和含 Nb--Ti 钢均按照图1 所示变形工 艺进行处理． 以 15 ℃·s － 1 的加热速度加热至 1 200 ℃，保温 3 min． 在 1 050 ℃变形两道次，道次变形量 为 25% ，应变速率为 2 s － 1 ． 变形后采用 30 ℃·s － 1 的 速度进行冷却，达到不同温度时( 1 050，1 000，950 ℃) ，保温不同时间( 5，30，60，120，180 s) ． 含Nb--Ti 钢还要在各个温度下保温 600 和 1 200 s，之后迅速 淬火急冷保留该温度下的组织． 试样经磨样、抛光 和腐蚀后，用 AX10 型光学显微镜进行组织观察，并 用定量金相的方法( 截线法) 测量奥氏体晶粒直径 的平均截线长度，再将其换算成奥氏体晶粒的平均 直径，所测定的晶粒个数不少于 300 个． 图 2 中间坯待温过程中的平均晶粒直径 . ( a) Q345B; ( b) 含 Nb--Ti 钢 Fig． 2 Average grain size of intermediate slabs during the holding process: ( a) Q345B; ( b) Nb-Ti bearing steel 采用有限元模拟方法对比了 63 mm 厚 Q345B 钢中间坯在空冷和强制水冷两种冷却方式下的温度 变化及晶粒长大情况，随后对比了实际生产中经空 冷与强制水冷两种冷却方式下 16 mm 厚 Q345B 钢 板的力学性能． 2 实验结果及分析 2. 1 中间坯冷却过程的晶粒长大规律 Q345B 钢和含 Nb--Ti 钢中间坯中间冷却过程 图 1 实验过程示意图 Fig． 1 Schematic diagram of the experiment process 中不同温度下待温不同时间得到的平均晶粒直径分 别如图 2 所示． 随着保温时间的延长，Q345B 钢奥 氏体晶粒长大符合指数曲线规律趋势． 从图 2( a) 可以看出，在 1 050、1 000 和 950 ℃三个温度下保温， 前 60 s 内的晶粒长大速率较大，60 s 后晶粒长大速 率减小，都趋于一个稳定值． 同时还可看出，1050 ℃ 保温时的晶粒长大速率最大，1 000 ℃时次之，950 ℃ 时的晶粒长大速率最小． 从图 2 ( b) 可以看出: 含 Nb--Ti 钢在 1 050、1 000 和 950 ℃ 三个温度下保温 时，180 s 内随着时间的延长，奥氏体晶粒尺寸变化 不大，稳定在 25 μm 尺寸内; 保温 1 200 s，晶粒尺寸 变化差别不大，均未超过 40 μm． 晶粒长大是通过晶界的迁移实现的，Turnbull ［3］ 认为界面能的降低是晶粒长大过程发生的驱动力． 奥氏体晶粒的长大速率( v) 与晶界迁移率及晶粒长 大的驱动力的乘积成正比，可用下式表示［4］: v = ke － Qm RT ·σ d ． ( 1) 式中，k 为常数，Qm为晶界移动的激活能，R 为气体 常数，T 为温度，d 为奥氏体晶粒的平均直径，σ 为晶 界的界面能． ·1007·

·1008* 北京科技大学学报 第34卷 由式(1)可知，奥氏体晶粒的长大速率v与温 为0.06%，Nb的相对原子质量取92.9064，C的相 度的升高呈指数关系增加，与奥氏体的晶界能σ成 对原子质量取12.011.铁的密度取7875kg·m3, 正比，与其晶粒的平均直径d成反比.加热温度T NbC的密度取7803kg'm-3.M]可由下列两式联 越高时，奥氏体晶粒的长大速率越大.所以Q345B 立得出肉： 钢1050℃保温时的晶粒长大速率最大，950℃时的 M0·X]=104-Br, (8) 晶粒长大速率最小.当奥氏体晶粒长大到一定尺寸 M-[M]Ax 后，由于d增长，σ变小，则v将有所降低，趋于一个 X-=4 (9) 稳定值. 式中，X]为温度T时元素X平衡固溶于铁基体的 含Nb一T钢在保温过程中晶粒长大幅度较小， 质量分数，A、B为常数，NbC相在铁基体中的固溶度 这种现象归因于析出物对奥氏体晶粒长大的阻止作 积公式中的常数A、B分别为2.96和7510.当所考 用.TiN、BN、NbC和NbN的溶解度积KS-为： 虑的温度低于第二相的全固溶温度时，元素固溶量 gK=lg]N=-13850+4.01, (2) 的乘积受式(8)限定.式(9)要求沉淀析出的元素 T 质量必须满足其在第二相中的理想化学配比.含 1gKw=lgB])=-13970 +5.24, (3) Nb一Ti钢在不同温度下达到平衡状态时的理论计算 T 结果如表1所示 gKc=gNb]C]=-7510+2.96, (4) T 表1含Nb-Ti钢平衡状态下的理论计算 1gKuN=gNb]N]=-8500+2.89. Table 1 Theoretical calculation of Nb-Ti bearing steel under equilibrium T (5) state 实验钢中N的质量分数为52×10-6，根据钢中 固溶Nb 析出Nb析出NbC体奥氏体品粒 温度/℃ T、Nb、B和C的含量，析出温度由高到低分别是 质量分数/%质量分数/%积分数/%临界尺寸/μm TiN、NbC、BN和NbN.考虑高温TiN析出消耗的N 1200 0.0800 0 元素，BN和NbN析出温度更低，理论析出量也是痕 1050 0.0354 0.0446 0.0508 34.6 量.因此，可以认为钢中的析出物主要为TN和 1000 0.0219 0.0581 0.0661 26.7 NbC.研究认为，Nb能有效降低再结晶后晶粒尺寸 950 0.0129 0.0671 0.0764 23.0 的机理主要归因于两点：(1)细小的NbC析出相对 再结晶后晶粒长大界面具有钉扎作用团：(2)固溶 由图2(b)及表1可知，含Nb-Ti钢在1050、 Nb原子对晶界迁移具有拖曳作用圆.受NbC的影 1000和950℃三个温度下保温1200s,奥氏体品粒 响，含Nb一Ti钢在较高温度待温时，奥氏体品粒尺 尺寸差不多达到了临界尺寸.在1200s内保温，由 寸在临界尺寸之内不会发生严重的晶粒长大现象. 于第二相的钉扎，含Nb一Ti钢表现出良好的晶粒稳 奥氏体晶粒在第二相钉扎下的临界尺寸可由下 定性 式得到： 2.2强制水冷对中间坯晶粒长大的影响 D=AL 中厚板轧制过程中的控制冷却可减小中间坯晶 (6) 粒的长大.中间强制水冷即在中间坯待温过程中采 式中：A为比例系数，再结晶晶粒按正常析出计算， 用部分水冷的方式，是一个复杂的热交换过程.由 系数A取0.44；d为析出的第二相的尺寸：f为析出 于板坯较厚，冷却水的作用效果受到热阻的影响不 的第二相的体积分数 能迅速深入到板坯内部，造成厚度方向产生较大的 以MK,相为例，令钢中M、X元素的质量分数分 温度梯度，温度分布不均.板坯厚度1/4处的温度 别为M、X,则某温度下平衡析出的MX相在钢中所 变化能较好地反映整个板坯的温度变化过程 占的体积分数∫为因 图3(a)为模拟得到的Q345B钢63mm厚中间 f=(M-M]).4+x4.d。 坯从1030℃开始以空冷和强制水冷两种冷却方式 (7) AM 100dMx. 冷却时，其厚度1/4处温度随时间的变化曲线.由 式中，]为温度T时元素M平衡固溶于铁基体的 图3(a)知，强制水冷的降温速率大于空冷的降温速 质量分数，AM、Ax分别为元素M、X的相对原子质 率.中间坯从1030降到920℃时，采用强制水冷时 量，d。dx,分别为铁基体及MX相的密度.实验用 待温时间为67s,而空冷时待温时间为162s.因此 含Nb-Ti钢，取Nb质量分数为0.08%，C质量分数 通过强制水冷方式可以大大节省控制轧制过程的中

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 由式( 1) 可知，奥氏体晶粒的长大速率 v 与温 度的升高呈指数关系增加，与奥氏体的晶界能 σ 成 正比，与其晶粒的平均直径 d 成反比． 加热温度 T 越高时，奥氏体晶粒的长大速率越大． 所以 Q345B 钢 1 050 ℃保温时的晶粒长大速率最大，950 ℃ 时的 晶粒长大速率最小． 当奥氏体晶粒长大到一定尺寸 后，由于 d 增长，σ 变小，则 v 将有所降低，趋于一个 稳定值． 含 Nb--Ti 钢在保温过程中晶粒长大幅度较小， 这种现象归因于析出物对奥氏体晶粒长大的阻止作 用． TiN、BN、NbC 和 NbN 的溶解度积 K［5--6］为: lg KTiN = lg ［Ti］［N］= － 13 850 T + 4. 01， ( 2) lg KBN = lg ［B］［N］= － 13 970 T + 5. 24， ( 3) lg KNbC = lg ［Nb］［C］= － 7 510 T + 2. 96， ( 4) lg KNbN = lg ［Nb］［N］= － 8 500 T + 2. 89． ( 5) 实验钢中 N 的质量分数为 52 × 10 － 6 ，根据钢中 Ti、Nb、B 和 C 的含量，析出温度由高到低分别是 TiN、NbC、BN 和 NbN． 考虑高温 TiN 析出消耗的 N 元素，BN 和 NbN 析出温度更低，理论析出量也是痕 量． 因此，可以认为钢中的析出物主要为 TiN 和 NbC． 研究认为，Nb 能有效降低再结晶后晶粒尺寸 的机理主要归因于两点: ( 1) 细小的 NbC 析出相对 再结晶后晶粒长大界面具有钉扎作用［7］; ( 2) 固溶 Nb 原子对晶界迁移具有拖曳作用［8］． 受 NbC 的影 响，含 Nb--Ti 钢在较高温度待温时，奥氏体晶粒尺 寸在临界尺寸之内不会发生严重的晶粒长大现象． 奥氏体晶粒在第二相钉扎下的临界尺寸可由下 式得到［6］: D = A d' f ． ( 6) 式中: A 为比例系数，再结晶晶粒按正常析出计算， 系数 A 取 0. 44; d'为析出的第二相的尺寸; f 为析出 的第二相的体积分数． 以 MXx相为例，令钢中 M、X 元素的质量分数分 别为 M、X，则某温度下平衡析出的 MXx相在钢中所 占的体积分数 f 为［6］ f = ( M －［M］)·AM + xAX AM · dFe 100dMXx ． ( 7) 式中，［M］为温度 T 时元素 M 平衡固溶于铁基体的 质量分数，AM、AX 分别为元素 M、X 的相对原子质 量，dFe、dMXx 分别为铁基体及 MXx相的密度． 实验用 含 Nb--Ti 钢，取 Nb 质量分数为 0. 08% ，C 质量分数 为 0. 06% ，Nb 的相对原子质量取 92. 906 4，C 的相 对原子质量取 12. 011． 铁的密度取 7 875 kg·m － 3 ， NbC 的密度取 7 803 kg·m － 3 ． ［M］可由下列两式联 立得出［6］: ［M］·［X］x = 10A － B/T ， ( 8) M －［M］ X －［X］= AM xAX ． ( 9) 式中，［X］为温度 T 时元素 X 平衡固溶于铁基体的 质量分数，A、B 为常数，NbC 相在铁基体中的固溶度 积公式中的常数 A、B 分别为 2. 96 和 7 510． 当所考 虑的温度低于第二相的全固溶温度时，元素固溶量 的乘积受式( 8) 限定． 式( 9) 要求沉淀析出的元素 质量必须满足其在第二相中的理想化学配比． 含 Nb--Ti 钢在不同温度下达到平衡状态时的理论计算 结果如表 1 所示． 表 1 含 Nb--Ti 钢平衡状态下的理论计算 Table 1 Theoretical calculation of Nb-Ti bearing steel under equilibrium state 温度/℃ 固溶 Nb 质量分数/% 析出 Nb 质量分数/% 析出 NbC 体 积分数/% 奥氏体晶粒 临界尺寸/μm 1 200 0. 080 0 0 — — 1 050 0. 035 4 0. 044 6 0. 050 8 34. 6 1 000 0. 021 9 0. 058 1 0. 066 1 26. 7 950 0. 012 9 0. 067 1 0. 076 4 23. 0 由图 2 ( b) 及表 1 可知，含 Nb--Ti 钢在 1 050、 1 000和 950 ℃三个温度下保温 1 200 s，奥氏体晶粒 尺寸差不多达到了临界尺寸． 在 1 200 s 内保温，由 于第二相的钉扎，含 Nb--Ti 钢表现出良好的晶粒稳 定性． 2. 2 强制水冷对中间坯晶粒长大的影响 中厚板轧制过程中的控制冷却可减小中间坯晶 粒的长大． 中间强制水冷即在中间坯待温过程中采 用部分水冷的方式，是一个复杂的热交换过程． 由 于板坯较厚，冷却水的作用效果受到热阻的影响不 能迅速深入到板坯内部，造成厚度方向产生较大的 温度梯度，温度分布不均． 板坯厚度 1 /4 处的温度 变化能较好地反映整个板坯的温度变化过程． 图 3( a) 为模拟得到的 Q345B 钢 63 mm 厚中间 坯从 1 030 ℃开始以空冷和强制水冷两种冷却方式 冷却时，其厚度 1 /4 处温度随时间的变化曲线． 由 图 3( a) 知，强制水冷的降温速率大于空冷的降温速 率． 中间坯从 1 030 降到 920 ℃时，采用强制水冷时 待温时间为 67 s，而空冷时待温时间为 162 s． 因此 通过强制水冷方式可以大大节省控制轧制过程的中 ·1008·

第9期 余伟等：中厚板中间还冷却过程中晶粒长大及控制方法 ·1009· 1040 90- a ) 1020 1000 且70 空冷 980 空冷 960 强制水冷 50 强制水冷 940 感 30 920 80 120 160 时间s 291092098094095096097098090100 钢板温度℃ 图3Q345B钢中间坯温降曲线(a)和奥氏体品粒尺寸变化(b) Fig.3 Temperature drop curves (a)and grain size changes (b)of 345B intermediate slabs 间待温时间，加快轧制节奏，提高生产效率 水冷过程中奥氏体晶粒长大不明显，这与Nb、T的 图3(b)为模拟得到的Q345B钢63mm厚中间 高温析出对奥氏体晶界的钉扎有关 坯从990℃开始以空冷和强制水冷两种冷却方式冷 表2为实际生产中Q345B钢中间坯在待温过 却时，其奥氏体晶粒平均尺寸随温度的变化曲线. 程中通过两种冷却方式得到的最终厚度为16mm的 由图3(b)可知，强制水冷得到的奥氏体晶粒尺寸比 板材的力学性能。为了实验数据的准确性，每种冷 空冷的要小，在待温初期，二者即出现明显区别，在 却方式测两次.从表2可以看出，强制水冷可提高 整个待温过程中二者几乎保持着20μm的差别.中 钢材的强韧性能，而对钢材的塑性影响不大.强制 间坯从990℃降到916℃时，在空冷待温过程中奥 水冷所得板材屈服强度比空冷得到的高10~45 氏体晶粒平均尺寸从24μm长大到80m,而在强 MPa,抗拉强度高0~20MPa,冲击功平均值高24~ 制水冷过程中奥氏体晶粒平均尺寸从24μm长大到 73J(提高幅度约25%~70%).在实际生产中，可 63.7um.可见强制水冷可有效减小中间待温过程 采用强制水冷技术控制组织，以达到改善钢材力学 中的奥氏体晶粒长大.对实验用含Nb-Ti钢，强制 性能的目的 表216mm厚Q345B钢板的力学性能 Table 2 Mechanical properties of 16mm-thick Q345B steel plates 冷却方式 开冷温度/℃ 返红温度/℃ 屈服强度/MPa抗拉强度/MPa 延伸率/% 20℃冲击功/小 冷弯 强制冷却 1050 940 390 545 30 159/134/173 完好 强制冷却 1050 940 360 535 25 131/110/134 完好 空冷 345 535 29 102172/72 完好 空冷 350 525 32 119/92/92 完好 2.3中间坯冷却过程中晶粒长大的控制方法 寸的实验结果，建立奥氏体晶粒长大模型.目前预 在中厚板轧制的中间待温过程中，无法避免奥 报奥氏体晶粒正常长大晶粒尺寸多采用Sellars模 氏体晶粒的长大，只能尽量控制奥氏体晶粒生长 型结构.影响晶粒长大的主要因素有温度T、初始 为使诸如Q345B此类低合金钢在中间待温过程中 晶粒尺寸D。、时间t和晶粒长大过程的热激活能Q 保持更细小的奥氏体晶粒，应采取以下措施：(1)用 晶粒长大与这些影响因素间的关系可用Sellars模 强制水冷的方式替代空冷进行待温，采用冷却速度 型-0表示： 高、温度均匀性高的控制冷却技术，减少待温时间， (10) 以减少奥氏体晶粒长大的机会：(2)在钢中加入微 D=+e-) 量Nb、T等合金元素，轧制过程中析出第二相，对奥 式中：D为最终晶粒直径，um;n、A为实验常数；R为 氏体晶粒进行钉扎，以此来减小奥氏体晶粒的长大. 气体常数. 对于不同的钢种以及不同的组织变化阶段，式 3奥氏体晶粒长大模型建立 (10)中的系数n、A以及Q都具有不同的值 根据实验钢在各个温度下不同待温时间晶粒尺 根据构造的基本物理治金模型，通过对实验钢

第 9 期 余 伟等: 中厚板中间坯冷却过程中晶粒长大及控制方法 图 3 Q345B 钢中间坯温降曲线( a) 和奥氏体晶粒尺寸变化( b) Fig． 3 Temperature drop curves ( a) and grain size changes ( b) of Q345B intermediate slabs 间待温时间，加快轧制节奏，提高生产效率． 图 3( b) 为模拟得到的 Q345B 钢 63 mm 厚中间 坯从 990 ℃开始以空冷和强制水冷两种冷却方式冷 却时，其奥氏体晶粒平均尺寸随温度的变化曲线． 由图 3( b) 可知，强制水冷得到的奥氏体晶粒尺寸比 空冷的要小，在待温初期，二者即出现明显区别，在 整个待温过程中二者几乎保持着 20 μm 的差别． 中 间坯从 990 ℃ 降到 916 ℃ 时，在空冷待温过程中奥 氏体晶粒平均尺寸从 24 μm 长大到 80 μm，而在强 制水冷过程中奥氏体晶粒平均尺寸从 24 μm 长大到 63. 7 μm． 可见强制水冷可有效减小中间待温过程 中的奥氏体晶粒长大． 对实验用含 Nb--Ti 钢，强制 水冷过程中奥氏体晶粒长大不明显，这与 Nb、Ti 的 高温析出对奥氏体晶界的钉扎有关． 表 2 为实际生产中 Q345B 钢中间坯在待温过 程中通过两种冷却方式得到的最终厚度为 16 mm 的 板材的力学性能． 为了实验数据的准确性，每种冷 却方式测两次． 从表 2 可以看出，强制水冷可提高 钢材的强韧性能，而对钢材的塑性影响不大． 强制 水冷所得板材屈服强度比空冷得到的高 10 ～ 45 MPa，抗拉强度高 0 ～ 20 MPa，冲击功平均值高 24 ～ 73 J( 提高幅度约 25% ～ 70% ) ． 在实际生产中，可 采用强制水冷技术控制组织，以达到改善钢材力学 性能的目的． 表 2 16 mm 厚 Q345B 钢板的力学性能 Table 2 Mechanical properties of 16 mm-thick Q345B steel plates 冷却方式 开冷温度/℃ 返红温度/℃ 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 延伸率/% 20℃冲击功/J 冷弯 强制冷却 1 050 940 390 545 30 159 /134 /173 完好 强制冷却 1 050 940 360 535 25 131 /110 /134 完好 空冷 — — 345 535 29 102 /72 /72 完好 空冷 — — 350 525 32 119 /92 /92 完好 2. 3 中间坯冷却过程中晶粒长大的控制方法 在中厚板轧制的中间待温过程中，无法避免奥 氏体晶粒的长大，只能尽量控制奥氏体晶粒生长． 为使诸如 Q345B 此类低合金钢在中间待温过程中 保持更细小的奥氏体晶粒，应采取以下措施: ( 1) 用 强制水冷的方式替代空冷进行待温，采用冷却速度 高、温度均匀性高的控制冷却技术，减少待温时间， 以减少奥氏体晶粒长大的机会; ( 2) 在钢中加入微 量 Nb、Ti 等合金元素，轧制过程中析出第二相，对奥 氏体晶粒进行钉扎，以此来减小奥氏体晶粒的长大． 3 奥氏体晶粒长大模型建立 根据实验钢在各个温度下不同待温时间晶粒尺 寸的实验结果，建立奥氏体晶粒长大模型． 目前预 报奥氏体晶粒正常长大晶粒尺寸多采用 Sellars 模 型结构． 影响晶粒长大的主要因素有温度 T、初始 晶粒尺寸 D0、时间 t 和晶粒长大过程的热激活能 Q． 晶粒长大与这些影响因素间的关系可用 Sellars 模 型［9--10］表示: Dn = Dn 0 + At ( exp － Q ) RT ． ( 10) 式中: D 为最终晶粒直径，μm; n、A 为实验常数; R 为 气体常数． 对于不同的钢种以及不同的组织变化阶段，式 ( 10) 中的系数 n、A 以及 Q 都具有不同的值． 根据构造的基本物理冶金模型，通过对实验钢 ·1009·

·1010* 北京科技大学学报 第34卷 在各个温度下不同待温时间晶粒尺寸的实验结果进 D%=D86+9.9×104texp 2.3×10 行非线性回归，得到Q345B钢在模型中所需测定的 RT 系数值为n=2.73,A=2.73×10',Q=1.02×10J· (12) mol1,含Nb-Ti钢在模型中所需测定的系数值为n 所得实验钢晶粒长大模型的精度分析如图4所 =5.86,A=9.9×104,Q=2.3×105Jmol-1 示.计算值与实测值之间有较好的一致性：Q345B 因此，实验所用Q345B钢和含Nb-Ti钢中间坯 钢晶粒长大模型晶粒尺寸的计算值和实测值的最大 在中间冷却过程中奥氏体晶粒长大模型分别为 相对误差为2%：含Nb-Ti钢晶粒长大模型晶粒尺 Dn=DP+2.73×101ep(-L02,×10), 寸的计算值和实测值的最大相对误差为6.7%，回 RT 归得到n=5.86,符合文献1]中“对于含Nb钢， (11) 指数n一般大于4”的论述. 120- 40 (a) b 100 35 80- 30 60 25 40 20 20 5 0 40 60 80 I00 120 15 20 2530 35 40 品粒尺寸实测值m 品粒尺寸实测值m 图4品粒长大模型精度分析.(a)Q345B:(b)含Nb-Ti钢 Fig.4 Accuracy analysis of the grain growth model:(a)Q345B:(b)Nb-Ti bearing steel al.Beijing:Metallurgical Industry Press,1994 4结论 (毛为民，赵新兵.金属的再结晶与品粒长大.北京：治金工 业出版社，1994) (1)中厚板轧制中间坯待温过程中，待温温度 3]Turnbull D.Theory of grain boundary migration rates.Trans 和待温时间对晶粒尺寸的影响较大，Q345B钢奥氏 AME,1951,191:661 体晶粒稳定性较差，而含Nb-钢具有良好的晶粒 4]Su DD.Austenite grain growth and grain boundary migration.Met 稳定性，归因于以铌为主的第二相析出对晶界的钉 Prod,2004,30(5):51 (苏德达.奥氏体品粒长大与品界迁移.金属制品，2004,30 扎作用 (5):51) (2)Q345B钢63mm厚中间坯采用强制水冷可 [5]Cahn R W,Hassen P,Cremer E J.Materials Science and Technol- 有效减小待温过程中晶粒长大平均尺寸约20μm. ogy:Vol.7.Liu J H,translated.Beijing:Science Press,1999 (3)采用中间强制冷却可以有效抑制Q345B钢 (卡恩RW,哈森P,克雷默EJ.材料科学与技术从书：7卷 刘嘉禾，译.北京：科学出版社，1999) 的奥氏体晶粒长大，提高钢板的冲击韧性：对含Nb一 回 Yong Q L.Secondary Phase in Steel.Beijing:Metallurgical Indus- T钢，中间强制冷却对控制奥氏体晶粒长大的作用不 try Press,2006 明显，但T、Nb的高温析出可控制奥氏体晶粒长大. (雍歧龙.钢铁材料中的第二相.北京：治金工业出版社，2006) (4)通过热模拟实验和非线性回归得到了 ] Zurob HS,Brechet Y,Purdy G.A model for the competition of Q345B钢和含Nb-Ti钢在中间冷却过程中的晶粒 precipitation and recrystallization in deformed austenite.Acta Ma- ter,2001,49(20):4183 长大模型，模型的计算结果与实测值吻合很好 [8]Maruyama N,Uemori R,Sugiyama M.The role of niobium in the retardation of the early stage of austenite recovery in hot-deformed 参考文献 steels.Mater Sci Eng A,1998,250(1):2 Dasofu K.Controlled Rolling and Controlled Cooling:Improved 9]Sellars C M,Whiteman J A.Recrystallization and grain growth in Rolling Technical Development of Materials.Li F T,Chen K, hot rolling.Met Sci,1979,13(3/4):187 translated.Beijing:Metallurgical Industry Press,2002 [10]Beynon J H,Sellars C M.Modelling microstructure and its (小指军夫.控制轧制和控制冷却：改善材质的轧制技术发 effects during multipass hot rolling.IS/J Int,1992,32(3):359 展.李伏桃，陈岿，译.北京：治金工业出版社，2002) [11]Manohar P A,Dunne D P,Chandra T,et al.Grain growth pre- 2]Mao W M,Zhao X B.Recrystallization and Grain Growth of Met- dictions in microalloyed steels.IS//Int,1996,36(2):194

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 在各个温度下不同待温时间晶粒尺寸的实验结果进 行非线性回归，得到 Q345B 钢在模型中所需测定的 系数值为 n = 2. 73，A = 2. 73 × 107 ，Q = 1. 02 × 105 J· mol － 1 ，含 Nb--Ti 钢在模型中所需测定的系数值为 n = 5. 86，A = 9. 9 × 1014 ，Q = 2. 3 × 105 J·mol － 1 ． 因此，实验所用 Q345B 钢和含 Nb--Ti 钢中间坯 在中间冷却过程中奥氏体晶粒长大模型分别为 D2. 73 = D2. 73 0 + 2. 73 × 107 t ( exp － 1. 02 × 105 ) RT ， ( 11) D5. 86 = D5. 86 0 + 9. 9 × 1014 t ( exp － 2. 3 × 105 ) RT ． ( 12) 所得实验钢晶粒长大模型的精度分析如图 4 所 示． 计算值与实测值之间有较好的一致性: Q345B 钢晶粒长大模型晶粒尺寸的计算值和实测值的最大 相对误差为 2% ; 含 Nb--Ti 钢晶粒长大模型晶粒尺 寸的计算值和实测值的最大相对误差为 6. 7% ，回 归得到 n = 5. 86，符合文献［11］中“对于含 Nb 钢， 指数 n 一般大于 4”的论述． 图 4 晶粒长大模型精度分析． ( a) Q345B; ( b) 含 Nb--Ti 钢 Fig． 4 Accuracy analysis of the grain growth model: ( a) Q345B; ( b) Nb-Ti bearing steel 4 结论 ( 1) 中厚板轧制中间坯待温过程中，待温温度 和待温时间对晶粒尺寸的影响较大，Q345B 钢奥氏 体晶粒稳定性较差，而含 Nb--Ti 钢具有良好的晶粒 稳定性，归因于以铌为主的第二相析出对晶界的钉 扎作用． ( 2) Q345B 钢 63 mm 厚中间坯采用强制水冷可 有效减小待温过程中晶粒长大平均尺寸约 20 μm． ( 3) 采用中间强制冷却可以有效抑制 Q345B 钢 的奥氏体晶粒长大，提高钢板的冲击韧性; 对含 Nb-- Ti 钢，中间强制冷却对控制奥氏体晶粒长大的作用不 明显，但 Ti、Nb 的高温析出可控制奥氏体晶粒长大． ( 4) 通过 热 模 拟 实 验 和 非 线 性 回 归 得 到 了 Q345B 钢和含 Nb--Ti 钢在中间冷却过程中的晶粒 长大模型，模型的计算结果与实测值吻合很好． 参 考 文 献 ［1］ Dasofu K． Controlled Rolling and Controlled Cooling: Improved Rolling Technical Development of Materials． Li F T，Chen K， translated． Beijing: Metallurgical Industry Press，2002 ( 小指军夫． 控制轧制和控制冷却: 改善材质的轧制技术发 展． 李伏桃，陈岿，译． 北京: 冶金工业出版社，2002) ［2］ Mao W M，Zhao X B． Recrystallization and Grain Growth of Met￾al． Beijing: Metallurgical Industry Press，1994 ( 毛为民，赵新兵． 金属的再结晶与晶粒长大． 北京: 冶金工 业出版社，1994) ［3］ Turnbull D． Theory of grain boundary migration rates． Trans AIME，1951，191: 661 ［4］ Su D D． Austenite grain growth and grain boundary migration． Met Prod，2004，30( 5) : 51 ( 苏德达． 奥氏体晶粒长大与晶界迁移． 金属制品，2004，30 ( 5) : 51) ［5］ Cahn R W，Hassen P，Cremer E J． Materials Science and Technol￾ogy: Vol． 7． Liu J H，translated． Beijing: Science Press，1999 ( 卡恩 R W，哈森 P，克雷默 E J． 材料科学与技术丛书: 7 卷． 刘嘉禾，译． 北京: 科学出版社，1999) ［6］ Yong Q L． Secondary Phase in Steel． Beijing: Metallurgical Indus￾try Press，2006 ( 雍岐龙． 钢铁材料中的第二相． 北京: 冶金工业出版社，2006) ［7］ Zurob H S，Brechet Y，Purdy G． A model for the competition of precipitation and recrystallization in deformed austenite． Acta Ma￾ter，2001，49( 20) : 4183 ［8］ Maruyama N，Uemori R，Sugiyama M． The role of niobium in the retardation of the early stage of austenite recovery in hot-deformed steels． Mater Sci Eng A，1998，250( 1) : 2 ［9］ Sellars C M，Whiteman J A． Recrystallization and grain growth in hot rolling． Met Sci，1979，13( 3 /4) : 187 ［10］ Beynon J H，Sellars C M． Modelling microstructure and its effects during multipass hot rolling． ISIJ Int，1992，32( 3) : 359 ［11］ Manohar P A，Dunne D P，Chandra T，et al． Grain growth pre￾dictions in microalloyed steels． ISIJ Int，1996，36( 2) : 194 ·1010·