Nb–Ti微合金钢再加热工艺窗口确定方法及存储介质

本发明属于钢铁材料热处理与材料计算模拟，具体涉及一种nb–ti微合金钢再加热工艺窗口确定方法及存储介质。

背景技术：

1、nb–ti微合金钢通过形成nb(c,n)、tin等第二相粒子钉扎奥氏体晶界，可有效抑制晶界迁移、细化组织，因而广泛应用于高强度、高疲劳性能结构件。此类钢在连铸后的再加热、渗碳或奥氏体化过程中通常需经受较高温度和较长时间保温。随温度升高，晶界迁移能力增强，而第二相粒子逐渐粗化或固溶、钉扎作用减弱，奥氏体晶粒容易快速长大，易形成粗晶区与细晶区共存的混晶组织。混晶会导致钢材局部相变行为、淬透性及力学性能不均，影响后续加工与服役性能。

2、对于连铸坯而言，凝固过程中nb、ti、c等元素随固/液界面的推进发生再分配，在最后凝固的枝晶间残余液相中不同程度富集，使枝晶干区域与枝晶间区域形成不同的局部成分与析出状态；且该枝晶尺度的成分差异在常规冷却过程中难以完全消除。现有技术对上述混晶问题的研究主要有两类：其一是再加热实验表征，例如chakrabarti等（materialscharacterization,2007；metall.mater.trans.a,2008）对不同微合金体系连铸坯进行1050℃～1225℃再加热实验并结合thermo-calc计算，指出溶质富集区与贫化区中析出物稳定温度的差异是形成双峰奥氏体晶粒的主要原因；roy等（metall.mater.trans.a,2013）也发现nb、ti复合微合金钢中析出物富集区能长期保持较强的晶界钉扎作用，而邻近贫化区晶粒明显粗化。其二是热力学计算与gladman钉扎模型，通过计算第二相粒子的体积分数并代入gladman公式来预测奥氏体极限晶粒尺寸。

3、然而，上述现有技术存在如下不足：其共性在于，均以钢的平均成分、平均析出量或某一区域的统一参数为基础，未考虑连铸凝固枝晶偏析所导致的第二相粒子空间非均匀分布，以及由此引起的枝晶干与枝晶间区域局部晶界迁移能力的差异。具体而言，再加热实验表征方法的结果依赖晶界侵蚀效果与统计晶粒数量，稳定性和普适性不足，且难以描述枝晶干与枝晶间区域晶界迁移差异随保温时间的连续演变；gladman类模型仅能给出极限晶粒尺寸，难以反映区域差异，且在较高温度下计算偏差增大；此外，现有方法多局限于晶粒尺寸或析出物状态的单一维度，缺乏对混晶程度的普适定量评价。

4、进一步地，连铸坯中枝晶偏析造成的成分非均匀性与其析出行为的空间差异相互耦合：热力学计算虽可给出各区域的平衡析出，但如何将这种空间非均匀的钉扎作用与晶粒长大过程在统一框架下定量关联，并给出可用于指导再加热工序的定量判据，仍存在困难。既有手段或受限于统计与表征误差，或受限于模型的空间均匀性假设，难以同时兼顾区域析出差异、区域晶界迁移差异与晶粒组织的连续演变，致使混晶的定量评价与再加热工艺窗口的确定成为本领域亟待解决的技术难点。尤其是对于nb和ti总含量为0.01wt%～0.05wt%的nb–ti微合金钢：该体系中微合金元素含量低，第二相粒子（nb(c,n)、tin）体积分数小、钉扎作用相对微弱且处于临界状态，奥氏体晶粒长大行为对局部成分波动和保温温度尤为敏感；在此含量区间内，凝固枝晶偏析即可显著放大枝晶干区域与枝晶间区域在析出量与钉扎强度上的差异，使混晶倾向及其随温度的演变更难预测，可用的再加热工艺窗口也更窄。而现有以平均成分为基础的方法难以在该低含量区间内准确刻画上述局部差异，进一步加大了混晶预测与工艺窗口确定的技术难度。

技术实现思路

1、针对上述现有技术的不足，本发明提供一种nb–ti微合金钢再加热工艺窗口确定方法及存储介质。将连铸凝固枝晶偏析引起的局部成分与析出差异，定量转化为枝晶干区域与枝晶间区域的晶界迁移能力差异，并在此基础上连续模拟奥氏体晶粒长大过程、定量评价混晶程度，从而为nb–ti微合金钢再加热工艺窗口的确定提供依据，以抑制奥氏体混晶、改善组织均匀性。

2、为实现上述目的，本发明采用如下技术方案：本发明提供一种nb–ti微合金钢再加热工艺窗口确定方法，所述nb–ti微合金钢中nb和ti的总含量为0.01wt%～0.05wt%，包括如下步骤：构建多序参量相场模型，按照由凝固枝晶偏析形成的枝晶干区域和枝晶间区域在计算域内的空间分布，将所述枝晶干区域的等效晶界迁移率和所述枝晶间区域的等效晶界迁移率分别赋予所述计算域内的相应区域，模拟不同保温温度和不同保温时间下奥氏体晶粒的长大过程，得到奥氏体晶粒的组织形貌和晶粒尺寸分布；根据所述晶粒尺寸分布计算混晶指数，并根据所述混晶指数随保温温度和/或保温时间的变化关系，确定所述nb–ti微合金钢的再加热工艺窗口；所述再加热工艺窗口包括再加热温度区间和/或保温时间。

3、进一步地，所述多序参量相场模型中，枝晶干成分对应于固相分数fs为0.05时液相成分，枝晶间成分对应于固相分数fs为0.95时液相成分。

4、进一步地，所述多序参量相场模型中的r区域t时刻界面迁移系数lr（t）由下式进行计算：

5、；

6、其中，为区域r中t时刻考虑多种第二相钉扎后的有效晶界迁移率，为晶界宽度。

7、进一步地，所述多序参量相场模型中的梯度能系数κ由下式进行计算：

8、；

9、其中，γgb为晶界界面能，lgb为晶界宽度。

10、进一步地，所述的计算公式为：

11、；

12、其中，为晶界迁移率，参与钉扎计算的第二相种类数，为区域r中第p种析出相颗粒半径分布的标准差，为区域r中第p种析出颗粒的平均半径，为第p种析出相空间分布指数，为第p种析出相加权系数，为区域r中第p种析出物的有效体积分数，为区域r中的平均奥氏体晶粒尺寸。

13、进一步地，所述的计算方式为：

14、；

15、其中，为根据枝晶干或枝晶间局部成分由thermo-calc得到的平衡析出体积分数，为t时刻的热力学温度，为加热开始时r区域中第p种析出物初始体积分数，为t时刻第p种析出相的累计热历史变量，为析出或固溶动力学形状指数，r=d为枝晶干，r=i为枝晶间。

16、进一步地，所述的计算公式为：

17、；

18、其中，为析出相编号，t为加热或保温时间，为积分时间变量，为第p种析出相动力学指前系数，为第p种析出相粗化或固溶过程的表观激活能，r为气体常数，为对应的热力学温度。

19、进一步地，所述混晶指数的计算公式为：

20、；

21、其中，为粗晶区域总面积，为细晶区域总面积，为粗晶区特征晶粒尺寸，为细晶区特征晶粒尺寸。

22、本发明还提供一种用于nb–ti微合金钢再加热工艺窗口确定系统，包括：多序参量相场模型计算模块，按照由凝固枝晶偏析形成的枝晶干区域和枝晶间区域在计算域内的空间分布，将所述枝晶干区域的等效晶界迁移率和所述枝晶间区域的等效晶界迁移率分别赋予所述计算域内的相应区域，模拟不同保温温度和不同保温时间下奥氏体晶粒的长大过程，得到奥氏体晶粒的组织形貌和晶粒尺寸分布；结果输出模块，根据所述晶粒尺寸分布计算混晶指数，并根据所述混晶指数随保温温度和/或保温时间的变化关系，确定所述nb–ti微合金钢的再加热工艺窗口；所述再加热工艺窗口包括再加热温度区间和/或保温时间。

23、本发明还提供一种存储介质，所述存储介质存储有计算机程序，当所述计算机程序被执行时，实现上述再加热工艺窗口确定方法。

24、与现有技术相比，本发明具有如下有益效果：

25、（1）将凝固枝晶偏析引起的成分差异，经热力学析出计算定量转化为枝晶干与枝晶间区域各自的等效晶界迁移率，并按其空间分布赋入相场模型，从而在统一框架下描述区域晶界迁移能力的差异及其随保温时间的连续演变——克服现有以平均成分/平均析出量为基础、难以反映空间非均匀钉扎的不足。

26、（2）定义混晶指数fmg，对混晶程度进行普适、定量评价，克服现有实验表征依赖晶界侵蚀效果与统计晶粒数、gladman类模型仅给极限晶粒尺寸且高温偏差增大的不足。计算表明：随保温温度升高，fmg先增大后减小，1050℃时0.41，1150℃增至约0.6（混晶最严重），1300℃降至约0.25。

27、（3）基于混晶指数随温度/时间的变化关系，可确定再加热工艺窗口（温度区间和/或保温时间），提示应避免在混晶敏感区间长时间停留；相场模拟再现了实验中随温度升高出现的整体粗化与混晶非单调变化（平均晶粒尺寸由1050℃的59.28μm增至1300℃的159.46μm），与实测符合良好。

28、（4）工艺窗口输出为可直接执行的再加热温度区间与保温时间，具有工业实用性，且适用于含nb、ti的微合金钢连铸坯及其再加热钢材。

29、（5）针对nb和ti总含量仅为0.01wt%～0.05wt%的nb–ti微合金钢，其第二相粒子（nb(c,n)、tin）体积分数小、钉扎作用相对微弱且处于临界状态，对模拟方法的空间分辨能力与定量精度提出了很高要求。本发明将枝晶干与枝晶间区域各自的等效晶界迁移率按其空间分布精细赋入相场模型，并定量计入多种第二相粒子的钉扎作用及其析出/固溶动力学，能够分辨该低含量区间内微弱的区域钉扎差异，从而准确再现奥氏体晶粒的非均匀长大与混晶演变；相较现有以平均成分为基础、难以刻画局部差异的方法，本方案在该低含量体系下确定再加热工艺窗口具有显著的技术难度与先进性。