控軋控冷-學(xué)習(xí)與培訓(xùn)課件

控制軋制與控制冷卻

主要內(nèi)容

鋼材的質(zhì)量性能軋制過程中的組織性能變化規(guī)律軋制過程中的組織性能控制控軋控冷技術(shù)的新進展主要內(nèi)容1.1性能指標(biāo)性能指標(biāo)韌塑性影響因素強塑指標(biāo)沖擊韌性冷彎性能焊接性能1.1性能指標(biāo)性能指標(biāo)韌塑性強塑指標(biāo)沖擊韌性冷彎性能焊接性能韌塑性影響因素合金元素：H：會引起氫脆和延遲斷裂（高強鋼、強板、高建等）細(xì)化晶粒增加壓下（缺陷焊合）組織：1）鑄坯

2）熱軋組織3）碳化物分布坯料停放韌塑性合金元素：H：會引起氫細(xì)化晶粒組織：1）鑄坯▲拉伸時的韌性斷裂:頸縮為前導(dǎo).▲應(yīng)變硬化產(chǎn)生的強度增加不足以補償截面積的減少,產(chǎn)生集中變形,出現(xiàn)細(xì)頸.▲細(xì)頸中心為三向拉應(yīng)力狀態(tài),形成顯微空洞,長大并聚合成裂紋,沿與拉伸垂直的方向擴展成中央裂紋,最后在細(xì)頸邊緣處沿與拉伸軸成45°方向剪斷,形成”杯錐斷口”圖4杯錐型斷口形成過程韌性斷口的形成過程▲拉伸時的韌性斷裂:頸縮為前導(dǎo).圖4杯錐型斷口形成過程韌韌性斷裂的形成原因韌性斷裂多起源于空洞，這是由于鋼材在熔煉過程中混入氧化物、硫化物等夾雜物粒子以及某些難變形的第二相粒子造成的。當(dāng)鋼材基體變形時，在夾雜物或二相粒子的相界面上產(chǎn)生強烈的附加拉應(yīng)力，若界面的結(jié)合力弱，則很容易產(chǎn)生剝離，于是就在相界面上產(chǎn)生空洞。夾雜物及二相粒子的數(shù)量、幾何形狀、大小及其與基體結(jié)合的強度是影響斷裂的重要參數(shù)。韌性斷裂的形成原因韌性斷裂多起源于空洞，這是由于鋼材在

缺陷的焊合球形缺陷橢圓形拉長不同壓下道次下縮孔變形圖(a)(c)(b)鋼板的厚度同為130mm時，采用大壓下、正常壓下和輕壓下時，縮孔的焊合情況截然不同。采用大壓下時縮孔在第4道次被焊合，而采用輕壓下時縮孔在第7道次被焊合，可見適當(dāng)加大高溫區(qū)的壓下量有利于內(nèi)部缺陷的焊合。

焊合缺陷的焊合球形缺陷橢圓形拉長

拉伸斷口拉伸斷口截面內(nèi)出現(xiàn)的分層拉伸斷口側(cè)面上出現(xiàn)的分層

原因分析：(1)化學(xué)成分：碳、錳及硫、磷含量，微合金元素的有無等；(2)鑄坯質(zhì)量：坯型及鑄坯中心偏析級別的高低等；(3)加熱制度：加熱溫度的高低、加熱時間的長短，表面及芯部的溫差等：(4)變形制度：再結(jié)晶區(qū)道次變形量的大小，變形的滲透程度等。拉伸斷口拉伸斷口截面內(nèi)出現(xiàn)的分層拉伸斷口側(cè)面上出現(xiàn)的分層1.2金屬材料強化的主要機制

位錯強化、固溶強化、析出強化、晶界強化、亞晶強化、織構(gòu)強化等。但實用鋼材的強化并不是由單一的強化機制決定，在大多數(shù)情況下，由幾種機制疊加獲得。1.2金屬材料強化的主要機制位錯強化、固溶強化、在板帶軋制過程中，如能有效控制這些碳、氮化合物的析出行為（數(shù)量、大小、形狀和分布狀態(tài)等），則可以充分發(fā)揮微合金化元素對鋼材施行細(xì)晶強化和析出強化的雙重作用。鈮、釩、鈦三種微合金元素對鐵素體/珠光體鋼晶粒細(xì)化、沉淀強化的影響規(guī)律如下圖所示。

1.2.1鈮、釩、鈦微合金化元素在鋼中的作用在板帶軋制過程中，如能有效控制這些碳、氮化合物的析出行鈮、釩、鈦對鐵素體/珠光體鋼脆性轉(zhuǎn)變溫度的影響鈮、釩、鈦對鐵素體/珠光體鋼脆性轉(zhuǎn)變溫度的影響

圖5.0.10%C,1.22%Mn,0.02%Nb鋼在0.6Tm以上溫度變形時的應(yīng)力－應(yīng)變曲線

鋼材熱變形時的應(yīng)力－應(yīng)變曲線規(guī)律2.1鋼材熱變形過程中的硬化、軟化和組織結(jié)構(gòu)變化2、軋制過程中的組織性能的變化（1）變形速率不變時，同一應(yīng)變條件下，變形溫度越高，所對應(yīng)的真應(yīng)力越低2）變形速率越低，所對應(yīng)的真應(yīng)力也越低，且真應(yīng)力的峰值向真應(yīng)力變小的方向移動3）隨應(yīng)變的增加，曲線呈現(xiàn)由高變低并逐漸趨于穩(wěn)定的形態(tài)圖5.0.10%C,1.22%Mn,0.02%Nb鋼在0

再結(jié)晶奧氏體的長大過程圖9Q345鋼不同停隔時間的奧氏體組織圖10奧氏體晶粒的長大過程abcdef2.1鋼材熱變形后的靜態(tài)再結(jié)晶過程再結(jié)晶奧氏體的長大過程圖9Q345鋼不同停隔時間的奧氏再結(jié)晶奧氏體的長大過程

從圖9和圖10可以看出：變形結(jié)束后隨停隔時間的延長，沿著原來的奧氏體晶界，再結(jié)晶核心不斷形成，在形變儲存能的驅(qū)動下形變奧氏體發(fā)生再結(jié)晶的數(shù)量不斷增加，奧氏體平均晶粒尺寸不斷減小，當(dāng)奧氏體平均晶粒尺寸達(dá)到最小值時說明再結(jié)晶過程完成。其后隨時間的延長，再結(jié)晶奧氏體逐漸長大，達(dá)到某一閥值時趨于穩(wěn)定。由于試樣心部和邊部變形不均勻程度的差別，再結(jié)晶完成的時間略有差別。另外，還可以看出，隨待溫冷卻速度的變化，奧氏體平均晶粒尺寸無明顯變化，因為在再結(jié)晶過程中過冷度不是影響奧氏體晶粒大小的主要因素，所以不能采用增加過冷度的方法細(xì)化再結(jié)晶晶粒。再結(jié)晶奧氏體的長大過程從圖9和圖10可以看出：

再結(jié)晶行為對組織性能的影響圖11變形量對強度的影響圖12變形量對沖擊功的影響

在1000℃以上的高溫再結(jié)晶區(qū)軋制時，Q345鋼的屈服強度和沖擊功均比950℃以下的低溫區(qū)軋制時低。以軋制溫度同為1050℃而變形量不同的試樣為例，當(dāng)變形量由10%增加到40%時，屈服強度并沒有上升，反而呈下降趨勢，橫向沖擊值很低且隨變形量的增加無明顯變化；在950℃以下的低溫區(qū)軋制時，不僅整體力學(xué)性能比高溫區(qū)軋制時高，而且道次變形量對力學(xué)性能的影響比較顯著，隨變形量增加，屈服強度和沖擊值都呈上升趨勢，軋制溫度越低，上升的趨勢越顯著。再結(jié)晶行為對組織性能的影響圖11變形量對強度的影響圖12

靜態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量為了使再結(jié)晶能夠充分進行，則所給予的壓下率必須大于對應(yīng)條件下靜態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量。該值隨鋼種和變形條件的不同彼此相差很大。普碳鋼的臨界變形量很小，且與溫度的關(guān)系很弱，即普碳鋼在較小的變形量、較寬的溫度范圍內(nèi)均容易產(chǎn)生再結(jié)晶。而含鈮鋼的臨界變形量卻較大，在950℃以下的溫度區(qū)域內(nèi)要使含鈮鋼完成再結(jié)晶是很困難的。2.2鋼材熱變形后的靜態(tài)再結(jié)晶過程靜態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量為了使再結(jié)晶能夠充分進行，軋制后奧氏體晶粒鐵素體形核相變后控冷后形變硬化的鐵素體變形區(qū)晶粒邊界位錯亞晶邊界晶粒長大水淬

奧氏體/鐵素體相變行為2.3奧氏體/鐵素體相變規(guī)律及形變誘導(dǎo)相變軋制后奧鐵素體相變后控冷后形變硬化的鐵素體變形區(qū)晶粒邊界位錯

奧氏體/鐵素體相變開始溫度鐵素體相變開始溫度除了與鋼材的化學(xué)成分有關(guān)外還與軋制變形條件和軋后冷卻速度有關(guān)，鋁鎮(zhèn)靜鋼的一般規(guī)律是：在高溫再結(jié)晶區(qū)軋制時，隨軋制溫度的降低，鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度升高；在低溫未再結(jié)晶區(qū)軋制時，鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度隨軋制溫度的降低而降低。2.3奧氏體/鐵素體相變規(guī)律及形變誘導(dǎo)相變奧氏體/鐵素體相變開始溫度鐵素體相變開始溫度除了與鋼材的

奧氏體/鐵素體相變形態(tài)熱加工鋼材的奧氏體/鐵素體相變形態(tài)示意圖奧氏體/鐵素體相變形態(tài)熱加工鋼材的奧氏體/鐵素體IA型：熱軋過程中奧氏體始終都發(fā)生再結(jié)晶，且再結(jié)晶后奧氏體晶粒具有明顯的長大趨勢，當(dāng)相變前粗化的奧氏體晶粒小于或等于N0.5級時，在冷卻的過程中先共析的鐵素體晶粒主要在奧氏體晶界上形核，并以片狀的方式向晶粒內(nèi)長大而形成魏氏組織。IB型：熱軋過程中奧氏體始終都發(fā)生再結(jié)晶，但相變前的奧氏體晶粒大于N0.6級或更為細(xì)小時，奧氏體晶界是鐵素體的主要形核位置，由于奧氏體晶粒細(xì)小晶界的有效面積較大，相變后可以獲得具有等軸鐵素體加少量珠光體的均勻組織。Ⅱ型：熱軋過程處于奧氏體未再結(jié)晶的溫度區(qū)域，軋制變形后的奧氏體不再發(fā)生再結(jié)晶，如果是多道次變形則道次間的應(yīng)變是可以累積的，相變過程中鐵素體晶粒在形變的奧氏體晶界和晶內(nèi)的形變帶上同時形核，鐵素體的形核速度顯著增大，相變后可以獲得均勻細(xì)小的鐵素體加少量珠光體組織，鐵素體晶粒的大小取決于累積應(yīng)變的數(shù)量。過渡型：熱軋過程處于奧氏體部分再結(jié)晶的溫度區(qū)域，軋制變形后的相變過程介于Ⅰ型和Ⅱ型轉(zhuǎn)變之間，其相變產(chǎn)物可能會出現(xiàn)下列兩種情況：（1）大部分奧氏體晶粒按IB型轉(zhuǎn)變形成細(xì)小的鐵素體和珠光體，其余部分是未再結(jié)晶奧氏體晶粒相變后形成魏氏組織和珠光體；（2）部分變形量大的未再結(jié)晶奧氏體晶粒按Ⅱ型轉(zhuǎn)變形成細(xì)小的鐵素體和珠光體，而另一部分變形量小的奧氏體則轉(zhuǎn)變成魏氏組織和珠光體。IA型：熱軋過程中奧氏體始終都發(fā)生再結(jié)晶，且再結(jié)晶后奧氏體

形變誘導(dǎo)奧氏體/鐵素體相變的特征

Ⅰ型相變是一種不局限于軋材，即便由單純的加熱和冷卻也能引起的普通相變形態(tài)，而Ⅱ型相變（形變誘導(dǎo)相變）是在無應(yīng)變熱平衡溫度以上就生成了鐵素體，因而相對地增加了鐵素體的形核數(shù)和生成量，還能使珠光體的體積百分?jǐn)?shù)降低。由于鐵素體的強制相變，將使鋼中的碳只能在殘余的微小區(qū)域內(nèi)極度濃縮，在鐵素體晶粒細(xì)化的同時，珠光體也得到細(xì)化，濃縮區(qū)的淬透性提高，從而增加了生成類珠光體、貝氏體、馬氏體等低溫相變產(chǎn)物的可能性。形變誘導(dǎo)奧氏體/鐵素體相變的特征Ⅰ型相變是一種不局限

奧氏體晶粒尺寸對CCT曲線的影響隨奧氏體晶粒變細(xì)，整個曲線向上、向左方向移動

奧氏體未再結(jié)晶變形量對CCT曲線的影響－－42％；－?－27％；——0％隨奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形量的增大，整個曲線向上、向左方向移動動態(tài)CCT曲線的測定奧氏體晶粒尺寸對CCT曲線的影響隨奧氏體晶粒變細(xì)，奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形溫度對CCT曲線的影響－－900℃；－?－850℃；——800℃

隨奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形溫度的降低，整個曲線向上、向左方向移動Q345鋼低冷卻速率范圍內(nèi)的動態(tài)CCT曲線

由圖可見，Q345鋼的貝氏體形成溫度范圍比較寬，應(yīng)注意終了冷卻溫度的控制動態(tài)CCT曲線的測定奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形溫度對CCT曲線的影響－－900℃；

控制軋制和控制冷卻就是在調(diào)整鋼材化學(xué)成分的基礎(chǔ)上，通過對軋制過程中的溫度制度、變形制度和軋后冷卻制度等進行有效控制，顯著改善鋼材微觀組織并使其獲得良好綜合力學(xué)性能的軋制新技術(shù)。

控軋控冷鋼材與常規(guī)軋制鋼和正火鋼相比，它不單純依賴合金元素，而是通過形變過程中對再結(jié)晶和相變行為的有效控制并結(jié)合軋后快速冷卻工藝，達(dá)到細(xì)化鐵素體晶粒組織、使鋼材強度和韌性同時提高的目的，而且在降低碳當(dāng)量的情況下能夠生產(chǎn)出相同強度級別的鋼材，從而使焊接性能也大大提高。3.鋼材軋制過程中的組織性能控制控制軋制和控制冷卻就是在調(diào)整鋼材化學(xué)成分的基礎(chǔ)上（1）奧氏體再結(jié)晶區(qū)變形階段t≥950℃

對加熱時粗化的奧氏體晶粒反復(fù)進行軋制并反復(fù)再結(jié)晶后使之得到細(xì)化（2）奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形階段t＝950℃-Ar3

奧氏體晶粒沿軋制方向伸長、壓扁，晶內(nèi)產(chǎn)生形變帶，這種加工硬化狀態(tài)的奧氏體具有促進鐵素體相變形核作用（3）奧氏體＋鐵素體兩相區(qū)變形階段t<Ar3

相變后為大角度晶粒和亞晶粒的混合組織控軋控冷工藝的三階段及其組織變化

3.1控制軋制的基本類型和工藝要點（1）奧氏體再結(jié)晶區(qū)變形階段t≥950℃控軋

（1）加熱溫度的控制當(dāng)鋼材加熱溫度超過1000℃以后，隨加熱溫度的升高奧氏體晶粒呈顯著的增大趨勢。因此，對普碳鋼加熱溫度宜控制在1050℃或更低些；對含鈮或含鈦的微合金化鋼，考慮到合金元素的充分固溶，可將加熱溫度控制在1150℃左右。合理控制鋼坯的在爐時間，減少鋼坯表面與芯部的溫差。加熱溫度對幾種鋼材奧氏體晶粒尺寸的影響3.2控軋控冷工藝主要參數(shù)的確定原則（1）加熱溫度的控制加熱溫度對幾種鋼材奧氏體晶粒尺寸的影響微合金化元素對碳錳鋼奧氏體晶粒長大的影響微合金元素的影響注意：含釩鋼、含鋁鋼在加熱溫度達(dá)到1000℃以上時，奧氏體晶粒的長大趨勢比普通C-Mn鋼還大，而含鈦鋼在常規(guī)的加熱溫度范圍內(nèi)均有抑制晶粒粗化的作用。微合金化元素對碳錳鋼奧氏體晶粒長大的影響微合金元素的影響注意（2）軋制溫度的控制軋制溫度的控制主要是強調(diào)對精軋溫度區(qū)間的控制，精軋溫度越高，終軋溫度也越高，奧氏體晶粒越粗大，相變后易出現(xiàn)晶粒粗化及魏氏組織。通常要求最后幾道次的軋制溫度要適當(dāng)降低，使終軋溫度盡可能地接近奧氏體開始轉(zhuǎn)變的溫度，對低碳結(jié)構(gòu)鋼約為830℃或更低些，對含鈮鋼可控制在730℃左右。（2）軋制溫度的控制（3）變形量的控制：通常要求在低溫區(qū)保證足夠的變形量，在再結(jié)晶區(qū)軋制時，要求道次變形必須大于臨界變形量，并采用不間隔的連續(xù)軋制。由于普碳鋼的未再結(jié)晶區(qū)間很窄，為實現(xiàn)完全再結(jié)晶、避免混晶組織出現(xiàn)，必須充分重視道次變形量的設(shè)定，而含鈮鋼在720－950℃的較寬溫度區(qū)間內(nèi)應(yīng)變均可以累積，因此更重視總變形量的設(shè)定。（3）變形量的控制：

通常奧氏體/鐵素體相變結(jié)束后的平均晶粒尺寸與鐵素體形核速度I和鐵素體晶粒長大速度G存在以下函數(shù)關(guān)系：

式中：I－鐵素體形核速度G－鐵素體晶粒長大速度A、n－常數(shù)

從式中可以看出，要獲得細(xì)晶的鐵素體晶粒無非是增大鐵素體的形核速度I或降低鐵素體晶粒的長大速度G。細(xì)化奧氏體晶粒和增加奧氏體的形變硬化程度，主要是通過增加晶界面積、位錯密度和第二相界面等晶體缺陷來達(dá)到增大鐵素體形核密度進而提高鐵素體形核速度的；而軋后加速冷卻卻是通過增加過冷度的方法來達(dá)到增大鐵素體形核驅(qū)動力、提高鐵素體形核速度并兼?zhèn)浣档虯r3溫度、抑制鐵素體晶粒長大的綜合效果。因此，鋼材控軋后的加速冷卻是獲得細(xì)晶粒鐵素體不可或缺的重要措施。（4）冷卻制度的控制通常奧氏體/鐵素體相變結(jié)束后的平均晶粒尺寸加速冷卻可提高相變驅(qū)動力、降低Ar3溫度、使鐵素體細(xì)化；促使強韌的低碳貝氏體形成并呈小島狀彌散分布，提高鋼材強度；鐵素體細(xì)化的同時珠光體也得到細(xì)化，珠光體片層間距減小，帶狀組織基本消失；在不降低強度的前提下，可減少鋼中碳當(dāng)量，有利于改善焊接性能。加速冷卻的作用：加速冷卻可提高相變驅(qū)動力、降低Ar3溫度、使鐵素體細(xì)化；加速

冷卻制度的控制主要包括冷卻開始溫度、冷卻速度和冷卻終了溫度的合理控制：當(dāng)奧氏體的有效晶界面積較小，即終軋溫度較高，奧氏體晶粒比較粗大時，冷卻速度過快，會使鋼中的貝氏體含量顯著增大，雖然強度指標(biāo)會明顯提高，但塑、韌性會相對降低。因此，應(yīng)針對具體鋼種和具體的力學(xué)性能要求將冷卻速度控制在合理的范圍；對微合金化的熱軋鋼板冷卻終了溫度或卷取溫度的控制，應(yīng)結(jié)合具體鋼種，在充分把握不同終冷溫度下，沉淀相的數(shù)量、大小和分布狀態(tài)對相關(guān)力學(xué)性能的影響規(guī)律后，精確控制終冷溫度。

圖21冷卻速度對0.01C-1.5Mn-0.04Nb-0.09V鋼組織的影響Sv－奧氏體的有效晶界面積冷卻制度的控制主要包括冷卻開始溫度、冷卻速度和冷卻終了溫（1）Q345系列中厚鋼板的TMCP工藝研究

在中厚板的產(chǎn)量中，Q345系列鋼所占比例最大、品種規(guī)格最多，在新的裝備條件下，如何合理應(yīng)用TMCP工藝、最大限度地挖掘其潛在性能，這是國內(nèi)中厚板企業(yè)共同關(guān)心的技術(shù)問題。本課題結(jié)合首鋼3500mm軋機的改造，以Q345普碳鋼為對象，系統(tǒng)地研究了軋制過程中的奧氏體再結(jié)晶行為、應(yīng)變累積效應(yīng)和相變規(guī)律等，得出適用于造船、鍋爐、容器、橋梁等同類品種鋼板的TMCP工藝。試驗鋼取自80mm厚中間坯，化學(xué)成分如表4所示。熱模擬實驗，在東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室的Gleeble1500實驗機上進行；熱軋試驗，在配有水幕冷卻裝置的ф300mm多功能實驗軋機上進行；工業(yè)試驗，在首鋼中板廠原3340mm機組和改造后的3500mm機組上進行。

課題背景及試驗條件表4試驗鋼的化學(xué)成分，wt%

成份牌號CMnSiSPQ345B0.171.480.350.0080.0213.3控軋控冷技術(shù)在板帶鋼生產(chǎn)中的應(yīng)用示例分析（1）Q345系列中厚鋼板的TMCP工藝研究

為了提高精軋階段奧氏體部分再結(jié)晶區(qū)及未再結(jié)晶區(qū)內(nèi)應(yīng)變累積的百分?jǐn)?shù)，選擇合適的精軋溫度區(qū)間是確定TMCP工藝的關(guān)鍵。因此采用表4所示的試驗鋼在東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室的ф300mm多功能實驗軋機上進行控軋控冷試驗確定精軋工藝參數(shù)和軋后冷卻工藝參數(shù)。試驗采用的壓下規(guī)程如表5所示。階段道次輥縫mm壓下量△hmm變形量%總變形量%80Ⅰ1651518.7543.752551015.383451018.18Ⅱ438715.5664.445281026.31622621.42718418.18816211.11表5Q345鋼控軋試驗壓下規(guī)程為了提高精軋階段奧氏體部分再結(jié)晶區(qū)及未再結(jié)晶區(qū)圖22控軋溫度與力學(xué)性能的關(guān)系

圖23終軋溫度對力學(xué)性能的影響

主要試驗結(jié)果及分析圖22控軋溫度與力學(xué)性能的關(guān)系圖23終軋溫度對力學(xué)

圖24不同精軋溫度區(qū)間控軋時的室溫組織控軋溫度：a—800℃b—880℃c—950℃

終軋溫度：a—756℃b—822℃c—884℃序號控軋溫度（℃）終軋溫度（℃）屈服強度（Mpa）抗拉強度（Mpa）室溫AKV（J）橫縱a800756371.39548.12106193b880822396.17568.92117229.5c950884389.74544.4158116.5表6試驗鋼不同精軋溫度區(qū)間控軋時的力學(xué)性能abc圖24不同精軋溫度區(qū)間控軋時的室溫組織序號控軋溫度

圖25試驗鋼精軋階段累積形變量與強度和沖擊功的關(guān)系

從圖25可以看出：屈服強度隨累積變形量的增加而增加，尤其是當(dāng)累積變形量達(dá)到70%時，屈服強度升高約30MPa，達(dá)到380MPa左右；隨累積變形量的增加沖擊值幾乎呈線性遞增，可見增加精軋階段的累積變形量對提高Q345鋼的沖擊韌性非常有效。

圖25試驗鋼精軋階段累積形變量與強度和沖擊功的關(guān)系

圖26不同累積變形量試樣的金相照片其中（a）38%；（b）55%；（c）66%；（d）73%圖26不同累積變形量試樣的金相照片

為了把握軋后冷卻制度對Q345鋼力學(xué)性能的影響規(guī)律，按表5所示壓下規(guī)程在Φ300mm軋機上進行了控軋控冷綜合試驗。試驗鋼的力學(xué)性能和室溫組織如表7和圖27所示：試樣號屈服強度MPa抗拉強度MPa斷后伸長率δ5％橫向室溫沖擊功Akv，J縱向室溫沖擊功Akv，J143058630761242435586267410334285962872130表7試驗鋼控軋控冷試樣的力學(xué)性能

圖27試驗鋼控冷材的室溫組織為了把握軋后冷卻制度對Q345鋼力學(xué)性能的影響規(guī)律，圖28不同冷卻速度下試驗鋼的力學(xué)性能

abc圖29不同冷卻速度下試驗鋼的室溫組織（a）30℃/s（b）20℃/s（c）10℃/s圖28不同冷卻速度下試驗鋼的力學(xué)性能abc圖29圖30終冷溫度對對強度的影響從圖30可以看出：終冷溫度>700℃時，隨終冷溫度的升高，屈服強度降低，在試驗的溫度范圍內(nèi)，大約降低30-40Mpa，但都滿足標(biāo)準(zhǔn)要求。從圖31可以看出：Q345鋼的貝氏體形成溫度范圍比較寬，當(dāng)終冷溫度或鋼板瞬間冷卻溫度低于600℃至400℃之間，均有可能形成貝氏體，因此普通級別Q345鋼板，比較適宜的終冷溫度應(yīng)為650-700℃。圖31Q345鋼的動態(tài)CCT曲線圖30終冷溫度對對強度的影響從圖30可以看出：終冷溫度工業(yè)試驗及TMCP工藝的確定鋼種CSiMnPSQ3450.15-0.180.34-0.401.26-1.380.019-0.0200.015-0.022

表8工業(yè)試驗鋼的化學(xué)成分，Wt%編號待溫厚度mm成品厚度mmⅡ階段開冷溫度,℃終冷溫度,℃冷卻速度,℃/S控軋溫度,℃終軋溫度,℃013012860750729677-0250208458037896622.90360208307557166441.60480208367527356202.40540208268167856513.10660208307427176012.7表9Q345鋼工業(yè)試驗TMCP工藝參數(shù)工業(yè)試驗及TMCP工藝的確定鋼種CSiMnPSQ3450.1工藝編號晶粒度/級帶狀物/級σsMPaσbMPa延伸率δ5%室溫Akv，J0℃Akv，J-20℃Akv，J時效沖擊韌性，J冷彎性能180℃縱橫縱橫縱橫縱橫縱橫縱橫縱橫019.03.539840253854733279341934080338130合格029.04.5378365533538323115988157661235012253合格039.03.0370377533540302916579147601234515153合格049.02.75420403547550302815972156731225113454合格059.53.58378375533538292916781143581144812749合格069.51.54354405655652827116471004592367639合格表10工業(yè)試驗鋼的組織和力學(xué)性能工藝編號晶粒度帶狀物σsσb延伸率室溫0℃-20℃時效沖擊韌

結(jié)合首鋼3500mm中厚板軋機的改造，就傳統(tǒng)Q345系列中厚鋼板的TMCP進行了比較深入的研究，圍繞TMCP工藝技術(shù)的核心－晶粒組織細(xì)化、得出如下結(jié)論：（1）采用再結(jié)晶方法細(xì)化奧氏體晶粒時，高溫再結(jié)晶區(qū)的道次變形量宜控制在10～20％，低溫區(qū)宜控制在20～30％，最大道次壓下量≤30mm。這有利于再結(jié)晶過程的充分進行，避免混晶形成，減少相變后生成魏氏組織的幾率；（2）采用形變誘導(dǎo)相變方法細(xì)化鐵素體晶粒時，降低進精軋溫度或增加待溫厚度，有利于提高有效累積應(yīng)變量，促進鐵素體形核、增強相變驅(qū)動力，獲得均勻細(xì)小的鐵素體+珠光體組織，推薦的較好精軋溫度區(qū)間為880～820℃，待溫厚度為2～2.5倍成品厚度；（3）采用加速冷卻促進鐵素體相變時，為避免過量的脆性相形成而導(dǎo)致鋼材塑韌性降低，推薦的較好冷卻速度為5～15℃/S，終冷溫度為650～700℃。Q345系列中厚鋼板的TMCP工藝要點Q345系列中厚鋼板的TM

圖44

各種機械熱處理工藝與傳統(tǒng)工藝的對比

TMR－熱機械軋制；L－L處理（中間淬火）；R－熱軋；AC－加速冷卻

CR－控制軋制；N－正火；DQ－直接淬火；RQ－再加熱淬火；T－回火4.2控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用圖44

直接淬火（DQ-T）工藝：是指鋼板熱軋終了后在軋制作業(yè)線上實現(xiàn)直接淬火、回火的新工藝，這種工藝有效地利用了軋后余熱，有機地將變形與熱處理工藝相結(jié)合，從而有效地改善鋼材的綜合性能，即在提高強度的同時，保持較好的韌性。

直接淬火工藝的類型：區(qū)別于離線的再加熱淬火、回火工藝(RQ-T)，直接淬火工藝根據(jù)控制軋制溫度的不同可以分為：“再結(jié)晶控軋直接淬火”(DQ-T)、“未再結(jié)晶控軋直接淬火”(CR-DQ-T)和“再結(jié)晶控軋直接淬火＋兩相區(qū)淬火”(DQ-L-T)三種不同的工藝類型。直接淬火工藝的工業(yè)應(yīng)用：由于直接淬火工藝能得到比再加熱淬火更加優(yōu)良的強度和韌性配合，20世紀(jì)90年代以來，該工藝在各鋼鐵工業(yè)發(fā)達(dá)國家得到了迅速發(fā)展，以直接淬火為代表的各種TMCP工藝在船用鋼板、管線鋼、海岸建設(shè)用鋼以及建筑用鋼的生產(chǎn)中都得到了廣泛的應(yīng)用。4.2控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用4.2.1直接淬火工藝直接淬火（DQ-T）工藝：是指鋼板熱軋終了后在軋制作業(yè)直接淬火設(shè)備應(yīng)滿足的要求：(l)由于直接淬火設(shè)備為在線設(shè)置，這就要求設(shè)備必須具有雙重功能，既要能勝任熱處理要求，又要能勝任快速冷卻要求。因此，淬火設(shè)備必須具有較大的工作范圍，能適應(yīng)各類鋼種熱處理及快速冷卻的需要。(2)直接淬火需求的冷卻速率大，這就要求該設(shè)備的冷卻能力要比常規(guī)的快速冷卻設(shè)備能力大，一般得比正常值大15%左右。(3)為了防止鋼板撓曲，在冷卻過程中鋼板上下表面的冷卻條件要盡量趨于一致。一般的熱處理設(shè)備多采用鋼板上表面限制輥方式來減輕鋼板撓曲及浪形程度，但限制輥的使用往往又影響冷卻控制精度，因此要盡量減少限制輥的數(shù)量。(4)為了使鋼板的力學(xué)性能具有較高的均勻性和保證獲得良好的板形，還要求該設(shè)備具有較高的冷卻均勻性。直接淬火設(shè)備應(yīng)滿足的要求：4.2控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用4.2.2高性能鋼材品種的開發(fā)4.2控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用4.2.2高性能鋼材品種的奧氏體狀態(tài)：蓄積能量奧氏體晶粒尺寸的大?。粖W氏體內(nèi)蓄積能量的高低；奧氏體內(nèi)部缺陷的多少。奧氏體狀態(tài)控制：奧氏體相變條件的控制：通過控制開始冷卻溫度、冷卻速度、冷卻終止溫度、冷卻路徑等，最終實現(xiàn)相變類型、相變產(chǎn)物形態(tài)的控制。鐵素體、珠光體相變貝氏體相變馬氏體相變鐵素體、貝氏體相變相變方向4.2控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用4.2.3高性能鋼材品種的開發(fā)奧氏體狀態(tài)：蓄積能量奧氏體晶粒尺寸的大小；奧氏體狀態(tài)控制：奧

依據(jù)現(xiàn)代軋制過程特點（連續(xù)大變形、高應(yīng)變速率、短間歇時間、低變形溫度）和冷卻過程特點（變形后短時間內(nèi)立即進入冷卻區(qū)，高冷卻速率），從溫度軸和時間軸兩方面考慮，提出低碳超細(xì)晶粒鋼的強化機制：利用軋制過程得到形變硬化的奧氏體，再通過快速冷卻過程對形變奧氏體的相變進行有效控制，實現(xiàn)細(xì)晶強化和相變強化，可以得到綜合性能滿足工業(yè)應(yīng)用的超細(xì)晶粒鋼。

超細(xì)晶粒鋼（超級鋼）依

隨著汽車工業(yè)的高速發(fā)展，汽車尾氣排放對生存環(huán)境的負(fù)面影響日益嚴(yán)重，再加上人們對汽車碰撞安全性要求的不斷提高，如何在保證安全、舒適的前提下使車身減重是解決這一系列問題的關(guān)鍵。因此，車體結(jié)構(gòu)的高強度化和“以空代實”構(gòu)件的廣泛應(yīng)用，推動了高成形性高強度鋼材的研究開發(fā)。

ULSAB-AVC超輕鋼車身-新型概念車

內(nèi)高壓成形工藝生產(chǎn)的部分汽車零部件

2.2相變強化多相組織高強度鋼隨著汽車工業(yè)的高速發(fā)展，汽車尾氣排放對生存環(huán)境

由于ULSAB研究項目的示范作用，車體輕量化技術(shù)研究的不斷深化，汽車車身結(jié)構(gòu)所用鋼材的強度級別呈逐年增高的趨勢，為達(dá)到更高的強度和成形性能要求，已開始大量使用相變強化型的多相組織高強度鋼，其典型鋼種有低碳貝氏體鋼、DP鋼（雙相鋼）和TRIP鋼（相變誘發(fā)塑性鋼）等。DP鋼變形時，分散在軟相中的硬相會引起高的加工硬化速率；TRIP鋼變形時殘余奧氏體發(fā)生馬氏體相變，進一步提高了高應(yīng)變時的硬化速率。TRIP在低變形量時，其硬化速率低于DP鋼，但是這種硬化速率將持續(xù)到高應(yīng)變階段，而DP鋼的硬化速率在高應(yīng)變階段變化不顯著。

由于ULSAB研究項目的示范作用，車體輕量化技術(shù)研究的不雙相鋼（DP鋼）雙相鋼的顯微組織是軟相鐵素體和（體積分?jǐn)?shù)依賴于強度）的硬相（通常是馬氏體）組成；軟的鐵素體相通常是連續(xù)的，賦予該鋼優(yōu)良的塑性。當(dāng)它變形時，變形是集中在低強度的鐵素體相，因而這種鋼顯示出很高的加工硬化率。JSTP，1038，F(xiàn)4DP鋼與HSLA鋼的力學(xué)性能比較雙相鋼（DP鋼）雙相鋼的顯微組織是軟相鐵素體和（體積分?jǐn)?shù)依賴連續(xù)的鐵素體基體；分散的硬質(zhì)第二相：馬氏體和（或）貝氏體該鋼還含有殘余奧氏體，體積分?jǐn)?shù)大于5％；典型：50％鐵素體，35％貝氏體，15％奧氏體。化學(xué)成分：C：0.1～0.4%,Mn：1.0～2.0%，Si：1.0～2.0%，Cr,Nb,Mo,….微量JSTP，1038，F(xiàn)4相變誘發(fā)塑性效應(yīng)：是指鋼中穩(wěn)定存在的殘余奧氏體在變形過程中向馬氏體轉(zhuǎn)變時發(fā)生了相變強化，同時使塑性提高。相變誘發(fā)塑性鋼（TRIP鋼）連續(xù)的鐵素體基體；JSTP，1038，F(xiàn)4相變誘TRIP鋼板與其它高強鋼板的力學(xué)性能比較DP鋼變形時，分散在軟相中的硬相會引起高的加工硬化速率；TRIP鋼變形時殘余奧氏體發(fā)生馬氏體相變，進一步提高了高應(yīng)變時的硬化速率。TRIP在低變形量時，其硬化速率低于DP鋼，但是這種硬化速率將持續(xù)到高應(yīng)變階段，而DP鋼的硬化速率在高應(yīng)變階段變化不顯著。

TRIP鋼板與其它高強鋼板的力學(xué)性能比較DP鋼變形時，ArBFTRIP鋼的顯微組織為：鐵素體＋片狀（或板條狀）貝氏體＋殘余奧氏體的多相組織

TRIP鋼的顯微組織ArBFTRIP鋼的顯微組織為：鐵素體＋片狀（或板條狀）貝氏鋼材組織-性能預(yù)報與控制技術(shù)：在鋼材新產(chǎn)品的研究開發(fā)過程中，利用現(xiàn)代化的信息處理手段及相關(guān)物理冶金學(xué)模型，對鋼材生產(chǎn)中的各種金屬學(xué)現(xiàn)象，如奧氏體再結(jié)晶，奧氏體向鐵素體、珠光體和貝氏體的相變等，進行計算機模擬，預(yù)測產(chǎn)品的組織狀態(tài)和力學(xué)性能，即采用組織－性能預(yù)報與控制技術(shù)使鋼材研究過程模型化、定量化、智能化、信息化，實現(xiàn)鋼材生產(chǎn)的精確化和定量化控制，達(dá)到優(yōu)化工藝、優(yōu)化成分，減少盲目性、減少試驗量、縮短研究開發(fā)周期的目的。4.2.3鋼材組織-性能預(yù)報與控制技術(shù)4.2控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用鋼材組織-性能預(yù)報與控制技術(shù)：在鋼材新產(chǎn)品的研究開發(fā)過程中，熱力模擬實驗實驗室熱軋實驗沉淀析出變形抗力模型再結(jié)晶與應(yīng)變積累相變研究熱軋工藝制度制定信息反饋模型參數(shù)修正工業(yè)軋制實驗信息反饋模型參數(shù)修正確定模型參數(shù)熱力學(xué)理論動力學(xué)理論物理冶金數(shù)學(xué)模型模型結(jié)構(gòu)設(shè)備條件基本物理冶金數(shù)學(xué)模型的建立熱力模擬實驗實驗室熱軋實驗沉淀變形抗力模型再結(jié)晶與相變研究熱

鋼材組織-性能預(yù)報與控制技術(shù)的主要內(nèi)容鋼材組織-性能預(yù)報與控制技術(shù)的主要內(nèi)容TheEnd!ThankYou!TheEnd!ThankYou!演講完畢，謝謝觀看！演講完畢，謝謝觀看！

控制軋制與控制冷卻

主要內(nèi)容

鋼材的質(zhì)量性能軋制過程中的組織性能變化規(guī)律軋制過程中的組織性能控制控軋控冷技術(shù)的新進展主要內(nèi)容1.1性能指標(biāo)性能指標(biāo)韌塑性影響因素強塑指標(biāo)沖擊韌性冷彎性能焊接性能1.1性能指標(biāo)性能指標(biāo)韌塑性強塑指標(biāo)沖擊韌性冷彎性能焊接性能韌塑性影響因素合金元素：H：會引起氫脆和延遲斷裂（高強鋼、強板、高建等）細(xì)化晶粒增加壓下（缺陷焊合）組織：1）鑄坯

2）熱軋組織3）碳化物分布坯料停放韌塑性合金元素：H：會引起氫細(xì)化晶粒組織：1）鑄坯▲拉伸時的韌性斷裂:頸縮為前導(dǎo).▲應(yīng)變硬化產(chǎn)生的強度增加不足以補償截面積的減少,產(chǎn)生集中變形,出現(xiàn)細(xì)頸.▲細(xì)頸中心為三向拉應(yīng)力狀態(tài),形成顯微空洞,長大并聚合成裂紋,沿與拉伸垂直的方向擴展成中央裂紋,最后在細(xì)頸邊緣處沿與拉伸軸成45°方向剪斷,形成”杯錐斷口”圖4杯錐型斷口形成過程韌性斷口的形成過程▲拉伸時的韌性斷裂:頸縮為前導(dǎo).圖4杯錐型斷口形成過程韌韌性斷裂的形成原因韌性斷裂多起源于空洞，這是由于鋼材在熔煉過程中混入氧化物、硫化物等夾雜物粒子以及某些難變形的第二相粒子造成的。當(dāng)鋼材基體變形時，在夾雜物或二相粒子的相界面上產(chǎn)生強烈的附加拉應(yīng)力，若界面的結(jié)合力弱，則很容易產(chǎn)生剝離，于是就在相界面上產(chǎn)生空洞。夾雜物及二相粒子的數(shù)量、幾何形狀、大小及其與基體結(jié)合的強度是影響斷裂的重要參數(shù)。韌性斷裂的形成原因韌性斷裂多起源于空洞，這是由于鋼材在

缺陷的焊合球形缺陷橢圓形拉長不同壓下道次下縮孔變形圖(a)(c)(b)鋼板的厚度同為130mm時，采用大壓下、正常壓下和輕壓下時，縮孔的焊合情況截然不同。采用大壓下時縮孔在第4道次被焊合，而采用輕壓下時縮孔在第7道次被焊合，可見適當(dāng)加大高溫區(qū)的壓下量有利于內(nèi)部缺陷的焊合。

焊合缺陷的焊合球形缺陷橢圓形拉長

拉伸斷口拉伸斷口截面內(nèi)出現(xiàn)的分層拉伸斷口側(cè)面上出現(xiàn)的分層

原因分析：(1)化學(xué)成分：碳、錳及硫、磷含量，微合金元素的有無等；(2)鑄坯質(zhì)量：坯型及鑄坯中心偏析級別的高低等；(3)加熱制度：加熱溫度的高低、加熱時間的長短，表面及芯部的溫差等：(4)變形制度：再結(jié)晶區(qū)道次變形量的大小，變形的滲透程度等。拉伸斷口拉伸斷口截面內(nèi)出現(xiàn)的分層拉伸斷口側(cè)面上出現(xiàn)的分層1.2金屬材料強化的主要機制

位錯強化、固溶強化、析出強化、晶界強化、亞晶強化、織構(gòu)強化等。但實用鋼材的強化并不是由單一的強化機制決定，在大多數(shù)情況下，由幾種機制疊加獲得。1.2金屬材料強化的主要機制位錯強化、固溶強化、在板帶軋制過程中，如能有效控制這些碳、氮化合物的析出行為（數(shù)量、大小、形狀和分布狀態(tài)等），則可以充分發(fā)揮微合金化元素對鋼材施行細(xì)晶強化和析出強化的雙重作用。鈮、釩、鈦三種微合金元素對鐵素體/珠光體鋼晶粒細(xì)化、沉淀強化的影響規(guī)律如下圖所示。

1.2.1鈮、釩、鈦微合金化元素在鋼中的作用在板帶軋制過程中，如能有效控制這些碳、氮化合物的析出行鈮、釩、鈦對鐵素體/珠光體鋼脆性轉(zhuǎn)變溫度的影響鈮、釩、鈦對鐵素體/珠光體鋼脆性轉(zhuǎn)變溫度的影響

圖5.0.10%C,1.22%Mn,0.02%Nb鋼在0.6Tm以上溫度變形時的應(yīng)力－應(yīng)變曲線

鋼材熱變形時的應(yīng)力－應(yīng)變曲線規(guī)律2.1鋼材熱變形過程中的硬化、軟化和組織結(jié)構(gòu)變化2、軋制過程中的組織性能的變化（1）變形速率不變時，同一應(yīng)變條件下，變形溫度越高，所對應(yīng)的真應(yīng)力越低2）變形速率越低，所對應(yīng)的真應(yīng)力也越低，且真應(yīng)力的峰值向真應(yīng)力變小的方向移動3）隨應(yīng)變的增加，曲線呈現(xiàn)由高變低并逐漸趨于穩(wěn)定的形態(tài)圖5.0.10%C,1.22%Mn,0.02%Nb鋼在0

再結(jié)晶奧氏體的長大過程圖9Q345鋼不同停隔時間的奧氏體組織圖10奧氏體晶粒的長大過程abcdef2.1鋼材熱變形后的靜態(tài)再結(jié)晶過程再結(jié)晶奧氏體的長大過程圖9Q345鋼不同停隔時間的奧氏再結(jié)晶奧氏體的長大過程

從圖9和圖10可以看出：變形結(jié)束后隨停隔時間的延長，沿著原來的奧氏體晶界，再結(jié)晶核心不斷形成，在形變儲存能的驅(qū)動下形變奧氏體發(fā)生再結(jié)晶的數(shù)量不斷增加，奧氏體平均晶粒尺寸不斷減小，當(dāng)奧氏體平均晶粒尺寸達(dá)到最小值時說明再結(jié)晶過程完成。其后隨時間的延長，再結(jié)晶奧氏體逐漸長大，達(dá)到某一閥值時趨于穩(wěn)定。由于試樣心部和邊部變形不均勻程度的差別，再結(jié)晶完成的時間略有差別。另外，還可以看出，隨待溫冷卻速度的變化，奧氏體平均晶粒尺寸無明顯變化，因為在再結(jié)晶過程中過冷度不是影響奧氏體晶粒大小的主要因素，所以不能采用增加過冷度的方法細(xì)化再結(jié)晶晶粒。再結(jié)晶奧氏體的長大過程從圖9和圖10可以看出：

再結(jié)晶行為對組織性能的影響圖11變形量對強度的影響圖12變形量對沖擊功的影響

在1000℃以上的高溫再結(jié)晶區(qū)軋制時，Q345鋼的屈服強度和沖擊功均比950℃以下的低溫區(qū)軋制時低。以軋制溫度同為1050℃而變形量不同的試樣為例，當(dāng)變形量由10%增加到40%時，屈服強度并沒有上升，反而呈下降趨勢，橫向沖擊值很低且隨變形量的增加無明顯變化；在950℃以下的低溫區(qū)軋制時，不僅整體力學(xué)性能比高溫區(qū)軋制時高，而且道次變形量對力學(xué)性能的影響比較顯著，隨變形量增加，屈服強度和沖擊值都呈上升趨勢，軋制溫度越低，上升的趨勢越顯著。再結(jié)晶行為對組織性能的影響圖11變形量對強度的影響圖12

靜態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量為了使再結(jié)晶能夠充分進行，則所給予的壓下率必須大于對應(yīng)條件下靜態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量。該值隨鋼種和變形條件的不同彼此相差很大。普碳鋼的臨界變形量很小，且與溫度的關(guān)系很弱，即普碳鋼在較小的變形量、較寬的溫度范圍內(nèi)均容易產(chǎn)生再結(jié)晶。而含鈮鋼的臨界變形量卻較大，在950℃以下的溫度區(qū)域內(nèi)要使含鈮鋼完成再結(jié)晶是很困難的。2.2鋼材熱變形后的靜態(tài)再結(jié)晶過程靜態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量為了使再結(jié)晶能夠充分進行，軋制后奧氏體晶粒鐵素體形核相變后控冷后形變硬化的鐵素體變形區(qū)晶粒邊界位錯亞晶邊界晶粒長大水淬

奧氏體/鐵素體相變行為2.3奧氏體/鐵素體相變規(guī)律及形變誘導(dǎo)相變軋制后奧鐵素體相變后控冷后形變硬化的鐵素體變形區(qū)晶粒邊界位錯

奧氏體/鐵素體相變開始溫度鐵素體相變開始溫度除了與鋼材的化學(xué)成分有關(guān)外還與軋制變形條件和軋后冷卻速度有關(guān)，鋁鎮(zhèn)靜鋼的一般規(guī)律是：在高溫再結(jié)晶區(qū)軋制時，隨軋制溫度的降低，鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度升高；在低溫未再結(jié)晶區(qū)軋制時，鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度隨軋制溫度的降低而降低。2.3奧氏體/鐵素體相變規(guī)律及形變誘導(dǎo)相變奧氏體/鐵素體相變開始溫度鐵素體相變開始溫度除了與鋼材的

奧氏體/鐵素體相變形態(tài)熱加工鋼材的奧氏體/鐵素體相變形態(tài)示意圖奧氏體/鐵素體相變形態(tài)熱加工鋼材的奧氏體/鐵素體IA型：熱軋過程中奧氏體始終都發(fā)生再結(jié)晶，且再結(jié)晶后奧氏體晶粒具有明顯的長大趨勢，當(dāng)相變前粗化的奧氏體晶粒小于或等于N0.5級時，在冷卻的過程中先共析的鐵素體晶粒主要在奧氏體晶界上形核，并以片狀的方式向晶粒內(nèi)長大而形成魏氏組織。IB型：熱軋過程中奧氏體始終都發(fā)生再結(jié)晶，但相變前的奧氏體晶粒大于N0.6級或更為細(xì)小時，奧氏體晶界是鐵素體的主要形核位置，由于奧氏體晶粒細(xì)小晶界的有效面積較大，相變后可以獲得具有等軸鐵素體加少量珠光體的均勻組織。Ⅱ型：熱軋過程處于奧氏體未再結(jié)晶的溫度區(qū)域，軋制變形后的奧氏體不再發(fā)生再結(jié)晶，如果是多道次變形則道次間的應(yīng)變是可以累積的，相變過程中鐵素體晶粒在形變的奧氏體晶界和晶內(nèi)的形變帶上同時形核，鐵素體的形核速度顯著增大，相變后可以獲得均勻細(xì)小的鐵素體加少量珠光體組織，鐵素體晶粒的大小取決于累積應(yīng)變的數(shù)量。過渡型：熱軋過程處于奧氏體部分再結(jié)晶的溫度區(qū)域，軋制變形后的相變過程介于Ⅰ型和Ⅱ型轉(zhuǎn)變之間，其相變產(chǎn)物可能會出現(xiàn)下列兩種情況：（1）大部分奧氏體晶粒按IB型轉(zhuǎn)變形成細(xì)小的鐵素體和珠光體，其余部分是未再結(jié)晶奧氏體晶粒相變后形成魏氏組織和珠光體；（2）部分變形量大的未再結(jié)晶奧氏體晶粒按Ⅱ型轉(zhuǎn)變形成細(xì)小的鐵素體和珠光體，而另一部分變形量小的奧氏體則轉(zhuǎn)變成魏氏組織和珠光體。IA型：熱軋過程中奧氏體始終都發(fā)生再結(jié)晶，且再結(jié)晶后奧氏體

形變誘導(dǎo)奧氏體/鐵素體相變的特征

Ⅰ型相變是一種不局限于軋材，即便由單純的加熱和冷卻也能引起的普通相變形態(tài)，而Ⅱ型相變（形變誘導(dǎo)相變）是在無應(yīng)變熱平衡溫度以上就生成了鐵素體，因而相對地增加了鐵素體的形核數(shù)和生成量，還能使珠光體的體積百分?jǐn)?shù)降低。由于鐵素體的強制相變，將使鋼中的碳只能在殘余的微小區(qū)域內(nèi)極度濃縮，在鐵素體晶粒細(xì)化的同時，珠光體也得到細(xì)化，濃縮區(qū)的淬透性提高，從而增加了生成類珠光體、貝氏體、馬氏體等低溫相變產(chǎn)物的可能性。形變誘導(dǎo)奧氏體/鐵素體相變的特征Ⅰ型相變是一種不局限

奧氏體晶粒尺寸對CCT曲線的影響隨奧氏體晶粒變細(xì)，整個曲線向上、向左方向移動

奧氏體未再結(jié)晶變形量對CCT曲線的影響－－42％；－?－27％；——0％隨奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形量的增大，整個曲線向上、向左方向移動動態(tài)CCT曲線的測定奧氏體晶粒尺寸對CCT曲線的影響隨奧氏體晶粒變細(xì)，奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形溫度對CCT曲線的影響－－900℃；－?－850℃；——800℃

隨奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形溫度的降低，整個曲線向上、向左方向移動Q345鋼低冷卻速率范圍內(nèi)的動態(tài)CCT曲線

由圖可見，Q345鋼的貝氏體形成溫度范圍比較寬，應(yīng)注意終了冷卻溫度的控制動態(tài)CCT曲線的測定奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形溫度對CCT曲線的影響－－900℃；

控制軋制和控制冷卻就是在調(diào)整鋼材化學(xué)成分的基礎(chǔ)上，通過對軋制過程中的溫度制度、變形制度和軋后冷卻制度等進行有效控制，顯著改善鋼材微觀組織并使其獲得良好綜合力學(xué)性能的軋制新技術(shù)。

控軋控冷鋼材與常規(guī)軋制鋼和正火鋼相比，它不單純依賴合金元素，而是通過形變過程中對再結(jié)晶和相變行為的有效控制并結(jié)合軋后快速冷卻工藝，達(dá)到細(xì)化鐵素體晶粒組織、使鋼材強度和韌性同時提高的目的，而且在降低碳當(dāng)量的情況下能夠生產(chǎn)出相同強度級別的鋼材，從而使焊接性能也大大提高。3.鋼材軋制過程中的組織性能控制控制軋制和控制冷卻就是在調(diào)整鋼材化學(xué)成分的基礎(chǔ)上（1）奧氏體再結(jié)晶區(qū)變形階段t≥950℃

對加熱時粗化的奧氏體晶粒反復(fù)進行軋制并反復(fù)再結(jié)晶后使之得到細(xì)化（2）奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形階段t＝950℃-Ar3

奧氏體晶粒沿軋制方向伸長、壓扁，晶內(nèi)產(chǎn)生形變帶，這種加工硬化狀態(tài)的奧氏體具有促進鐵素體相變形核作用（3）奧氏體＋鐵素體兩相區(qū)變形階段t<Ar3

相變后為大角度晶粒和亞晶粒的混合組織控軋控冷工藝的三階段及其組織變化

3.1控制軋制的基本類型和工藝要點（1）奧氏體再結(jié)晶區(qū)變形階段t≥950℃控軋

（1）加熱溫度的控制當(dāng)鋼材加熱溫度超過1000℃以后，隨加熱溫度的升高奧氏體晶粒呈顯著的增大趨勢。因此，對普碳鋼加熱溫度宜控制在1050℃或更低些；對含鈮或含鈦的微合金化鋼，考慮到合金元素的充分固溶，可將加熱溫度控制在1150℃左右。合理控制鋼坯的在爐時間，減少鋼坯表面與芯部的溫差。加熱溫度對幾種鋼材奧氏體晶粒尺寸的影響3.2控軋控冷工藝主要參數(shù)的確定原則（1）加熱溫度的控制加熱溫度對幾種鋼材奧氏體晶粒尺寸的影響微合金化元素對碳錳鋼奧氏體晶粒長大的影響微合金元素的影響注意：含釩鋼、含鋁鋼在加熱溫度達(dá)到1000℃以上時，奧氏體晶粒的長大趨勢比普通C-Mn鋼還大，而含鈦鋼在常規(guī)的加熱溫度范圍內(nèi)均有抑制晶粒粗化的作用。微合金化元素對碳錳鋼奧氏體晶粒長大的影響微合金元素的影響注意（2）軋制溫度的控制軋制溫度的控制主要是強調(diào)對精軋溫度區(qū)間的控制，精軋溫度越高，終軋溫度也越高，奧氏體晶粒越粗大，相變后易出現(xiàn)晶粒粗化及魏氏組織。通常要求最后幾道次的軋制溫度要適當(dāng)降低，使終軋溫度盡可能地接近奧氏體開始轉(zhuǎn)變的溫度，對低碳結(jié)構(gòu)鋼約為830℃或更低些，對含鈮鋼可控制在730℃左右。（2）軋制溫度的控制（3）變形量的控制：通常要求在低溫區(qū)保證足夠的變形量，在再結(jié)晶區(qū)軋制時，要求道次變形必須大于臨界變形量，并采用不間隔的連續(xù)軋制。由于普碳鋼的未再結(jié)晶區(qū)間很窄，為實現(xiàn)完全再結(jié)晶、避免混晶組織出現(xiàn)，必須充分重視道次變形量的設(shè)定，而含鈮鋼在720－950℃的較寬溫度區(qū)間內(nèi)應(yīng)變均可以累積，因此更重視總變形量的設(shè)定。（3）變形量的控制：

通常奧氏體/鐵素體相變結(jié)束后的平均晶粒尺寸與鐵素體形核速度I和鐵素體晶粒長大速度G存在以下函數(shù)關(guān)系：

式中：I－鐵素體形核速度G－鐵素體晶粒長大速度A、n－常數(shù)

從式中可以看出，要獲得細(xì)晶的鐵素體晶粒無非是增大鐵素體的形核速度I或降低鐵素體晶粒的長大速度G。細(xì)化奧氏體晶粒和增加奧氏體的形變硬化程度，主要是通過增加晶界面積、位錯密度和第二相界面等晶體缺陷來達(dá)到增大鐵素體形核密度進而提高鐵素體形核速度的；而軋后加速冷卻卻是通過增加過冷度的方法來達(dá)到增大鐵素體形核驅(qū)動力、提高鐵素體形核速度并兼?zhèn)浣档虯r3溫度、抑制鐵素體晶粒長大的綜合效果。因此，鋼材控軋后的加速冷卻是獲得細(xì)晶粒鐵素體不可或缺的重要措施。（4）冷卻制度的控制通常奧氏體/鐵素體相變結(jié)束后的平均晶粒尺寸加速冷卻可提高相變驅(qū)動力、降低Ar3溫度、使鐵素體細(xì)化；促使強韌的低碳貝氏體形成并呈小島狀彌散分布，提高鋼材強度；鐵素體細(xì)化的同時珠光體也得到細(xì)化，珠光體片層間距減小，帶狀組織基本消失；在不降低強度的前提下，可減少鋼中碳當(dāng)量，有利于改善焊接性能。加速冷卻的作用：加速冷卻可提高相變驅(qū)動力、降低Ar3溫度、使鐵素體細(xì)化；加速

冷卻制度的控制主要包括冷卻開始溫度、冷卻速度和冷卻終了溫度的合理控制：當(dāng)奧氏體的有效晶界面積較小，即終軋溫度較高，奧氏體晶粒比較粗大時，冷卻速度過快，會使鋼中的貝氏體含量顯著增大，雖然強度指標(biāo)會明顯提高，但塑、韌性會相對降低。因此，應(yīng)針對具體鋼種和具體的力學(xué)性能要求將冷卻速度控制在合理的范圍；對微合金化的熱軋鋼板冷卻終了溫度或卷取溫度的控制，應(yīng)結(jié)合具體鋼種，在充分把握不同終冷溫度下，沉淀相的數(shù)量、大小和分布狀態(tài)對相關(guān)力學(xué)性能的影響規(guī)律后，精確控制終冷溫度。

圖21冷卻速度對0.01C-1.5Mn-0.04Nb-0.09V鋼組織的影響Sv－奧氏體的有效晶界面積冷卻制度的控制主要包括冷卻開始溫度、冷卻速度和冷卻終了溫（1）Q345系列中厚鋼板的TMCP工藝研究

在中厚板的產(chǎn)量中，Q345系列鋼所占比例最大、品種規(guī)格最多，在新的裝備條件下，如何合理應(yīng)用TMCP工藝、最大限度地挖掘其潛在性能，這是國內(nèi)中厚板企業(yè)共同關(guān)心的技術(shù)問題。本課題結(jié)合首鋼3500mm軋機的改造，以Q345普碳鋼為對象，系統(tǒng)地研究了軋制過程中的奧氏體再結(jié)晶行為、應(yīng)變累積效應(yīng)和相變規(guī)律等，得出適用于造船、鍋爐、容器、橋梁等同類品種鋼板的TMCP工藝。試驗鋼取自80mm厚中間坯，化學(xué)成分如表4所示。熱模擬實驗，在東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室的Gleeble1500實驗機上進行；熱軋試驗，在配有水幕冷卻裝置的ф300mm多功能實驗軋機上進行；工業(yè)試驗，在首鋼中板廠原3340mm機組和改造后的3500mm機組上進行。

課題背景及試驗條件表4試驗鋼的化學(xué)成分，wt%

成份牌號CMnSiSPQ345B0.171.480.350.0080.0213.3控軋控冷技術(shù)在板帶鋼生產(chǎn)中的應(yīng)用示例分析（1）Q345系列中厚鋼板的TMCP工藝研究

為了提高精軋階段奧氏體部分再結(jié)晶區(qū)及未再結(jié)晶區(qū)內(nèi)應(yīng)變累積的百分?jǐn)?shù)，選擇合適的精軋溫度區(qū)間是確定TMCP工藝的關(guān)鍵。因此采用表4所示的試驗鋼在東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室的ф300mm多功能實驗軋機上進行控軋控冷試驗確定精軋工藝參數(shù)和軋后冷卻工藝參數(shù)。試驗采用的壓下規(guī)程如表5所示。階段道次輥縫mm壓下量△hmm變形量%總變形量%80Ⅰ1651518.7543.752551015.383451018.18Ⅱ438715.5664.445281026.31622621.42718418.18816211.11表5Q345鋼控軋試驗壓下規(guī)程為了提高精軋階段奧氏體部分再結(jié)晶區(qū)及未再結(jié)晶區(qū)圖22控軋溫度與力學(xué)性能的關(guān)系

圖23終軋溫度對力學(xué)性能的影響

主要試驗結(jié)果及分析圖22控軋溫度與力學(xué)性能的關(guān)系圖23終軋溫度對力學(xué)

圖24不同精軋溫度區(qū)間控軋時的室溫組織控軋溫度：a—800℃b—880℃c—950℃

終軋溫度：a—756℃b—822℃c—884℃序號控軋溫度（℃）終軋溫度（℃）屈服強度（Mpa）抗拉強度（Mpa）室溫AKV（J）橫縱a800756371.39548.12106193b880822396.17568.92117229.5c950884389.74544.4158116.5表6試驗鋼不同精軋溫度區(qū)間控軋時的力學(xué)性能abc圖24不同精軋溫度區(qū)間控軋時的室溫組織序號控軋溫度

圖25試驗鋼精軋階段累積形變量與強度和沖擊功的關(guān)系

從圖25可以看出：屈服強度隨累積變形量的增加而增加，尤其是當(dāng)累積變形量達(dá)到70%時，屈服強度升高約30MPa，達(dá)到380MPa左右；隨累積變形量的增加沖擊值幾乎呈線性遞增，可見增加精軋階段的累積變形量對提高Q345鋼的沖擊韌性非常有效。

圖25試驗鋼精軋階段累積形變量與強度和沖擊功的關(guān)系

圖26不同累積變形量試樣的金相照片其中（a）38%；（b）55%；（c）66%；（d）73%圖26不同累積變形量試樣的金相照片

為了把握軋后冷卻制度對Q345鋼力學(xué)性能的影響規(guī)律，按表5所示壓下規(guī)程在Φ300mm軋機上進行了控軋控冷綜合試驗。試驗鋼的力學(xué)性能和室溫組織如表7和圖27所示：試樣號屈服強度MPa抗拉強度MPa斷后伸長率δ5％橫向室溫沖擊功Akv，J縱向室溫沖擊功Akv，J143058630761242435586267410334285962872130表7試驗鋼控軋控冷試樣的力學(xué)性能

圖27試驗鋼控冷材的室溫組織為了把握軋后冷卻制度對Q345鋼力學(xué)性能的影響規(guī)律，圖28不同冷卻速度下試驗鋼的力學(xué)性能

abc圖29不同冷卻速度下試驗鋼的室溫組織（a）30℃/s（b）20℃/s（c）10℃/s圖28不同冷卻速度下試驗鋼的力學(xué)性能abc圖29圖30終冷溫度對對強度的影響從圖30可以看出：終冷溫度>700℃時，隨終冷溫度的升高，屈服強度降低，在試驗的溫度范圍內(nèi)，大約降低30-40Mpa，但都滿足標(biāo)準(zhǔn)要求。從圖31可以看出：Q345鋼的貝氏體形成溫度范圍比較寬，當(dāng)終冷溫度或鋼板瞬間冷卻溫度低于600℃至400℃之間，均有可能形成貝氏體，因此普通級別Q345鋼板，比較適宜的終冷溫度應(yīng)為650-700℃。圖31Q345鋼的動態(tài)CCT曲線圖30終冷溫度對對強度的影響從圖30可以看出：終冷溫度工業(yè)試驗及TMCP工藝的確定鋼種CSiMnPSQ3450.15-0.180.34-0.401.26-1.380.019-0.0200.015-0.022

表8工業(yè)試驗鋼的化學(xué)成分，Wt%編號待溫厚度mm成品厚度mmⅡ階段開冷溫度,℃終冷溫度,℃冷卻速度,℃/S控軋溫度,℃終軋溫度,℃013012860750729677-0250208458037896622.90360208307557166441.60480208367527356202.40540208268167856513.10660208307427176012.7表9Q345鋼工業(yè)試驗TMCP工藝參數(shù)工業(yè)試驗及TMCP工藝的確定鋼種CSiMnPSQ3450.1工藝編號晶粒度/級帶狀物/級σsMPaσbMPa延伸率δ5%室溫Akv，J0℃Akv，J-20℃Akv，J時效沖擊韌性，J冷彎性能180℃縱橫縱橫縱橫縱橫縱橫縱橫縱橫019.03.539840253854733279341934080338130合格029.04.5378365533538323115988157661235012253合格039.03.0370377533540302916579147601234515153合格049.02.75420403547550302815972156731225113454合格059.53.58378375533538292916781143581144812749合格069.51.54354405655652827116471004592367639合格表10工業(yè)試驗鋼的組織和力學(xué)性能工藝編號晶粒度帶狀物σsσb延伸率室溫0℃-20℃時效沖擊韌

結(jié)合首鋼3500mm中厚板軋機的改造，就傳統(tǒng)Q345系列中厚鋼板的TMCP進行了比較深入的研究，圍繞TMCP工藝技術(shù)的核心－晶粒組織細(xì)化、得出如下結(jié)論：（1）采用再結(jié)晶方法細(xì)化奧氏體晶粒時，高溫再結(jié)晶區(qū)的道次變形量宜控制在10～20％，低溫區(qū)宜控制在20～30％，最大道次壓下量≤30mm。這有利于再結(jié)晶過程的充分進行，避免混晶形成，減少相變后生成魏氏組織的幾率；（2）采用形變誘導(dǎo)相變方法細(xì)化鐵素體晶粒時，降低進精軋溫度或增加待溫厚度，有利于提高有效累積應(yīng)變量，促進鐵素體形核、增強相變驅(qū)動力，獲得均勻細(xì)小的鐵素體+珠光體組織，推薦的較好精軋溫度區(qū)間為880～820℃，待溫厚度為2～2.5倍成品厚度；（3）采用加速冷卻促進鐵素體相變時，為避免過量的脆性相形成而導(dǎo)致鋼材塑韌性降低，推薦的較好冷卻速度為5～15℃/S，終冷溫度為650～700℃。Q345系列中厚鋼板的TMCP工藝要點Q345系列中厚鋼板的TM

圖44

各種機械熱處理工藝與傳統(tǒng)工藝的對比

TMR－熱機械軋制；L－L處理（中間淬火）；R－熱軋；AC－加速冷卻

CR－控制軋制；N－正火；DQ－直接淬火；RQ－再加熱淬火；T－回火4.2控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用圖44

直接淬火（DQ-T）工藝：是指鋼板熱軋終了后在軋制作業(yè)線上實現(xiàn)直接淬火、回火的新工藝，這種工藝有效地利用了軋后余熱，有機地將變形與熱處理工藝相結(jié)合，從而有效地改善鋼材的綜合性能，即在提高強度的同時，保持較好的韌性。

直接淬火工藝的類型：區(qū)別于離線的再加熱淬火、回火工藝(RQ-T)，直接淬火工藝根據(jù)控制軋制溫度的不同可以分為：“再結(jié)晶控軋直接淬火”(DQ-T)、“未再結(jié)晶控軋直接淬火”(CR-DQ-T)和“再結(jié)晶控軋直接淬火＋兩相區(qū)淬火”(DQ-L-T)三種不同的工藝類型。直接淬火工藝的工業(yè)應(yīng)用：由于直接淬火工藝能得到比再加熱淬火更加優(yōu)良的強度和韌性配合，20世紀(jì)90年代以來，該工藝在各鋼鐵工業(yè)發(fā)達(dá)國家得到了迅速發(fā)展，以直接淬火為代表的各種TMCP工藝在船用鋼板、管線鋼、海岸建設(shè)用鋼以及建筑用鋼