（材料加工工程专业论文）超细晶粒钢cx500的开发与应用.pdf

东北大学硕士论文 摘要 超细晶粒钢c x 5 0 0 的开发与应用 摘要 我国钢铁工业自1 9 9 6 年钢铁产量突破1 亿吨以来发展迅速，2 0 0 2 年钢产量 达到1 8 2 亿吨。但是，我国的钢铁品种和质量同国外先进水平相比还存在较大 的差距许多关键品种还不能满足国民经济迅速发展的需要。要实现从钢铁大国 向钢铁强国的转变，不仅需要提高生产技术和装备水平，更应当进行钢铁物理冶 金和生产工艺方面的基础研究，开发出具有我国特色的先进生产工艺和品种。 我国于1 9 9 7 1 9 9 8 年在国家科委主持的攀登预选项目中开展了新代微合 金高强度高韧性钢的基础研究。我国于1 9 9 9 年正式启动了新一代钢铁材料重大 基础研究项目，项目的首席科学家为翁宇庆教授，主要承担单位为钢铁研究总院、 北京科技大学、东北大学、中科院金属所和清华大学。 新代钢铁材料重大基础研究项目主要研究目标是通过理论研究和新工艺开 发，力争实现新一代钢铁材料的高均匀化、高洁净度、和超纲组织，从而使材料 的强度和寿命显著提高。其最核心的目标是通过对简单成分系钢种实施新工艺控 制，使简单成分系钢获得超细组织，从两使钢的强韧性大幅度的提高。 2 0 0 1 年1 0 月本钢正式参加国家“9 7 3 ”重大科研项目，并与“9 7 3 ”课题负责 部门达成合作意向，本钢将积极参加“9 7 3 ”项目中1 4 个课题中的8 项，并承担相 应课题任务及义务。本钢与东北大学合作，利用洁净普碳钢的化学成分，通过实 验室试验，确定了轧制工艺制度，并经过工业性生产实践，优化了工艺制度，得 到了内部组织均匀细化的超细晶粒钢c x 5 0 0 。产品经汽车行业应用，取得了非常 好的效果，认为超细晶粒钢c x 5 0 0 是用作汽车梁类构件的理想材料。所做主要开 发研究工作如下： 实验室研究：测定了不变形试样及以不同变形方式变形后a r 3 以及不同温 度变形后冷却过程a r 3 ，找到了变形条件与相变开始点的关系以及变形温度与a 。 的关系。考察了精轧开轧温度及终轧温度对组织与性能的影响；确定了获得均匀 细小的等轴铁素体的最佳终轧变形温度和冷却速度。 工业性试验：在本钢连轧厂对超细晶粒钢c x 5 0 0 进行了二次工业性生产试 制，通过化学成分和热轧工艺参数的微调，找到了超细晶粒钢c x 5 0 0 的最佳工艺 参数匹配，生产出了晶粒组织均匀细化，性能良好的产品。 关键词： 超细晶粒钢生产工艺变形量显微组织品粒细化冷却速度 童! ! 查兰堡圭丝圣皇! ! ：曼! 竺 d e v e l o p m e n t a n d a p p l i c a t i o n o f s u p e r f i n e g r a i ns t e e lc x 5 0 0 a b s t r a c t c h i n e s ei r o na n ds t e e li n d u s t r yd e v e l o p e ds w i f t i ys i n c et h ey i e l do fi r o n a n ds t e e e x c e e d e d0 1b i l l i o nt o n s t h ey i e l dw a su dt o0 1 8 2b i l l i o n t o n s b u tc h i n e s es t e e lg r a d ea n dq u a l i t ye x i s t sb i g g e rd i f f e r e n c e s c o m p a r e dw i t ha d v a n c e df o r e i g np r o d u c t s ，m a n yk e ys t e e lg r a d e sc a n n o tm e e t t h er e q u i r e m e n to fn a t i o n a le c o n o m yd e v e l o p e dr a p i d l y f o rr e a l i z i n gt h e c h a n g ef r o mi r o na n ds t e e lb i gc o u n t r yt oi r o na n ds t e e ls t r o n gc o u n t r y ， c h i n an o to n l yi m p r o v e st h ep r o d u c i n gt e c h n i q u ea n de q u i p m e n t s ，b u ta l s o c a r r i e st h r o u g ht h eb a s i cr e s e a r c hi np h y s i c sm e t a l l u r g yo fi r o na n ds t e e l a n dp r o d u c i n g p r o c e s sa s p e c tt od e v e l o pa d v a n c e dp r o c e s sa n dp r o d u c t sw i t h c h i n e s ec h a r a c t e r i s t jc s c h i n a b e g a n t or e s e a r c ht h en e w g e n e r a t i o n o f m i c r o a l l o y h i g h s t r e n g t hh i g h t o u g h n e s ss t e e li nt h ec l i m b i n gp r e s e l e c t i o np r o j e c t h e l db yt h en a t i o n a ls c i e n c ec o m m i t t e ef r o m1 9 9 7t o1 9 9 8 i n1 9 9 9t h es t u d y p r o j e c to fn e wg e n e r a t i o no fs t e e lm a t e r i a l sw a ss t a r tu pi nd u ef o r m ， t h et o ps c i e n t i s ti st h ep r o f e s s o rw e n gy u q i n g ，m a i nr e s p o n s i b l eu n i t s i n c l u d ec e n t r a li r o n s t e e lr e s e a r c hi n s t i t u t e u n i v e r s i t yo fs c i e n c e s t e c h n o l o g yb e i r i n g ，n o r t h e a s t e r n u n i v e r s i t y ， i n s t i t u t eo fm e t a l r e s e a r c ho fc h i n e s ea c a d e m yo fs c i e n c e sa n dq s i n g h u au n i v e r s i t y m a i ns t u d yo ft h en e wg e n e r a t i o no fs t e e lm a t e r i a l so fi m p o r t a n tb a s i c r e s e a r c hp r o j e c t sa i m sa tr e a l i z i n gh i g hu n i f o r m i t y ，h i g hc l e a n n e s sa n d s u p e rf i n em i c r o s t r u c t u r eb yt h e o r ys t u d ya n dn e wp r o c e s sd e v e l o p m e n tt o o b v i o u s l yi m p r o v et h es t r e n g t ha n d1 i f eo fm a t e r i a l s t h en u c l e u sa i m s a t o b t a i n i n g t h e s u p e r f i n em i c r o s t r u c t u r e f r o m s i m p l e c h e m i c a l c o m p o s i t i o ns e r i a ls t e e lb yc a r r y i n go u td e wp r o c e s sc o n t r o lt oi n c r e a s e g r e a t l yt h es t r e n g t ha n dt o u g h n e s so fs t e e l b xs t e e lf o r m a l l yt o o kp a r ti nt h en a t i o n a lg r e a ts c i e n c ea n dr e s e a r c h p r o j e c t ”9 7 3 ”o no c t o b e r2 0 0 1a n dc a m et oa nc o o p e r a t i v ea g r e e m e n t b x s t e e lp a r t i c i p a t e s8t e r m so f1 4t h e s e si nt h e ”9 7 3 ”p r o j e c ta n di sc h a r g e d w i t hr e l e v a n tt a s k sa n d o b l i g a t i o n s b xs t e e lc o o p e r a t e dw i t hn o r t h e a s t e r n 1 1 1 童i ! 查兰塑圭鎏耋 垒! ! ! 坠! ! u n i v e r s i t yt od e v e l o pt h es u p e rf i n eg r a i ns t e e lc x 5 0 0 ，u s i n gt h ec h e m i c a l c o m p o s i t i o no fp u r i f i e d c o m m o nc a r b o ns t e e l ，s p e c i f y i n gt h er o l l i n g p r o c e s sb ye x p e r i m e n t i nt h el a b o r a t o r ya n do b t a i n i n gu n i f o r ma n df i n e i n t e r n a lm i c r o s t r u c t u r eb yo p t i m i z i n gt h ep r o c e s sv i ai n d u s t r i a l p r o d u c t i o n t h es u p e r f i n eg r a i ns t e e lc x 5 0 0i sr e g a r d e da st h ei d e a l m a t e r i a lf o rm a n u f a c t u r i n ga u t o m o b i l es t r u c t u r ep a r t ss u c ha sb e a m s 1 r l t h ea p p l i c a t i o no fa u t o m o b i l ei n d u s t r yw i t hg o o dr e s u l t s m a i n d e v e l o p m e n t sa n ds t u d i e s a r ea sf o l l o w s e x p e r i m e n t a l s t u d i e s ：m e a s u r et h ea r 3 t e m p e r a t u r e s o f n o n d e f o r a t i o ns a m p l e s d e f o r m a t i o ns a m p l e sw i t hd i f f e r e n td e f o r m a t i o n m o d ea n dd u r i n gt h ec o o l i n gw i t hd i f f e r e n tt e m p e r a t u r e s ，f i n do u tt h e r e l a t i o n sb e t w e e nd e f o r m a t i o ne o n d i t i o na n dp h a s ec h a n g ep o i n t ，a n d b e t w e e nd e f o r m a t i o nt e m p e r a t u r ea n da r 3 ，r e v i e wt h ee f f e c to fs t a r t i n g a n df i n i s h i n gt e m p e r a t u r e so nm i c r o s t r u c t u r ea n dp r o p e r t y ， c o n f i r mt h e b e s tf i n i s h i n gt e m p e r a t u r ea n dc o o l i n gs p e e dt oo b t a i nu n i f o r ma n df i n e e q u i a x i a lf e r r i t e i n d u s t r i a lt e s t s ：t e s tt w i c eo ns u p e rf i n eg r a i ns t e e lc x 5 0 0i nt h e h o tr o l l i n gp l a n to fb xs t e e l ，f i n do u tt h eb e s tm a t c ho fp r o c e s sp a r a m e t e r s o f s u p e r f i n e g r a i n s t e e lc x 5 0 0 b ya d j u s t i n gs l i g h t l y t h ec h e m i c a l c o m p o s i t i o n sa n dh o tr o l l i n gp r o c e s sp a r a m e t e r s ，p r o d u c et h ep r o d u c tw i t h u n i f o r mf i n eg r a i nm i c r o s t r u c t u r ea n db e t t e rp r o p e r t i e s k e yw o r d s ：s u p e rf i n eg r a i ns t e e l p r o d u c i n gp r o c e s s r e d u c t i o n m i c r o s t r u c t u r e g r a i nr e f i n e m e n tc o o l i n gs p e e d 声明 声明 本人声明所呈交的学位论文是在导师的指导下完成的。 论文中取得的研究成果除加以标注和致谢的地方外，不包含 其他人已经发表或撰写过的研究成果，也不包括本人为获得 其他学位而使用过的材料。与我一同工作的同志对本研究所 做的贡献均已在论文中作了明确的说明并表示谢意。 本人签名：孟祥君壶秤忍 日期：枷。3 8 g 东北大学硕上论文 第一章绪论 第一章绪论 1 1 前言 近年来我国钢铁工业得到了迅速发展，自1 9 9 6 年钢铁产量突破1 亿吨以来， 连续7 年保持高增长，2 0 0 2 年钢产量达到1 8 2 亿吨，我国己成为世界第一钢铁 生产大国。但是，我国的钢铁品种和质量同国外先进水平相比还存在较大的差距， 许多关键品种还不能生产或不能满足国民经济迅速发展的需要，很大程度需依赖 进口，沿用了几十年的钢种体系，急需更新换代。为了实现从钢铁大国向钢铁强 国的转变，不仅需要提高生产设备和技术水平，同时还应当深入进行钢铁物理冶 金和生产工艺方面的基础研究，开发出具有我国特色的先进生产工艺和品种。 我国于1 9 9 7 1 9 9 8 年在国家科委主持的攀登预选项日中开展了新一代微合金 高强度高韧性钢的基础研究。项目由当时冶金部副部长翁宇庆任首席科学家，由 钢铁研究总院和北京科技大学承接具体的研究工作。通过攀登预选工作，在高洁 净钢的冶炼，普通低合金钢的超细组织控制等理论研究方面取得了重大突破，为 新一代钢铁材料的研究和开发奠定了良好的基础。与此同对，日本有通产省和钢 铁联合会分别启动了超级钢项目和超级金属计划，投资达2 0 0 0 亿日元开展新一代 高强度钢的研究工作，韩国也投入8 0 0 0 万美元开展2 1 世纪结构钢材料研究项目。 鉴于国际上对超级钢的研究情况和我国在新一代钢铁材料研究方面取得的成果， 我国于1 9 9 9 年正式启动了新一代钢铁材料重大基础研究项目，项目的首席科学家 仍为翁宇庆教授，主要承担单位为钢铁研究总院、北京科技大学、东北大学、中 科院金属所和清华大学i2 1 。 新一代钢铁材料重大基础研究项目主要研究目标是通过理论研究和新工艺开 发，力争实现新一代钢铁材料的高均匀化、高洁净度、和超细组织，从而使材料 的强度和寿命显著提高。其最核心的目标是通过对简单成分系钢种实施新工艺控 制，使简单成分系钢获得超细组织，从而使钢的强韧性大幅度的提高。 2 0 0 1 年1 0 月本钢正式参加国家“9 7 3 ”重大科研项目，并与“9 7 3 ”课题负责 部门达成合作意向，本钢将积极参加“9 7 3 ”项目中1 4 个瀑题中的8 项，并承担 相应课题任务及义务。 碳素结构钢、低合金高强度钢和合金结构钢是大量生产和应用的钢类，三类 东北人学硕士论文第一章绪论 钢的产量约占钢产量的7 0 。为了满足未来经济和社会发展的需要，需要研究和 开发出高强度和长寿命的新一代钢材。 提高钢的强度的方法有多种，晶粒细化可以同时提高钢的强度和韧性，其它 许多提高强度的方法将会损害韧性【3 】，所以人们一直不断地探索细化钢晶粒的方 法和细晶粒钢的特性。本论文就低碳钢的超细晶粒组织控制、性能优化及最佳形 变工艺参数筛选等诸方面作了尝试，通过实验室与工业性生产试验，使碳素结构 钢q 2 3 5 的屈服强度由2 0 0m p a 级提高到5 0 0 m p a 级的水平，成功开发了超细晶粒 钢c x 5 0 0 ，产品经用户应用，取得了满意的结果。 1 2 结构钢强化方式及铁素体晶粒细化方法 1 2 ，1 结构钢强化方式 金属材料强韧化的基本途径是：1 ) 制成无缺陷的完整晶体，使金属的晶体强 度接近理论强度：2 ) 在有缺陷的金属晶体中设法阻止位错的运动。 控制轧制中最常应用的强韧化规律是固溶强化、位错强化、晶界强化、亚晶 强化、析出强化、相变强化等【4 】。 ( 1 ) 固溶强化 固溶强化是利用点缺陷对金属基体进行强化。圃溶强化又包含间隙式固溶强 化和置换式固溶强化。 间隙式固溶强化是碳、氮等溶质原子嵌入c t - f e 晶格的八面体间隙中，使晶格 产生不对称正方形畸变造成的强硬化效应。铁基体的屈服强度随着间隙原子含量 的增加而增大。此外，碳、氮等间隙原子在基体中和刃型位错产生弹性交互作用 形成柯氏气团，和螺型位错的切应力场发生交互作用形成s n o c k 气团，这两种作 用都使位错运动的阻力增加，从而使金属基体产生强化。 但间隙原子的存在也会引起金属塑性和韧性的变化，因间隙原子在铁素体晶 格中造成的畸变是不对称的，所以随着间隙原子浓度的增加，塑性和韧性明显下 降。间隙原子固溶强化对提高强度十分有效，但对塑性和韧性的削弱作用却很大。 置换式固溶强化是指溶质原子半径和溶剂原子半径之比大于0 5 9 时，溶质原 子占据溶剂原子晶格结点位置。置换式溶质原子在基体晶格中造成的畸变大都是 东北大学硕士论文 第一章绪论 球面对称的，因而强化效能要比间隙式原子小。 置换式固溶元素的弱硬化作用可使基体的强度平缓增加，同时基体的韧性、 塑性也基本不受到损害。 固溶强化是钢铁材料主要强化手段之一，间隙式固溶强化对铁素体基体的强 化效能最大，但是对韧性、塑性的削弱也很明显。置换式固溶强化对铁素体的强 化作用虽然比较小，却基本不削弱基体的韧性、塑性脚。 ( 2 ) 位错强化 金属的变形主要是通过原有位错的运动和许多附加位错的产生而进行的。而 且位错在运动中受其邻近位错所造成的“障碍物”所阻碍。在多晶体材料中，位 错间的相互干扰特别显著，在每一个晶粒中至少要有五个滑移系同时开动，晶粒 才能任意地改变形状，每个晶粒的晶界仍然保持连续性。 位错强化本身对金属材料强度有很大的贡献。同时，位错的运动也是造成固 溶强化、晶界强化和第二相沉淀及弥散强化的主要原因。 位错对金属材料的塑性和韧性有双重作用。一方面，位错的合并及在障碍处 的塞积会促使裂纹形核，可以使塑性和韧性降低；另一方面，由于位错在裂纹尖 端塑性区内的移动可缓解尖端的应力集中，又可使塑性和韧性升高。 裂纹是通过局部地区塑性变形而形核的。体心立方金属中裂纹可通过刃型位 错的塞积和合并形核。裂纹还可以在相互交截的滑移带或孪晶界上形成。在相交 处形成不完整的位错墙。它引起的应力集中可以促使裂纹形核。 某些材料( 例如铁素体) 在变形初期，位错就被碳、氮原子钉扎，在位错源 很少的情况下变形时，少数滑移面上就能集中较多的位错群。不同方位的滑移面 相交截，很容易形成裂纹核心，因此形核应力不会很高。裂纹扩展时，塑性区中 位错因被间隙原子所钉扎，可动性降低，有效表面能就小，裂纹扩展临界应力也 不会很大。 材料中均匀位错密度比较高时，个别位错运动所受阻力增加，减少了位错在 滑移面上塞积的程度，就可提高形核应力r 6 1 。 东北大学硕士论文 第一章绪论 ( 3 ) 晶界强化 在多晶体金属内部存在有大量的晶界。在晶界上原子排列的正常结构遭到破 坏，在晶界及其附近的区域通常偏聚着比平均浓度高得多的异类原子，存在有大 量的晶格缺陷，在某些情况下晶界上还含有第二相或夹杂物。 由于晶界上原子排列的正常结构遭到破坏而产生晶界能，使其性质不同于晶 粒内部。晶界可使金属强化，特别是大角度晶界，其作用要比小角度晶界更大些。 在多晶体中由于有晶界存在，其变形是不均匀的。当晶粒尺寸减小以及变形量增 大时，变形的不均匀性将会逐渐减小。 晶粒大小是决定材料强韧性能的重要因素，其作用可用位错塞积模型来解释。 因在外力作用下，造成邻近晶粒位错源开动时晶界上的应力集中的大小是与位错 塞积群的大小成比例的，所以为取得同样的应力集中，一个比较长的塞积距离可 以在较小的外加应力下达到，而在塞积距离很短的情况下，要形成同样大小的应 力集中就要加大外加应力。这样，细晶粒组织的材料就要有较高的流变应力。但 是流变一旦实现后，在这样高的应力作用下，将会有大量的晶粒同时实现塑性变 形，应变硬化表现不大显著。相反，粗晶材料由于其起始塑性变形抗力较低，多 系滑移造成硬化的影响比较突出，使粗晶金属的应变硬化能力比同一金属的细晶 组织要大。同理，粗晶组织内变形不均匀。当金属经受大量塑性变形之后，由于 其内部位错密度的增大，晶粒发生严重的碎化，使抑制位错增殖和位错运动的障 碍增多，这时原始晶界对变形的影响会变得很小。 晶界强化是一种能够同时提高强度而不损失韧性的有效的强化手段。晶界强 化的本质在于晶界对位错运动的阻碍作用，细化晶粒可以提高钢的屈服强度。晶 界可把塑性变形限定在一定的范围内，使变形均匀化，因此细化晶粒可以提高钢 的塑性。晶粒又是裂纹扩展的阻力，所以细化晶粒还可以改善钢的韧性心。 1 2 2 铁素体晶粒细化方法 通过相变能够细化晶粒( 再结晶的情况下也是如此) ，其关键是形成尽可能多 的晶核。增加形核区密度、加大形核驱动力，都能增加形核率。 在低碳钢y 呻a 相变时，细化c c 晶粒的方法如图卜1 所示。 东北大学硕士论文第一章绪论 即：( 1 ) 加大冷却速度：( 2 ) 细化奥氏体组织；( 3 ) 由加工硬化状态v 进 行相变；( 4 ) 在y 晶粒内分布适当的析出物和非金属夹杂物等四种基本方法。 ( 2 ) 、( 3 ) 、( 4 ) 是增加a 形核部位的方法。( 1 ) 是通过加大过冷度、增加相变 驱动力，从而提高形核率的方法。这些方法中，( 3 ) 是最有效的细化o r 晶粒的方 法。 l i 挣却姐 t ” a 畏氏坤墓耻中 奔史祭锄 图卜t 通过y _ a 相变细化。c 晶粒的方法 f i g 1 1r e f i n i n gt h eag r a i n st h r o u g hv 0 【t r a n s f o r m a t i o nc h a n g e 圈 留 虹鼻d 东北大学硕士论文 第一章绪论 从金属学的角度看具有代表性的形变热处理方法控制轧制与控制冷却工 艺( t m c p ) ，由如图1 - 2 所示的三个阶段( 再结晶y 区轧制，未再结晶y 区 温 度 图1 - 2 控制轧制与控制冷却的3 个阶段的结晶组织 f i g 1 2 t h ec r y s t a l l i z a t i o nm i c r o s t r u c t u r e so ft h et h r e es t a g e sd u r i n g c o n t r o l l e dr o l l i n ga n dc o n t r o l l e dc o o li n g 轧制，两相区轧制和控制冷却) 构成。在上述的a 晶粒细化方法中，再结晶y 区 轧制属于( 2 ) ，未再结晶y 区轧制属于( 3 ) ，控制冷却阶段属于( 1 ) 。热加工工 艺中，可以巧妙地综合运用各种细化晶粒的方法。在热加工后，为了把y 维持在 未再结晶( 加工硬化) 的状态，必须添加微量的n b 或t i 盥。 另外，图卜1 中方法( 4 ) 常被用来改善焊接影响部位的韧性和提高机械结 构用热锻造非调质钢的韧性，是今后重要的细化方法。另外，液态铸轧薄板工艺 作为现在厚坯连铸一连轧工艺的替代工艺，正引起广泛的重视。这样的薄坯铸轧工 艺不能采用大的压下量，所以不能使用( 2 ) 和( 3 1 ) 那样的工艺。 东北大学硕士论文 第一章绪论 1 3 控制轧制控制冷却工艺 控制轧制与控制冷却工艺是现代钢铁工业取得的最重要技术成就之一，a s t m 和j i s 已经把这一工艺列入标准之中，命名为t m c p ( t h e r m o m e c h a n i c a lc o n t r o l p r o c e s s ) 。a s t m 标准a 8 4 1 a 8 4 1 m 中定义t m c p 为：“t m c p 从应用多年的控制轧制 工艺演变发展而来，是新一代控制轧制工艺。t m p c 通过在钢中复合添加微合金元 素以及从钢坯加热至轧后冷却进行综合控制，生产出细晶粒的产品。因此，可以 在规定尺寸规格的基础上达到较高的力学性能。t m c p 要求对整个工艺过程轧件温 度及轧制压下率进行精确的控制。” 通过控制轧制与控制冷却工艺，可以使钢材的强度和低温韧性有较大改善， 同时节省能源和使生产工艺简化，并充分发挥微合金元素的作用。 1 3 1 控制轧制与控制冷却工艺的发展 控制轧制技术起源于本世纪二十年代的欧洲：到了三十年代人们开始注意钢 材的韧性并且在工程结构上应用；四十年代，战争对钢铁的大量需求刺激钢铁生 产的发展和技术的进步；五十年代初，h a l l 、p a t c h 等人发现多晶- f e 的强度与晶 粒直径平方根的倒数成直线关系，这一理论上的突破。为提高钢材的韧性指明了 努力方向；六十年代初期，随着工业的发展，控制轧制的研究取得了重大的突破， 微合金化钢的控轧研究得到了进一步的发展；七十年代是控制轧制理论研究的全 盛时期，由于世界性的能源危机，促进了微合金化及控制轧制技术的发展，特别 是七十年代中期，日本发展了( y + 0 【) 两相区轧制，提出了控制轧制三个阶段的理 论，将控制轧制的工艺水平推到了一个新的高峰凹；八十年代以来，控制轧制和 控制冷却不仅在机理方面，而且在控n s l $ 4 和控制冷却技术上取得了不少新成 就。 控制轧制与控制冷却传人我国时间不长，可以说是从七十年代后期开始发展 起来的。在近二十年的时间里，我国在控制轧制与控制冷却的理论研究方面取得 了很大的成绩，但由于各企业的设备陈旧，缺少必要的测试手段和辅助设备，而 且轧机的能力又有限，导致了控制轧制与控制冷却技术在我国的应用受到限制。 但目前，我国的轧钢设备有了很大的改进，先进的设备在合理的理论指导下可以 发挥更大的潜力。为了节约能源和提高产品的质量，采取控$ , 1 5 l 制与控制冷却手 东北人学硕士论文 第一章绪论 段见效很大，所以近年来对于控制轧制与控制冷却工艺的研究也广泛起来。 目前，微合金化和控制轧制的试验研究仍处于高潮中，根据各国的研究动向 分析，关于控制轧制的研究大致包含以下几个方面必： ( 1 ) 、以两相区轧制为主的控制轧制技术和通过控制轧后的冷却速度来控制 相变组织，以获得进一步强韧化的轧材是发展的两大趋势。 ( 2 ) 、由于双相钢主要是依靠相变强化，因而它的强化理论不同于析出强化 和固溶强化，因而它的变形行为也不同于后两者。 ( 3 ) 、扩大试验范围，完善成分和研制新的钢种，充分利用控轧热变形所造 成的亚结构强化，开发经济型合金钢。 ( 4 ) 、控制轧制与控制冷却的新机制和控制轧制及控制轧制与控制冷却相结 合的最佳工艺的探索。 ( 5 ) 、新的模拟试验方法及测试技术研究。 近年来，东北大学国家重点实验室在控n s l n 与控制冷却方面进行了大量的 研究工作，他们研究了不同钢种、不同工艺条件下控制轧制与控制冷却的影响规 律。如钢板力学性能各向异性的变化规律、奥氏体未再结晶区不同工艺条件对厚 板的组织和性能的影响规律等，这些郡有助于我们在实际生产中充分发挥控制轧 制与控制冷却的工艺效果。 1 3 2 控制轧制与控制冷却工艺的分类 控制轧制分为奥氏体再结晶区控制轧制( 又称为i 型控轧) 、奥氏体未再结 晶区控制轧制( 又称为i i 型控轧) 和( y + a ) 两相区控制轧制( 又称为i i i 型控轧) 。在实际的控制轧制中，一般采用上述几种方式的组合，即在奥氏体变形 高温阶段，通过奥氏体再结晶区控制轧制得到等轴细小的奥氏体再结晶晶粒；在 奥氏体未再结晶区变形得到“薄饼型”未再结晶的晶粒，晶内出现高密度的形变 孪晶和形变带，从而增加了有效晶界面积；在( y + 仪) 两相区变形时，一方面 奥氏体晶粒被拉长，另一方面已相变的铁素体晶粒内部出现亚结构。 控制冷却过程是通过控制轧后三个不同冷却阶段的工艺参数，来得到不同的 东北大学硕t 论文第一章绪论 相变组织。这三个阶段分别称为一次冷却、二次冷却和三次冷却。一次冷却是指 终轧温度到a ，。温度范围内的冷却，其目的是控制热变形后的奥氏体晶粒状态，阻 止奥氏体晶粒长大和碳化物析出，固定由于变形引起的位错，增大过冷度，降低 相变温度，为y + 相变作准备，一次冷却的开冷温度越接近终轧温度，细化奥 氏体和增大有效晶界面积的效果越明显叫。二次冷却是指钢材经次冷却后进入 由奥氏体向铁素体和碳化物析出的相变阶段。通过控制相变开始冷却温度，冷却 速度和终止温度等，可达到控制相变产物的目的。三次冷却或空冷是指对相变结 束到室温这一温度区间的冷却速度的控制。 近年来控制轧制作为热轧新技术越来越被人们所重视。控制轧制过去只是简 单地理解为低温轧制，它是指在比常规轧制温度稍低的条件下，采用强化压下和 控制冷却等工艺措施来提高热轧钢材的强度和韧性等综合性能的一种轧制方法。 而现在更广泛地被解释为从轧前的加热到最终轧制道次结实为止的整个轧制过程 实行最佳控制，以使钢材获得预期良好性能的轧制方法。在有的文献中仍把对钢 材轧后冷却的控制列入控制轧制范围内。但近几年来的许多文献，把此二者分别 称为控制轧制和控制冷却。不管怎样，此二者是紧密相连的，往往把控制冷却作 为控制轧制之后继续进行的工艺措施。 控制轧制技术一般多用在结构钢上。对结构钢的要求是：高强度、高韧性和 良好的焊接性能。可称为对结构钢要求的三要素。为使结构钢获得这些良好的性 能，最好的方法是使钢的晶粒细化心。 1 3 2 1 奥氏体区控制轧制 如前所述，控制轧制工序在概念上可分为三阶段，即高温再结晶奥氏体区轧 制，低温未再结晶区轧制和( y + a ) 两相区轧制心。本节主要针对高温再结晶奥 氏体区和低温未再结晶奥氏体区轧制时钢材组织和性能的变化，再结晶行为等问 题予以讨论。 ( 1 ) 、奥氏体再结晶区轧制时组织和性能的变化 奥氏体再结晶区控制轧制的主要目的是通过对加热时粗化的初始y 晶粒反复 进行轧制再结晶使之细化，并从而7 斗a 相变后得到细小的o 【晶粒心。并且， 相变前的y 晶粒越细，相变后的c 【晶粒也越细。把相变前的y 晶粒直径和相变后 东北大学硕士论文 第一章绪论 的a 晶粒直径之比称为转换比。当y 晶粒粗大时此比值远远大于1 ，即由1 个y 晶粒可以产生几个旺晶粒。当相变前的y 晶粒细小时，该转换比接近于1 ，所以， 在仅仅由于再结晶y 晶粒微细化而引起晶粒细化方面存在一个极限。y 再结晶 区轧制是通过再结晶使y 晶粒细化，从这种意义上说，它实际上是控制轧制的准 备阶段。y 再结晶区域通常是在约9 5 0 以上的温度范围。 热轧工艺条件下对钢材的组织和力学性能影响最大的是轧制温度。关于不同 加热温度条件下组织的变化可从图卜3 中看出。 在高温区( i ) ，奥氏体发生粗大再结晶，铁素体晶粒得不到细化。在中温区 ( i i ) ，奥氏体再结晶细化，相变后的铁素体也开始细化。再结晶温度以下( i i i ) ， 奥氏体晶粒产生变形，由于这种变形形式的影响，在y 斗旺相变时铁素体晶粒细化。 图i - 3 通过轧制奥氏体和铁素体组织变化的模拟图 f i g 1 3t h es i m u l a t e dd i a g r a mo fv 啼b yr o l l i n g 热塑性变形过程中或者变形之后钢组织的再结晶对微合金化高强度钢控制 轧制起决定性作用。若使加工温度保持1 0 0 0 9 0 0 左右时，经过一定潜伏期从奥 氏体晶界生成再结晶晶粒，这些再结晶晶核向着未再结晶的部分长大，以此进行 再结晶。当在高温下保持时，再结晶终了后晶粒长大。这种过程和冷加工一退火 一样是静态再结晶过程。但是，当温度在1 1 0 04 c 以上时再结晶进行得很快，在轧 制变形中已经进行了再结晶，轧制后即使急冷也能见到再结晶的等轴奥氏体晶粒 东北大学硕士论文 第一章绪论 ( 动态再结晶) 。再结晶过程( 动态或静态) ，再结晶后的奥氏体晶粒度取决于轧 制温度和变形量凹。一般认为，高温、高压下是动态再结晶领域，中温、中压下 是静态再结晶领域。可以说，动态再结晶时再结晶后的晶粒度主要取决于轧制温 度，但当静态再结晶时则取决于变形量删。 y _ 仳相变时在奥氏体晶界上生成铁素体晶粒，因而使奥氏体晶粒细化，奥氏 体晶界面积增加，这既增加了铁素体核数，又可使相变后晶粒细化。通过在再结 晶温度以下加工，在奥氏体中产生了形变带，这种形变带与奥氏体晶界一样，有 助于铁素体晶核的生成凹。 上述讨论是适合一道次轧制的情况，而在进行连续冷却的多道次轧制时应考 虑下述各点。在图卜3 的i 区主要发生动态再结晶，再结晶后晶粒直径不太受轧 前晶粒直径的影响。但随着轧制温度的下降，奥氏体晶粒直径逐渐下降。对i i 区 的静态再结晶来说，初期晶粒越细，再结晶后的奥氏体晶粒也越细，并且也容易 进行再结晶i 监l 。因此，在i i 区温度范围内，如果每一道次都发生再结晶，这样在 多道次的反复压下下，奥氏体晶粒就会逐渐细化。因此可以认为，在这一区域晶 粒的细化程度是有效道次次数一大体上说就是该区域总变形量的函数。在i i i 区 由于轧制在y 呻a 相交时而引起的铁素体晶粒的细化效果，从机理上考虑也可以认 为大体上与各道次的累积变形量成正比。i i 区和i i i 区的铁素体细化效果，从各 区域的不同机理的观点看是相加的关系。从上述讨论中可以判定，控制轧制就是 利用i i 区或i i + i i i 区的奥氏体组织的变化来实现。 奥氏体晶粒度与控轧工艺有密切关系。如果，在动态再结晶下所得到的晶粒 直径( d ) 是由温度( t ) 和变形速度( 怠) 来决定时，则其定量关系可用 z e n e r _ 一h 0 1 i m o n 参数z 来确定心： z = e e x p ( q r t l t a l o g z ( i - i ) ( i - 2 ) 关根等在轧制试验中研究了可在一定条件下进行动态再结晶，并以此决定了 奥氏体晶粒度。因在实际轧制中变形速度变化不大，所以可认为主要是决定于轧 制温度。p r i e s t n e r 认为在多道次轧制中最终奥氏体晶粒度决定于温度幽。但一 般认为这取决于动态再结晶过程。初期晶粒度对动态再结晶临界变形量有影响， 东北大学硕士论文 第一章绪论 但对再结晶后的晶粒度基本上没有影响。 在高温下静态再结晶的主要特征是只在晶界上产生晶核，即使在一般温度条 件下的奥氏体中也普遍认为是这样。因此，若初期晶粒粗大，再结晶就难以进行， 容易生成不均匀组织叫。再结晶进行速度对温度的依赖性很大。 静态再结晶进行所必须的临界变形量与温度有关，温度越低，所需的变形量 要越大。临界变形量还受初期晶粒度的影响很大，初期晶粒越细，其所需变形量 越小，再结晶后的晶粒也越细幽。另外，变形量越大，再结晶后的晶粒越细。通 常轧制时每一道次的变形量在2 0 以下的为多，因为晶粒粗大，再结晶困难，所 以要靠逐渐再结晶使晶粒细化。降低加热温度使初期晶粒细化也是很重要的。 ( 2 ) 、奥氏体未再结晶区轧制时组织和性能的变化 在奥氏体未再结晶区进行控制轧制时，y 晶粒沿轧制方向伸长，在t 晶粒内部 产生形变带。此时不仅由于晶界面积的增加，提高了c c 的形核密度，而且也在形 变带上出现大量的a 晶核。这样就进一步促进了a 晶粒的细化。y 未再结晶的温 度区间一般为9 5 0 一a 。 在未再结晶奥氏体区轧制时，奥氏体晶粒伸长，晶内产生形变带。此形变带 可起到铁素体晶核生成的晶界面作用幽。关于形变带的本质尚不清楚，但从形态 上通常可观察到近似于条形直线，也有的其末端终止在晶内。 形变带的形成受到轧制条件的影响。随着变形量的增加，形变带的密度升高。 轧制温度很低时，温度对形变带密度影响不明显，但可以观察到变形的累积效果。 初期晶粒度、变形速度对形变带密度没有影响，晶粒越细，形变带的均匀性就越 大。 于再结晶温度以下进行加工可使卜斑的相变点急剧升高幽。使相变点升高的 原因可认为是由于加工使扩散速度增加，奥氏体自由能和形核晶界面的面积增加 以及由于在晶界面附近加工而使界面本身的供核生成的能量增加的缘故。 奥氏体晶粒大小和变形量对铁素体晶粒细化有很大影响。在y 斗仳相变温度区 冷却时，奥氏体中铁素体相的形核率越大，则铁素体晶粒细化程度越大。铁素体 形核率与相变时奥氏体晶界面积和形变带的数量有关。在低于再结晶温度区域轧 东北人学硕士论文 第一章绪论 制时变形程度越高，奥氏体晶界面积和形变带数量越高。晶界总面积和形变带称 为有效晶间面积。 当奥氏体为大晶粒时，有形成魏氏组织和贝氏体组织的倾向，因为在这种情 况下形成多边形铁素体晶核比较困难。细化原始奥氏体品粒和加大再结晶温度以 下的变形量能减少针状产物的数量。 铁素体晶粒大小与有效晶间面积相关。增加有效晶问面积引起铁素体晶粒细 化，然而，当有效晶间面积一定时，在低于再结晶温度以下增加变形量能更有效 地细化晶粒。当晶阃面积一定时，铁素体相形核数随变形量加大而增加。增加形 核率导致奥氏体的自由能提高并可能形成亚结构。 于未再结晶奥氏体区轧制时，随着变形量的增加，使奥氏体晶粒内形成的变 形带增多，为铁素体转变时提供了更多的形核点。当变形量增加时，促进晶粒细 化，对转变温度有很大改善。而且随着变形量的增加，屈服强度和抗拉强度均增 加，但屈服强度增加的尤其大些，因此屈强比有增加的倾向。所以对屈强比上限 有规定的材料应注意选择变形量； 1 3 2 2 两相区控制轧制 ( y + a ) 两相区控制轧制是广义控制轧制范畴的轧制方法。过去的控制轧制是 指：( 1 ) 通过7 再结晶区的轧制，使奥氏体晶粒细化和( 2 ) 通过y 未再结晶区轧 制，使奥氏体晶粒伸长和在其内部产生形变带，增加y _ 伐转变时相的形核位 置，使0 【细化的方法来改善钢材强韧性能的轧制方法。但在实际生产中往往需要 把轧制的终了温度延续到( p a ) 两相区温度区间。这可能有两种情况，是根据 钢坯工艺性能和产品的使用性能的要求或产品精度的要求，要求钢的终轧温度在 ( y + ) 两相区温度区间；二是在y 区控轧时由于轧制温度低和加工诱发相交使 7 斗0 l 相变的温度上升，使轧制变为( y + a ) 两相区轧制。从这种意义上说，两相 区控制轧制也可以说是广义的控制轧制的一个阶段。此外，两相区控制轧制与v 单相区轧制相比较，在钢材的强韧性能上也有很大的变化。采用两相区控制轧制 可使钢材的强度指标有更大的提高，低温韧性有更大的改善。 东北大学硕士论文 第一章绪论 f 口) c6 ) ( f )( d ) 图卜4( p a ) 两相区控轧时的加热、- n i 虱 图卜4 为( y 十) 两相区控轧时的加热、轧制图。从中可见，( c ) 是最常见的 一种。整个轧制过程是由y 再结晶区轧制、y 未再结晶区轧制和( y + o o 两相区轧 制所组成。对于没有必要通过高温加热使难溶碳氮化物固溶的成