（材料学专业论文）cmn超细晶钢控轧控冷工艺的研究.pdf

昆明理t 人学硕l - 学位沦文摘要 c m n 超细晶钢控轧控冷工艺的研究 摘要 本文结合幽家重点基础研究发展i t 划项目( 9 7 3 计划) “新一代钢铁材料的重 人基础研究”和国家高技术发展计划项目( 8 6 3 计划) 一“5 0 0 m p a 碳素钢先进工 业化制造技术”，以普通cm n 铡为对象，通过热模拟实验、实验室热轧实验，对 cm n 超细品钢控轧控冷工艺进行了研究。主要工作包括： 1 在g 1e e b 。2 0 0 0 热模拟试验机e 进行了8 s 4 0 0 钢未变形及变形量为5 5 的热模拟试验，分别绘制了8 6 0 未变形以及变形条件下的连续冷却转变曲线( c c t 曲线) ，对不同条件f 的金相显微组织进行了分析。通过研究发现奥氏体变形促进 了铁索体相变，在细化铁素体晶粒的同时，也增加了铁素体的百分含量。变形提 高了形成贝氏体的冷却速度，抑制了贝氏体的形成。 2 利用( ；l e e b l 。l5 0 0 热模拟试验机，以鞍山a n s 4 0 0 钢为对象，通过双道次 压缩变形研究了冷却速度和变形温度对实验钢组织性能的影响。通过单道次压缩 变形研究了变形量对钢材组织性能的影响。同时对不同温度双道次压缩变形后的 淬火组织进行了观察。 m 以鞍钢a n s , 1 0 0 和a n s 5 0 0 钢为对象，通过实验室轧制实验研究了加热温度、 j 1 ：轧温度、轧后冷却速度及卷取温度对钢材组织性能的影响。并对试样的精细组 织进行了观察。为工业牛产提供了理论依据。 4 在实验室研究基础之上，以鞍钢a r , , s 4 0 0 和a n s s 0 0 钢为对象，在鞍钢进行 工、l p 实验，达到预期日标。在鞍钢现有牛产设备条件下，能够实现, 1 0 0 v l p a 级和 5 0 0 m ，a 级超级钢生产。 关键词：低碳钢c c7 j 1 曲线铁素体晶粒细化屈服强度控制轧制与控制冷却 昆叫理t 入学硒! l 学位论文 r e s e a r c ho nc 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 l i n go ft h ec m n s u p e r f i n eg r a i ns t e e l a b s t r a c t t h ew o r k s0 t 、t h i sp a p e rw e r ec a r r i e do u ti n t e g r a t i n gw i t ht h e9 7 3p r o j e c to ft i t e m a j o r b a s i cr e s e a r c hf o rn e wg e n e r a t i o ns t e e lm a t e r i a l sa n dt h e8 6 3p r o j e c to ft h e a d v a n c e di n d u s t r i a l m a n u f a c t u r et e c h n o l o g yo f5 0 0 m p a c a r b o ns t e e l l o t s i m u l a t i o ne x p e r i m e n t sa n dh o tr o l l i n ge x p e r i m e n t so fc m ns t e e lw e r ec a r r i e do u ti n l a b m a l o r y c o n t r o l l e dr o l i i n ga n dc o n t r o l l e dc o o l i n go f t i l ec m ns u p e r - f i n eg ta i ns t e e l x , v c ei n v e s t i g a t e dt i l em a i nw o r k si n v o l v e da si b l l o w s ： 1 。f h ee x p e r i m e n t so f g s 4 0 0s t e e lw e r em a d ea tt h eg l e e b l e2 0 0 0t h e r m o m e c h a n i c a l s i i l l a i + j t o i i na n s t o t l i t ew i t h o u td c f m m a t i o na n d5 5 c o m p r e s s i v ed e f o r m a t i 0 1 1w i t h t h ed i l f e r e n td e f o r m a t i o n p a s s ，l h e c o n t i n u o u s c o o l i n g t r a n s f o r m a t i o n ( c c1 1 ) c t i ，v e sw c r cc o n s t r u c t e di na u s t e n i t ew i t b o u td e f o r m a t i o na n d5 5 c o n l p r e s s v e d c f 、o r n l a t i o na t8 6 0 m i c r o s t r u c t u r e si nd i f f e r e n tc o n d i t i o nw e r ea n a l y z e d ，f o u n d a u s t e n i t ed e f o r l n a t i o na c c e l e r a t e df e r r i t e tr a n s f o r m a t i o n ，r e f i n e df e r r i t eg i a i ns i z e w 1 1 i l ei n cr e a s e dt 1 1 ef r a c t i o no ff e r r i t e d e f o r m a t i o ni n c r e a s e st h ec n o l i n gr a t e o f 1 0 1 1 1 1 c ( 1h 州i j t ca n dr e s t r a i n e dt h ef o r mo fb a i n i i c f h cd o u b l e h i tc o m p r e s se x p e r i n a e n tso fa n s 4 0 0s t e e lw e r em a d ea t t h eg l e e b l e 15 0 0t h e r l l l 0 m e c h a n i c a ls i m u l a t o r t i l ei n f l u e n c eo fc o o l i n gr a t ea n dd e f o r m a t i o n t e m p e r a t u r eo np r o p e r t yo ft e s t e d s t e e l s i n g l ep a s sc o m p r e s sd e f o r m a t i o ns t u d i e d t i l ei n l ll i e n c eo fd e mr 1 r a t i o na m o u n to n o b s e r v e d d if f e r e n tt e m p e r a t u e p r o p e r t y o l 、t e s t e ds t e e l t h cq u e n c h i n g 1 1d o u b l e - h i tc o m p r e s se x p e r i m e n t sw e r e f l o t - o i l i n ge x p e r i m e n t s o l a n s 4 0 0s t e e la n da n s s 0 0s t e e l w er ec a r r i e do u ti n l a b m a t o r y t h e i n i u e n c eo fh e a t e dt e m p e r a t u r e ，r o l l i n g t e r n p e r a t u c c o o l i n g r a t e a n dc o i l i n gt e m p e r a t u r eo nt h ed r o p e r t yo l 、t e s t e ds t e e l ，t e mm i c r o s t t u c t n r c s “e r c o b s e l r e d 。l - h e m yb a s i sw er eg i v e nt oi n d u s t t i a lp r ( d u c t o n 昆i 洲理t 人学坝i j 学位论文a b s t r a c t 4 o nt h eb a s i so f l a b o r a t o r ys t u d i e s ，i n d u s t r yt r i a l so fa n s 4 0 0s t e e la n da n s 5 0 0s t e e l w e r ec ar r i e do u ti na n s t e e la n dt h e e x p e c t e dg o a l s w e r er e a c h e d r e a l i z e dt o p r o d u c e4 0 0 m p aa n d5 0 0 m p as u p e rs t e e l i nc o n d i t i o n o t p r e s e n te q u i p m e n t i n a n s t e e i k e yw o r d ：l o w c a r b o ns t e e l ，c c 1c u r v e s ，f e r r i t e ，g r a i nr e f i n e m e n t ，y i e l ds t r e n g t h 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 l i n g i y6 6 9 3 1 9 昆明理工大学学位论文原创性声明 本人郑重声明：所呈交的学位论文，是本人在导师的指导下( 或 我个人) 进行研究工作所取得的成果。除文中已经注明引用的内 容外，本论文不合任何其他个人或集体已经发表或撰写过的研究成 果。对本文的研究做出重要贡献的个人和集体，均巳在论文中作了明 确的说明并表示了谢意。本声明的法律结果由本人承担。 学位论文作者签名： 日期： 休诵霉 p p 多年2 月声严日 关于论文使用授权的说明 本人完全了解昆明理工大学有关保留、使用学位论文的规定，即： 学校有权保留、送交论文的复印件，允许论文被查阅，学校可以公布 论文的全部或部分内容，可以采用影印或其他复制手段保存论文。 ( 保密论文在解密后应遵守) 导师签名：二隧蛏论文作者签名：丛盗聋 日 期：兰! ! 生! ! 月 兰生旦 昆i 朔坶1 1 人学坷! l j 学位论文 辣一节绪论 1 1 前言 第一章绪论 钢铁j r 业在我国的整个发展过程l 都起着举足轻重的作用。铡铁材料具有价 格低廉、资源牛富、生j “规模大、易于加工使用、性能可靠、便f i i | l 收等特点， 在一：卜。世纪，钢铁仍然足占主导地位的结构材料| | i 。 我国钢铁工业在钢产量突破1 亿吨以后，钢产量已经不再是主要矛盾，随着 社会的发展，对高强度高韧性材料的需求越来越大，如航天、窄i h j 丌发、海洋开 发等均需要高强度高韧性的材料。现在，国内对钢铁材料的需求现_ r 结构性的 相对过剩，大量中低质量铡材过剩和高质量板带不足，这是“钢铁大l 鲴，但不足 钢铁强国”的真实写照。但足，我国当前生产的钢材还有巨大的性能潜力，有9 ( ) 以i 已生产的最高强度只有理论强度的1 6 i 7 1 2 i 。为满足经济和国防建设的需 要，必须走一条新路，以质补量，研究丌发性能更好的新一代钢铁材料。 当今世界各国f 努力致力于向“高洁净、高均匀性、超细晶”方向丌发新 代钢铁利料，即超级钢。本和韩国分别于l9 9 7 和】9 9 8 年丌始启动新代铡铁 剌料的研究工作1 卜6 i ，经过几年的研究，已取得许多成果。为了满足我国经济和社 会发展对钢铁材料的需求和解决钢铁工业【面临的可持续发展问题，我国在19 9 8 年 l f 式牖动了国家9 7 3 项日一一新一代钢铁材料的重大基础研究1 7 i ，浚项目的目标是 将现有的结构用钢的强度指标提高i 倍，并满足韧性和各种实用性能的要求。并 探索提高钢材强度和使用寿命的规律，特别是提高钢的洁净度，改善钢的均匀性。 细化钢的晶粒度和组织对钢材性能的影响。目的是通过利用各种现代技术对传统 钢铁材料进行处理，使其歌得最佳的综合使用性能以充分挖掘钢铁材料的潜力， 碳素钢月j 量大，成本低，显著提高其强韧啦i ：具有重要的一q k 价值。研究工作取得 突破性进展，已率先在工业生产条件下牛产f h 铁索体晶粒为l - t i n 左z i ，屈服强度 达到4 0 0 m p a 的超级结构铡带，并成功地应用于汽车工业h 】。 铡铁材料的性能与其组纵形态密切相关，u 钢铁材料的显微组【纵形态是由钢 的化学成分和j l i 产i ：艺决定的，通过纠织的有效控制可决定钢铁材料的性能水平。 d 6 粒细化是提高材料强韧件最有效的方法之 ，对相同成分的钢，组彭 细化或超 细化后，材料的强韧性将显著提高。在品粒细化的基础l ，通过适当的相变强化、 沉淀强化以及圊溶融化的配合，可以使材料的综合性能得到改善，或能够满足l i 舅盟哩! 上厶堂! ! ! ! 堂焦堡墨 笙二垦缝堡 同使h 1 性能的要求。在这方面，控轧控冷技术是进行组织控制，实现低成本高性 能钢，l 二产的有效途释。轧制过程及轧后冷却过程的组织演变规律是控轧控冷理论 的基础，随着现代轧制技术的发展和新一代钢铁材料研究开发的进行，简单成分 系钏轧制过样及轧历玲卸过程组织演变的理论及控制技术变得越米越重要。 1 2 钢的强化机制 根据钢的性质和所含元素的作用，可以同时采用不同的强化机制进行强化， 从而得到多种强化机制的综合效果。钢中的主要强化机制有：固溶强化、位错强 化和弧晶强化、细晶强化、沉淀强化和相变强化。为了得到高强度钢，要了解各 种强化方式的作f j 大小和基本的规律，从而更好的制订工艺取得最好的强化效果。 1 2 1 固溶强化 即采刚添加溶质元素使固溶体强度升高，苴强化是由于运动的位错与异质原 子之f i i j 的牛f f 互作用的结果。强化的效果规律如下： ( 1 ) 溶质元素溶解量增加固溶体的强度也增加，碳钢既是如此。 ( 2 ) 溶质元素在溶剂中的饱和溶解度愈小，其固溶强化的效果愈好。 ( 3 ) 形成间隙固溶体的溶质元素( 如c 、n 、 等元素在f l e 中) 强化作用大， 形成置换式崮溶体( 如m 1 1 、s i 、l ，等元素在l ? c 中) 的溶质元素。 ( 4 ) 溶质- j 基体的原子差别愈大，强化效果也愈显著。 钢中最卜要的合余元素m n 、s i 、c r 、n i 、c u 和 ，都能构成置换固溶体。并促 使屈服强度和抗拉强度呈线性增加。c 、n 等元素在h 中形成间隙固溶体，但溶解 度都很低，且随温度下降而大大降低。因此，它们在固溶含量内对屈服强度和抗 拉强度的增l 殳影l 恂都很小。但在过饱和的吲溶体中由于c 、n 原子有很好的扩散能 力，形成的时效过程丌使屈服强度、抗拉强度提高，但却大大降低了韧性。然而 钢中的碳对强度起着举足轻重的作用，因为碳在组织中以渗碳体( 或珠光体) 形 式存在时能产：_ ：很大的强化作用( 相变强化) 。 1 2 2 位错和亚晶强化 塑性变形意味着在位错运动之外还不断形成新的位错，因此位错密度随着变 形而不断增商，实现了加工硬化，使强度增加。 在易j 二交滑移的金属中，应变量超过一定程度后，位错将排列成三维亚结构， 当这些亚结构的位错墙呈松散的缠结形貌时，称为“胞状结构”，当位错墙变窄且 垦婴型三丕堂堡! 二堂熊堡皇笙二至堑堡 轮廓分明时，则称亚晶。低温加工的钢铁因动态、静态回复形成业品，其本身是 位错墙，亚晶细小位错密度也高。 总的来说，当位错密度很低时，仅考虑晶界的作用，当位错密度很高时，主 要考虑位错和位错胞状结构的作用；当这些位错重新排列丽组成发达的亚晶时， 这时主要考虑亚晶的作用。 1 2 3 细晶强化 晶界上原子排列的正常结构遭到破坏，面产生晶界能，晶界处不易产生塑性 变形而使金属强化，特别是大角度晶界作用更大。晶粒越细小，晶界越多，晶界 阻力也越大。缅晶强化是钢中最重要的强化方式之，也是能同时提高强韧性综 合性能的最重要的方法。根据位错理论计算得到的屈服强度与晶粒尺寸关系式， 即a 1 卜) 1l c h 公式如下t 9 i ： 口。= 盯，+ k y d 一 ( 1 ) 式叶1 的盯是常数，大体相当于单晶体时的屈服强度，k 是表征晶界对强度影响程 度的常数，n 是有效晶粒尺寸。 【l | 于品粒细化是唯一能够同时提高钏强度和韧性的方法，区l 此多年来人们 一直通过多种手段致力于晶粒的细化。目前在我国一般钢厂中所生产钢材的铁素 体品粒矗径大致为14 2 ( ) 1 tf l l ( 相当 二a ”mn o 8 9 级的铁素体晶粒度) 。在 般的普碳软钢中大约一半的强度来自晶粒细化。金属材料领域，要想大幅度的同 时提高材料的强度和韧性，最好的方法是细化晶粒。有人用超纯、超细铁粉，选 取不同粒度挤压成型后测量粒度和强度的关系，或将奥氏体不锈钢反复挤压、细 化成型后测量这种关系。从而证明：金属材料可细化到微米和亚微米级，在这个 范闻内，强度和晶粒度仍服从a l 卜f ，e t c h 公式。材料从传统细晶( 1 0 “f i l 或稍大) 细化到i 1 t i i ，强度将提高一倍。如果细化到亚微米范围，在f j 5um 时仍维持 l i 。1 l ，。l c h 公式，晶粒再细化，这种关系会出现偏差。 如果钢的组织是铁索体珠光体、马氏体、贝氏体等时，此时晶粒直径f j 则为 广义的品粒直径，如对珠光体组织 盯= o - ，+ k y s l 7 ( 2 ) 式中s 是珠光体层片间距，n = i 或n = i 2 ，但它不是一个反映材料本质的常数。 对于板条马氏体或雌氏体组织： 口，= o - ；+ k y ， 垦盟兰竺王叁堂堕i 堂丝堡塞 笙二垦塑堡 式中i 为板条马氏体尺寸，典型值为0 zum ；k 是由板条尺寸面导致的强化 系数护l l5n m r 。对于不同的组织，盯，中所包含的强化因子各不相同。 在一般的普碳钢中大约一半的强度来自于晶粒细化。可见晶粒细化是钢中最 为重要的强化方式之一。国际上工j 发达国家的各种产品的有关数据如表1 1 所 示l ： 农1 1 各种产品可达到的最小晶粒直径及相应的强度增量 产品晶粒直径d umd2 m mkd 。! m p i 厚扳8 】0】0 j2 l7 4 20 9 薄板5 j42 44 l j 二火扳材和棒材 5l4244 带材 ：l 4l827 8 3 i3 实验室最佳止火材料 ： 4j6 1827 8 3 l3 实验室最佳控轧材料 l 22 54 ：i5 t h 1 。2 。4 沉淀强化 材料通过皋体中分布有细小弥散的第二相质点而产t 卜强化的方法称为篼二相 强化或分散强化。第一二相质点是指除基体外的所有其他相的质点，如碳化物、氮 化物、氧化物、金桶i 1 | j 化合物、亚稳中问相等。产生第二相质点的方法可以是从 过饱和固溶体中沉淀析出，也可以通过其他方法加入，后者一般称为弥散强化， 而前者称为沉淀强化( 或析出强化、时效强化) 。在一般金属中主要采用比较经济 的沉淀强化束得到第二相质点。第二相能沉淀析出的必要条件是固溶体台金溶解 度随着温度的降低而减小，因此加热后得到的过饱和固溶体将随着温度的降低而 析i q j 。 高温时在奥氏体内形成的粒子虽然对控制晶粒长大有效，但因为粒子尺寸太 大，并且相距太远，不会造成强化。因此，强化粒子是低温时在奥氏体或铁素体 内形成。 总之，沉淀强化是一种非常有效的很重要的强化方式，添加微量的合金元素， 就可获得成酉兆帕的强度增量，而且，微合金氮化物还有相当重要的晶粒细化作 用l 。因此，微合余氮化物的沉淀强化是钢中最重要的的强化方式之一。 垦塑望三丛兰坠! 兰：垡丝塞塑二堡堕堡 1 2 5 相变强化 相变强化主要是马氏体强化和贝氏体强化。热轧后加速冷却足提高钢材力学 性能的有效途径。与常规热轧相比，其产品的室温组织将从多边形铁素体( u ) + 珠光体( f ) ) 过渡为贝氏体( i j ) + 多边形铁素体( o ) 为主的组织。自7 0 年代至今， 由l i 虬a 钢和低碳钢刀：发出的显微组织为贝氏体( 1 j ) + 多边形铁索体( u ) + 珠光 体( i ，) 的钢，显示了优良的性能指标和应j _ j 前景i 坨i ”。 控制轧制和控制轧制厉的控制冷却相结合。可以在降低微合金元素含量或含 碳量的情况下，在强化微合金钢的同时又能保持较高的低温韧性。在加速冷却过 程中起作用的主要是相变强化以及达到加强的a 晶粒细化或碳氮化物沉淀强化效 果。通过轧制后的加速冷却，可以使未相变的y 晶粒发生相变生成微细的多边形 铁素体晶粒，使a 晶粒更加细密，且内部还可能包含亚晶粒。这种包含亚晶粒的 混台组织可以使强度增大。低碳钢轧后经加速冷却，当终冷温度在适当范围内时， 将产生粒状贝氏体组织，这种组织具有较高的显微硬度值和较大的体积百分数。 粒状贝氏体的鼹微硬度值比珠光体的湿微硬度值商，这足闲为札状贝氏体巾位错 密度商，基体上又均匀分布弥散而细小的碳化物，同时在粒状贝氏体斗1 1 变时生成 的粒状贝氏体的百分含量也相当高，因此钢的整体强度增加。 综上所述，在控轧控冷中主要利用的强化手段是固溶强化、沉淀强化、晶界 强化亚晶强化和位错强化。这些因素剥钢的强度影响也可以用i h i l 卜ic h 形式 表示成 盯。= ( 盯。，+ 盯。 仃。+ 仃、) + k 。i ) 。： ( 1 ) 式中盯。为铁素体的屈服强度；a 盯。为固溶强化的作用；盯t 为沉淀强化的作用； 。为位错强化的作用；d 为晶粒直径；k 。为晶粒尺寸系数；式中括号内的数值 等于单晶体的屈服强度盯，”i 。 1 3 控轧控冷技术1 2 0 提高钢的机械性能，降低成本，应该通过控制轧制和控制冷却的方法得到超 细晶粒的组织，从而提高钢的性能。通过经济和高效的热机械处理在线获得微米、 弧微米级的超细晶粒组织是未来钢铁材料的发展方向。在传统的热机械处理方法 h 控制轧制是公认的最有效的方法之一。存控轧钢中获得超细品的主要方法和 理论是：在奥氏体未再结晶低温区进行大变形，增加未再结晶奥氏体晶界、形变 带和位错孪晶等晶体缺陷以提高铁素体形核的有效晶界面秘，从而细化铁索体组 垦型里三! 兰塑! 二堂笪迨些 蔓二童堕堡 织，达到最佳的强韧化效果。 以前，热轧只是赋予钢铁材料以工业原料所需外形的成形工序。但是自从控 轧出现厉，人们发现热轧还是细化钢材组织赋予钢材以优良特性的工序。几乎可 以说细化铡的组织足同时改善钢的强度和韧性的唯一方法。在钢铁材料巾厚板对 质量的要求非常高，而且其产品的相当一部分是以热轧交货的。控制轧制可以通 过调控钢坯加l 热剐轧制条件，使材质获得某种程度的改善。因此充分利用控制工 艺来提高产品的实物质量已正式成为世界范围的普遍追求。 控制轧制足指从轧前的加热到最后轧制道次结束之前的整个轧制过程实现最 佳控制，以使钢材获得预期良好性能的轧制方法。从根本上讲，控制轧制可最适 当地控制钢的成分、加热温度、轧制条件( 轧制温度、变形量和轧后冷却) 及在 轧后即得到细小晶粒的组织( 对低碳钢主要得到铁素体组织) ，从而获得高的强度 和韧性。 控制轧制的本质是通过细化晶粒而生产强韧化钢。在控制轧制工艺过程中， 热轧中和热轧后的再结晶主要由轧制条件和所添加的微台金元素来控制。在控制 轧制之后的加速冷却过程中，奥氏体的碳、氮化物沉淀对强化也有一定程度的贡 献。f 1 的在于产生更细小铁素体晶粒或强化组织的控制轧制工艺目前也已出现。 1 3 1 控制轧制的四个阶段 在控轧控冷艺中，基本上二分为四个阶段，图1 1 描述了四个阶段的组织变 化情况i ”i 。 第一阶段为再结晶奥氏体( y ) 区域轧制( 约9 5 0 c 以上) 。在高温轧制后急 速进行再结晶，此阶段将因加热而粗化的奥氏体晶粒经反复轧制一再结晶进行细 化，再结晶区轧制足通过再结晶进行奥氏体晶粒的细化，此阶段中央氏体的进一 步细化较为困难，它是控制轧制的准备阶段。 第二阶段是末再结晶奥氏体区域轧制( 约9 5 0 。c a r 3 之间) 。随着轧制温度 的f 降，奥氏体再结晶被抑制，仍保持加工硬化状态。随着压下量的增加，奥氏 体晶粒伸长，同时晶粒内有大量形变带。y a 相变时在y 晶粒界和形变带上都同 等地产生“核，使u 的形核点增多，n 晶粒进一步细化。此区轧制由于变形带的 产生，实际足分解了y 晶粒，这是控制轧制最重要的阶段。 第三阶段足在( y + a ) 两相区轧制( 约a r 3 以下) 。在此区轧制时，未相变 的y 品粒更加仲长，在晶粒内形成形变带，另一方面相变后的n 晶粒在受压下在 晶粒内形成距结构。 6 昆驯理f 一大学蟛 学位论文笫章缔论 世 赡 悠7再结晶典氏韩品粒 是艘、蓬汇胺瞄躺 ；+ 。、起碧氟 r 1 毽盏建萝舍变形蛆1 只自q 奥。 加速降却 时间 剧1 1 控轧控冷工艺的四个阶段 f i g 1 i f o u rp h a s e so ft h ec 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 l i n g 第四阶段为轧后加速冷却。在特定温度区( 5 0 0 6 0 0 ) 内增加冷却速度。 使未相变的v 晶粒发生相变变成微细的多边化晶粒。o 晶粒更加细密，且内部包 含弧晶粒，这种包含亚晶粒的混合组织可使强度增大，同时亚晶粒的形成也使v t r s f 降。 一般热轧得到的a 晶粒为2 ( ) u1 1 1 ，轧后施行正火处理可使。品粒细化至1 0um ； 控制轧制后加速冷却可以得到约1ui n 的。晶粒。松村等的报道采用 ： 以j 二稍高 温度进行大形变量轧制得到约2um 的a 晶粒，为目前报道应用控轧得到的最细小 组织f 2 4 1 。 1 3 2 控制车l 制的要素f 2 州3 0 ( 1 ) 微合金元素的作用 在控制轧制工艺中，微台金元素( n ) ，r i ，v 等) 得到了广泛的应用，控轧钢 中加入微合金元素，其主要目的是为了与控制轧制相配合，达到最大程度的细化 晶粒的目的。n h ，h ，v 是最常用的细化晶粒的元素，它们能在钢中形成碳化物、 氮化物或碳氮化物，这些析出物的细小质点可以钉扎晶界，具有强烈阻碍晶粒长 大的作用。以上三种元素对品界的钉扎作用是依次降低的，在微合盒中，复合微 合金化的作用大于单独加入某种元素的总和。 利用合金元素沉淀强化的作用，可以使钢的强度明显升高，但不采用控制轧 制会使钢的韧性变坏。只有通过控轧，在热变形过程中析出特定大小的质点，阻 【r 再结晶后的晶粒长大，使晶粒细化，取得提高钢板强韧性的目的。同时合金元 素的加入可以提高再结晶温度，扩大奥氏体未再结晶区，有利于低温控制轧制工 垦型堡! 厶堂堡! 堂些堡塞 篓二童堕鲨 艺的进行。 控制轧制可以细化晶粒，改善钢的强度和韧性，但由于形变诱发相变，使a t 3 温度提高，特别是在末再结晶区这种作用更为明显，导致铁素体在较高的温度下 析 _ i j 轧厉缓慢冷却会使晶粒长大，因此轧后要控制适当的冷却速度。 ( 2 ) 加热温度对控轧效果的影响 奥氏体t f 1 粒t 、j 的人小直接影响到轧历的龇粒尺、】随着加热温度的升高， 奥氏体品粒长大，在1 15 0 时，奥氏体晶粒较为均匀，超1 1 8 0 ，由于晶界的碳、 氮化物完仝【吲溶，对品粒长大的m 碍作用消失，奥氏体晶粒开始急速长大，因而 坯料的加热温度不应该超过8 0 ，降低加热温度，利用晶界铌钒等的碳氮化物 对晶粒长大的抑制作用，取得细化晶粒的效果。而且降低加热温度可以缩短在高 温区轧后的停留时间，避免再结晶的奥氏体晶粒在高温区不断长大，而得到粗大 的晶粒组织，= ：1 i 利寸二韧性的改善。 ( 3 ) 变形量与低温韧性的关系 为了避免耕l 大奥氏体晶粒的出现，在高温区必须给以大的变形量，使变形晶 粒完全再结晶，才能得到均匀的奥氏体组织。在奥氏体未再结晶区( 9 5 0 a t 3 ) 进行轧制，变形晶粒不再进行再结晶，而是沿轧制方向拉长，形成大量滑移带和 位错，合余元素的碳氮化物优先从这些部位析出，而且主要沿着奥氏体晶界析出， 可以阻止品粒k 大，因而相变后的品粒更细更均匀，铁索体含量增加。随着道次 变形最和此区问总变形量的加大，变形带的数量增加，分布更均匀，得到理想的 组织结构，使钢的屈服强度增加，脆性转变温度降低，并且韧性特别是低温韧性 得到明显改善。 ( 4 ) 轧后控冷对组织的影响 轧制后的冷却】速度对铁素体晶粒尺寸和贝氏体含量有明显影响。一般认为较 为合适的冷却速度为i 1 5 s ，控制轧后冷却速度可以增加强度，而不损害韧性， 终轧温度可以在5 5 0 6 5 0 c 之间，对钢的韧性影响不大。 1 3 3 控轧控冷工艺的内容1 1 8 1 擦轧控冷工艺对提高钢铁材料的强度起着十分重要的作用，控制轧制3 2 艺的 内容主要包括： ( 1 ) 轧制坯料加热制度的选择 现在国内外都有降低加热温度的趋势。为了细化晶粒，提高成品质量，得到 较高的力学性能，在轧机能力许可的条件f ，要尽量的降低加热温度。 垦堕型王盔堂壁堂笪堡塞 笙童缝堡 ( 2 ) 选择与设计控制轧制工艺的类型 对于钢，为了细化晶粒提高性能，要在奥氏体未再结晶区进行大压下量的变 形，以诱导铁素体相变形核，达到细化晶粒的效果。 ( 3 ) 控制轧制工艺参数的选择 钢铁在轧制的道次变形量要分别满足奥氏体再结晶区和未再结晶区变形量的 要求，还要考虑实际生产中轧机的能力。在ar 。湿度以上要采用大的道次压下量。 ( 4 ) 控制冷却工艺选择 对于钢铁的控制冷却要采用轧后快冷的工艺。通常，在轧制实验中主要采 用低温、大压下变形和加速冷却的原则，其可以在生产中获得晶粒尺i j 为l 0um 的产品。目前，在诸多的细化方法中，只有1 1 m c p 方法具有大生产应用的前景。在 钢铁的控制轧制中，通过在奥氏体未再结晶区轧制可有效的细化a 晶粒。在奥氏 体未再结晶区使以低温和大变形是获得超细铁索体组织的最有效方法之一，特别 是单道次大应变量对铁素体细化的效果更为显著。通过对奥氏体未再结晶区的大 压下轧制，可有效的减小奥氏体的晶粒尺寸，提高变形奥氏体的位错密度，增加 形变带和位错孪晶等晶体缺陷，从而增加奥氏体向铁索体转变的形核地点。在轧 制后加速冷却的特点适于热轧后的y 一- a 相变范围内进行加速冷却，这样会细化 a 晶粒并进一步提高强度和韧性。关于加速冷却引起晶粒细化的原理，可以通过 考虑等温变形过程中，相变对n 晶粒的影响来理解。对于不同的形核位置，等温 生成的a 晶粒尺i r 均和形核速率的平方根与抛物线速率常数的比值有关：，知。 因此，当式、厂7 n 随转变温度的降低而升高时，等温形成的n 晶粒尺寸随转变温 度的降低而减小。 在钢铁的热轧过程中，主要研究各种工艺参数如：变形温度、终轧温度、变 形速率、道次压下量、道次间隔时间等对钢铁组织性能的影响。 1 4 形变奥氏体的相变机理 1 4 ，1 奥氏体变形对铁素体相变的影响 变形对奥氏体一铁素体相变的热力学、动力学过程均具有强烈的影响，形变 奥氏体一铁素体相变可以说是轧制过程组织演变及控制、实现铁索伟晶粒细化的 基本理论之一。自上一世纪r i o 年代以来，随着控轧控冷技术的不断发展，国内外 冶金界对于形变奥氏体一铁索体相变的理论问题进行了大量的研究_ l 作1 3 ”i ，有 关柏变的热力学、动力学体系也闩臻完善。 堡些些! 尘望型! ! 兰丝堡兰 笙：皇绩堡 相变i i j 奥氏体的状态可以分为再结晶状态和未再结晶状态。在变形温度较高 刚通过再结晶过程的反复进行可以细化奥氏体晶粒，因此在奥氏体再结晶区的变 形对奥氏体一铁索体相变的影响主要是通过细化奥氏体晶粒来实现的。相变前奥 氏体品粒细化，可以使相变后的铁索体晶粒得到细化。相变前细化奥氏体晶粒还 会使 ，3 点升高，从而增加了先共析铁素体量。 奥氏体术阿结晶区变形对奥氏体铁索体相变的影响要比奥氏体再结晶区变 形的影响剧烈得多。这种影响总的来说具有如下特征：首先变形明显地加快了奥 氏体一铁索体相变的动力学过程，而日随着变形量的增大这种加速作用越大：其 次足在转变的初始阶段变形的加速作j = ；l 更为明显，随着转变过程的进行变形的影 响逐渐减弱| _ i 。之所以具有这种特征是由于奥氏体未再结晶区变形具有如下特点： 奥氏体未再结晶区变形使奥氏体晶粒拉长，形成饼形晶粒，增大了晶界面积：变 形将奥氏体品粒边界处的退火挛晶激活成铁素体形核地点；在变形奥氏体中形成 变形带，而这形变带也可以作为铁索体的形核部位3 。此外，变形对相变的加速 作用还i l l 于奥氏体晶界会发生应变集中，从而提高了晶界上铁素体的形核率。 关r r 变形带对铁素体形核的作用，田中 35 i 认为变形带可以起到分割奥氏体晶 粒的作用，也就是未再结晶区变形在奥氏体晶粒内部产生的变形带可以将奥氏体 品粒分割成几个小区域，因而增加了铁素体的形核部位，得到更细的铁索体晶粒。 奥氏体未再结晶区变形对奥氏体铁素体相变的影响还表现在对a r 3 的影响 l 。大内千秋等研究了变形对铁素体相变开始点a ，3 的影响，结果表明对于含n b 来说，随着变形量的增加，a ，3 先是上升，当压下量超过4 0 以后，便不再升高； 对于s i _ m n 钢来说，变形温度在8 8 0 以上时，压下率超过1 0 以后a 一，点几乎不随 压下量的增加而变化，并且在这一温度范围内温度对a ，x 也几乎没有影响。 | i , e n g o c 1 0 n 等1 3 i i 以一种cm n 一- n b 钢为研究对象，采用扭转变法详细研究了 冷却过程形变奥氏体的组织演变过程。认为在奥氏体未再结晶区由于变形累积的 应变能在过冷度较小的情况下是铁索体形核的主要驱动力。铁素体形核在转变初 期是位置饱和型的，大量的铁素体晶核在奥氏体晶界形成，随着冷却过程的进行 铁索体转变量增大，且伴随着铁素体的粗化过程，而这种粗化过程在转变的后期 尤为重要。铁素体最终晶粒尺寸不是由形核密度确定的，而是由转变速率、铁素 体粗化速率以及在奥氏体晶粒内部能够被激活的形核部位三者之间的竞争来确定 的。j p c 夕1 - ，hi m g o c h e a 等还指出了形变奥氏体连续冷却转变过程会引起组织不 均匀的题，v m k h le s t o v 等 ”1 也指出了同样的问题。 i 嗣村今男等将变形对奥氏体一铁素体相变的促进作用称之为应变诱导相变 垦塑垄三盔堂堕主堂垡迨塞第一章绪论 ( s t f a in i n d u c e d t r a n s f o r m a t i o f t ) 或应变强化相变( s t r a i ne n h a n c e d t r a n s f o r m a t i o n ) 。y a d a 等【3 6 1 发现c - m n 钢在一定温度范围内变形过程中就会有铁 素体析出，这也被称之为应变诱导相变( s t r a i nin d u e e dt r a n s f o r m a t io n ) 。应 变诱导铁素体相变也特指为变形过程中发生的相变，即形变诱导铁素体相变 ( d e f o r m a t i o ni n d u c e df e r r i t et r a n s f o r m a t i o n ) 3 7 1 。 在有关应变诱导铁素体相变的一些文献3 8 4 0 1 中，其判断应变诱导铁素体相变 的根据主要是试样变形后的淬火组织，如果淬火组织中有铁素体，则认为变形过 程中发生了相变，因为这些铁素体不可能在快速淬火冷却过程形成。 应变诱导铁素体相变的驱动力仍然是形变能，一些文献认为应变能的作用很 大，以至于在a 。；以上很高的温度下仍然可以发生应变诱导相变，但这似乎有悖于 传统的热力学。关于应变诱导铁索体相变的机制问题，有文献认为是块状转变， 其依据是在变形后淬火试样的心部得到了9 0 以上的铁索体而投有珠光体，这在淬 火条件下是无论如何得不到这样的组织的c 3 引。y a d a 等发现超细晶铁素体的形成在 应变速率达到2 5 0 s “时对应变速率不敏感，在这样高的应变速率下碳的扩散应当被 抑制，而在应变速率较小时，应变速率增加有助于应变诱导相变，因此认为碳的 扩散在此不起重要作用，但用块状转变和马氏体转变均无法解释这一实验现象。 可见应变诱导铁素体相变的发生条件、相变机制等许多理论问题还需要系统的研 究。 1 4 2 奥氏体变形对珠光体相变的影响 v m k h l e sg o v 等l 对从亚共析钢到过共析钢的约2 0 个钢种研究了变形对奥 氏体一珠光体相变的影响，结果表明，变形对奥氏体珠光体相交的影响与变形 对奥氏体铁素体相变的影响相同，具有如下特点： ( 1 ) 变形对奥氏体一珠光体相变具有加速作用，这种作用随着变形量的增大 和变形温度的降低而增大。 ( 2 ) 在相变的初期变形的加速作用非常大，但随着相交的进行，加速作用逐 渐消失。 ( 3 ) 相变温度较高，也就是变形过冷度较小时，变形对奥氏体分解的加速作 用较大。 v m k h le s t o v 等 3 3 l 认为变形对珠光体形核和长大的影响与对铁素体形核和 长大的影响没有本质的区别。珠光体的形核无论在变形奥氏体和未变形奥氏体中 均主要在奥氏体的晶界，但变形试样的形核率要比未变形试样的形核率高2 - 3 倍， 1 1 垦些里- l 丛! l 墅主堂丝堡三堇 茎= 童堕堕 但珠光体的长大速率却基本不受变形的影响。但梅本等根据对工具钢中变形奥氏 体向铁素体转变过程的研究，认为在未再结晶区轧制变形3 0 的工具钢中，珠光体 棚变的形核地点有如下特点：1 ) 相变初期珠光体优先在晶界形核；2 ) 随着相变 的进行，珠光体在退火挛晶界和奥氏体晶界处均发生形核：3 ) 珠光体在变形带上 形核：1 ) 珠光体在晶粒内部形核。梅本等还认为有三个因素促进了形变奥氏体向 珠光体的转变：1 ) 晶粒拉长引起的奥氏体晶界面积增加；2 ) 晶粒内部形核地点 的增加：3 ) 晶界上形核速率的增加。这三个因素中，晶界形核速率的增加是最重 要的因素，其次是晶粒内部形核地点的增加，奥氏体晶界面积的增加的影响效果 最小。 对于碳含量较低的皿共析钢来说，珠光体转变是在先共析铁素体析出之后发 生的相变过程，在连续冷却过程，由于珠光体转变需要在奥氏体中聚集一定的碳 含量，所以珠光体转变与铁素体转变有联系，且受铁素体转变过程的影响。 1 4 3 奥氏体变形对贝氏体相变的影响 贝氏体相变既不同于扩散型的奥氏体一铁索体相变、奥氏体一珠光体相变， 也不同于非扩散型的马氏体相变，其相变机制一直存在争论弘卜4 引。经典的切变学 说认为贝氏体相变在本质上与马氏体相变类似，贝氏体铁素体首先以等成分过饱 和固溶的形式形成，然后发生碳从过饱和铁索体中脱溶的过程。a a r o n s o n 及其合 作者则试图将魏氏组织铁索体侧片台阶长大机制推广到整个中温区的贝氏体相 变，提出了贝氏体相变的台阶扩散长大机制。俞德剐、王世道等【46 l 提出了贝氏体 相变的类平衡切变长大模型( p a r a e q u i l ib r i u ms h e a rg r o w t h ) ，其主要观点是： 1 ) 贝氏体相变过程是一个相界切变迁移和碳扩散耦合的转变过程，因此贝氏体相 变开始点b s 是新过程的开始，而不是高温相变的某种延续；2 ) 在相应条件下， 具有足够高扩散能力的碳原子可在铁素体奥氏体相界的两侧建立起碳的化学平 衡状态( 由于点阵切变应变能的作用，只能是类平衡状态) ，由此限定了贝氏体的 缓慢长大动力学；3 ) 相界位错切变驱动力来源于铁及置换原子化学位的不平衡， 铁原子的位移式切变产生贝氏体表面浮雕和相关的晶体学特征，并显示出贝氏体 长大中相界委移的非热学特性；4 ) 相界动力学作用将使铁素体奥氏体相间配分 的碳原子部分地为相对快速运动的相界“拘陷”，造成较低温度区域相变产物部分 过饱和；5 ) 在5 5 0 。c 以下，f c c b c c 点阵类型改变有热力学条件可以实现切变机 制操作，而相变的扩散长大可延续到4 0 0 ，在5 5 0 。c 一4 0 0 c 存在两种机制的动力 学竞争和两种机制的重叠。 1 2 垦堕堡三盔堂塑主兰垡堡塞 星= 童缝鲨 有关贝氏体相变机制的这些争论说明了贝氏体相交的复杂性，贝氏体相变的 这种复杂机制导致了变形对贝氏体相变影响的复杂性，变形条件和相变条件的不 同会导致变形对相变影响结果的不同，所以不同作者在不同实验条件下有时得到 看起来互相矛盾的结果。在不同钢种和不同变形条件下，变形对贝氏体相变的加 速作用和延迟作用( 机械稳定化) 均被观察到。d a v e n p o r t 认为奥氏体晶粒细化和 奥氏体的变形可