材料加工组织性能控制

材料加工组织性能控制材料加工组织性能控制 材料加工物理冶金学 二战期间大量的船舶脆断 提高钢材的韧性 解决办法提高Mn C比 铝脱氧 正火工艺 低温大压下 构成控轧控 冷的基础 第一章绪论控轧控冷技术的发展 60年代发现Nb的强化 作用 为控轧工艺的发展提供了理论依据 70年代后应用普及 新 钢种 新工艺逐渐开发出来 控制轧制 控制冷却的方法称为热机械控制工艺 TMCP Thermo MomechanicalControlled Processing 热加工中的微观组织性能控制塑性加工的作用 改形 改性形变热处 理 热挤压图6挤压过程可能产生的组织变化轧制锻造 大型锻件金属 流动非常复杂 经验成分占主导地位 锻造设备以及辅助工具不完 全配套 毛坏为含有粗大的树枝状晶粒 偏析严重 孔洞 疏松 夹杂等缺陷的大型钢锭 研究进展 德国Aachen大学的R Kopp教授采用不断细化网格的有限 元法对热镦粗时的动态再结晶状况进行了数值模拟 引入边界条件 对于有限元数值模拟的影响 并对模锻过程中的微观组织结构变化 进行了模拟研究 清华大学也曾采用三维刚粘塑性有限元方法模拟 了热镦粗过程中的动态软化变化过程 图11变形体中软化机制分布示意图 在发生再结晶时 同时伴随有恢 复 图12拔长时随锻造过程的进行各处所发生的软化机制 当前压下 第三砧 材料的化学成分和加工过程 显微组织与力学性能之间的关 系图13化学成分和加工过程 显微组织与力学性能之间关系图图1 2钢材性能与冶金因素 组织的关系组织工艺性能金属材料的力学性 能金属材料的力学性能是指金属在外加载荷 外力或能量 作用下或 载荷与环境因素 温度 介质和加载速率 联合作用下所表现的行为 力学性能通常包括强度指标 S b 塑性指标 韧性指标 k Kc 金属的理论屈服强度切应力与位移之间的关系可表示为令a b则aG bm 2 bxm 2sin 2Gm 图图1 3原子面受力后产生的位移一般金属的剪切弹性模量G104 105MPa 金属的理论屈服强度103 104MPa 实际纯金属单晶体的屈服强度要比此值低100 1000倍 对钢而言 G 78453MPa 理论屈服强度 s 2 12486Mpa 钢的实 际屈服强度远远低于理论屈服强度 2 金属的理论断裂强度断裂强度 x2max 210max aEs 图11 4原子间结合力的双原子模型11 吸引力 22 排斥力 33 合应力 max就是理论断裂强度 高强度钢的断裂强度可达2100Mpa 约为理论断裂强度的十分之一 一般工程材料的断裂强度比理论断裂强度低10 1000倍 原因 实际金属不是理想晶体 滑移过程不是刚性的 整体的移动 在实际晶体中存在有位错 位错具有可动性 位错可以通过点 阵滑移从一个位置移向另一个位置 滑移是一个逐步进行的过程 材料的断裂也可以用位错的塞积 塞积群的扩展和攀移来说明 3 金属的韧性1 韧性的定义及其表示综合应用较高冲击速度和 缺口试样的应力集中 来测定金属从变形到断裂所消耗的冲击能量 的大小 韧性指标A k J ak J cm2 韧性 脆性转化温度T k C 及表示方法 选取一定的冲击功所对应的温度为T k 用夏比V形缺口试样 冲击功为20 34J的T k用V15TT表示 断口面积上出现50 结晶状断口时的温度为T k 以50 FATT表示 以100 结晶状断口时的温度为T k 此时为零塑性转变温度 用NDT表示 图1 5冲击功 结晶断口比例随试验温度变化曲线1 冲击功曲线 2 断口 形貌曲线2 影响冲击韧性的因素 材料的组织 结构的影响1 面 心立方点阵与体心立方 密排六方点阵 2 细小均匀分布的第二相质点与片状相比 3 尖角状 网状连续分布 4 第二相与基体的性质差异 5 内部缺陷的影响 温度的影响三个脆性区冷脆性 蓝脆性 重结 晶脆性 图1钢的几个脆性的温度区域图2不同含碳量的钢的冷脆和蓝脆温度 范围 形变速度的影响图3冲击速度对钢的韧 脆转化温度的影响 试样尺寸的影响试样尺寸 韧性 断口纤维 状区比例减小 韧 脆转化温度提高 原因 第二章钢铁材料强韧化理论金属的强化金属材料强化的基本途径 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 铁晶须直径1 6 m铁单晶纤维 max可达3640MN m2 十分接近铁的 理论屈服强度8200MN m2 2 在有缺陷的金属晶体中设法阻止位错的运动 金属材料中的显微缺陷组织可分为 1 点缺陷 2 线缺陷 3 面缺陷 4 体缺陷强化手段固溶强化 位错强化 晶界强化 第二相粒子析 出强化及相变强化 提高韧性的具体途径 1 成分控制Bucher对C Mn Si钢9563 03 427008676 50210 d PN MnC FATTfPd NSi FATTf2 25 117004419 502121 表2 2合金元素对工业纯铁强度和韧性的影响溶质元素原子直径 25 C 时下屈服点变化 107Pa 原子 冲击韧性转变温度变化 C 原子 P PtMo MnSi NiCo CrV2 182 772 722 242 352 492 492 492 6321 14 93 63 53 52 10 40 0 0 2130 20 5 10025 10 5 Pickering C 0 25 热轧碳钢1 P S的影响P回火脆性和影响交叉滑 移 S增加夹杂物颗粒 减小夹杂物颗粒间距 使材料韧性下降 措施尽可能降低S P含量 加入稀土 Ti Zr等元素 2 C的影响碳量 钢中珠光体量 Fe C相图 50 FATT 措施3 V的影响VN的形成 阻止奥氏体再结晶 细化转变后的晶粒 问题过多的固溶V阻止交叉滑移而影响韧性 9563 03 427008676 50210 d PN MnC FATTf 2 气体和夹杂物控制氢引起白点和氢脆 氮使钢的韧性下降 氧 化物使钢的韧性下降 硫化物硫 锰 MnS夹杂 塑性 减轻硫的有 害影响 缺点热轧钢板横向韧性 措施降低钢中硫含量 加锆 Zr 和稀土等元素 图图2 2铸造工艺对夹杂物总量及韧性各向异性的影响a 顶注 b 连续铸锭 c 压力浇注 d 电渣重熔Ak为20 C夏氏V型值 9 8J b均为5 40MPa 3 压力加工工艺的控制 4 热处理工艺的选择2 1固溶强化强化的实质通过改变金属的化学 成分来提高强度 强化的金属学基础运动的位错与异质原子之间的相互作用的结果 固溶强化分类间隙式固溶强化和置换式固溶强化 1 间隙式固溶强化碳 氮等溶质原子嵌入a Fe晶格的八面体间隙中 使晶格产生不对称正方性畸变造成强硬化 效应 图2 5铁的屈服应力和含碳量的关系柯氏气团作用Snock气团30 xx302 2 baCiN C ss NCss 图2 6 SS C N随C N含量的变化规律Ki由间隙原子性质 基体晶格类 型 基体的刚度 溶质和溶剂原子的直径差及二者的化学性质差别 等因素决定的数值 Ci间隙原子的固溶量 原子百分数 n0 33 2 0之间变化的一个指数 ni iss ssCK 2间隙式固溶强化对塑性 韧性的影响1 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 表碳钢马氏体含量和冲击值的关系马氏体含碳量 冲击值Cv N m xx 165 82 52 碳 氮间隙原子能引起低碳钢的蓝脆 应变硬化指数变大 延伸率降低 蓝脆 同样 螺型位错线附近的Snock气团也会使塑性降低 结论 2 置换式固溶强化畸变大都是球面对称 强化效能比间隙式原子 小两个数量级 弱硬化 元素类型不同 强化效能也不同 图22 7置换式元素对a Fe屈服强度的影响置换式固溶强化通式Ks常数 Cs溶质原子的固溶 量 原子百分数 n0 5 1 0之间 ns s sub ss sub ssCK 2 置换式固溶强化对韧性的影响1 基体中含有置换式固溶原子 如Si P Mn 平面滑移 硬化指数n 均匀延伸率 u 2 钢中加入Ni 或Pt Pd 能促进低温时螺型位错交滑移 使韧性 提高 Si Al使低温交滑移困难 钢的塑性和韧性降低 3 影响钢基体的层错能增加层错能的元素降低层错能的元素4 若能 降低基体的Peierls力 可提高钢的低温韧性 小结固溶强化效果取决于 溶质元素在溶剂中的溶解度大小 溶 质元素溶解量 形成间隙固溶体的溶质元素 如C N B 强 化 作用大于形成置换式固溶体 如Mn Si P 的溶质元素 溶质 与基体的原子大小差别愈大 强化效果 也愈显著 固溶强化机制 位错的钉扎作用 位错运动的摩擦阻力增加 结构强化引起的强化 2 2应变强化 位错强化 位错密度与强度值 增加 v之间关系式B无量纲系数 数量级为1 b柏氏矢量 G抗剪摩 数 位错密度 21 BbGv 图2 10不同结构的钢的强化状态位错对塑性及韧性的影响 1 位错的合并以及在障碍处的塞积会促使裂纹形核 使塑性和韧性 降低 2 由于位错在裂纹尖端塑性区内的移动可减缓尖端的应力集中 使 塑性和韧性升高 图22 11通过冷变形改变的冲击韧性和脆性转化温度2 3晶界强化晶界相邻 的取向不同的晶粒边界区域 或者说是周期性排列的点阵的取向发 生突然转折的区域 晶界特点 1 界面能 2 界面能量高于晶粒内部 3 对力学性能的影响 大角度晶界 小角度晶界 2 3 1晶界强化机理 多晶体内变形的不均性 图节状晶体的拉伸变 形 晶界的阻碍作用 多晶体晶粒的塑性变形必须满足连续性的 条件图晶界对滑移的阻碍作用图在晶界上的位错塞积群2 3 1Hall Petch 霍尔 配奇 公式 i常数 相当于单晶体时的屈服强度 K1反映晶界对强度 影响程度的常数 它和晶界结构有关 和温度关系不大 图2 14软钢的晶粒大小对压缩屈服应力和拉伸脆断应力的影响 压缩屈服应力 拉伸脆断应力211 d Kiy 图2 150 15 碳钢屈服强度和晶粒直径间的关系 静拉 变形速度1 4 102S 1 变形速度2 1 102S 1铁素体一珠光体钢有下述形式的Hall Petch关系式式中 i 和 p分别表示完全为铁素体和完全为珠光体时 的内摩擦应力 f 和f p分别表示铁素体和珠光体的体积分数 f f p 1 d为铁素体晶粒直径 铁素体 珠光体钢中Mn Si含量对屈服强度的影响21 d Kf ffy pp iy 2126 72 9438 54 d fSi fMn fpy 晶界强化对强度的影响铁素体晶粒细化 可以提高屈服强度 d与的比较 晶界是位错运动的障碍 细化晶粒可使材料的屈服强 度提高 晶界强化对塑性的影响晶界可把塑性变形限定在一定的范围内 使 变形均匀化 因此晶粒细化也可以提高材料的塑性 晶界强化对韧性的影响晶界是裂纹扩展的阻力 晶粒愈细 裂纹扩 展临界应力 c愈大 材料的韧性愈高 21 d图2 16晶粒大小与面收缩率的关系经验公式式中A m为常数 对于结构m 12 C mm 1 2 晶粒的均匀程度对A K值也有影响 均匀的晶粒能提高A K值 21 md ATK只有晶界强化机理才能使材料强化的同时又使材料的韧塑性提高 所以细化晶粒就成为控制轧制工艺的基本目标 2 4亚晶强化亚晶界晶内界面 晶粒内取向差在几度范围的各个小区 域 形成条件 在奥氏体未再结晶区或奥氏体 铁素体两相区变形 冷变形后低温回火 强化原因亚晶本身是位错墙 亚晶细小 位错密度也高 强化作用方面与晶界具有类似的性质 对强度的影响式中 i K分别是Hall Petch公式的单晶体的屈服强度和晶界强化系数 D没有亚晶的等轴 铁素体尺寸 d铁素体亚晶的尺寸 f F等轴铁素体的分数 2 1 2121F Fi sfd fD K 2 5沉淀强化定义第二相质点沉淀时 沉淀相在基体中造成应力 场 应力场与运动位错之间的交互作用 沉淀强化 时效强化 弥散强化2 5 1沉淀析出条件固溶度随温度的 降低而减少 过时效图2 17可能出现沉淀强化的合金系2 5 2沉淀强化机理 1 切过第二相的强化机理 2 条件第二相比较细小 与基体存在共格关系 强化原因1 2 3 位错切过第二相质点后增加的相界面 2 绕过第二相的强化机理条件位错绕过第二相质点时的过程示意图 影响沉淀强化的因素沉淀相的部位 形状 沉淀颗粒分布在整个基体上好于分布在晶界上 颗粒形球状比片状 更有利于强化 形变热处理产生强化的原因2 5 3弥散强化特点 1 强化相质点是通过机械混合 压制烧结到基体中去的 没有沉淀析出过程 2 第二相在基体中一般溶解度都很小 甚至在高温下 所以很稳定 不易长大 3 第二相与基体没有共格关系 4 弥散强化合金不要求随温度降低固溶体的溶解度要降低的限制 可以设计大量的弥散合金系统 机理绕过理论沉淀和弥散强化总结 1 沉淀相的体积比越大 强化效果越显著 因此必须提高基体的 过饱和度 2 第二相质点弥散度越大 强化效果越好 共格第二相比非共格第二相的强化效能大 3 第二相质点对位错运动的阻力越大 强化效果越大 沉淀强化对塑性及韧性的影响 1 沉淀强化对裂纹扩展所需要的临界应力 c值影响不大 因此将使 脆性转化温度升高 铁素体晶粒内析出的质点阻碍位错运动 使材料塑性降低 2 微合金钢中Nb V Ti的作用2 6相变强化马氏体 贝氏体强化 强化机理 碳原子固溶强化 1 马氏体点阵为碳所固溶强化 发生的变化1 点阵发生变化 2 碳原子在晶格中的位置发生改变 形成应力场 2 马氏体转变过程中晶粒得到细化 3 位错密度增加 4 马氏体变形时 有时会发生过饱和固溶体的分解 析出新相 从 而阻碍位错运动 相变强化对塑性 韧性的影响 1 马氏体的形成 材料的强度 材料的淬火状态造成了很高的内 应力 韧性 回火处理可不同程度的消除内应力而恢复部分韧性 2 塑性变形可以细化奥氏体或形成位错亚结构 造成亚晶粒 提高 塑性 强化机制总结多晶体的屈服强度在单相铁素体组织的情况下可用Hal l Petch公式表示 y o ky d 1 2 1 d晶粒大小 ky常数 o基体强度 o由晶格强化 固溶强 化 位错强化 淀强化等几部分组成 存在有织构强化 text 亚晶强化 sub等强化项的情况下 1 式变成 y o ky d 1 2 text sub 2 除铁素体外还有珠光体或贝氏体的混合组织的钢 1 式改写为 y 1 f y1 f y2 3 其中f第二相体积百分数 y y 1 y2钢的屈服强度 基体铁素体的屈服强度 第二相的屈服强度 冷脆系数K T K某一变化条件下脆性转化温度的变化值 S同一变化条件下屈服 强度的变化值 K 0有提高脆性断裂的倾向 s KTK 各种强化因素对金属材料强度和塑性的影响总结于表2 4中 表表2 4各种强化因素对强度和塑性的影响强化因素强度塑性固溶强化间隙 强化 置换强化 晶界强化大角度晶界 小角度晶界 第二相粒子强化共 格第二相 非共格第二相 位错强化均匀位错密度 不均匀位错密度 备注 增加 减少 无作用第三章热形变过程中钢的组织变化 低碳钢 低碳合 金钢 3 1控制轧制概念控制轧制 Controlled rolling 热轧过程中通过对金属加热制度 变形制度和温度制度的 合理控制 使热塑性变形与固态相变结合 获得细小晶粒组织 使 钢材具有优异的综合力学性能的轧制新工艺 TMCP Thermo MomechanicalControlled Processing 图3 l各种轧制程序的模式图CR 控制轧制 AcC一控制冷却图3 2控制轧制和控制冷却奥氏体和铁素体的组织变化模式图 轧制温度 向右边降低 上层的组织表示轧制带来的奥氏体组织的变化 下层表示奥氏体开 始相变后不久的组织 特别是下层表示铁素体核的生成地点 轧制三 个阶段控冷作用控制轧制的实质 1 尽可能降低加热温度 目的 2 在中间温度区 如900 C以上 通过反复再结晶使奥氏体晶粒微细 化 3 加大奥氏体未再结晶区的累积压下量 增加奥氏体每单位体积的 晶粒界面积和变形带面积 控制轧制机理 1 Hall Petch关系式 1 2 断口转变温度FATT Fracture AppearanceTransition Temperature 2 210 d kyy 21 Bd AFATT图3 3多道次轧制时轧制温度的影响 实验室数据 0 18C 1 36Mn钢 各道次压下率20 9个道次轧制到20mm轧制温度变化范 围 开始一结束 为200 C图3 4轧制温度对铁素体晶粒直径 屈服点及断口转变温度的影响实验室 数据0 14C 1 3Mn 0 03Nb系钢 RT为加热温度 FT为终轧温度控制轧制的类型控制轧 制方式示意图 a 奥氏体再结晶区控轧 b 奥氏体未再结晶区控轧 c 两相区控轧 1 奥氏体再结晶区控制轧制 又称I型控制轧制 条件950 以上 再结晶区域变形 主要目的对加热时粗化的初始 晶粒轧制 再结晶 细化 相变后细小 的 晶粒 相变前的 晶粒越细 相变后的 晶粒也变得越细 2 奥氏体未再结晶区控制轧制 又称为 型控制轧制 条件950 C Ar3之间进行变形 目的 晶粒沿轧制方向伸长 晶粒内部产生形变带 晶界面积 的形核密度 进一步促进了 晶粒的细化 3 两相区轧制条件Ar3点以下轧制 目的1 未相变 晶粒更加伸长 在晶内形成形变带 相变形成微细 的多边形晶粒 2 已相变后的 晶粒变形 于晶粒内形成亚结构 因回复变成内部含有亚晶粒的 晶粒 组织大倾角晶粒和亚晶粒的混合组织 影响强度升高 脆性转变温度 亚晶的出现 控制轧制三阶段示意图和各阶段的组织变化3 2控制轧制工艺特点 1 控制加热温度加热温度决定轧制前奥氏体晶粒的大小 温度越低 晶粒越细 图3 5含微量添加元素的奥氏体晶粒成长情况低温加热优点 1 避免奥氏体晶粒变粗大 2 缩短延迟冷却时间 粗轧和精轧几乎可连续进行 缺点 1 要减小板坯的厚度 2 含铌钢中铌未固溶 达不到预期的析出强化效果 2 控制轧制温度奥氏体区轧制要求最后几道次的轧制温度要低 原因低碳结构钢的终轧温度含Nb钢的终轧温度 3 控制变形程度 两相区轧制压下率的增加会使位错密度增大 亚晶发达和产生织构等 使钢材的强度升高 低温韧性得到改善 1 轧制不含Nb的普通钢2 轧制含Nb钢I型控制轧制原则1 连续轧制 不要间歇 尤其在 的高温侧 动态再结晶区 原因2 道次变形量 应大于临界变形量 使全部晶粒能进行再结晶 避免混晶产生 原因 4 控制轧后冷却速度钢材于轧后冷却除采用空冷外 还可以采用吹 风 喷水 穿水等冷却方式 由于冷却速度的不同 钢材可以得到不同的组织和性能 3 3控制轧制的效应 1 使钢材的强度和低温韧性有较大幅度的改善 原理细化晶粒 常规轧制工艺铁素体晶粒7 8级 控制轧制工艺铁素体晶粒可达12 级 直径可为5 m 2 可节省能源和使生产工艺简化途径降低钢坯的加热温度 取消轧 后的常化处理或淬火回火处理 表3 136CrSi钢用控轧工艺和用常规工艺后的机械性能机械性能加工方式 b N mm2 0 2 N mm2 5 J cm2 HRC高温控制轧制工艺常 规工艺1000 1030850 850785 835600 64012 14838 4640 4260 7540 4531 3 可以充分发挥微量合金元素的作用常规轧制 加入Nb V控制 轧制 加入Nb V采用控制轧制工艺时要考虑到轧机的设备条件 3 4钢的奥氏体形变与再结晶3 4 1热变形过程中的奥氏体再结晶行 为3 4 1 1动态再结晶冷加工高温变形真应力 应变曲线由三阶段组成第一阶段加工硬化及软化共存 但硬化程度 超过软化程度 第二阶段发生动态再结晶 动态再结晶临界量 cO AB C曲线的最大应力值 p 或 s T之间可用Zener Hollomon因子Z表示nA RTQ Z exp 式中Z温度补偿变形速率因子 A常数 n应力指数 Q 变形活化能 R气体常数 T绝对温度 O AB C为什么金属的变形应力高于原始状态 即退火状态 的变形应力 第 三阶段 两种情况1 连续动态再结晶条件 c 2 间断动态再结晶条件 c r图3 3Q235钢变形条件对真应力 真应变曲线的影响 a 变形温度的影响 变形速度 b 变形速度的 影响 变形温度T 1000 C11 0 s 3 4 1 2动态再结晶的控制 1 动态再结晶发生条件动态再结晶难发生的原因发生动态再结晶 的条件 c影响动态再结晶临界变形量的因素1 变形温度和变形速 度 2 钢的化学成分 如奥氏体型Fe Ni Cr合金的 c比纯的 Fe大得多 3 材料的初始晶粒尺寸的影响 18 8不锈钢起始晶粒尺寸 D0 对高温形变组织和加工因子 Z 关系的影响 2 动态再结晶的组织动态再结晶是一个混晶组织 平均晶粒尺寸 只由加工条件 变形温度 变形速率 决定 变形温度低 变形速 率大 则愈小 动态再结晶是存在一定加工硬化程度的组织 DD s奥氏体的屈服应力 1变形量为 1时的应力 变形后恒温保持t 时间以后再次发生塑性变形的应力值 y x 1全部静态再结晶 0 亚动态再结晶形变后的回复过程有几种可能只发生静态回复 不发 生静态再结晶 发生静态回复后 发生静态再结晶 发生静态回复 后 发生亚动态再结晶 随后发生静态再结晶 形变温度 形变速度 形变后停留时的温度不变 改变变形量 讨 论两次形变间隔时间里奥氏体组织结构的变化图3 6变形量与三种静态软化类型的关系3 4 3静态再结晶的控制 1 静态再结晶的临界变形量影响临界变形量的因素1 变形温度 原始奥氏体晶粒度 微合金元素 图3 8初始晶粒直径和轧制温度对再结晶所必需的临界压下率的影响2 变形后的停留时间变形后停留时间长 再结晶所需要的临界变形量 就小 图3 91050 C加热 在不同温度下轧制 轧后停留时间不同对奥氏体再结 晶临界变形量的影响1 再结晶开始曲线 轧后停留2s 2 再结晶开始曲线 轧后停留20s 3 再结晶终了曲线 轧后停留2s 4 再结晶终了曲线 轧后停留20s 2 静态再结晶速度影响因素1 奥氏体成分一定时 变形量 变形 速度 变形后的停留温度 回复和再结晶速度 2 微量元素将强 烈地阻止再结晶的发生 图3 100 2 C钢与Nb钢等温再结晶的动力学曲线 实线为碳钢 虚线为铌 钢 3 静态再结晶数量图3 11轧制温度 轧后空延时间对奥氏体再结晶百分数的影响1 1000 C 轧制 停留15S 2 1000 C轧制 停留2S 3 850 C轧制 停留15S 4 850 C轧制 停留2S 奥氏体再结晶百分数正比于变形量与变形温 度 微合金元素对静态再结晶数量的影响1 抑制奥氏体再结晶 2 和不含微合元素的钢相比 在同样变形条件下 再结晶数量减少 奥氏体平均晶粒尺寸增大 4 再结晶区域图作用划分三个区域 即再结晶区 部分再结晶区和 未再结晶区 图3 12压下温度和压下率对再结晶行为和再结晶晶粒直径产生影响的再 结晶区域图试验用试样由该阶梯试样可获得一次轧制后不同变形程 度 10 80 辊缝7 2mm 下的再结晶组织 图2 2试验钢再结晶规律研究试验工艺试验结果与分析1 变形量对 奥氏体再结晶百分数的影响0204060801001xx20304050607080变形量 再结晶百分数 1150 1100 1050 1000 950 900 850 图3 2试验用X70W管线钢在T 1100 时的再结晶金相照片1 10 2 20 3 30 4 40 变形温度对奥氏体再结晶百分数的影响02040608010012085090 09501000105011001150轧制温度T 再结晶百分数 10 20 30 40 5 0 60 70 80 图3 3X70W管线钢变形温度对再结晶百分数的影 响图3 4试验用X70W管线钢在T 850 时的再结晶金相照片1 10 2 20 3 30 4 40 图3 4试验用X70W管线钢在T 850 时的再结晶金相照片5 50 6 60 7 70 8 80 X70W钢再结晶区域图X70W钢混晶情况分析3 4 4细化再结晶奥氏 体晶粒的控制轧制图3 14SM50钢进行多道次轧时的组织和性能的变化图3 15轧制1秒后的奥氏体组织 图中的数字表示为再结晶后奥氏体晶粒 度级别 图3 16Nb钢轧制3秒钟后的奥氏体组织 0 16 C 0 36 Si 1 41 Mn 0 03 Nb N 奥氏体晶粒度的级别 3 5未再结晶区奥氏体的变形转换比 A F 转变前的奥氏体晶粒直径与转变后的铁素体晶粒直径之比 与化学 成分有关 晶粒细化有极限 控制轧制过程的三个阶段及各阶段微观组织随变形而变化的示意图 特点 晶粒伸长 晶内产生形变带 此形变带可起到 晶核生成晶界 面的作用 总结由未再结晶变形 的转变比由已再结晶的无变形 转变所生 成的 晶粒要细得多 得到变形 非常重要 可以通过变形后抑制或延迟再结晶的进行来实现 延迟回复和再结晶的因素有两个1 合金元素 2 温度 图3 3不同含铌量的0 002 C 1 54 Mn钢中 铌含量对软化行为的影响实验条件900 C以l0s 1的应变速率压下69 时的软化行为 1 合金元素图3 4含铌或不含铌的0 002 C 1 56 Mn钢的软化行为与温度的关系 2 温度图3 5含铌0 097 的钢中 温度和含碳量对软化行为的影响从图中得出90 0 C和850 1000 C图3 60 002 C 0 097 Nb钢 0 006 C 0 097 Nb钢 0 019 C 0 095 Nb钢于900 C时 碳氮化铌应变诱发沉淀析出的过程图3 70 002 C钢 0 002 C 0 097 Nb钢和0 019 C 0 095 Nb钢的再结晶速度 温度 时间和沉淀析出 温度 时间曲线的叠加溶质铌只有在应变诱发沉淀出现时 才能起到延迟 回复和再结晶作用 3 5 2变形带的形成和作用图3 8 a 具有变形带的拉长 晶粒 其中变形带是非再结晶区变形所产生 的 b 部分转变的晶粒组织中形成的先共析 变形带的作用提供铁 素体形核点 使晶粒细化 影响变形带的因素1 变形量变形30 时 迅速增加 变形量小时 易造成混粒组织 2 变形温度变形带密度几乎不受非再结晶区变形温度的影响 超过1 000 C时 迅速减少 图3 9含0 03 Nb的钢中 晶界面积 a 和变形带密度 b 同非再结晶区压 下率的关系常规热轧和控制轧制的根本区别前者的 晶粒全部在 晶 界处成核 后者则在晶粒内部和晶界成核 对 成核率而言 变形带等价于 晶界 意味着一个 晶粒可以被变形 带分割成几个小的部分 图3 10热轧态及热处理态钢中 晶粒成核地点及所生成的 晶粒组织图3 12表明 非再结晶区轧制变形30 的工具钢中 珠光体相变的成核 地点不同a 相变初期 珠光体优先于晶界成核 b 随着变形的进行 珠光体在退火孪晶界和 晶界处均发生成核 c 珠光体于变形带上 成核 d 珠光体于晶粒内部成核 3 6变形后奥氏体向铁素体的转变 1 从再结晶奥氏体晶粒生成铁素体晶粒特点铁素体晶粒在奥氏体 晶界上生成 在晶内不成核 生成的铁素体魏氏组织的形成取决于钢的化学成分 C含量在0 15 0 5 之间易形成魏氏组织 奥氏体晶粒的大小 奥氏体晶粒小于5 级 和冷却速度 快 加快冷却速度可以细化铁素体晶粒 改善材料的力学性能 条件不 产生魏氏组织 块状 等轴的 先共析铁素体 魏氏组织铁素体 图3 1热轧条件与所得到的魏氏组织级别关系 2 从部分再结晶奥氏体晶粒生成铁素体晶粒部分再结晶奥氏体晶 粒由两部分组成再结晶晶粒特点未再结晶晶粒特点问题铁素体不均 匀 对强度 韧性的影响解决方法多道次轧制 产生形变带 转变 后也可得到细小的铁素体晶粒 奥氏体向铁素体可分成以下类型IA型热轧后奥氏体发生再结晶 转 变前粗化 转变时易形成魏氏组织铁素体和珠光体 IB型热轧后奥氏体发生再结晶 转变前晶粒度6级 铁素体晶核在奥 氏体晶界上形成 获得具有等轴铁素体与珠光体的均匀组织 再结晶型的控制轧制 型热轧温度低 热轧后变形的奥氏体晶粒不发生再结晶 铁素体 在刚轧完后就在变形带边界处和晶界处成核 形成细小的等轴晶粒 随后在奥氏体晶内也形成多边形的铁素体晶粒和珠光体 型转变中不形成魏氏组织和上贝氏体 未再结晶型的控制轧制 过渡型 过渡型转变是介于I型和 型转变之间的一种转变 在奥氏体部分再结晶区中发生的转变 铁素体细化的程度 型 IB型 过渡 IA型 型最细 图3 5非合金低碳钢和含Nb或V的低碳钢变形75 时的轧制温度与转变类型 之间的关系3 7两相区控制轧制3 7 1 两相区的变形行为弄清 两个问题1 一定变形程度下 性能随变形 体积分数的变化关系 2 变形体积百分数一定时 性能与变形程度的关系 图3 2拉伸强度和冲击功同 区变形程度的关系 a 普碳钢 b 含 铌钢 1200 C时压下率为62 5 850 C时压下率为50 710 C时的 热变形压下率连续变化图3 3含铌钢微观组织与 区压下率的变化关系 a 和 b 压下率为0 c 和 d 压下率为30 区变形仅产生由低位错密度等轴晶粒组成 的微观织 两相区变形生成一种混合晶粒组织变形 转变成多边 晶 粒及变形 依赖回复转变成胞状组织和亚晶粒 图3 4普碳钢 含钒钢和含铌钢中 在 区进行压下率为50 轧制时 变形 体积百分数与拉伸性能的关系图 3 50 16 C 0 3 Si 1 9 Mn钢中 变形速率为7S 1时 变形温度对应力 应变曲线的影响总结变形 引起的强化主要于胞状组织和亚晶硬化 变形温度较高发生动态回复和随后的静态回复及静态再结晶 强化 主要于 晶粒的细化 变形温度较低回复和再结晶受到延迟 强化主要于胞状组织和 或 亚晶粒 两相区变形引起的强化取决于回复和再结晶程度 而回复和再结晶 程度又依赖于变形温度 变形量 变形后冷却速率和微合金元素的 添加量 3 7 2两相区轧制时组织和性能的变化3 7 2 1两相区控制轧制 1 温度的影响实验条件方案1 简称I型轧制 加热温度为1200 C 于1100 C和1020 C进行一道次轧制 压下率为50 在再结晶的 晶粒的晶界上析出的 称为I 方案2 简称II型轧制 在780 C和740 C进行同I型轧制相同的压下 以实现未再结晶轧制 在晶粒内形变带上析出的 称为II 在 以一道次50 的压下率进行轧制 不论哪个钢种和轧制方法 抗拉强度和屈服强度均随轧制温度的降 低而单调地加 对I 脆性转变温度在725 C 650 C附近 当轧制温度低于此温度区 间时VTrs都急剧恶化 对II VTrs基本上不随轧制温度变化 除Nb钢 2 压下量的影响不论轧制类型和钢种如何 TS YS均随压下率增 加而单调增加 3 7 2 2 两相区控制轧制时强韧化的定量关系强度关系式 7 1 式中 i 内摩擦应力 d 大角度晶粒直径 f s 亚晶占的体积分数 k y 仅由大角度晶浪构成时 y跟晶粒直径相关的系数 k s 全部组织由亚晶粒构成时 y跟亚晶粒直径相关的系数 d s 亚晶粒直径 韧性关系式 7 2 式中 T 由化学成分决定的值 A B C 常数 由亚晶界存在位错引起的硬化量 d e 亚晶粒集团尺寸 有效晶粒直径 并d d e d s p 沉淀强化 d 位错强化 s sssy iyf d k fdk2121 1 s essd prsf dC fBd AT vT2121 1 3 7 3 两相区轧制时显微组织的 变化 1 微观组织未相变的 晶粒更加拉长 在晶内形成形变带 相变后的 晶粒在受压缩时在晶粒内形成亚结构 在轧后冷却过程中 前者发生相变成为微细的多边形晶粒 后者成 为内部包含亚晶粒的 晶粒 在两相区温度内当轧制温度一定时 随着压下率的增加 晶粒发生如 下变化 1 晶粒的形状基本不变 产生较均匀的位错 2 晶粒伸长 晶粒内的位错密度仍然很高 3 伸长的晶粒进行回复 并开始形成亚晶 晶粒内的位错密度下 降 4 形成清晰的亚晶粒 在亚晶粒内位错密度非常低 5 加工 引起再结晶 2 铁素体晶粒尺寸图7 20 两相区轧制 轧制温度740 C时压下率对 平均直径的影响 1 方案I 2 方案II变形程度增加 晶粒变细 轧制温度变化引起 晶粒大小的变化 3 7 4 两相区轧材的织构和分层3 7 4 1 两相区轧材 的织构和各向异性图3 25 两相区轧制的N b钢三维织构图图3 27各理想取向的屈服强度各向异性 计算值 3 7 4 2分层两相区轧 材 即使极低硫化 在以脆性断口温度为中心相当广泛的试验温度 范围内也有平行于轧制面的分层 原因带状层由 100 和 111 织构组成 100 容易被压缩 111 难 以被压缩 温度显微组织强度缺口韧性屈服强度加工硬化析出硬化转变温度E SA100析出物的数量 100 织构第I阶段 950 C再结晶 区 由于反复的再结晶而细化dr 20 40 m低 取决于晶粒尺寸 0 0高 取决于晶粒尺寸 高无无 第II阶段950 C A r3不发生再结晶的 区 晶粒被拉长导入变形带和位错使 晶粒细化低 取决于晶粒尺寸 0 0低 取决于晶粒尺寸 高微量无第III阶段 100 织构的产生高 晶粒尺寸和其它的影响 少量大量极低 晶 粒尺寸和其它的影响 低大量形成表3 2控制轧制三个阶段的物理性能变化3 8铁素体区控制轧制3 8 1概述 为什么提出铁素体轧制 铁素体区热轧的两个关键 1 在铁素体区精轧及终轧 2 良好的热轧润滑条件 铁素体区轧制特点粗轧在奥氏体区进行 粗轧后完成奥氏体向铁素 体的转变 精轧在铁素体区进行 图3 12ELC和ULC Ti钢的变形抗力图3 13碳含量对铁素体区轧制后 终轧温度800 750C 卷曲温度700 650 C 的断面屈服强度和韧性的影响3 8 2铁素体轧制适宜的参数 1 铁素体轧制适应的产品 2 铁素体轧制工艺要求1 直接应用的热轧薄带钢 可以替代常 规冷轧退火薄板 2 一般用冷轧用钢 3 深冲 超深冲冷轧用钢 4 铁素体区域热轧后直接退火的钢板 粗轧在尽可能低的温度下使奥氏体发生变形 以增加铁素体的形核 率 精轧在铁素体区进行 随后采用较高的卷取温度 以得到粗晶 粒的铁素体 降低热轧板卷的强度及硬度 3 8 3成分对热轧深冲板的影响表1SPHC钢化学成分控制单位 成分标 准C SiMn不大于P S内控 0 05 0 040 18 0 300 0150 0083 8 4热轧工艺及润滑条件 的影响图3 14传统热轧工艺和新的铁素体区润滑轧制工艺的比较 1 精轧入口和终轧温度终轧温度一般控制在730 10 碳含量为0 04 的低碳钢 入口温度应控制在850 800 原因1 的温度在867 左右 2 铁素体较奥氏体软 在800 变 形不会引起轧机负荷的过高变化 2 卷取温度卷取温度过高使带钢晶粒粗大 影响产品力学性能 温度过低加大卷取功率 且不易卷紧 卷取温度设定在690 10 有利于利用轧后余热使带卷实现再结晶退火 3 压下量大道次压下率的热轧退火板的r值明显高于小道次压下 率的热轧退火板的r值 4 润滑条件图3 15采用润滑和不采用润滑时板材r值的变化a 轧制温度和润滑条件对IF钢热轧退火板值的影响 b 冷轧退火钢板在铁素体区热轧时采用润滑和不采用润滑时r值的差别 无润滑随着剪切应变的增大 110 的密度增大 111 密度减小 板厚方向上存在织构的不均匀性 在再结晶过程结束之后仍然存在 r值不高 有润滑表层部位的 110 密度减小 整个板厚方向上的轧制织构变得 均匀 111 织构组分占有优势 使r值提高 图3 17摩擦系数 与热轧退火板材r值之间的关系图3 18热轧润滑对AK钢和IF钢变形行为的影响表2铁素体轧制试验序号钢 号规格mm ReL Rm A1SPHC2 3 125019030545 02SPHC2 3 125018528030 03SPHC2 3 125 018030042 54SPHC1 8 125019029032 55SPHC1 8 125018028042 06S PHC3 0 125018528544 0最大19030545 0最小18028030 0平均185290 39 0表3非铁素体轧制板卷产品性能检测情况序号钢种规格ReLRmA1S PHC2 50 125032039041 52SPHC2 50 125032539041 53SPHC2 50 125 023532035 04SPHC2 50 125024533036 05SPHC2 30 12502753