宫明龙-控制轧制课件第三课

1,控制轧制和控制冷却,宫明龙,2,热加工过程中所形成的不稳定组织，在热加工的间隙时间里或加工后的缓冷过程中将继续发生静态软化。以右图所示0.68C钢，780对应不同应变值变形后保温不同时间的软化规律如下：(a)当变形量远小于静态再结晶的临界变形量时，加工硬化组织不能完全消除软化过程为：静态回复(b)当变形量大于静态而小于动态再结晶的临界变形量时，软化过程为：静态回复静态再结晶(c)当变形量刚超过动态再结晶的临界变形量时，软化过程为：静态回复亚动态再结晶静态再结晶(d)当变形量达到动态再结晶稳定阶段的变形量时，软化过程为：静态回复亚动态再结晶,热变形后的静态软化,3,4,2.4.6再结晶区域图,热变形后的再结晶行为因变形量和轧制温度的变化可分为再结晶区、部分再结晶区和回复区等三个区域。采用再结晶区轧制时，整个体积发生再结晶，形成均匀的细晶粒组织在部分再结晶区轧制时，形成部分再结晶和未再结晶的混合组织在回复区域轧制时，多数晶粒产生回复，部分晶粒生成粗大晶粒,以变形量为横坐标、变形温度为纵坐标,5,3在变形条件下的相变,6,3.1变形后的奥氏体向铁素体的转变（AF）3.1.1从再结晶奥氏体晶粒生成铁素体晶粒（1）铁素体晶粒优先在奥氏体晶界上形成，一般在晶内不成核。（2）有块状（等轴）的，也有针状的（魏氏组织Widmansttten铁素体）。（3）魏氏组织的形成主要取决于钢的化学成分，奥氏体晶粒的大小和冷却速度。在亚共析钢中最容易形成魏氏组织的含碳量范围为：0.150.5%；铌钢最容易生成魏氏组织；奥氏体晶粒小于5级（大于40m）易于生成魏氏组织；增加冷却速度会促进魏氏组织的形成。（4）随着奥氏体晶粒的细化，铁素体晶粒也按比例地细化。,7,8,9,10,11,12,13,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A/F称为转换比,奥氏体即使细化到10级，铁素体晶粒也只细化到10.5级。因此为了使铁素体晶粒进一步细化，必需在此基础上再进行奥氏体未再结晶区的控制轧制。,14,15,16,3.1.2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、未再结晶晶粒。再结晶的晶粒细小，在其晶界上析出的铁素体往往也较细小。而未再结晶的晶粒受到变形被拉长，晶粒没有细化，因此铁素体成核位置可能少，容易形成粗大的铁素体晶粒和针状组织。从部分再结晶奥氏体晶粒生成的铁素体是不均匀的，如果在部分再结晶区进行多道次轧制由于轧制温度逐渐下降，最后未能达到奥氏体完全再结晶。但这时部分再结晶晶粒的平均晶粒尺寸减小或晶粒中的末再结晶晶粒受到了比较大的变形，晶粒不仅被拉长，晶内还可能出现较多的变形带，转变后亦能得到细小的铁素体晶粒，整个组织的均匀性和性能都能改善.,17,18,3.1.3从未再结晶奥氏体晶粒生成的铁素体晶粒（1）铁素体不仅在晶界上成核而且在变形带上成核；（2）在变形带上形成的铁素体晶粒细小（210m），成点列状析出。从奥氏体晶界生成的铁素体晶粒在奥氏体晶粒的中间互相碰撞时就停止成长。其结果就是突破了单纯细化再结晶奥氏体晶粒而使铁素体晶粒细化的限度，得到了细小的铁素体晶粒。（3）既有可能得到均匀细小的铁素体晶粒，也有可能得到粗细不均的混晶铁素体晶粒。（4）关键在于能否得到均匀的变形带。总变形量小，得到的变形带就少，而且分布不均。在总变形量相同时，一道次压下率愈大，变形带愈容易产生，而且在整个组织中容易均匀。,19,得到均匀变形带工艺控制,未再结晶区的总变形量小，得到的变形带就少，而且分布不均。在总变形量相同时，一道次压下率愈大，变形带愈容易产生，而且在整个组织中容易均匀。为了保证获得细小均匀的铁素体晶粒，需要在未再结晶区保证其总压下率大于一定值，要大于45。从奥氏体末再结晶区生成的铁素休晶粒直径可以小5m，达到1213级。,Nb钢在未再结晶区轧制时压下次数、道次压下率与变形带的关系,20,转变类型A型：热轧后奥氏体发生再结晶，并且转变前粗化成小于或等于ASTM5级的奥氏体晶粒，转变时容易形成魏氏组织铁素体和珠光体。形成魏氏组织的倾向在含铌钢中最强烈，其次是非合金钢，含钒钢最弱。B型：热轧后奥氏体发生再结晶，在转变前奥氏体晶粒是ASTM6级或者更细，则转变就按B型进行。铁素体晶核基本上在奥氏体晶界上形成，并获得具有等轴铁素体与珠光体的均匀组织。原始奥氏体晶粒愈细，转变后的铁素体也愈细，这就是再结晶型的控制轧制。型：热轧温度低，不发生再结晶，转变将按型方式进行。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。不形成魏氏组织和上贝氏体，这就是未再结晶型的控制轧制。过渡型：介于型和型转变之间，是在奥氏体部分再结晶区中发生的转变。铁素体细化的程度将按型B型过渡型A型变化，型的最细。,21,22,23,3.2变形条件对奥氏体向铁素体转变温度Ar3的影响3.2.1测定变形条件下Ar3温度的方法（1）利用相变过程中材料发生的物理变化来测定相变点：冷却曲线法；膨胀法（2）利用在A区和在（A+F）区轧制时材料组织结构和性能不同，以发生这些变化时的温度作为相变温度：硬度法；金相法3.2.2变形条件对Ar3温度的影响有两种情况：（1）在奥氏体再结晶区变形后造成奥氏体晶粒的细化，从而影响Ar3温度。（2）在奥氏体未再结晶区变形后造成变形带的产生和畸变能的增加，从而影响Ar3温度。（形变诱导相变）,24,3.2.2变形条件对奥氏体向铁素体转变温度Ar3的影响,加热温度的影响加热温度的不同实际上也就是原始奥氏体晶粒度的不同。原始奥氏体晶粒愈是粗大，Ar3温度就愈低。,25,轧制温度的影响,含钛16Mn钢，加热温度1200，10min。铁素体开始转变温度与轧制温度的关系。,26,变形量的影响,随着变形量加大，Ar3提高。可达40一70在高温变形时变形量对Ar3的影响较小，而在低温变形时对Ar3的影响大，低温大变形时尤为突出。这是由于低温变形产生形变诱导相变的结果。,16Mn钢的变形量对Ar3的影响曲线,冷却速度的影响,27,影响Ar3因素的定性分析,28,3.2.2.1加热温度的影响加热温度的不同实际上也就是原始奥氏体晶粒度的不同，原始奥氏体晶粒愈是粗大，Ar3温度就愈低。3.2.2.2轧制温度的影响在高温侧随着变形温度降低，Ar3上升。接着Ar3变得与变形温度相等，在往下随着变形温度的降低，Ar3也降低。3.2.2.2变形量的影响随着变形量加大，Ar3提高。3.2.2.2冷却速度的影响随着冷却速度的提高，Ar3下降,29,3.2.3相变温度Ar3变化对组织结构的影响（1）在再结晶区的变形引起了相变温度的升高是由于奥氏体晶粒的细化，所以如果轧后能快速冷却不仅不会产生魏氏组织，而且由于铁素体成核率的增加能使铁素体晶粒细化，并阻止了铁素体晶粒的过分长大。（2）对于奥氏体未再结晶区的变形是变形引起铁素体的强制相变使相变温度提高，C曲线左移，这种相变温度的提高不会使铁素体晶粒粗化。这是由于轧制促进了相变，使铁素体晶粒成核率大大提高，形成了许多微细的铁素体，而且铁素体的体积百分数也加大了，相应的珠光体数量减少了。3.3变形条件对奥氏体向珠光体转变、奥氏体向贝氏体转变的影响（1）变形使珠光体转变加速，淬透性变坏。变形温度愈低，变形使珠光体转变温度提前的就愈多。（2）变形对奥氏体向贝氏体转变的影响就比较复杂。,30,3.4铁素体的变形与再结晶,3.4.1铁素体热加工中的组织变化,铁素体热加工的真应力真应变曲线,与奥氏体热加工的真应力真应变曲线的最大不同就是不出现应力峰值，曲线上没有应力下降的一段，当形变速度很低时才会出现应力峰值。,铁素体加工时的动态软化方式是动态回复与动态多边形化，没有动态再结晶。即使在变形达到很大时，铁素体晶粒愈来愈被拉长，但是晶内的亚晶仍为等轴的，并且亚晶的尺寸在应力的稳定阶段一直保持不变。这意味着在热加工过程中铁素体的亚晶不断的产生，又不断的原地消失，位错的增殖速度与消失速度保持平衡。,31,32,3.4.2在变形间隙时间里铁素体发生的组织变化,铁素体在变形的间隙时间里也将发生静态的回复和再结晶软化过程。产生静态再结晶也是有条件的，也就是只有在铁素体中的变形达到某一值后才能发生。在同样的变形量下，随着温度升高或停留时间延长，再结晶百分数都增加。变形量对静态再结晶也有影响。,33,3.5在两相区（A+F）轧制时组织和性能的变化（1）在两相区轧制后的组织中既有由变形未再结晶奥氏体转变的等轴细小铁素体晶粒，还有被变形的细长的铁素体晶粒。（2）在两相区轧制中，析出物的增加，铁素体亚晶量多且细小，位错密度的增高等等都是有利于使屈服强度增加，但是；两相区轧制会引起织构，增加了强度的方向性，并使高阶冲击能有所降低。,34,35,36,4微合金元素在控制轧制中的作用一般微合金钢是指合金元素总含量小于0.1的钢目前大量使用的是铌、钒、钛，其特点是能与碳、氮结合成碳化物、氮化物和碳氮化物，这些化合物在高温下溶解，在低温下析出。其作用表现在：（1）加热时阻碍原始奥氏体晶粒长大；（2）在轧制过程中抑制再结晶及再结晶后的晶粒长大；（3）在低温时起到析出强化的作用。4.1微合金元素在热轧中的溶解和析出4.1.1轧前加热过程中的溶解4.1.1.1铌在奥氏体中的溶解（1）在一定温度下，铌的溶解度随碳或碳当量而变化，碳含量降低，铌的溶解度增加，随加热温度提高，溶解度也提高（2）锰含量的变化对铌的溶解度有影响，锰促进铌向奥氏体中固溶。,37,4.1.1.2钒在奥氏体中的溶解钒的碳化物在900时就全部固溶于奥氏体中了，其溶解度要比Nb（C、N）大得多。4.1.1.3钛在奥氏体中的溶解碳化钛在硅锰钢中的溶解度与Nb（C、N）的溶解度相似。4.1.2控制轧制过程中微量元素碳氮化合物的析出4.1.1.2各阶段中Nb（C、N）的析出状态（1）出炉前的Nb（C、N）质点状态如果将钢加热到1260，保温30min，则Nb（C、N）全部溶解。（2）出炉后冷却到轧制前Nb（C、N）的析出状态在轧制前，Nb（C、N）析出少未变形的奥氏体中Nb（C、N）析出很慢，在900的孕育时间至少103s。,38,（3）变形奥氏体中Nb（C、N）的析出状态在变形中析出Nb（C、N）的过程是动态析出过程。变形使钢中Nb的析出大大加快，而且随着变形后停留时间的延长，析出量不断增加。变形量越大，固溶体过饱和程度越高，轧后到弥散相开始析出的停留时间越短，并且析出速度越高。一般看来，在热轧短时间内Nb（C、N）析出量是不大的。在控制轧制过程中Nb（C、N）平均析出速度也各不相同。在变形同时析出Nb（C、N）与析出温度有关，在高温、低温析出都慢，在900附近最快。高温轧制时，在轧后冷却到相变温度的过程中，铌的平均析出速度不大。随着轧制温度降低，产生位错数量增加，而轧后的回复、再结晶进行缓慢，因而加大了冷却过程中铌的析出速度。,39,在轧后冷却过程中铌的析出速度主要取决于铌的过饱和度、变形温度和变形量。随变形温度降低或变形量增大其析出速度增大。高温轧制后，Nb（C、N）颗粒的析出部位是沿奥氏体晶体析出，而在晶内析出量很少，颗粒直径在200。控制轧制就是应用这种微细的Nb（C、N）析出质点固定亚晶界而阻止奥氏体再结晶，达到细化晶粒的目的。（4）在奥氏体向铁素体转变过程中和在铁素体内Nb（C、N）的析出状态当AF相变发生后，微量元素立即达到高度过饱和，产生快速析出。而位错、界面和其它晶体缺陷处则是析出最有利的位置冷却速度大，析出温度就低，相间沉淀排间距就小，析出质点也小。析出时间长，质点长大相变后剩余在铁素体中的固溶铌将在铁素体中继续析出。质点质点长大速度缓慢，质点很细小。,40,4.1.1.2影响Nb（C、N）析出的因素（1）变形量和析出时间随变形量增加，析出量增加；随时间加长，析出量增加。在大变形量条件时，开始随时间增长而增加，但很快达到饱和。（2）变形温度在未再结晶区轧制时与在结晶区轧制时，如析出量相等，则前者所需时间短。当在同一条件下，析出量一定时，在高温等温时间短，而低温所需等温时间长。（3）钢的化学成分不同成分的钢随析出时间增加析出量都增加，但钢的成分不同，析出量不同。,41,4.1微合金元素在控制轧制和控制冷却中的作用微合金元素的作用主要是细化铁素体晶粒及析出强化作用4.2.1加热时阻止奥氏体晶粒长大（1）由于微量元素形成高度弥散的碳氮化合物小颗粒，可以对奥氏体晶界起固定作用，从而阻止奥氏体晶界迁移，阻止奥氏体晶粒长大。（2）当铌、钛含量在0.10%以下时，可以提高奥氏体粗化温度到10501100，作用明显，而且钛的效果大于铌的效果。（3）钒在小于0.10%时，阻止晶粒长大的作用不大，在950左右奥氏体就开始粗化了。（4）当铌和钒含量大于0.10%时，随合金含量的增多粗化温度继续提高，当含量达到0.16%时则趋于稳定，粗化温度不再提高。（5）随含铌量的增加奥氏体晶粒尺寸减小。钢中含铝使奥氏体晶粒粗化温度保持在900950,42,4.2.2抑制奥氏体再结晶微量元素对奥氏体再结晶的作用是影响奥氏体再结晶的临界变形量、再结晶温度、再结晶速度及再结晶的晶粒大小。4.2.2.1微量元素对动态再结晶临界变形量的影响由于微合金元素原子的固溶阻塞及拖曳作用以及微合金元素碳氮化合物的动态析出，显著阻滞变形奥氏体的动态再结晶。4.2.2.2微量元素对再结晶数量的影响随着铌析出量的增加奥氏体再结晶数量降低，而且随着阻止再结晶的作用不断加大，再结晶数量急剧降低。4.2.2.3微量元素对再结晶速度的影响含铌钢再结晶开始时间和完成时间都比不含铌钢推迟。当在1000以上时，随着含铌量的增加对再结晶速度的影响不显著，只使达到70再结晶所需时间稍有增加。,43,4.2.2.4微量元素对静态再结晶临界变形量的影响钛扩大了部分再结晶区，并推迟了再结晶的进行。铌加大了再结晶开始和终了的临界变形量。4.2.2.5微量元素对再结晶晶粒大小的影响（1）含铌钢与碳钢相比，当轧制温度和变形量相同时，含铌钢再结晶后的奥氏体晶粒较小（2）含铌钢的再结晶晶粒小于不含铌钢的再结晶晶粒。（3）质点的析出量对奥氏体晶粒大小也有影响。随着Nb(C、N)析出体积分量的增加，奥氏体晶粒开始长大时间推迟。,44,微量元素有抑制奥氏体再结晶的作用，其机理如下：（1）一般认为加热时未溶解到奥氏体中的剩余Nb(C、N)由于颗粒大于1000，显然不能阻止再结晶的发生与发展。（2）在1000以上，铌阻止再结晶的原因是由于固溶于奥氏体中的铌与位错的相互作用阻止晶界的迁移，因而推迟了再结晶。在900以下铌阻止再结晶的作用机理则有不同看法：有人认为是固溶于奥氏体中的铌的作用；亦有人认为是析出细小的Nb(C、N)质点阻止再结晶的进行；也有人认为两者都起作用。（3）认为是第二相析出阻止再结晶发生的根据是：Nb(C、N)质点延长了再结晶的孕育期Nb(C、N)析出相沿奥氏体热加工“回复”形成的亚晶界分布，阻止亚晶界移动，阻止了再结晶。析出相质点非常细小，钉扎了奥氏体亚晶，使亚晶界难以移动，因而阻止或推迟再结晶的发生,45,（4）固溶于奥氏体中的铌起阻止再结晶作用的观点认为：铌阻止奥氏体回复过程进行，从而使再结晶推迟。总之，固溶于奥氏体中的铌与奥氏体中的缺陷交互作用，使奥氏体更稳定，再结晶的核心形成更困难。只有铌从奥氏体中析出后，铌固溶量降低了才能发生再结晶，并使再结晶数量增多，速度加快。（5）第三种观点认为两种铌的状态都对奥氏体再结晶起作用。,46,4.2.3细化铁素体晶粒（1）由于微量合金元素的加入，一方面阻止奥氏体晶粒长大，另一方面又能阻止奥氏体再结晶的发生，因而细化了铁素体晶粒。（2）铌的细化铁素体晶粒效果最为明显，钛次之，钒最差（3）随着Nb(C、N)析出量的增多，阻止再结晶能力加强，有效晶界面积增多，使铁素体晶粒变细。4.2.3影响钢的强韧性能（1）铌：产生显著的晶粒细化和中等的沉淀强化。铌含量小至万分之几就很有效，增大其含量不会引起任何重大改进。（2）钛：强烈的沉淀强化和中等的晶粒细化。加入钛的百分比足够高，它对于控制硫化物的形状是有利的。（3）钒：中等的沉淀强化和弱的晶粒细化，而且是与它的重量百分含量成比例的。氮加强了钒的效果。可用钒的沉淀强化和铌的晶粒细化结合使用。,47,48,49,50,（1）碳素钢由铁素体和珠光体组成；高强度低合金钢由铁素体、沉淀析出相、贝氏体等组成；双相不锈钢是由奥氏体和铁素体组成。（2）特指的双相钢是由铁素体和约20左右的马氏体构成的高成型性的低合金高强度双相钢；由板条马氏体和5以下的残余奥氏体所构成的高强度高韧性结构钢；以及由马氏体和奥氏体或铁素体和奥氏体构成的双相不锈钢。8.6.1.2双相钢性能的特点在力学性能方面的特点有：（1）具有连续屈服的特点；（2）小的屈强比s/b。一般为0.5左右，而低合金高强度钢为0.8以上；（3）双相钢具有较大的加工硬化指数n值，一般为0.2左右，而低合金高强度钢为0.15左右；（4