材料加工组织性能控制PPT课件

1、材料加工物理冶金学材料加工物理冶金学l 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；第一章第一章 绪论绪论控轧控冷技术的发展:l 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；l 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 Momechanical Controlled 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

2、 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RKopp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

3、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、组织的关系钢材性能与冶金因素、组织的关系组织组织工艺工艺性能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 aGbm2bxm2sin2Gm图图1-3 原子面受力后产生的位移原子面受力后产生的位移 一般金属的剪切弹性模量G：104105MPa，金属的理论屈服

4、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，G78453 MPa，理论屈服强度s=212486Mpa，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：x2max210maxaEs图图1-4 1-4 原子间结合力的双原子模型原子间结合力的双原子模型1-1-吸引力；吸引力；2-2-排斥力；排斥力；3-3-合应力合应力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

5、；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：Ak(J)、ak(J/cm2)韧性-脆性转化温度Tk（C） 及表示方法 选取一定的冲击功所对应的温度为Tk；用夏比V 形缺口试样，冲击功为20.34J的Tk用V15TT表示；断口面积上出现50%结晶状断口时的温度为Tk，以50%FATT表示；以100%结晶状断口时的温度为Tk，此时为零塑性

6、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）。 第二章第二章 钢铁材料强

7、韧化理论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1.6m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)(%50210dPNMnCFATTfPd

8、NSiFATTf2 . 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%）PPtMoMnSiNiCoCrV2.182.772.722.242.352.492.492.492.6321.14.93.63.53.52.10.40.0-0.2130-20-5-10025-10-5-Pickering: C0.25%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、T

9、i、Zr等元素。 2）C的影响碳量，钢中珠光体量（Fe-C相图），50FATT 。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)(%50210dPNMnCFATTf（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

10、；c.压力浇注；d.电渣重熔Ak为20C夏氏V型值（9.8J）；b均为540MPa (3) 压力加工工艺的控制 (4) 热处理工艺的选择 2.1 固溶强化固溶强化强化的实质强化的实质：通过改变金属的化学成分来提高强度。强化的金属学基础：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：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 ： 302010302)(2)(baCiNCssNCss图2

11、-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）；n：0.332.0之间变化的一个指数 。 niissssCK 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(Nm)20121658252）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。

12、结论：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。图图2-7 2-7 置换式元素对置换式元素对a-Fe屈服强度的影响屈服强度的影响 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），n：0.51.0之间。nsssubsssubssCK )(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

13、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：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。 21BbGv图2-10 不同结构的钢的

14、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。图图2-11 2-11 通过冷变形改变的冲击韧性和脆性转化温度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

15、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2.3.1 Hall-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211dKiy 图2-15 0.15%碳钢屈服强度和晶粒直径间的关系-静拉；-变形速度1.4102S-1; 变形速度2.1102S-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fp分别表示铁素体和珠光体的体

16、积分数（f+fp=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：21dKfffyppiy2126%72%)9438(54dfSifMnfpy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。21d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=12C/m

17、m-1/2。晶粒的均匀程度对AK值也有影响，均匀的晶粒能提高AK值。 21mdATK 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；fF：等轴铁素体的分数。2/ )1

18、 (2121FFisfdfDK2.5 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 切过第二相的强化机理 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

19、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

20、韧性的影响：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

21、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Hall-Petch公式表示： y=o+kyd-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+kyd-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+fy2 （3） 其中：f：第二相体积百分

22、数；y、y1、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： TK：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。K0：有提高脆性断裂的倾向。sKTK/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.

23、1 控制轧制概念 控制轧制控制轧制(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 Momechanical Controlled 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

24、：控制轧制的实质控制轧制的实质： (1)尽可能降低加热温度，目的： (2)在中间温度区(如900C 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 Appearance Transition Temperature) ： (2) 210dkyy21BdAFATT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

25、200C 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： 950CAr3之间进行变形。目的：晶粒沿轧制方向伸长，晶粒内

26、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

27、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 ： (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78级；控制轧制工艺：铁素体晶粒可达12级，直径可为5m。(2)可节

28、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3-1 36CrSi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(%)(%)(Jcm2)HRC 高温控制轧制工艺常规工艺1000103085085078583560064012148384640426075404531-（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：

29、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c ：OABC曲线的最大应力值p(或s)、 、T之间可用Zener-Hollomon因子Z表示：nARTQZ)/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。OABC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：cr 图3-3 Q235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=1000C1

30、1 . 0s3.4.1.2 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

31、形后恒温保持t时间以后再次发生塑性变形的应力值。yx=1：全部静态再结晶 ； 0 x1：x=0：奥氏体在两次热加工的间隙时间里没有任何的软化； 软化百分数：3.4.2 热变形间隙时间内钢的奥氏体再结晶行为)/()(11syx静态再结晶：形变停止后发生的再结晶过程。 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。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。

32、 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3-9 1050C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3-10 0.2%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

33、） (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. 1000C轧制，停留15S；2. 1000C轧制，停留2S；3. 850C轧制，停留15S；4. 850C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：试验结果与分析：1）变形

34、量对奥氏体再结晶百分数的影响变形温度对奥氏体再结晶百分数的影响（）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3-14 SM50钢进行多道次轧时的组织和性能的变化3.5 未再结晶区奥氏体的变形转换比（AF）：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

35、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：900C以l0s-1的应变速率压下69时的软化行为。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：900C和850：1000C： 图3-6 0.002%C-0.097%Nb钢、0.006%C-0.097%Nb钢、0.019%C-0.095%Nb钢于900C时，碳氮化铌应变诱发沉淀析出的过程 图3-7 0.002%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

36、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1000C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

37、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0.150.5% 之间易形

38、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

39、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 （+）

40、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；1200C时压下率为62.5%，850C时压下率为50%，710C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%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3-5 0.16%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

41、变曲线的影响总结：变形引起的强化主要来自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，强化主要来自于晶粒的细化。变形温度较低：回复和再结晶受到延迟，强化主要来自于胞状组织和(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1200C，于1100C和1020C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）

42、：在780C和740C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。（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；fs-亚晶占的体积分数；ky-仅由大角度晶浪构成时y跟晶粒直径相关的系数；ks-全部组织由亚晶粒构成时y跟亚晶粒直径相关的系数；ds-亚晶粒直径。韧性关系式： （7-2）式中 T-由化学成分

43、决定的值；A、B、C-常数； -由亚晶界存在位错引起的硬化量；de-亚晶粒集团尺寸（有效晶粒直径），并ddeds；p-沉淀强化； d-位错强化。ssssyiyfdkfdk2121)1 (sessdprsfdCfBdATvT2121)1 ()(3.7.3 （+）两相区轧制时显微组织的变化（1）微观组织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

44、晶粒尺寸图7-20 （+）两相区轧制，轧制温度740C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Nb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

45、度ESA100析出物的数量（100）织构第I阶段950C再结晶区由于反复的再结晶而细化dr=2040m低（取决于晶粒尺寸）00高（取决于晶粒尺寸）高无无第II阶段950CAr3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）00低（取决于晶粒尺寸）高微量无第III阶段 Ar3 （+）区晶粒不再进一步细化，析出硬化和（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

46、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。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1 SPHC钢化学成分控制 单位：%成分标准CSiMn不大于PS内控0.050.040.1

47、80.300.0150.0083.8.4 热轧工艺及润滑条件的影响（1）精轧入口和终轧温度（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69010。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）润滑条件表2 铁素体轧制试验序号钢号规格mmReLRmA1SPHC2.3*125019030545.02SPHC2.3*125018528030.03SPHC2.3*125018030042.54SPHC1.8*125019029032.5SPHC1.8*

48、1250表3 非铁素体轧制板卷产品性能检测情况 序号钢种规格ReLRmA1SPHC2.50*125032039041.52SPHC2.50*125032539041.53SPHC2.50*125023532035.04SPHC2.50*125024533036.05SPHC2.30*125027536546.06SPHC2.00*125029036545.07SPHC1.80*125032039538.08SPHC1.60*125030037537.0最大32539535.0最小23532046.0 a 常规轧制 b 铁素体轧制 常规轧制与铁素体轧制板卷显微组织比较 对于超低碳热轧深冲钢板：（

49、1）加入充分的Ti或Nb使再结晶温度提高，此时在铁素体非再结晶区轧制变得容易，轧制织构与冷轧板相似；（2）决定再结晶织构最重要的冶金因素是热轧过程中固溶C含量，如果通过添加Ti或Nb和采用适当的热轧条件使固溶C量为零，则可获得高的 ；（3）热轧时必须有良好的润滑条件。 rr3.9 变形条件对奥氏体向铁素体转变温度Ar3的影响3.9.1 变形条件对Ar3温度的影响（1）在奥氏体再结晶区变形造成奥氏体晶粒的细化，影响Ar3温度；（2）在奥氏体未再结晶区变形造成变形带的产生和畸变能的增加，影响Ar3温度。形变形变诱导相变。诱导相变。 （1）加热温度的影响：趋势：原始奥氏体晶粒愈粗大，Ar3温度愈低。

50、 图3-6 初始奥氏体晶粒度(加热温度)和变形量对Ar3温度的影响 (轧制温度900C )(2) 轧制温度的影响图3-7 变形温度对Ar3的影响（3） 变形量的影响高温变形时：低温变形时：低温大变形尤为突出，形变诱导相变的结果。 图3-8 含铌16Mn钢的道次变形量与Ar3的关系 (加热温度1180C ，20min)CC（4） 冷却速度的影响冷却速度，Ar3 。无变形规律相同。在同样的冷却速度下，变形使Ar3 ，其影响是随冷却速度的提高而增大。图3-9 冷却速度对Ar3的影响（加热温度1200，没有形变试样的相变温度）； -870轧制形变30%试样的相变温度3.9.2 相变温度Ar3变化对组织

51、结构的影响图3-11 珠光体随加工温度的变化3.9.3 变形条件对奥氏体向珠光体、贝氏体转变的影响变形对奥氏体向珠光体转变动力学的影响：变形使珠光体转变加速，从而使钢的淬透性变坏。 变形使连续转变时的贝氏体转变开始温度上升，缩短了孕育期。但转变结束的温度曲线却向右下方动，使贝氏体转变结束阶段变慢。第四章第四章 轧后冷却过程中钢组织变化轧后冷却过程中钢组织变化控制冷却概念：热轧变形奥氏体向铁素体转变温度(Ar3)相变后的铁素体晶粒易长大造成力学性能降低。控制冷却实质：对控制轧制后的奥氏体用高于空冷的速度从Ar3以上的温度控制冷却至相变温度区域，使铁素体进一步晶粒细化。快冷强化机理与控轧机理存在本

52、质区别:Go工艺：从Ar3以上的温度开始，在相变终了温度附近(550500)结束，然后进行空冷。组织：细晶粒铁素体和微细弥散型贝氏体的混合组织。对强度及韧性的影响:控制冷却设备：必须能均匀控制长、宽、厚方向钢板的性能。冷却方式：同时冷却型、通过冷却型。4.1 CCT曲线及转变产物目的： 等温转变曲线(TTT曲线)：反映过冷奥氏体等温转变的规律；连续冷却转变曲线(CCT曲线)：在连续冷却转变过程中，钢中的奥氏体在不断降温的条件下发生转变的。CCT曲线的测量:膨胀法测CCT曲线原理：各相具有不同的比容：马氏体体素体珠光体奥氏体碳化物。静态CCT曲线、动态CCT曲线。实验步骤：选定奥氏体化温度及保温

53、时间：确定冷却速度：实验数据处理：02004006008001000-2024681012温度 膨胀率x10-35/s02004006008001000-4-2024681012膨胀率X10-3温度0.08/sAc1=750Ac3=902Ar1=764Ar3=823图4-1 共析钢连续冷却转变曲线 转变中止线：表示冷却曲线与此线相交时转变并未最后完成，但奥氏体停止了分解，剩余部分被过冷到更低温度下发生马氏体转变。两个临界冷却速度：图4-2 冷却速度对共析钢奥氏体转变温度区域(a)及转变产物(b)的影响1- 1-珠光体转变开始线;2-珠光体转变终了线3-珠光体转变终止线;4-马氏体转变开始线;5

54、-马氏体转变终了线图4-3 0.30%C钢连续冷却转变曲线奥氏体化温度:930C;时间:30min4.2控制冷却各阶段的冷却目的和冷却方式的选择各阶段冷却目的：1)高温终轧：a)奥氏体状态：b）慢冷的结果：2)低温终轧：a)奥氏体状态：b)变形的影响：c）慢冷的结果：3)高碳钢和高碳合金钢：轧后控冷分三阶段：一次冷却：从终轧温度Ar3或Arcm温度范围。目的： （1）控制变形奥氏体的组织状态；（2）固定位错；（3）降低相变温度。一次冷却开始快冷温度的影响：二次冷却：从相变开始相变结束。目的：控制相变过程（具体：），保证钢材快冷后得到所要求的金相组织和力学性能。 图4-6 控制轧制CCT曲线在不

55、同冷却速度时的组织形态实线：Nb钢；虚线：Si-Mn钢三次冷却(空冷）：相变后至室温范围内的冷却。目的： 对低碳钢：没有什么影响。对含Nb钢：发生碳氮化物析出。对高碳钢或高碳合金钢：冷却方法： 1)喷水冷却(喷流冷却)：水从压力喷嘴中以一定压力喷出水流，而水流为连续的，没有间断现象，但是呈紊流状态。优点：穿透性好，在水膜比较厚的时候采用。应用：中厚钢板轧后冷却和钢板淬火时；在型钢冷却中进行局部冷却。缺点：水的喷溅利害，水的利用率较差。 2)喷射冷却：将水加压由喷嘴喷出的时候，如果超过连续喷流的流速时则水流发生破断，形成液滴群冲击被冷却的钢材表面。应用：一般冷却及各种用途的喷嘴。缺点：控制的冷却

56、能力范围不太宽，需要比其它方法施加更高的压力。 3)雾化冷却：用加压空气使水雾化，水和高压高速气流一起从喷嘴喷出形成雾状。缺点：系统比较复杂，设备费用增加、噪音大、车间雾气较大。优点：调整冷却能力的范围较大，可以实现单独风冷、弱水冷、喷水冷，且冷却比较均匀。 4)层流冷却：给以一定压力的水从喷嘴喷出形成喷流，当喷射的出口速度比较低时，形成平滑的喷射喷流，平滑的层状喷流落到一定距离时，由于水的加速度影响而破断成液滴流，破坏了层流状态。优点：喷流可在一较长距离内保持水的层流状态，获得很强的冷却能力。应用：一般在要求强冷时使用。目前钢板生产中采用管层流和板层流二种方式。 图4-7 各种冷却方法的冷却

57、能力 热轧宽带钢机组输出辊道上冷却布置4.3 显微组织对控制冷却材的强度和韧性的影响4.3.1 铁素体晶粒度的影响 图4-5 再结晶晶粒度与晶粒度的关系冷却速度：1-44C/s；2-22C/s ； 3-14C/s ；4-0.7C/s图4-6 晶粒度与脆性转化温度的关系（Si-Mn）1-轧制温度1000C ；2-轧制温度950C ；3-轧制温度850C现象：（1）铁素体晶粒度与vTrs 关系。（2）在相同的铁素体晶粒度下，降低终轧温度可使韧性得到改善（原因）。4.3.2 贝氏体的影响图4-7 抗张强度随贝氏体和（或）珠光体的体积分数的变化图4-8 贝氏体（+珠光体）的体积百分数与vTrs的关系，

58、N-晶粒度4.3.3 马氏体的影响 图4-9 马氏体对冲击性能的影响 生成10%的马氏体可使vTrs提高30。因此，作为控制冷却材料，基本上不应使其生成马氏体。4.3.4 混合组织的影响总结： (1)细小铁素体生成量较少的轧制条件(高温加热、低温区压下率小、高温终轧等)下，多边形铁素体生成量少，控制冷却时未转变的晶粒粗大，易生成比较粗大的贝氏体+铁素体。(2)细小铁素体生成量较多的轧制条件(低温加热，低温区压下率大、低温终轧等)下，多边形铁素体生成量较多，控制冷却时未转变的晶粒细小，发生铁素体+马氏体的细小混合组织，抑制贝氏体的转变。 4.3.5 轧后控制冷却强化增量的分析控冷材强度提高量表达

59、式： pptysdK)(21BBtppbfKdK)(214.4 控制轧制工艺参数对控制冷却材料的强度和韧性的影响4.4.1 加热温度的影响图4-15 不同加热温度对强度和韧性的影响4.4.2 终轧温度的影响 图4-17 热轧的终轧温度同抗拉强度及夏比断口转折温度的关系实验条件：碳钢加热至1100，于800700间改变终轧温度。结果：(1) 700终轧，水冷温度高，组织为珠光体+铁素体，水冷温度低，生成细小的铁素体+马氏体组织；(2)800终轧，生成等轴组织，多边形铁素体量减少，水冷温度对材料组织的影响变小，韧性的变化基本相同。4.4.3 压下率的影响 图4-19 低于再结晶温度时机械性能与压下

60、率的关系4.4.4 冷却开始和停止温度对强度和韧性的影响图4-20 加速冷却开始和停止时的温度对强度、脆性断口转变温度的影响4.5 热轧钢材水冷后温度场的计算稳态温度场 ：非稳态温度场：4.5.1 轧件冷却过程的分析物体热量传递的三种基本方式：导热、对流和辐射。轧制过程三个阶段的传热情况（表面）：轧件内部： ),(zyxft 4.5.2 温度场计算的基本原理首先建立钢材内部热量传递的导热微分方程。傅里叶定律 ： 能量守恒定律：建立起导热微分方程的基本形式：dXFdtQ/0/22Xt其次建立定解条件 。包括：初始条件：边界条件 ：-物体的导热系数；tf-物体温度；tw-物体边界温度。在非稳态导热