材料加工组织性能控制（第三章）课件

3.热形变过程中组织的变化3.1控制轧制概念

控制轧制(Controlledrolling)：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(ThermoMomechanicalControlledProcessing)：3.热形变过程中组织的变化3.1控制轧制概念1材料加工组织性能控制（第三章）2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-l各种轧制程序的模式图3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：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4控制轧制的实质：

(1)尽可能降低加热温度，将开始轧制前的奥氏体晶粒微细化。(2)使中间温度区(如900C以上)的轧制道次程序最佳化，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。控制轧制的实质：5控制轧制机理：（1）Hall-Petch关系式：（1）

（2）断口转变温度FATT(FractureAppearanceTransitionTemperature)：

(2)

控制轧制机理：6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200C图3-3多道次轧制时轧制温度的影响(实验室数据)7图3-4轧制温度对铁素体结晶粒直径和屈服点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为终轧温度图3-4轧制温度对铁素体结晶粒直径和屈服点断口转变温度的8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

控制轧制的类型：控制轧制方式示意图9（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反复进行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。（1）奥氏体再结晶区控制轧制(又称I型控制轧制)10（2）奥氏体未再结晶区控制轧制(又称为Ⅱ型控制轧制)条件：950C～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。（2）奥氏体未再结晶区控制轧制(又称为Ⅱ型控11(3)(+)两相区轧制

条件：Ar3点以下轧制。目的：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；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。强度升高，脆性转变温度（亚晶的出现）。(3)(+)两相区轧制12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133.2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。3.2控制轧制工艺特点图3-5含微量添加元素的奥氏体晶粒14

(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。一般要求终轧温度尽可能接近奥氏体开始转变温度，起到相似于正火的作用。低碳结构钢的终轧温度:含Nb钢的终轧温度:采用(+)两相区轧制：要根据对钢材性能的不同要求而确定其终轧温度。(2)控制轧制温度15

(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，结果可使钢材的强度升高，低温韧性得到改善。1）轧制不含Nb的普通钢：2）轧制含Nb钢：奥氏体区轧制原则：1)连续轧制，不要间歇，尤其在的高温侧(动态再结晶区)，使晶粒来不及长大；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。混晶现象：(3)控制变形程度：(+)两相区轧制：压下率的增16

(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。(4)控制轧后冷却速度173.3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5m。(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。3.3控制轧制的效应18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1000103085085078583560064012148384640426075404531-表3-136CrSi钢用控轧工艺和用常规工艺后的机械性能19（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）可以充分发挥微量合金元素的作用203.4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c

：OABC3.4钢的奥氏体形变与再结晶真应力-应变曲线由三阶段组成：O21曲线的最大应力值p(或s)、、T之间可用Zener-Hollomon因子Z表示：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。曲线的最大应力值p(或s)、、T之间可用22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？为什么金属的变形应力高于原始状态(即退火状态)的23OABCOABC24第三阶段，两种情况：1）连续动态再结晶条件：c<r(r：由动态再结晶产生核心到全部完成一轮再结晶所需的变形量)。2）间断动态再结晶条件：c>r第三阶段，两种情况：25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=1000C图3-3Q235钢变形条件对真应力-真应变曲线的影响263.4.1.2动态再结晶的控制（1）动态再结晶发生条件为什么动态再结晶难发生？影响动态再结晶的因素：1）>c；2）应力大小；2）材料的初始晶粒尺寸的影响。3.4.1.2动态再结晶的控制2718-8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18-8不锈钢起始晶粒尺寸（D0）对高温形变组织和加工28（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。与初始晶粒尺寸D0无关。（2）动态再结晶的组织29

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。

1x=1：全部静再结晶

0<x<1：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s：奥氏体的屈服应力；x=1：全部静再结晶30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。静态再结晶：形变停止后发生的再结晶过程。31讨论形变温度、形变速度、形变后停留时的温度不变，变形量改变时，在两次形变间隔时间里奥氏体组织结构的变化。讨论形变温度、形变速度、形变后停留时的温度不32图3-6变形量与三种静态软化类型的关系图3-6变形量与三种静态软化类型的关系333.4.3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

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342）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3-91050C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20s2）变形后的停留时间：图3-91050C加热，在不同温35(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。

(2)静态再结晶速度36

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）

图3-100.2%C钢与Nb钢等温再结晶的动力学曲线（37(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。(3)静态再结晶数量图3-11轧制温度、轧后空延时间对38微合金元素对静态再结晶数量的影响：特点：以C和（或）N的化合物形式析出；细化晶粒；抑制奥氏体再结晶。和不含微合金元素的钢相比，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。微合金元素对静态再结晶数量的影响：39(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(4)再结晶区域图图3-12压下温度和压下率对再结晶40再结晶区多道次轧制后奥氏体晶粒的大小：取决于总变形量及道次变形量，道次变形量的作用大。晶粒细化限度:20m。温降造成部分再结晶组织。图3-13含铌16Mn钢和16Mn钢形变再结晶区域图的比较(a)16Mn钢加热温度1200C，保温10min，轧后立即淬火；(b)含铌16Mn钢加热温度1250C，保温10min，轧后立即淬火再结晶区多道次轧制后奥氏体晶粒的大小：取决于图3-13含铌413.4.4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)3.4.4变形后奥氏体向铁素体的转变块状(等轴的)先共析铁42图3-1热轧条件与所得到的魏氏组织级别关系图3-1热轧条件与所得到的魏氏组织级别关系43从再结晶奥氏体生成铁素体的重要特征之一：随着奥氏体晶粒的细化，铁素体晶粒也按比例地细化。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。

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44（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。（2）从部分再结晶奥氏体晶粒生成铁素体晶粒45

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。Ⅱ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。Ⅱ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。奥氏体向铁素体可分成以下类型：46过渡型:过渡型转变是介于I型和Ⅱ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：Ⅱ型>IB型>过渡>IA型，Ⅱ型最细。过渡型:过渡型转变是介于I型和Ⅱ型转变之47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483.4.5细化再结晶奥氏体晶粒的控制轧制(a)Si-Mn钢变形后1s淬火；(b)含Nb钢变形后3s淬火3.4.5细化再结晶奥氏体晶粒的控制轧制(a)Si-Mn49图3-16再结晶细化晶粒的下临界变形温度和上临界变形温度提高切口韧性(notchductility)：1)降低轧制后期的轧制温度；2)规定出一些道次的最低道次压下量；3)控制开轧温度。图3-16再结晶细化晶粒的下临界变形温度和上临界变形温度503.5未再结晶区奥氏体的变形3.5.1再结晶的延迟图3-1热轧态及加热态普碳钢中，相变瞬间前的晶粒尺寸与、相变率（晶粒尺寸与晶粒尺寸的比值）之间的关系（1）0.10%C-0.25Si%-1.4%Mn钢；(2)0.05%.C-0.25%Si-1.20%Mn钢.3.5未再结晶区奥氏体的变形图3-1热轧态及加热态普碳钢51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常规轧制与控制轧制的根本区别：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常52总结：由变形

的转变比由已再结晶的无应变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)温度；2)合金元素。总结：由变形的转变比由已再结晶的53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：900C以l0s-1的应变速率压下69％时的软化行为。图3-3不同含铌量的0.002%C-1.54%Mn钢中，铌54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3-4含铌或不含铌的0.002%C-1.56%Mn钢的软55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3-5含铌0.097%的钢中，温度和含碳量对软化行为的影56图3-60.002%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3-60.002%C-0.097%Nb钢、0.006%C57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。图3-70.002%C钢、0.002%C-0.097%N583.5.2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。3.5.2变形带的形成和作用图3-8(a)具有变形带的拉长59影响变形带的因素：1)变形量：变形<30％时，增加很微弱；变形>30％时，迅速增加。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影响变形带的因素：图3-9含0.03%Nb的钢中，晶界面60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。材料加工组织性能控制（第三章）61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3-10热轧态及热处理态钢中晶粒成核地点及所生成的晶62

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。图3-12表明，非再结晶区轧制变形30％63

图3-12-1不规则珠光体球形核地点示意图(a)无应变晶界交点；(b)形变晶界及其交点

图3-12-1不规则珠光体球形核地点示意图643.6两相区控制轧制3.6.1（+）两相区的变形行为必须弄清两个问题：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。

3.6两相区控制轧制65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3-2拉伸强度和冲击功同（+）区变形程度的关系66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3-3含铌钢微观组织与（+）区压下率的变化关系67变形引起的微观组织变化：区变形：仅产生由低位错密度等轴晶粒组成的微观组织；两相区变形：能生成一种混合晶粒组织：变形转变成多边晶粒，变形依赖回复转变成胞状组织和亚晶粒。变形引起的微观组织变化：68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3-4普碳钢、含钒钢和含铌钢中，在-区进行压下率为569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-应变曲线的影响图3-50.16%C-0.3%Si-1.9%Mn钢中，70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。总结：变形引起的强化主要来自于胞状组织和两相区变形引起的强713.6.2两相区轧制时组织和性能的变化3.6.2.1两相区控制轧制(1)温度的影响

3.6.2两相区轧制时组织和性能的变化72实验条件：方案1（简称I型轧制）：加热温度为1200C，为了使晶粒发生再结晶，在1100C和1020C进行一道次轧制，压下率为50%。于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）：为使在未再结晶区轧制时产生形变带，在780C和740C进行同I型轧制相同的压下。在晶粒内形变带上析出的称为II。在（+）或在相当于的725C550C区间以一道次50%的压下率进行轧制。实验条件：73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。不论哪个钢种和轧制74（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。（2）压下量的影响不论轧制类型和钢种如何，75图3-7采用I型和II型轧制，于（+）两相区轧制50%压下率的Nb钢抗拉强度与夏氏冲击韧性转变温度间关系图3-7采用I型和II型轧制，于（+）两相区轧制763.6.2.2（+）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。3.6.2.2（+）两相区控制轧制时强韧化的定量关系773.6.3（+）两相区轧制时显微组织的变化（1）微观组织图3-17采用I型轧制法，在700C和600C，50%压下轧制前后Si-Mn钢的显微组织(a)轧制前于700C冰盐水淬火，(b)于700C轧制后立即水淬火；(c)于700C轧制后空冷；(d)于600C轧制后空冷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。3.6.3（+）两相区轧制时显微组织的变化图3-1778图3-19（+）两相区轧制条件与显微组织和织构发达的关系图图3-19（+）两相区轧制条件与显微组织和织79（2）铁素体晶粒尺寸图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。（2）铁素体晶粒尺寸图7-20（+）两相区轧制，轧制温80

轧制温度变化引起晶粒大小的变化。轧制温度变813.6.4（+）两相区轧材的织构和分层3.6.4.1（+）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）3.6.4（+）两相区轧材的织构和分层图3-25（823.6.4.2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。3.6.4.2分层两相区轧材，即使极低硫83

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

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E843.7铁素体区控制轧制3.7.1概述为什么提出铁素体轧制？3.7.2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。

3.7铁素体区控制轧制1）直接应用的热轧薄带钢，可以替代常853.7.2成份控制表1SPHC钢化学成分控制单位：%成分标准CSiMn不大于PS内控＜0.05≤0.040.180.300.0150.0083.7.2成份控制表1SPHC钢化学成分控制863.7.2.2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850800℃。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。3.7.2.2精轧入口和终轧温度终轧温度一般控制在730±873.7.2.3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。3.7.2.3卷取温度88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*125019029032.55SPHC1.8*125018028042.06SPHC3.0*125018528544.0最大

19030545.0最小

18028030.0平均

18529039.0表2铁素体轧制钢号规格mmReLRmA1SPHC2.3*189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表3非铁素体轧制板卷产品性能检测情况90

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a常规轧制913.8变形条件对奥氏体向铁素体转变温度Ar3的影响3.8.1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。形变诱导相变。3.8变形条件对奥氏体向铁素体转变温度Ar3的92（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。

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)（1）加热温度的影响：趋势：原始奥氏体晶粒图3-6初始奥氏93(2)轧制温度的影响图3-7变形温度对Ar3的影响(2)轧制温度的影响图3-7变形温度对Ar3的影响94（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)（3）变形量的影响图3-8含铌16Mn钢的道次变形95（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（4）冷却速度的影响图3-9冷却速度对Ar3的影响963.8.2相变温度Ar3变化对组织结构的影响图3-11珠光体随加工温度的变化3.8.2相变温度Ar3变化对组织结构的影响图3-11珠973.8.3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是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。贝氏体转变是以扩散型与共格型转变的混合机构发展的。3.8.3变形条件对奥氏体向珠光体、贝氏体转变的变形对奥氏983.热形变过程中组织的变化3.1控制轧制概念

控制轧制(Controlledrolling)：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(ThermoMomechanicalControlledProcessing)：3.热形变过程中组织的变化3.1控制轧制概念99材料加工组织性能控制（第三章）100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-l各种轧制程序的模式图101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：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102控制轧制的实质：

(1)尽可能降低加热温度，将开始轧制前的奥氏体晶粒微细化。(2)使中间温度区(如900C以上)的轧制道次程序最佳化，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。控制轧制的实质：103控制轧制机理：（1）Hall-Petch关系式：（1）

（2）断口转变温度FATT(FractureAppearanceTransitionTemperature)：

(2)

控制轧制机理：104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200C图3-3多道次轧制时轧制温度的影响(实验室数据)105图3-4轧制温度对铁素体结晶粒直径和屈服点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为终轧温度图3-4轧制温度对铁素体结晶粒直径和屈服点断口转变温度的106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

控制轧制的类型：控制轧制方式示意图107（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反复进行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。（1）奥氏体再结晶区控制轧制(又称I型控制轧制)108（2）奥氏体未再结晶区控制轧制(又称为Ⅱ型控制轧制)条件：950C～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。（2）奥氏体未再结晶区控制轧制(又称为Ⅱ型控109(3)(+)两相区轧制

条件：Ar3点以下轧制。目的：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；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。强度升高，脆性转变温度（亚晶的出现）。(3)(+)两相区轧制110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1113.2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。3.2控制轧制工艺特点图3-5含微量添加元素的奥氏体晶粒112

(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。一般要求终轧温度尽可能接近奥氏体开始转变温度，起到相似于正火的作用。低碳结构钢的终轧温度:含Nb钢的终轧温度:采用(+)两相区轧制：要根据对钢材性能的不同要求而确定其终轧温度。(2)控制轧制温度113

(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，结果可使钢材的强度升高，低温韧性得到改善。1）轧制不含Nb的普通钢：2）轧制含Nb钢：奥氏体区轧制原则：1)连续轧制，不要间歇，尤其在的高温侧(动态再结晶区)，使晶粒来不及长大；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。混晶现象：(3)控制变形程度：(+)两相区轧制：压下率的增114

(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。(4)控制轧后冷却速度1153.3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5m。(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。3.3控制轧制的效应116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1000103085085078583560064012148384640426075404531-表3-136CrSi钢用控轧工艺和用常规工艺后的机械性能117（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）可以充分发挥微量合金元素的作用1183.4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c

：OABC3.4钢的奥氏体形变与再结晶真应力-应变曲线由三阶段组成：O119曲线的最大应力值p(或s)、、T之间可用Zener-Hollomon因子Z表示：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。曲线的最大应力值p(或s)、、T之间可用120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？为什么金属的变形应力高于原始状态(即退火状态)的121OABCOABC122第三阶段，两种情况：1）连续动态再结晶条件：c<r(r：由动态再结晶产生核心到全部完成一轮再结晶所需的变形量)。2）间断动态再结晶条件：c>r第三阶段，两种情况：123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=1000C图3-3Q235钢变形条件对真应力-真应变曲线的影响1243.4.1.2动态再结晶的控制（1）动态再结晶发生条件为什么动态再结晶难发生？影响动态再结晶的因素：1）>c；2）应力大小；2）材料的初始晶粒尺寸的影响。3.4.1.2动态再结晶的控制12518-8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18-8不锈钢起始晶粒尺寸（D0）对高温形变组织和加工126（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。与初始晶粒尺寸D0无关。（2）动态再结晶的组织127

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。

1x=1：全部静再结晶

0<x<1：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s：奥氏体的屈服应力；x=1：全部静再结晶128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。静态再结晶：形变停止后发生的再结晶过程。129讨论形变温度、形变速度、形变后停留时的温度不变，变形量改变时，在两次形变间隔时间里奥氏体组织结构的变化。讨论形变温度、形变速度、形变后停留时的温度不130图3-6变形量与三种静态软化类型的关系图3-6变形量与三种静态软化类型的关系1313.4.3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

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1322）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3-91050C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20s2）变形后的停留时间：图3-91050C加热，在不同温133(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。

(2)静态再结晶速度134

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）

图3-100.2%C钢与Nb钢等温再结晶的动力学曲线（135(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。(3)静态再结晶数量图3-11轧制温度、轧后空延时间对136微合金元素对静态再结晶数量的影响：特点：以C和（或）N的化合物形式析出；细化晶粒；抑制奥氏体再结晶。和不含微合金元素的钢相比，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。微合金元素对静态再结晶数量的影响：137(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(4)再结晶区域图图3-12压下温度和压下率对再结晶138再结晶区多道次轧制后奥氏体晶粒的大小：取决于总变形量及道次变形量，道次变形量的作用大。晶粒细化限度:20m。温降造成部分再结晶组织。图3-13含铌16Mn钢和16Mn钢形变再结晶区域图的比较(a)16Mn钢加热温度1200C，保温10min，轧后立即淬火；(b)含铌16Mn钢加热温度1250C，保温10min，轧后立即淬火再结晶区多道次轧制后奥氏体晶粒的大小：取决于图3-13含铌1393.4.4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)3.4.4变形后奥氏体向铁素体的转变块状(等轴的)先共析铁140图3-1热轧条件与所得到的魏氏组织级别关系图3-1热轧条件与所得到的魏氏组织级别关系141从再结晶奥氏体生成铁素体的重要特征之一：随着奥氏体晶粒的细化，铁素体晶粒也按比例地细化。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。

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142（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。（2）从部分再结晶奥氏体晶粒生成铁素体晶粒143

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。Ⅱ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。Ⅱ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。奥氏体向铁素体可分成以下类型：144过渡型:过渡型转变是介于I型和Ⅱ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：Ⅱ型>IB型>过渡>IA型，Ⅱ型最细。过渡型:过渡型转变是介于I型和Ⅱ型转变之145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1463.4.5细化再结晶奥氏体晶粒的控制轧制(a)Si-Mn钢变形后1s淬火；(b)含Nb钢变形后3s淬火3.4.5细化再结晶奥氏体晶粒的控制轧制(a)Si-Mn147图3-16再结晶细化晶粒的下临界变形温度和上临界变形温度提高切口韧性(notchductility)：1)降低轧制后期的轧制温度；2)规定出一些道次的最低道次压下量；3)控制开轧温度。图3-16再结晶细化晶粒的下临界变形温度和上临界变形温度1483.5未再结晶区奥氏体的变形3.5.1再结晶的延迟图3-1热轧态及加热态普碳钢中，相变瞬间前的晶粒尺寸与、相变率（晶粒尺寸与晶粒尺寸的比值）之间的关系（1）0.10%C-0.25Si%-1.4%Mn钢；(2)0.05%.C-0.25%Si-1.20%Mn钢.3.5未再结晶区奥氏体的变形图3-1热轧态及加热态普碳钢149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常规轧制与控制轧制的根本区别：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常150总结：由变形

的转变比由已再结晶的无应变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)温度；2)合金元素。总结：由变形的转变比由已再结晶的151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：900C以l0s-1的应变速率压下69％时的软化行为。图3-3不同含铌量的0.002%C-1.54%Mn钢中，铌152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3-4含铌或不含铌的0.002%C-1.56%Mn钢的软153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3-5含铌0.097%的钢中，温度和含碳量对软化行为的影154图3-60.002%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3-60.002%C-0.097%Nb钢、0.006%C155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。图3-70.002%C钢、0.002%C-0.097%N1563.5.2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。3.5.2变形带的形成和作用图3-8(a)具有变形带的拉长157影响变形带的因素：1)变形量：变形<30％时，增加很微弱；变形>30％时，迅速增加。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影响变形带的因素：图3-9含0.03%Nb的钢中，晶界面158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。材料加工组织性能控制（第三章）159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3-10热轧态及热处理态钢中晶粒成核地点及所生成的晶160

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。图3-12表明，非再结晶区轧制变形30％161

图3-12-1不规则珠光体球形核地点示意图(a)无应变晶界交点；(b)形变晶界及其交点

图3-12-1不规则珠光体球形核地点示意图1623.6两相区控制轧制3.6.1（+）两相区的变形行为必须弄清两个问题：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。

3.6两相区控制轧制163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3-2拉伸强度和冲击功同（+）区变形程度的关系164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3-3含铌钢微观组织与（+）区压下率的变化关系165变形引起的微观组织变化：区变形：仅产生由低位错密度等轴晶粒组成的微观组织；两相区变形：能生成一种混合晶粒组织：变形转变成多边晶粒，变形依赖回复转变成胞状组织和亚晶粒。变形引起的微观组织变化：166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3-4普碳钢、含钒钢和含铌钢中，在-区进行压下率为5167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-应变曲线的影响图3-50.16%C-0.3%Si-1.9%Mn钢中，168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。总结：变形引起的强化主要来自于胞状组织和两相区变形引起的强1693.6.2两相区轧制时组织和性能的变化3.6.2.1两相区控制轧制(1)温度的影响

3.6.2两相区轧制时组织和性能的变化170实验条件：方案1（简称I型轧制）：加热温度为1200C，为了使晶粒发生再结晶，在1100C和1020C进行一道次轧制，压下率为50%。于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）：为使在未再结晶区轧制时产生形变带，在780C和740C进行同I型轧制相同的压下。在晶粒内形变带上析出的称为II。在（+）或在相当于的725C550C区间以一道次50%的压下率进行轧制。实验条件：171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。不论哪个钢种和轧制172（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。（2）压下量的影响不论轧制类型和钢种如何，173图3-7采用I型和II型轧制，于（+）两相区轧制50%压下率的Nb钢抗拉强度与夏氏冲击韧性转变温度间关系图3-7采用I型和II型轧制，于（+）两相区轧制1743.6.2.2（+）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。3.6.2.2（+）两相区控制轧制时强韧化的定量关系1753.6.3（+）两相区轧制时显微组织的变化（1）微观组织图3-17采用I型轧制法，在700C和600C，50%压下轧制前后Si-Mn钢的显微组织(a)轧制前于700C冰盐水淬火，(b)于700C轧制后立即水淬火；(c)于700C轧制后空冷；(d)于600C轧制后空冷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。3.6.3（+）两相区轧制时显微组织的变化图3-17176图3-19（+）两相区轧制条件与显微组织和织构发达的关系图图3-19（+）两相区轧制条件与显微组织和织177（2）铁素体晶粒尺寸图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。（2）铁素体晶粒尺寸图7-20（+）两相区轧制，轧制温178

轧制温度变化引起晶粒大小的变化。轧制温度变1793.6.4（+）两相区轧材的织构和分层3.6.4.1（+）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）3.6.4（+）两相区轧材的织构和分层图3-25（1803.6.4.2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}