中厚板控轧控冷aa.ppt

1、控轧控冷在钢材生产中的应用,主讲：蓝慧芳,控制轧制与控制冷却技术讲座,讲 座 内 容,1 概 述 2 控轧控冷的基本原理 3 中厚板控轧控冷的特点和关键技术,概 述,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,1 概 述 - 控冷的意义,两个通俗说法: 1 水是最廉价的合金元素 (可以用水替代合金元素来改变钢材的性能) 2 中国的多数中板轧机是世界上最干旱的轧机 (目前我们还没有充分利用好水的作用),1.1 控轧控冷的必要性,用户要求：产品性能（强度、韧性、焊接性、冲击性能） 决定性能的因素：组织结构（晶粒、析出、组织分数） 决定组织的因素：成分和工艺（压下率、轧制温度、冷却速度。 柔性制造技术,急需通

2、过控轧控冷改变性能的钢种 管线钢：开发西部，西气东输工程 高级别船板 高强度工程机械用钢 抗震耐火钢（日本阪神大地震后提出） 新一代钢铁材料：超级钢,1.1 控轧控冷的必要性产品开发,控轧控冷的基本原理,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,2.1 控轧控冷机理2.2 控制轧制 轧制温度制度（加热、粗轧、精轧，待温） 轧制压下制度（粗轧、精轧压下量，方向） 液压弯辊等板凸度控制制度2.3 控制冷却ACC 冷却模式，冷却温度制度2.4 直接淬火DQ 淬火温度，回火制度（温度、时间）,2 控轧控冷的基本原理,控轧控冷工艺图示,K2.1,(DQ),(DQ),(ACC),组织、成分、性能、TMCP条件的关

3、系,K2.24,控轧控冷的组织变化,K2.2,加热温度（碳氮化物溶解，晶粒长大） 粗轧变形制度：粗轧压下量（变形深入，RCR） 精轧阶段轧制温度控制 进入未再结晶区 合理的精轧温度 待温制度的确定 精轧阶段轧制变形控制 未再结晶区总变形量 精轧道次压下量,控轧控冷中工艺制度制订原则,三种控制轧制的策略、参数和机理,轧制后奥 氏体晶粒,铁素体 形核,相变后,控冷后,形变硬化的铁素体,2.1 控制轧制和控制冷却机理示意,变形前奥氏体晶粒,变形后晶粒被拉长,铁素体形核,相变完成,冷却,轧制,变形带与其上的析出,T4.10,变形带,珠光体的不同形核地点,T4.15,变形工具钢 a) 晶界 b) 退火孪

4、晶 c) 变形带 d)晶内,奥氏体晶粒尺寸与铁素体晶粒尺寸的关系,试样为7mm厚的空冷钢板 空心符号：无变形 实心符号：热变形后空冷,三种控制轧制的策略、参数和机理,再结晶区控轧： 微合金钢950，普碳钢基本在再结晶区轧制 总变形量60% 机 理： 变形区内有动态恢复和动态再结晶 道次间歇期间完成再结晶 反复轧制再结晶使晶粒变细 低温再结晶区晶粒细化明显。,三种控制轧制的策略、参数和机理,未再结晶区控轧： 空冷或喷淋控制轧制温度到奥氏体未再结晶区 温度范围通常为Ar3900（950） 总变形量大于一定数值（70） 道次变形量大于一定的数值 机 理： 变形奥氏体晶粒被拉长 形成大量变形带、孪晶和

5、位错 增加形核点，相变后细化晶粒,未再结晶区变形量与奥氏体晶界面积和变形带密度的关系,T4.11,含铌钢，Nb: 0.03% 低于30：变形带密度增加缓慢 高于30：迅速增加,铁素体晶粒尺寸与奥氏体界面面积的关系,T4.12,为什么要低温轧制,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,轧制温度对组织和力学性能的影响,K23,0.18C1.36Mn钢 各道次压下量20 总计9道次轧制到20mm 轧制温度变化范围200,900以下变形量与韧脆转变温度的关系,K52,钢板厚度10mm 2mm切口夏氏值 横向,轧制温度对晶粒尺寸和性能的影响,K24,130,50MPa,三种控制轧制的策略、参数和机理,两相区控

6、轧： 如需进一步的提高强度，可降低终轧温度750 在奥氏体和铁素体两相区轧制 机 理： 奥氏体继续被拉长，晶粒内形成变形带及位错 在变形带及位错处形成新的等轴铁素体晶粒 先析出铁素体变形后内部形成亚晶，使强度提高,为什么进行两相区轧制,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,Ar3以下压下量与力学性能关系,实验室数据： 0.17C1.6Mn钢，1150加热，Ar3为730 两相区轧制，利用铁素体的位错亚结构强化,K2.7,为什么需要强力轧机低温大压下,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,不同钢种的变形抗力,T6.10,温度降低,变形抗力与含碳量的关系,T6.6,Si0.25%, Mn1.10%,温度低

7、于900时，由于碳含量引起的变形抗力发生明显变化。 1000 时，碳含量的变化对变形抗力不产生影响。,附带说明：氮通过形成氮化钛和氮化铝等氮化物，细化晶粒而影响变形抗力,温度降低,变形抗力与固溶合金元素含量的关系,T6.7,C0.10%, Si0.25%, Mn1.10%,MoSiCrCuNiMn,提高变形抗力,变形抗力与微合金元素含量的关系,T6.8,变形条件 Tr加热温度1250 T1第一阶段变形温度1050 T2第二阶段变形温度900 NbTiV,变形抗力增大,控轧控冷中轧制温度控制措施,粗轧机架 交叉轧制 精轧机架,为什么要进行控制冷却,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,2.3 控制冷

8、却组织变化（细晶与相变强化）,再结晶区控轧,未再结晶区控轧,两相区控轧,控制冷却,35m,5 10 m,1020m,加热,温度,时间,2.3 控制冷却晶粒细化和相变强化,HSLA控制冷却的作用,对于添加微合金元素的钢，如果冷却速度为10 /s时，与空冷相比，其强度可以增加50100MPa； 由空冷到12 /s增加冷却速度时，组织变化的顺序为铁素体晶粒细化、珠光体带消失及其微细分散、珠光体消失和生成取代它的贝氏体； 加速冷却引起强化的因素有：1）铁素体晶粒细化；2）析出强化量增大；3）贝氏体的体积分数增大。其中前2相引起屈服点提高，抗拉强度决定于3）。微合金元素的添加使淬透性提高，从而增大特定冷

9、却速度下的贝氏体量； 如果想提高韧性，重要点在于细化铁素体晶粒的同时，生产微细分散的贝氏体，为此必须优化加热温度或控制轧制条件，细化奥氏体的晶粒。,加速冷却对性能的影响,K29,对再结晶奥氏体进行水冷效果并不明显，对未再结晶奥氏体进行水冷，会产生明显的晶粒细化效果。 利用10/s的冷却速度进行冷却，可以明显提高强度，韧性可以保持不变。 使用的设备：OLAC (On Line Accelerated Cooling), NKK 冷却参数：开冷：760 终冷：550 钢种：Nb钢与Nb、V钢,加速冷却对材料性能的影响,K7.7,压下率/,冲击功/J,贝氏体相变,通过控制冷却，得到微细的贝氏体； 同

10、样的压下率，强度可以提高6070MPa； 同样的冲击功，利用控制冷却可以将强度提高5060MPa.,控冷终止温度对性能的影响,K7.2,SiMn钢：厚度25mm Nb钢：19mm 轧制与冷却条件： 终轧温度：760 开冷温度：760 终冷温度：450 室温 效果： 冲击性能：保持不变 YS提高：70100MPa TS提高：5060MPa,控制冷却对力学性能的影响,KF21,CR材的YS随Nb/V含量的增加而上升，达到X60X70的强度水平。 抗拉强度Nb-V钢上升的幅度比C-Mn钢大。原因： Nb-V量增大，淬透性增大，高冷速段贝氏体的生成量增大。 在冷却速度为10/s的情况下，比 CR轧制可

11、以提高强度50100MPa. 当加热温度相同时，冷却与控制轧制的效果大致相同，甚至可能稍有改善。 加热到1200时，韧脆转变温度随冷速提高而变差，而1100 时，会改善。 韧性主要由CR条件决定。,铌含量对力学性能的影响,KF23,加热温度1100 冷却速度7 /s Nb0.03%, 强度出现饱和趋势 IAC和CR的强度差别为5060MPa. 影响因素：加热温度固溶铌的数量；相变前奥氏体的微细程度；快速冷却引起贝氏体生成数量。 韧性随铌含量增大而提高，到0.08%出现饱和。 影响因素：晶粒细化。包括初始晶粒细化，粗轧中抑制晶粒粗化，奥氏体再结晶温度升高造成未再结晶区的累计压下量增大。 加热温度

12、1200和1100时，韧脆转变温度差30。,钛对控制冷却效果的影响,KF24,Ti0.02%, Ti与N完全结合，在凝固和奥氏体高温区形成TiN。此时强度变化甚少。,为什么要添加微合金元素,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,溶度积,T9.1,各种氮化物在奥氏体和铁素体中的溶解度均低于相应金属的碳化物。 溶解度依 V，Nb，Al，Ti 的顺序降低。故 Ti 在高温区即已析出；V 在低温区析出。 除 AlN 之外，碳化物和氮化物均为立方晶体结构，可以忽溶，故常以碳氮化物析出。 除极低含碳量的高氮钢外，很少形成VN，NbN; 含钛钢中，首先形成TiN，当全部钛以. TiN的形式与钛结合之后，TiC才

13、随钛含量的增加而发生沉淀。,溶解度降低,奥氏体晶粒尺寸与加热温度的关系,T9.2,微合金元素抑制奥氏体晶粒长大,K25,HSLA钢的再结晶动力学,T9.3,SiMn钢,0.04Nb钢 预应变0.5,T9.4,含铌钢的静态再结晶动力学,T9.5,900, 0.002%C,900, 0.10%Nb, 预变形0.5,含铌钢和含钛钢的力学性能,T9.6,基本化学成分：0.01%C0.25Si1.50Mn TR:1100 TF: 780 900 以下的总压下率70,铌含量大于0/03时，强度饱和,铌含量或钛含量大于0.06%时，冲击韧性趋于饱和,钛与氮结合阶段（钛低于0.02%）,T9.7,含钒的铌钢和

14、钼、钛钢的力学性能,通过添加V，促进沉淀强化，性能进一步提高； 冲击韧性保持不变 注意：厚规格的钢板适于用V强化，因为它的强化机制以低温析出为主，与晶粒细化强化的机制不同，与控制冷却的速度关系不大。,微合金元素抑制晶粒长大,K214,钢种成分： C-Mn钢：0.13C, 1.2Mn Nb钢：0.16C, 1.4Mn, 0.03Nb Ti钢：0.13C, 1.1 Mn, 0.02Ti 碳锰钢随轧制温度的提高，晶粒长大明显； Nb钢1050以下，不发生再结晶。1150 发生明显的长大； Ti钢晶粒无明显的长大,微合金元素抑制再结晶作用,K28,微合金元素添加4大作用： 抑制加热时奥氏体晶粒长大 抑

15、制再结晶 相变行为 析出硬化 固溶在奥氏体中的铌和钛能很好的控制加工后的再结晶，再结晶温度提高100以上。,再结晶临界压下量/,Nb对动态再结晶的抑制作用,K211,0.08C-1.5Mn-Nb钢,考虑韧性要求的轧制计划实例,K64,管线钢 控制点： 待温点：待温温度，待温厚度 终轧点：终轧温度,温度、含碳量与软化率的关系,T4.5,T4.6,应变诱导碳氮化铌析出过程,T4.6,再结晶与沉淀过程的相互作用,T4.7,析出与再结晶的相互作用,T4.7,T4.8,（a）普碳钢与含铌钢再结晶动力学的比较,（b）溶质Nb对含铌钢再结晶动力学的影响,（c）PPT曲线与RRT曲线的叠加,注意：钒钢不会发生

16、此种效应，因为钒的碳氮化物在低温阶段析出，此时，再结晶已经完成,为什么要进行DQ？,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,DQ与AC及TEMPER,M1,0.06C-0.25Si-1.4Mn，Nb/V/Ti最多0.08 加热温度：1100，900以下轧制压下量75 精轧温度：800 板厚：19 mm,常化与淬火回火组织,T4.13,直接淬火钢的组织特点,K2.25,直接淬火或淬火回火钢的组织特点： M或B的位错亚结构，析出物。更加微小的尺度。 主要组织要素： M: 旧奥氏体的晶界、马氏体束（bundle）、马氏体包(packet)、板条(lath)、板条内的位错 B:B-F 析出物见于旧奥氏体的边

17、界，板条边界，板条内。,淬火钢组织因素与力学性能关系图,组织变化对强度与韧性的影响 回火引起组织与性能的变化,冷却速度与贝氏体相变强化,0.01C-1.5Mn-0.04Nb-0.09V Sv有效奥氏体晶界面积（代表变形量的大小） 通过加速冷却，抑制铁素体相变，促进贝氏体相变，实现相变强化。,合金元素对力学性能影响,M3,0.06C-0.25Si-1.4Mn-Nb/V/Ti 加热温度：1100 900以下轧制压下量75 精轧温度：800 板厚：19 mm,DQ材B体积分数与加热时固溶合金元素量的关系（左）DQ材TS与Vs的关系（右）,M6,M7,合金元素通过冷却对力学性能的影响,K710,基本成

18、分：0.06C, 1.4Mn 20mm厚 铌、钛对提高强度有效，V效果不大。 淬火组织为贝氏体微细铁素体的混合组织。 通过降低Ae3增加贝氏体的体积分数，提高强度。,不同温度直接淬火与调质的比较,K7.9,0.11C-1.2Mn-0.6Cr-0.5Mo钢 回火：575，1h A: RQ B: DQ(加热温度下50压下) C:DQ(820 下50压下),DQ的重要性在于此,控轧压下量对淬火钢性能的影响,K7.11,基本成分：0.06C, 1.4Mn 20mm厚 通过控制轧制，强度略有降低，但是韧性大幅度改善。 通过控轧，铁素体的体积分数仅仅少量增长，通过铁素体的对奥氏体的阶段效果，将贝氏体变成更

19、小的单元，贝氏体铁素体板条的长度变短，故大大改善了韧性。注意：在30之前，上述效果并不明显，在大于50以后，其效果急剧增大。,控轧压下量对B-F长度的影响,K7.12,压下量大于30%，贝氏体 板条长度迅速减小。,加热与精轧温度对直接淬火钢力学性能影响,K7.13,0.13C, 1.4Mn, 0.025Nb 比再加热淬透性提高。 随轧制温度的降低，强度降低，但是韧性大幅度提高。原因：奥氏体晶粒细化；未再结晶区变形引起淬透性降低。 Nb回火时析出，可以利用。,淬火回火后Nb含量TS的关系,K7.14,0.01%Nb以下，随Nb的增加，强度提高。原因：淬透性提高，沉淀析出。 大于0.01%Nb后，

20、降低。原因：奥氏体再结晶温度提高，未再结晶区变形淬透性降低。 大于0.02%Nb之后，强度提高。原因：未再结晶状态下加工量增加，组织细化效果显著。,280MPa,控制轧制控制冷却实例,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,控制轧制的轧制制度,KF1,材料为铝镇静钢，0.14C-0.30Si-1.30Mn, 其中单独或复合添加Nb, V, Cu, Cr, Ni。 150mm厚度的板坯预先轧制到60mm，冷却后沿相同方向继续轧制到12mm。 加热温度：1250，1150 按每道次20的压下量进行7个道次的精轧。 CRIII与HR相同的加热温度，但是进行低温轧制，900的以下总压下量达到60。CRIV的

21、加热温度为1150.,Nb对YS和脆性转变温度的影响,KF2,0.14C-0.30Si-1.30Mn 在0.01Nb以下，随着Nb含量的增加，脆性转变温度急剧降低。 到0.03%Nb之前，随随着Nb含量的增加，强度提高。 CRIII和CRIV效果最为显著。,控制轧制的效果,KF3,0.14C-0.30Si-1.30Mn 添加Nb和V，均使材料的YS和TS升高。但是添加V，不利于韧性的提高。,V对YS和脆性转变温度的影响,YS和vTs与晶粒尺寸的关系,KF4,随晶粒尺寸减小，强度提高，韧脆转变温度降低。其中，Nb对于强度和韧性提高的效果都比V明显。,C含量对CRIII材料力学性能的影响,KF5,

22、0.50%Si-1.4%Mn-0.045Nb, 改变C含量。 采用CRIII规程进行控制轧制。 C从0.13%降低到0.05% YS几乎不发生变化，因为晶粒尺寸变化甚微，均为5m左右 TS有一定的降低，冲击功增加1.5倍，珠光体的量由2427降低到78，故冲击功增加。,KF7,900以下总压下量与脆性转变温度的关系,0.14C-0.24%Si-1.23%Mn 厚度10mm,S含量对冲击功的影响,KF8,厚度14mm 2mmV形缺口实物尺寸试样 S含量控制到0.01以下时，冲击性能明显提高 改善L、C方向的压下比，可以显著改善C方向的冲击性能,S含量对冲击性能的影响,KF11,TS:550-65

23、0MPa 2mm，V形缺口，实物尺寸试样,纵横方向压下比对冲击性能影响,KF9,厚度915mm TS:550-650MPa,KF10,纵横方向压下比对冲击性能影响,厚度：12mm 成分： 0.17C-0.13%Si-1.12%Mn- 0.2Cu-0.2%Cr-0.019%Nb 改变横轧比实际上是将MnS夹杂物向各个不同的延伸方向分配，从而将S所决定的各方向的延展性向L，C方向分配。,变形对CCT曲线的影响,KF26,3.1 中厚板 控轧控冷的特点 3.2 控制冷却的关键技术 横向温度均匀性控制 纵向温度均匀性控制 上下表面温度均匀性控制3.3 控制冷却装置及其布置,3 中厚板 TMCP的特点和

24、关键技术,3.1 中厚板 控轧控冷的特点,厚度大，表面与中心温差大，对模型精度的要求高 厚度大，内部热量传到表面需要时间，提高冷却速度困难 宽度大，横向均匀性要求高 上下表面冷却条件不对称，导致上下面性能不对称，瓢曲 轧件短，头尾占长度的比例大，对头尾的控制要求高 无张力，容易瓢曲,核心问题： 1 钢板冷却均匀性控制 * 纵向温度均匀性 （头尾、梯形冷却） * 横向温度均匀性（遮蔽、凸度控制） * 上下表面温度均匀性（水量配比、可调） 2 提高冷却效率 * 冷却装置的参数设计 （阀门响应性、压力、流速、水量）,3.2 中厚板 控轧控冷的关键技术,3.2 长度方向的冷却的均匀性,时间,开 关,头

25、,尾,冷却部分,尾遮蔽,头遮蔽,喷射冷却点,3.2 加速运动和温度梯度的消除,V,t,T,t,V,t,T,t,头580,尾520,恒速,加速,3.2 横向均匀性边部遮蔽及凸型水量,凸型水量分布,边部遮蔽 (3000以上的宽板效果明显),3.2 上下面流量控制,下冷却系统流量,上 冷 却 系 统 流 量,流量比1:2.5,流量比1:1.5,最大流量,最小流量,方式 喷射 冷却能力差 管式层流 冷却能力较强 水幕层流 冷却能力强，结构简单 气雾式冷却 冷却范围宽，结构复杂,喷射,气雾,水幕层流,管式层流,3.3 控制冷却装置冷却方式,传统TMCP的物理冶金学过程,TMCP工艺是20世纪钢铁工业最伟

26、大的成果之一，支撑了钢铁材料的发展。 控制轧制和控制冷却的关键点：“奥氏体状态的控制”和进一步的“由这种状态受到控制的奥氏体发生的相变的控制”。,层流冷却系统的作用,“由这种状态受到控制（硬化）的奥氏体发生的相变的控制”,细化的铁素体,细晶强化,贝氏体、马氏体等,相变强化,应用超快速冷却改变钢材性能,有效地控制钢中硬相（马氏体、贝氏体）与软相（铁素体）的比例，就有可能获得强度与塑性最佳匹配的钢材 利用相变强化提高抗拉强度，解决屈强比问题 怎样获得所希望的组织？ 怎样控制组织的百分比？ RAL开发了高速冷却装置 High Rate Cooling400/s（3mm） 冷却速度和冷却路径得到有效控

27、制,实验室的超快冷装置,各种形变热处理工艺,高性能钢材细晶粒钢,超细晶粒钢制备方法,SPD (Severe plastic deformation)法： 1 ECAP (Equal channel angular pressing )法 2 ARB (Accumulative Roll-Bonding )法,ECAP,ARB,形变热处理法： 1 应变诱导相变,超细晶粒钢制备方法,2 利用相变、形变和热处理相结合，例如：冷轧/温轧马氏体+后续回火等方法，增殖基体中缺陷密度，通过回火将高密度的缺陷通过回复/再结晶形成晶界。,超细晶粒钢制备方法,高性能钢材超细晶粒钢,超细晶粒的典型形貌与性能：,拉伸

28、曲线-晶粒尺寸,随晶粒尺寸减小，强度 提高，但塑性降低；尤 其是晶粒尺寸小于1m 时，塑性降低很明显， 而且加工硬化明显不足， 屈强比很高，这与日本阪 神大地震和美国”911”以 后普遍重视钢材屈强比 的趋势不符 。,高性能钢材细晶粒钢,对于超细晶的研究工作启发我们从另一个角度考虑问题： 是否可以找到一个折衷的办法，放弃对极限条件的追求， 得到屈服强度很好但不求最好，同时塑性和强屈比能够 满足要求的解决方案呢？答案是肯定的，那就是晶粒适 度细化。 这正是超级钢的开发思想。 根据Hall-Petch公式，当把晶粒尺寸由1520m控制到35m，材料的屈服强度能增加一倍左右，200MPa级普碳钢的屈

29、服强度就可以达到400MPa级。,轧制线材实验得到的平均晶粒尺寸与屈服强度， (a) 11m, 310MPa ,(b) 9.2m, 370MPa ,(c) 6.8m, 405MPa,(d) 5.6m, 460MPa,屈服强度随晶粒的细化而逐步提高，与HallPetch公式基本相符。,高性能钢材细晶粒钢,要进一步使屈服强度提高到500MPa级，如果单纯依靠晶粒细化，按照HallPetch公式，铁素体晶粒应细化至12mm，这对于现有生产条件来说难度很大；另外，当晶粒细化到12mm时，材料加工硬化能力变差，从而导致屈强比升高，使材料在应用上受到限制。因此，除了细晶强化机制，同时引入了复相强化并辅以沉淀强化的复合强化方式，这也对轧后冷却过程的中温转变控制提出了更高的要求。,高性能钢材细晶粒钢,RAL开发了一种高速率的冷却装置(HRC，High Rate Cooling),其要点是：减小每个出水口的孔径，加密出水口，增加水的压力，保证小流量的水流也能有足够的能量和冲击力，能够大面积地击破汽膜。这样，在单位时间内有更多的新水直接作用于钢板表面，大幅度提高换热效率，实现超快速冷却。,高性能钢材细晶粒钢,复相钢的潜力：,高性能钢材细晶粒钢,高性能钢材细晶粒钢,冷却控制：,高性能钢材细晶粒钢,500MPa级超级钢的金相(a)和透射电镜照片(b),高性能钢材-双相钢,高性能钢材-双相钢,在利用层流冷