控制轧制过程的基本原理

1、控制轧制过程的基本原理历史背景历史上，碳是提高钢的强度的最重要的化学元素，但碳对许多工艺性能如焊接性能、成型性能有不利的影响。因此，用碳强化的钢的应用受到限制。为了保证钢结构的安全性，要求钢的强度和韧性达到优良的配合，这种含碳较高的钢往往要进行成本高的热处理，如淬火加回火。为了扩大成本低的高强度钢的应用，物理冶金学家们建议用其它强化机制来替代碳的 强化。图1（1）显示，根据d-1/2规律（2），晶粒细化是同时提高强度和韧性的最有效的方法。 控制轧制工艺是达到此目的的工业技术，该技术把成型过程与显微组织的控制过程结合起 来。Cdk亦oxFmtol harderr m ing、Grain fefi

2、ni圳酣18IE) 12VielEl skenglh ificrease ht q£ diffrrenl;務tr*輪s*son transitioil temperatur汁三巴|=生旦醫三5篙-WMSS图1不同館化机制对韧性-脆性转变温度的影响均热温度为了使加热工艺易于进行，传统方法是采用较高的均热温度。因此，轧制工艺从钢坯加热开始就要控制晶粒尺寸，而且其效果是明显的。人们知道，奥氏体晶粒长大与均热温度决定于均热时要求产生的冶金反应，即使微合金化元素溶于固溶体，其原因将于下面得到解决。对于钢种而言，最低的均热温度决定于铌、碳含量。如图2所示，对于0.10%C、0.03%Nb.的钢来

3、说，其最低均热温度为1150C。钛形成非常稳定的 TiN，如图3所示，它可在相当 高的均热温度下控制奥氏体晶粒尺寸。另外钛还可以夺走Nb （C N）相中的N,形成的NbC化合物更易溶解。在钢中一般氮含量的情况下，T i的最佳含量，即化学比含量，一般很低，低于0.02%。log(Nb)(C)=2.96-7510/TNordberg and Aron ssonlog(Nb)(C+12/14N)=2.26-6770/TIrvinesolubility of niobium and moblumcarbomtride in low-carbon-steels2 二-5工二一 条图2低跋钢中規碗化物和親

4、碳氮化物的溶解度/乡11DTinpirihu In kERKiiiiie erririiDUin cniiicnrlBtla图3含不同微合金元素钢的奥氏体晶粒长大特征再结晶控制轧制钢在热变形过程中发生再结晶。控制这一过程使其发生多次再结晶可导致有效晶粒细 化。应当注意每道次轧制应采用的最小变形量，否则将会发生晶粒长大，如图4(4)所示。图5 (5)显示出一种典型的轧制制度可获得大约50卩m的平均晶粒尺寸。在有铌微合金化的情况下，可以得到更细小的晶粒尺寸。这是因为扩散控制的过程，如道次间的晶粒长大， 由于铌原子的直径比丫 -Fe原子大15.2%，扩散过程受到很大阻碍。变形前的奥氏体晶粒愈小，轧制

5、温度愈低，每道次变形量愈大，最终再结晶后的晶粒尺寸愈小。文献表明，如果最后三道次变形至少约25%大于图5报道的15%再结晶控制轧制的25mm板可以获得20艸的细小的奥氏体晶粒。ymel.SDIFii o.isn lBHIIAA-/、呻+44liillBi reiDitrIlin ent llSD'Cr：lr1S9100柿何卄皿川M册il tRecryaustenite grain sist in prtrlliiKc i croalloyed 弓七皂赳圈a微合金钢荒轧阶段再结晶奥氏体尺寸so im ise am-I 一 益=Me二InlNr也恤呦 mwtt1151E5荒軋过程中昼艇织的

6、变优“聞忆 没道汶压下塑约 m.坯料厘査总压下壘：U 250mm到5Qmm）晶粒桧大由于铤爲子的只金直径比Y-FbS子大15.鴻扩散过程受到很大胆琨热机械加工工艺如果变形温度很低以至于不能发生再结晶，奥氏体晶粒则变为伸长的晶粒。合金元素含量较高的钢种，其再结晶的温度较高。 在这一方面，碳、氮化物形成元素，即使含量很少， 也是非常有效的，而铌是最有效的元素。图6表明，仅含0.03%Nb的钢，在温度低于950C时，经每道次标准变形量的轧制后，不会发生再结晶。这里有两个方面的原因（8）：首先，固溶态下铌原子在某种程度上会推迟再结晶的发生；还有，铌在这样一种位错多的组织中将以碳化物或碳氮化物形式快速析

7、出。这些应变诱导析出的粒子最终完全抑制了再结晶的发 生。图7说明了这一原理。lln9751u ns ofi asinuui itiiiSe rtnear irBetaidaNDni ifb| Nionsltiling応 lmuJz:=h=g云= =二邑 HE 三图百微合金化对奥氏体再结品的推迟作用一 H一*圏7再结晶（R）与析出（F）之间的相互作用（示意圏）奥氏体/铁素体转变在纯净钢中，在奥氏体向铁素体转变时，最合适的形核位置是奥氏体晶粒边界。当变形奥氏体向铁素体转变时，晶粒内部的位错带也可成为形核位置。形核后，铁素体晶粒长大直到晶粒间紧密接触。在一定的冷却温度下，有细小的奥氏体晶粒，特别是拉

8、长的奥氏体晶 粒转变成的铁素体晶粒将变的更细，因为奥氏体晶粒表面积与体积之比增加了。已报道过一些描述铁素体晶粒尺寸的回归公式。就实际的轧制条件和空冷而言， 一个相当简单的关系式，即铁素体的晶粒尺寸 da略小于垂直于轧制面的奥氏体晶粒尺寸hY的一半，很好地描述了已再结晶或变形的奥氏体的转变（9）。da0.4 x h y图8为表示经不同的轧制过程所得到的铁素体晶粒尺寸的示意图。加速冷却采用较快的冷却速度，可以进一步细化晶粒，这由于相变开始温度降低，在过冷奥氏体中形核更多。控制冷却最早在热带轧钢厂得到应用（10）,其后在其它轧钢厂推广和优化 （11特别是板材的 TMCP轧制工艺中，控冷得到了很好的应

9、用。TMCP代表热机械控制工艺，该工艺将热机械加工和冷却结合起来。SUEME U 二 dl«JBBmu一b 一图9显示了被应用的冷却制度：结构钢空冷后得到铁素体-珠光体组织，加速冷却避免了珠光体转变而得到铁素体 -贝氏体组织。实际上，加速冷却一般在约550 C时终止，接下来是空冷。10$ line图9不同冷却制度下的显微组织加速冷却对晶粒细化有双重作用：1）如上所述，多边形铁素体晶粒尺寸得到细化。冷却速率愈快，铁素体晶粒越小。图10（12说明为什么在实际生产中优先采用热机械轧制和加速冷却相结合的工艺。2） 当加速冷却时，大约50%的组分是贝氏体组织，这种贝氏体的晶粒尺寸较铁素体更细小

10、，约为1卩m,并具有较高的位错密度，如图11所示（13）,这样钢的强度显著增加，同时韧性也得到一定程度的改善。图M冷却速車对被案f本晶粗尺寸的0自fllUtlRflllllt* la loti*图l感机械亂制板柄的铁素f机板条型贝氏体的比校°II图】2 0.10%C-Q.50%Mn的力学性能-1DD 二1.DII =SIws(rail lioMltr h j>5M.Ef兰 S=s1丄三 sw7KW锁W曲一 一_ Ra J!.夕Jfi *J-J"1U 12K1Ersli Slie h inH-hnbei.I结果由细晶粒组织导致优异的力学能力，这种高强度结构钢可应用于恶劣

11、的工作条件。图12(14给出了铁素体晶粒尺寸对低碳钢性能的影响。可以通过仔细控制整个生产过程中的轧制条件 一时间、温度和形变来获得晶粒细化。在过去的十年里，上述工艺应用于低合金高强度钢的大生产中，用这种工艺生产 的钢大约占世界钢的总产量的百分之十。参考文献1) L.Meyer and H.de Boer, Welding of HSLA Structural Steel, ASM, Metals Park, Ohio, 1978,p. 42-62.2) E.O.Hall and N.J.Petch, JISI, V ol.174 (1953), p.25-283) J.M. Gray and

12、A. J. DeArdo, HSLA Steels Metallurgy and Applications, ASM Int, USA, 1986,P. 83-96.4) K. Hulka, 8th Process Tech n.Co nf. Proc. 1988. Warren dale (PA), 1988, p. 13-215) C. M. Ssllars and J. A.Whitema n, prese nted at Product Tech no logy Conference on Con trolled Processi ng of HSLA Steels, York, 19

13、76, un published.6) W. Roberts, A. San dberg, T. Siwecki and T. Werlefors, Steels Tech nolohy and Applications, ASM, Metals Park, Ohio, 1984, p. 67-847) L. J. Cuddy, Thermomechanical Processing of Microalloyed Austenite, TMS of ASME, Warrendale (PA), 1982,p.129-1408) S. Yamamoto, C. Ouchi and T.Osuk

14、a, ibid. Lit. 7, p. 613-6399) B.Engl and K. Kaup, ibid.Lit. 7, p.467-48210) E. R. Morgan, T. E. Dancy and M. Korchynsky, AISI Yearbook 1965, 53 (1965), p.921-92911) C. Ouchi, J. Tanaka, I, Kozasu and K. Tsukada, Micon 78, ASTM, Philadelphia (PA), 1979, P. 105-12512) L. J. Cuddy, Accelerated Cooling of Steel, TMS of ASME. Warrendale (PA), 1986, p. 235-24313) W. M. Ho