钢材的控制轧制和控制冷却

1、钢材的控制轧制和控制冷却、名词解释：1、控制轧制：在热轧过程中通过对金属的 加热制度 、变形制度、温度制度 的合理控制， 使热塑性变形与固态相变结合，以获得细小晶粒组织，使钢材具有优异的综合力学性 能。2、控制冷却：控制轧后钢材的冷却速度、冷却温度，可采用不同的冷却路径对钢材组织 及性能进行调控。3、形变诱导相变：由于热轧变形的作用，使奥氏体向铁素体转变温度Ar3 上升，促进了奥氏体向铁索体的转变。 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。4、形变诱导析出：在变形过程中，由于产生大量位错和畸变能增加，使微量元素析出速 度增大。两相区轧制后的组织中既有由

2、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。同时在低温区变形促进了含铌、钒、钛等微量合金化钢中碳化物 的析出。5、再结晶临界变形量 : 在一定的变形速率和变形温度下， 发生动态再结晶所必需的最低 变形量。6、二次冷却：相变开始温度到相变结束温度范围内的冷却控制。二、填空：1、再结晶的驱动力是 储存能 ，影响其因素可以分为：一类是工艺条件，主要有 变形量、 变形温度、变形速度 。 另一类是材料的内在因素，主要是 材料的化学成分和冶金状态 。2、控制冷却主要控制轧后钢材冷却过程的（ 冷却温度）、（冷却速度 ）等工艺条件，达 到改善钢材组织和性能的目的。3、固溶体的类

3、型有（ 间隙式固溶 ）和（置换式固溶 ），形成（ 间隙式）固溶体的溶质元 素固溶强化作用更大。4、根据热轧过程中变形奥氏体的组织状态和相变机制不同，将控制轧制划分为三个阶段，即奥氏体再结晶型控制轧制、奥氏体未再结晶型控制轧制、在A+F两相区控制轧制。5、以珠光体为主的中高碳钢，为达到珠光体团直径减小，则要细化奥氏体晶粒，必须采 用（奥氏体再结晶 ）型控制轧制。6、控制轧制是在热轧过程中通过对金属的 （加热制度）、（变形制度）、（温度制度） 的合理控制，使热塑性变形与固态相变结合使钢材具有优异的综合力学性能。7、钢的强化机制主要包括（ 固溶强化）、（位错强化）、（沉淀强化）、（细晶强 化）、（亚

4、晶强化）、（相变强化 ）等，其中（ 绕过）机制既能使钢强化又使钢的韧性得 到提高。8、 一般可把轧后控制冷却过程分为三个阶段，称为（一次冷却 ）、 （二次冷却 ）和（三 次冷却 ）。9、对于中高碳钢，如果要同时提高强度和韧性，不仅须进行控制轧制，同时要进行轧后 （ 控冷 ），使珠光体在低温下产生，得到（ 细片层状态 ）的珠光体。三、选择：1、控制冷却的关键点在于控制（ A ） 。（A）奥氏体发生的组织转变（B）奥氏体的再结晶（C）变形奥氏体（D）奥氏体的形核和长大2、 对于动态再结晶发生的条件，动态再结晶能否发生，主要由温度补偿因子Z和（A）来 决定。（A）变形程度（B）待温厚度（C）设备能力

5、（D）晶粒尺寸3、在（ B ） 进行变形后的奥氏体中由于有变形带的存在，铁素体不仅在晶界上成核而且在 变形带上成核。（A）再结晶奥氏体区（B）未再结晶奥氏体区（C）部分再结晶奥氏体（D）奥氏体和铁素体的两相区4、 Nb（C、N）析出质点固定亚晶界而阻止奥氏体晶粒再结晶阶段是在：（C）（A）出炉前（B）出炉后冷却到轧制前（C）变形奥氏体中（D）变形奥氏体向铁素体转变过程中5、抑制奥氏体再结晶作用最强的微合金元素是：（ A）。（ A） Nb（ B） V（ C） Ti（ D） B6、控制轧制的关键点在于控制（ C）。（A）奥氏体的形核与长大（B）铁素体的形核与长大（C）变形奥氏体的状态（D）奥氏体发

6、生的组织转变7、在以下不同区域进行轧制，铁素体细化程度最大的是：（ D ）（A）再结晶奥氏体粗晶粒区（IA型）（B）再结晶奥氏体细晶粒区（IB型）（C）部分再结晶奥氏体（过渡型）（D）未再结晶奥氏体区（U型）四、简答：1、简述钢材强化的几种主要机制，并说明对钢材韧性的影响。钢的强化机制：固溶强化、位错强化、晶界强化、沉淀强化、亚晶强化、相变强化等1、固溶强化 : 溶质原子溶入基体金属使材料强度增加的现象。机理 ：运动的位错与溶质原子之间的交互作用的结果。效果： 提高强度、降低塑属 性。间隙式固溶强化使强度T,但塑性J、韧性J；置换式固溶强化强化效果小，但对塑 性、韧性影响不大。2、位错强化：在

7、塑性变形中，随变形程度T,基体强度T的现象。机理：变形量&T,位错密度pT,位错的移动阻力T,强化T。效果：提高强度、降低塑韧性。3、沉淀强化：第二相微粒从过饱和固溶体中沉淀析出使材料强度T的现象。机理：位错和第二相颗粒相互作用。（1） 对提高强度有积极作用的绕过过程； （2） 对提高强度作用较小的切割 / 剪切过 程。 它们都会增加运动阻力,可以提高材料的强度。4、细晶强化 ： 随晶粒细化,屈服应力变高,基体强度上升的现象。晶界强化本质：晶界对位错运动的阻碍作用晶界强化能同时提高材料的强度和韧性。5、亚晶强化：位错密度增高，阻止位错运动6相变强化：主要是指马氏体强化。马氏体是碳在a

8、-Fe中的过饱和固溶体。碳原子固溶强化是马氏体最基本的强化机制2、请画出奥氏体热加工时的真应力一真应变曲线示意图，并说明曲线共分为几个阶段1、第一阶段（加工硬化）：当塑性变形小时，随着变形量 增加变形抗力增加，直到达到最大值。另一方面，由于材料 在高温下变形，变形中产生的位错能够在热加工过程中通过 交滑移和攀移等方式运动，使部分位错消失，部分重新排 列，造成奥氏体的回复。加工硬化超过动态软化。2、第二阶段（动态再结晶）：在第一阶段动态软化抵消不了加工硬化，随着变形量的增 加金属内部畸变能不断升高，畸变能达到一定程度后在奥氏体中将发生另一种转变，即动 态再结晶。动态再结晶的发生与发展使更多的位错

9、消失，材料的变形应力很快下降。随着 变形的继续进行，在热加工过程中不断形成再结晶核心并继续成长直到完成一轮再结晶， 变形应力降到最低值。从动态再结晶开始，变形应力开始下降，直到一轮再结晶全部完 成并与加工硬化相平衡，变形应力不再下降为止，形成了真应力一真应变曲线的第二阶 段。动态软化速度大于加工硬化速度。3、第三阶段（稳态非稳态）：当第一轮动态再结晶完成以后，在真应力一真应变曲线上将出现两种情况：一种情况是应力达到稳定值，变形量虽不断增加而应力基本不变，呈稳态变形。这种情况称为连续动态再结晶；另一种情况是应力出现波浪式变化，呈非稳态变形。这种情况称为间断动态再结晶e c从开始到发生再结晶的变形

10、量，&r从开始发生再结晶到最后一个晶粒发生再结晶的变形量。当& c<£r时发生连续动态再结晶。当& c>£r时发生间断动态再结晶。连续动态再结晶：应力达到稳定值，变形量虽不断增加 而应力基本不变，呈稳态变形。间断动态再结晶：应力出现波浪式变化，呈非稳态变形。 当& c<£r时发生连续动态再结晶。当& c>£r时发生间断动态再结晶。3、简述控制轧制过程各个阶段 Nb（C、N）的析出状态。1出炉前的Nb（C、N）质点状态：当含铌的硅锰钢加热到1200 C均热2 2小时后,钢中铌量有90 %以上都

11、固溶到奥氏体基体中了。有极少数Nb（C、N）没有固溶到奥氏体中。经电镜观察，这些粗大粒子直径大约在100nm左右。这些未溶解的大颗粒的 Nb（C、N）不会对轧后奥氏体晶粒的再结晶有什么作用。如果将钢加热到1260 C,保温30 min ;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： 当铌钢加热到1200 C以后,分别 冷却到1050 C、930 C和820 C时钢中析出的 Nb （C、N N）数量与12 00 C时 的未固溶的 Nb （C 、 N N） ） 数量没有多大差别 ， 也就是说在轧制前这一阶段的时间中 ， 并没有从固溶体中析出多少 Nb（C、 N）

12、 。这是因为 碳氮化物相从固溶体中析出的 动力学决定于晶核的形成条件 、 合金元素的扩散速度 、 过冷度和内应力 （ 畸变 能）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。只有当变形速度很低的情况下才能产生这种析出相另外在变形过程中析出的碳化物也难以和变形后快速冷却下析出的碳化物区分开 。即使在变形过程中 ， 由于产生大量 位错和畸变能增加 ， 引起 “ 形变诱导析出 ” ， 使铌析出速度增大 ， 如果变形时 间短，实际析出量并不大。高温轧制 后（再结晶区轧制，女口 1050 C ），由 于变形 产生的位错和畸变能由于回复和再结晶而 消失 ，

13、 Nb（C、N） 颗粒的析出部位是 沿奥氏体晶界析出 ， 而在晶内析出很少 ，颗粒直径在 20 nm 左右 。低温轧制 后（未再结晶 区轧制，女口 900 800 C ）,由于奥氏体未发生再结晶，具有较高畸变能 ， 位错密度高 ， 因而加速了碳和铌的扩散速度 ， Nb（C、N） 颗粒的析出部 位既有在晶界上也在晶内和亚晶界上， 故颗粒细小 ， 直径在 5 5 10 nm 。此 冷却 过 程 中 Nb （C 、 ） N） 的 析 出 量 约 占 其 总 量 的 25 % 30 % 左 右 ， 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晶粒 再结晶 ， 达到细化

14、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：由于各种碳氮化物在奥氏体中的溶解度都远远大于在铁素体中的溶解度，因此当 L F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。相间析出 一随 LF转变，A/F之间的界逐渐向 A A推进 ， 而析出总是紧贴在相界面上成列状沉淀析出 ， 相界面不断推进 ， 列状沉淀析 出就形成一排排有规则 的新析出相 。一般析出 无规则的在位错线上和基体上沉淀析 出 。 一般沉淀析出是主要的 、 常见的 ， 而列状的相间析出很少见 。相变后剩余在 F F 中的固溶

15、 Nb 将在 F F 中继续析出 。 质点长大速度缓慢 ， 质点细小 ， 一般小 于 5 5 nm 。 其质点大小决定于冷却速度4、根据热轧过程中变形奥氏体的组织状态和相变机制不同，将控制轧制划分为哪三个阶 段，各有什么特点。三个区中轧制时发生的组织和瀏理性代变化91K«*<HA肌Mi 摟Cl4W(1QQ)Mr Aa b£RKIXR 甕*0AVR 寸、4无耳9S0C- x 不XKA卑人甕静*和耳£a r a、歩轿出寸*ftA*1、奥氏体再结晶型控制轧制：是在奥氏体变形过程中和变形后自发产生奥氏体再结晶的温度区域中进行轧制2、奥氏体未再结晶型 控制轧制3、在A

16、+F两相区控制轧制：钢板和带钢控轧工艺。在奥氏体向铁素体相变的A+F两相区的上限温度进行一定道次的轧制，使尚未相变的奥氏体晶粒继续变形、拉长，晶粒内形成 新的滑移带，并在这些部位形成新的铁素体晶核。再结晶奥氏体相变：奥氏体再结晶型控制轧制（I阶段）IA型：如果热轧后奥氏体发生再结晶，并且在转变前粗化成小于或等于ASTM65级的奥氏体晶粒，那么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。IB型：如果热轧后奥氏体发生再结晶，转变前奥氏体晶粒是ASTMM 6级或者更细，则转变就按IB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

17、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 未再结晶奥氏体相变：过渡型：一种是一大部分奥氏体再结晶晶粒按着IB型转变形成细小的铁素体和珠光体，而另一部分是未再结晶奥氏体晶粒，转变后形成魏氏组织和珠光体； 另一种情况是一部 分变形量大的奥氏体未再结晶晶粒按U型转变后形成细小的铁素体和珠光体组织，而另一 部分变形量小的奥氏体则转变成魏氏组织和珠光体。U型：如果热轧温度低，热轧后变形的奥氏体晶粒不发生再结晶，贝U奥氏体向铁素体的转 变将按U型方式进行。铁素体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。U型转变中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。铁素体细化的程度将按：U型 IB型过渡型 IA型变化U型的最细。5、什么是一次冷却、二