控轧控冷学习与培训

1、2021/3/271 控制轧制与控制冷却 2021/3/272主要内容 钢材的质量性能 轧制过程中的组织性能变化规律 轧制过程中的组织性能控制 控轧控冷技术的新进展2021/3/2731.1性能指标性能指标韧塑性影响因素强塑指标冲击韧性冷弯性能焊接性能2021/3/274韧塑性影响因素合金元素:H:会引起氢脆和延迟断裂（高强钢、强板、高建等）细化晶粒增加压下（缺陷焊合）组织:1）铸坯 2）热轧组织 3）碳化物分布坯料停放2021/3/275拉伸时的韧性断裂拉伸时的韧性断裂: :颈缩为颈缩为前导前导. .应变硬化产生的强度增加应变硬化产生的强度增加不足以补偿截面积的减少不足以补偿截面积的减少,

2、,产产生集中变形生集中变形, ,出现细颈出现细颈. .细颈中心为三向拉应力状细颈中心为三向拉应力状态态, ,形成显微空洞形成显微空洞, ,长大并聚长大并聚合成裂纹合成裂纹, ,沿与拉伸垂直的方沿与拉伸垂直的方向扩展成中央裂纹向扩展成中央裂纹, ,最后在细最后在细颈边缘处沿与拉伸轴成颈边缘处沿与拉伸轴成4545方向剪断方向剪断, ,形成形成”杯锥断口杯锥断口”图图4 杯锥型断口形成过程杯锥型断口形成过程韧性断口的形成过程韧性断口的形成过程2021/3/276韧性断裂的形成原因韧性断裂的形成原因 韧性断裂多起源于空洞韧性断裂多起源于空洞,这是由这是由于钢材在熔炼过程中混入氧化物、于钢材在熔炼过程中

3、混入氧化物、硫化物等夹杂物粒子以及某些难硫化物等夹杂物粒子以及某些难变形的第二相粒子造成的。变形的第二相粒子造成的。 当钢材基体变形时当钢材基体变形时,在夹杂物或在夹杂物或二相粒子的相界面上产生强烈的二相粒子的相界面上产生强烈的附加拉应力附加拉应力,若界面的结合力弱，若界面的结合力弱，则很容易产生剥离，于是就在相则很容易产生剥离，于是就在相界面上产生空洞。界面上产生空洞。 夹杂物及二相粒子的数量、几夹杂物及二相粒子的数量、几何形状、大小及其与基体结合的何形状、大小及其与基体结合的强度是影响断裂的重要参数。强度是影响断裂的重要参数。2021/3/277 缺陷的焊合球形缺陷椭圆形拉长不同压下道次下

4、缩孔变形图不同压下道次下缩孔变形图(a)(c)(b) 钢板的厚度同为钢板的厚度同为130mm时时,采用大压下、正常压下和轻压采用大压下、正常压下和轻压下时下时,缩孔的焊合情况截然不同。采用大压下时缩孔在第缩孔的焊合情况截然不同。采用大压下时缩孔在第4道道次被焊合次被焊合,而采用轻压下时缩孔在第而采用轻压下时缩孔在第7道次被焊合，可见适当道次被焊合，可见适当加大高温区的压下量有利于内部缺陷的焊合加大高温区的压下量有利于内部缺陷的焊合。焊合2021/3/278 拉伸断口拉伸断口拉伸断口截面内出现的分层拉伸断口截面内出现的分层拉伸断口侧面上出现的分层拉伸断口侧面上出现的分层 原因分析原因分析: :(

5、1)(1)化学成分化学成分: :碳、锰及碳、锰及硫、磷含量硫、磷含量, ,微合金元微合金元素的有无等素的有无等; ;(2)(2)铸坯质量铸坯质量: :坯型及铸坯型及铸坯中心偏析级别的高低坯中心偏析级别的高低等等; ;(3)(3)加热制度：加热温加热制度：加热温度的高低、加热时间的度的高低、加热时间的长短长短, ,表面及芯部的温表面及芯部的温差等：差等：(4)(4)变形制度：再结晶变形制度：再结晶区道次变形量的大小区道次变形量的大小, ,变形的渗透程度等。变形的渗透程度等。2021/3/2791.2 金属材料强化的主要机金属材料强化的主要机制制 位错强化、固溶强化、析出强化、晶界强化、亚位错强化

6、、固溶强化、析出强化、晶界强化、亚晶强化、织构强化晶强化、织构强化等。但实用钢材的强化并不是由等。但实用钢材的强化并不是由单一的强化机制决定单一的强化机制决定,在大多数情况下在大多数情况下,由几种机制叠由几种机制叠加获得加获得。2021/3/2710 在板带轧制过程中在板带轧制过程中, ,如能有效控制这些碳、氮化合物的析出如能有效控制这些碳、氮化合物的析出行为（数量、大小、形状和分布状态等）行为（数量、大小、形状和分布状态等）, ,则可以充分发挥微合则可以充分发挥微合金化元素对钢材施行细晶强化和析出强化的双重作用。铌、钒、金化元素对钢材施行细晶强化和析出强化的双重作用。铌、钒、钛三种微合金元素

7、对铁素体钛三种微合金元素对铁素体/ /珠光体钢晶粒细化、沉淀强化的影珠光体钢晶粒细化、沉淀强化的影响规律如下图所示。响规律如下图所示。1.2.1铌、钒、钛微合金化元素在钢中的作用铌、钒、钛微合金化元素在钢中的作用2021/3/2711 铌、钒、钛对铁素体铌、钒、钛对铁素体/ /珠光体钢脆性转变温度的影响珠光体钢脆性转变温度的影响2021/3/2712 图图5. 0.10%C,1.22%Mn,0.02%Nb5. 0.10%C,1.22%Mn,0.02%Nb钢在钢在0.6Tm 0.6Tm 以上温度变形时的应力应变曲线以上温度变形时的应力应变曲线 钢材热变形时的应力应变曲线规律钢材热变形时的应力应变

8、曲线规律2.1 2.1 钢材热变形过程中的硬化、软化和组织结构变化钢材热变形过程中的硬化、软化和组织结构变化2、轧制过程中的组织性能的变化（1 1）变形速率不变）变形速率不变时时, ,同一应变条件下同一应变条件下, ,变形温度越高变形温度越高, ,所对所对应的真应力越低应的真应力越低2 2）变形速率越低）变形速率越低, ,所所对应的真应力也越低对应的真应力也越低, ,且真应力的峰值向真且真应力的峰值向真应力变小的方向移动应力变小的方向移动3 3）随应变的增加）随应变的增加, ,曲曲线呈现由高变低并逐线呈现由高变低并逐渐趋于稳定的形态渐趋于稳定的形态2021/3/2713 再结晶奥氏体的长大过程

9、再结晶奥氏体的长大过程图图9 Q3459 Q345钢不同停隔时间的奥氏体组织钢不同停隔时间的奥氏体组织01020304050606080100120140160180200晶 粒尺寸，um保 温时 间，s 心 部晶 粒尺寸 边部晶 粒尺寸图图10 10 奥氏体晶粒的长大过程奥氏体晶粒的长大过程abcdef2.1 2.1 钢材热变形后的静态再结晶过程钢材热变形后的静态再结晶过程2021/3/2714再结晶奥氏体的长大过程再结晶奥氏体的长大过程 从图从图9 9和图和图1010可以看出可以看出: : 变形结束后随停隔时间的延长变形结束后随停隔时间的延长, ,沿着原来的奥氏体晶沿着原来的奥氏体晶界界,

10、 ,再结晶核心不断形成再结晶核心不断形成, ,在形变储存能的驱动下形变奥氏在形变储存能的驱动下形变奥氏体发生再结晶的数量不断增加，奥氏体平均晶粒尺寸不断体发生再结晶的数量不断增加，奥氏体平均晶粒尺寸不断减小，当奥氏体平均晶粒尺寸达到最小值时说明再结晶过减小，当奥氏体平均晶粒尺寸达到最小值时说明再结晶过程完成。其后随时间的延长，再结晶奥氏体逐渐长大，达程完成。其后随时间的延长，再结晶奥氏体逐渐长大，达到某一阀值时趋于稳定。由于试样心部和边部变形不均匀到某一阀值时趋于稳定。由于试样心部和边部变形不均匀程度的差别，再结晶完成的时间略有差别。另外，还可以程度的差别，再结晶完成的时间略有差别。另外，还可

11、以看出，随待温冷却速度的变化，奥氏体平均晶粒尺寸无明看出，随待温冷却速度的变化，奥氏体平均晶粒尺寸无明显变化，因为在再结晶过程中过冷度不是影响奥氏体晶粒显变化，因为在再结晶过程中过冷度不是影响奥氏体晶粒大小的主要因素，所以不能采用增加过冷度的方法细化再大小的主要因素，所以不能采用增加过冷度的方法细化再结晶晶粒。结晶晶粒。2021/3/2715 再结晶行为对组织性能的影响再结晶行为对组织性能的影响1015202530354045260280300320340360380400 1050oC 950oC 900oC 850oC屈服 强度 ,Mpa变 形量, %图图11 11 变形量对强度的影响变形

12、量对强度的影响51015202530354045102030405060708090 1050oC 1000oC 950oC 900oC 850oC横向冲击 功 ,J变 形量,%图图12 12 变形量对冲击功的影响变形量对冲击功的影响 在在10001000以上的高温再结晶区轧制时以上的高温再结晶区轧制时, , Q345Q345钢的屈服强度和冲击功均比钢的屈服强度和冲击功均比950950以以下的低温区轧制时低。以轧制温度同为下的低温区轧制时低。以轧制温度同为10501050而变形量不同的试样为例而变形量不同的试样为例, ,当变形量由当变形量由10%10%增加到增加到40%40%时时, ,屈服强度

13、并没有上升，反而呈下降趋势，横向冲击值很低且随变形屈服强度并没有上升，反而呈下降趋势，横向冲击值很低且随变形量的增加无明显变化量的增加无明显变化; ; 在在950950以下的低温区轧制时，不仅整体力学性能比高温区轧制时高，而且道次变以下的低温区轧制时，不仅整体力学性能比高温区轧制时高，而且道次变形量对力学性能的影响比较显著，随变形量增加，屈服强度和冲击值都呈上升趋势，形量对力学性能的影响比较显著，随变形量增加，屈服强度和冲击值都呈上升趋势，轧制温度越低，上升的趋势越显著。轧制温度越低，上升的趋势越显著。 2021/3/2716 静态再结晶的临界变形量静态再结晶的临界变形量 为了使再结晶能够充分

14、进为了使再结晶能够充分进行行, ,则所给予的压下率必须大则所给予的压下率必须大于对应条件下静态再结晶的临于对应条件下静态再结晶的临界变形量。该值随钢种和变形界变形量。该值随钢种和变形条件的不同彼此相差很大。条件的不同彼此相差很大。 普碳钢的临界变形量很小普碳钢的临界变形量很小, ,且与温度的关系很弱且与温度的关系很弱, ,即普碳即普碳钢在较小的变形量、较宽的温钢在较小的变形量、较宽的温度范围内均容易产生再结晶。度范围内均容易产生再结晶。而含铌钢的临界变形量却较大，而含铌钢的临界变形量却较大，在在950950以下的温度区域内要以下的温度区域内要使含铌钢完成再结晶是很困难使含铌钢完成再结晶是很困难

15、的。的。2.2 2.2 钢材热变形后的静态再结晶过程钢材热变形后的静态再结晶过程2021/3/2717轧制后奥轧制后奥氏体晶粒氏体晶粒铁素体铁素体形核形核相变后相变后控冷后控冷后形变硬化的铁素体形变硬化的铁素体变形区变形区晶粒边界晶粒边界位错位错亚晶边界亚晶边界晶粒长大晶粒长大水淬水淬 奥氏体奥氏体/ /铁素体相变行为铁素体相变行为2.3 2.3 奥氏体奥氏体/ /铁素体相变规律及形变诱导相变铁素体相变规律及形变诱导相变2021/3/2718 奥氏体奥氏体/ /铁素体相变开始温度铁素体相变开始温度铁素体相变开始温度除了与铁素体相变开始温度除了与钢材的化学成分有关外还与钢材的化学成分有关外还与轧

16、制变形条件和轧后冷却速轧制变形条件和轧后冷却速度有关度有关,铝镇静钢的一般规铝镇静钢的一般规律是律是:在高温再结晶区轧制时在高温再结晶区轧制时,随随轧制温度的降低轧制温度的降低,铁素体开铁素体开始转变温度升高始转变温度升高;在低温未在低温未再结晶区轧制时，铁素体开再结晶区轧制时，铁素体开始转变温度随轧制温度的降始转变温度随轧制温度的降低而降低。低而降低。2.3 2.3 奥氏体奥氏体/ /铁素体相变规律及形变诱导相变铁素体相变规律及形变诱导相变2021/3/2719 奥氏体奥氏体/ /铁素体相变形态铁素体相变形态 热加工钢材的奥氏体热加工钢材的奥氏体/ /铁素体相变形态示意图铁素体相变形态示意图

17、2021/3/2720I AI A型型: :热轧过程中奥氏体始终都发生再结晶热轧过程中奥氏体始终都发生再结晶, ,且再结晶后奥氏体晶粒具有明且再结晶后奥氏体晶粒具有明显的长大趋势显的长大趋势, ,当相变前粗化的奥氏体晶粒小于或等于当相变前粗化的奥氏体晶粒小于或等于N0.5N0.5级时级时, ,在冷却在冷却的过程中先共析的铁素体晶粒主要在奥氏体晶界上形核，并以片状的方的过程中先共析的铁素体晶粒主要在奥氏体晶界上形核，并以片状的方式向晶粒内长大而形成式向晶粒内长大而形成魏氏组织魏氏组织。I BI B型型: :热轧过程中奥氏体始终都发生再结晶，但相变前的奥氏体晶粒大于热轧过程中奥氏体始终都发生再结晶

18、，但相变前的奥氏体晶粒大于N0.6N0.6级或更为细小时，奥氏体晶界是铁素体的主要形核位置，由于奥氏级或更为细小时，奥氏体晶界是铁素体的主要形核位置，由于奥氏体晶粒细小晶界的有效面积较大，相变后可以获得具有体晶粒细小晶界的有效面积较大，相变后可以获得具有等轴铁素体等轴铁素体加少加少量量珠光体珠光体的均匀组织。的均匀组织。型型: :热轧过程处于奥氏体未再结晶的温度区域，轧制变形后的奥氏体不再热轧过程处于奥氏体未再结晶的温度区域，轧制变形后的奥氏体不再发生再结晶，如果是多道次变形则道次间的应变是可以累积的，相变过发生再结晶，如果是多道次变形则道次间的应变是可以累积的，相变过程中铁素体晶粒在形变的奥

19、氏体晶界和晶内的形变带上同时形核，铁素程中铁素体晶粒在形变的奥氏体晶界和晶内的形变带上同时形核，铁素体的形核速度显著增大，相变后可以获得体的形核速度显著增大，相变后可以获得均匀细小的铁素体均匀细小的铁素体加少量加少量珠光珠光体体组织，铁素体晶粒的大小取决于累积应变的数量。组织，铁素体晶粒的大小取决于累积应变的数量。过渡型：过渡型：热轧过程处于奥氏体部分再结晶的温度区域，轧制变形后的相变过热轧过程处于奥氏体部分再结晶的温度区域，轧制变形后的相变过程介于程介于型和型和型转变之间，其相变产物可能会出现下列两种情况：型转变之间，其相变产物可能会出现下列两种情况： （1 1）大部分奥氏体晶粒按）大部分奥

20、氏体晶粒按I BI B型转变形成细小的铁素体和珠光体，其余部型转变形成细小的铁素体和珠光体，其余部分是未再结晶奥氏体晶粒相变后形成魏氏组织和珠光体分是未再结晶奥氏体晶粒相变后形成魏氏组织和珠光体; ; （2 2）部分变形量大的未再结晶奥氏体晶粒按）部分变形量大的未再结晶奥氏体晶粒按型转变形成细小的铁素体型转变形成细小的铁素体和珠光体，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。和珠光体，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。2021/3/2721 形变诱导奥氏体形变诱导奥氏体/ /铁素体相变的特征铁素体相变的特征 型相变是一种不局限于轧材型相变是一种不局限于轧材, ,即便

21、由单纯的加热和冷却也能引即便由单纯的加热和冷却也能引起的普通相变形态起的普通相变形态, ,而而型相变型相变（形变诱导相变）是在无应变热（形变诱导相变）是在无应变热平衡温度以上就生成了铁素体平衡温度以上就生成了铁素体, ,因因而相对地增加了铁素体的形核数而相对地增加了铁素体的形核数和生成量，还能使珠光体的体积和生成量，还能使珠光体的体积百分数降低。百分数降低。 由于铁素体的强制相变，将使由于铁素体的强制相变，将使钢中的碳只能在残余的微小区域钢中的碳只能在残余的微小区域内极度浓缩，在铁素体晶粒细化内极度浓缩，在铁素体晶粒细化的同时，珠光体也得到细化，浓的同时，珠光体也得到细化，浓缩区的淬透性提高，

22、从而增加了缩区的淬透性提高，从而增加了生成类珠光体、贝氏体、马氏体生成类珠光体、贝氏体、马氏体等低温相变产物的可能性。等低温相变产物的可能性。2021/3/2722 奥氏体晶粒尺寸对奥氏体晶粒尺寸对CCTCCT曲线的影响曲线的影响随奥氏体晶粒变细,整个曲线向上、向左方向移动 奥氏体未再结晶变形量对奥氏体未再结晶变形量对CCTCCT曲线的影曲线的影响响 4242; ; 2727; ;0 0随奥氏体未再结晶区变形量的增大,整个曲线向上、向左方向移动 动态动态CCTCCT曲线的测定曲线的测定2021/3/2723奥氏体未再结晶区变形温度对奥氏体未再结晶区变形温度对CCTCCT曲线的曲线的影响影响 9

23、00;900; 850;850;800800 随奥氏体未再结晶区变形温度的降低随奥氏体未再结晶区变形温度的降低,整个曲线向上、向左方向移动整个曲线向上、向左方向移动Q345Q345钢低冷却速率范围内的动态钢低冷却速率范围内的动态CCTCCT曲线曲线 由图可见由图可见,Q345,Q345钢的贝氏体形成温度范钢的贝氏体形成温度范围比较宽围比较宽, ,应注意终了冷却温度的控制应注意终了冷却温度的控制 动态动态CCTCCT曲线的测定曲线的测定2021/3/2724 控制轧制和控制冷却就是在调整钢材化学成分的基础上,通过对轧制过程中的温度制度、变形制度和轧后冷却制度等进行有效控制,显著改善钢材微观组织并

24、使其获得良好综合力学性能的轧制新技术。 控轧控冷钢材与常规轧制钢和正火钢相比,它不单纯依赖合金元素，而是通过形变过程中对再结晶和相变行为的有效控制并结合轧后快速冷却工艺，达到细化铁素体晶粒组织、使钢材强度和韧性同时提高的目的，而且在降低碳当量的情况下能够生产出相同强度级别的钢材，从而使焊接性能也大大提高。3.3.钢材轧制过程中的组织性能控制钢材轧制过程中的组织性能控制2021/3/2725（1 1）奥氏体再结晶区变形阶段）奥氏体再结晶区变形阶段 t950t950 对加热时粗化的奥氏体晶粒对加热时粗化的奥氏体晶粒反复进行轧制并反复再结晶反复进行轧制并反复再结晶后使之得到细化后使之得到细化（2 2

25、）奥氏体未再结晶区变形阶）奥氏体未再结晶区变形阶段段 t t950-A950-Ar r3 3 奥氏体晶粒沿轧制方向伸奥氏体晶粒沿轧制方向伸长、压扁长、压扁, ,晶内产生形变带晶内产生形变带, ,这种加工硬化状态的奥氏体这种加工硬化状态的奥氏体具有促进铁素体相变形核作具有促进铁素体相变形核作用用（3 3）奥氏体铁素体两相区变）奥氏体铁素体两相区变形阶段形阶段 tArt700700时时, ,随终冷温度的升高随终冷温度的升高, ,屈服屈服强度降低强度降低, ,在试验的温度范围内，大约降低在试验的温度范围内，大约降低30-40Mpa30-40Mpa，但都满足标，但都满足标准要求。准要求。从图从图313

26、1可以看出可以看出: Q345: Q345钢的贝氏体形成温度范围比较宽，当终钢的贝氏体形成温度范围比较宽，当终冷温度或钢板瞬间冷却温度低于冷温度或钢板瞬间冷却温度低于600600至至400400之间，均有可能形之间，均有可能形成贝氏体，因此普通级别成贝氏体，因此普通级别Q345Q345钢板，比较适宜的终冷温度应为钢板，比较适宜的终冷温度应为650-700650-700。图图31 Q34531 Q345钢的动态钢的动态CCTCCT曲线曲线2021/3/2742工业试验及工业试验及TMCPTMCP工艺的确定工艺的确定钢种CSiMnPSQ3450.15-0.180.34-0.401.26-1.380

27、.019-0.0200.015-0.022 表表8 8 工业试验钢的化学成分工业试验钢的化学成分,Wt%,Wt%编号待温厚度mm成品厚度mm阶段开冷温度,终冷温度,冷却速度,/S控轧温度,终轧温度,013012860750729677-0250208458037896622.90360208307557166441.60480208367527356202.40540208268167856513.10660208307427176012.7表表9 Q3459 Q345钢工业试验钢工业试验TMCPTMCP工艺参数工艺参数2021/3/2743工工艺艺编编号号晶晶粒粒度度/ /级级带带状状物物/

28、 /级级s sMPaMPab bMPaMPa延伸率延伸率5%5%室温室温AkvAkv，J J00AkvAkv，J J-20-20AkvAkv，J J时效冲击时效冲击韧性，韧性，J J冷弯冷弯性能性能180180纵纵横横纵纵横横纵纵横横纵纵横横纵纵横横纵纵横横纵纵横横019.03.539840253854733279341934080338130合格029.04.5378365533538323115988157661235012253合格039.03.0370377533540302916579147601234515153合格049.02.75420403547550302815972156

29、731225113454合格059.53.58378375533538292916781143581144812749合格069.51.54354405655652827116471004592367639合格表表10 10 工业试验钢的组织和力学性能工业试验钢的组织和力学性能2021/3/2744 结合首钢结合首钢3500mm3500mm中厚板轧机的改造中厚板轧机的改造, ,就传统就传统Q345Q345系列中厚钢板的系列中厚钢板的TMCPTMCP进进行了比较深入的研究行了比较深入的研究, ,围绕围绕TMCPTMCP工艺技术的核心晶粒组织细化、得出如下工艺技术的核心晶粒组织细化、得出如下结论结

30、论: : （1 1）采用再结晶方法细化奥氏体晶粒时）采用再结晶方法细化奥氏体晶粒时, ,高温再结晶区的道次变形量宜控制在高温再结晶区的道次变形量宜控制在10102020，低温区宜控制在，低温区宜控制在20203030，最大道次压下量，最大道次压下量30mm30mm。这有利于。这有利于再结晶过程的充分进行，避免混晶形成，减少相变后生成魏氏组织的几率再结晶过程的充分进行，避免混晶形成，减少相变后生成魏氏组织的几率; ; （2 2）采用形变诱导相变方法细化铁素体晶粒时，降低进精轧温度或增加待温）采用形变诱导相变方法细化铁素体晶粒时，降低进精轧温度或增加待温厚度，有利于提高有效累积应变量，促进铁素体形

31、核、增强相变驱动力，厚度，有利于提高有效累积应变量，促进铁素体形核、增强相变驱动力，获得均匀细小的铁素体获得均匀细小的铁素体+ +珠光体组织，推荐的较好精轧温度区间为珠光体组织，推荐的较好精轧温度区间为880880820820，待温厚度为，待温厚度为2 22.52.5倍成品厚度倍成品厚度; ; （3 3）采用加速冷却促进铁素体相变时，为避免过量的脆性相形成而导致钢材）采用加速冷却促进铁素体相变时，为避免过量的脆性相形成而导致钢材塑韧性降低，推荐的较好冷却速度为塑韧性降低，推荐的较好冷却速度为5 515/S15/S，终冷温度为，终冷温度为650650700700。 Q345 Q345系列中厚钢板

32、的系列中厚钢板的TMCPTMCP工艺要点工艺要点2021/3/2745 图图4444 各种机械热处理工艺与传统工艺的对比各种机械热处理工艺与传统工艺的对比 TMRTMR热机械轧制热机械轧制;L;LL L处理（中间淬火）处理（中间淬火）;R;R热轧热轧;AC;AC加速冷却加速冷却 CRCR控制轧制；控制轧制；N N正火；正火；DQDQ直接淬火；直接淬火；RQRQ再加热淬火；再加热淬火；T T回火回火4 4.2 .2 控轧控冷新技术的工业应用控轧控冷新技术的工业应用2021/3/2746 直接淬火（直接淬火（DQ-TDQ-T）工艺）工艺: :是指钢板热轧终了后在轧制作业线上实现直接淬是指钢板热轧终

33、了后在轧制作业线上实现直接淬火、回火的新工艺火、回火的新工艺, ,这种工艺有效地利用了轧后余热这种工艺有效地利用了轧后余热, ,有机地将变形与热处有机地将变形与热处理工艺相结合理工艺相结合, ,从而有效地改善钢材的综合性能，即在提高强度的同时，从而有效地改善钢材的综合性能，即在提高强度的同时，保持较好的韧性。保持较好的韧性。 直接淬火工艺的类型直接淬火工艺的类型: :区别于离线的再加热淬火、回火工艺区别于离线的再加热淬火、回火工艺(RQ-T)(RQ-T)，直接，直接淬火工艺根据控制轧制温度的不同可以分为淬火工艺根据控制轧制温度的不同可以分为: :“再结晶控轧直接淬再结晶控轧直接淬火火”(DQ-

34、T)(DQ-T)、“未再结晶控轧直接淬火未再结晶控轧直接淬火”(CR-DQ-T)(CR-DQ-T)和和“再结晶控轧直接再结晶控轧直接淬火两相区淬火淬火两相区淬火”(DQ-L-T)(DQ-L-T)三种不同的工艺类型。三种不同的工艺类型。 直接淬火工艺的工业应用：直接淬火工艺的工业应用：由于直接淬火工艺能得到比再加热淬火更加优由于直接淬火工艺能得到比再加热淬火更加优良的强度和韧性配合，良的强度和韧性配合，2020世纪世纪9090年代以来，该工艺在各钢铁工业发达国家年代以来，该工艺在各钢铁工业发达国家得到了迅速发展，以直接淬火为代表的各种得到了迅速发展，以直接淬火为代表的各种TMCPTMCP工艺在船

35、用钢板、管线钢、工艺在船用钢板、管线钢、海岸建设用钢以及建筑用钢的生产中都得到了广泛的应用。海岸建设用钢以及建筑用钢的生产中都得到了广泛的应用。 4 4.2 .2 控轧控冷新技术的工业应用控轧控冷新技术的工业应用4.2.14.2.1直接淬火工艺直接淬火工艺2021/3/2747直接淬火设备应满足的要求直接淬火设备应满足的要求: :(l)(l)由于直接淬火设备为在线设置由于直接淬火设备为在线设置, ,这就要求设备必须具这就要求设备必须具有双重功能有双重功能, ,既要能胜任热处理要求既要能胜任热处理要求, ,又要能胜任快速又要能胜任快速冷却要求。因此，淬火设备必须具有较大的工作范围，冷却要求。因此

36、，淬火设备必须具有较大的工作范围，能适应各类钢种热处理及快速冷却的需要。能适应各类钢种热处理及快速冷却的需要。(2)(2)直接淬火需求的冷却速率大，这就要求该设备的冷却直接淬火需求的冷却速率大，这就要求该设备的冷却能力要比常规的快速冷却设备能力大，一般得比正常能力要比常规的快速冷却设备能力大，一般得比正常值大值大15%15%左右。左右。(3)(3)为了防止钢板挠曲，在冷却过程中钢板上下表面的冷为了防止钢板挠曲，在冷却过程中钢板上下表面的冷却条件要尽量趋于一致。一般的热处理设备多采用钢却条件要尽量趋于一致。一般的热处理设备多采用钢板上表面限制辊方式来减轻钢板挠曲及浪形程度，但板上表面限制辊方式来

37、减轻钢板挠曲及浪形程度，但限制辊的使用往往又影响冷却控制精度，因此要尽量限制辊的使用往往又影响冷却控制精度，因此要尽量减少限制辊的数量。减少限制辊的数量。(4)(4)为了使钢板的力学性能具有较高的均匀性和保证获得为了使钢板的力学性能具有较高的均匀性和保证获得良好的板形，还要求该设备具有较高的冷却均匀性。良好的板形，还要求该设备具有较高的冷却均匀性。2021/3/27484 4.2 .2 控轧控冷新技术的工业应用控轧控冷新技术的工业应用4.2.2 4.2.2 高性能钢材品种的开发高性能钢材品种的开发2021/3/2749奥氏体状态奥氏体状态:蓄积能量蓄积能量奥氏体晶粒尺寸的大小奥氏体晶粒尺寸的大

38、小;奥氏体内蓄积能量的高低奥氏体内蓄积能量的高低;奥氏体内部缺陷的多少。奥氏体内部缺陷的多少。奥氏体状态控制奥氏体状态控制:奥氏体相变条件的控制奥氏体相变条件的控制:通过控制开始冷却温度、冷通过控制开始冷却温度、冷却速度、冷却终止温度、冷却速度、冷却终止温度、冷却路径等却路径等,最终实现相变类型、最终实现相变类型、相变产物形态的控制。相变产物形态的控制。铁素体、珠光体相变铁素体、珠光体相变贝氏体相变贝氏体相变马氏体相变马氏体相变铁素体、贝氏体相变铁素体、贝氏体相变相变方向相变方向4 4.2 .2 控轧控冷新技术的工业应用控轧控冷新技术的工业应用4.2.3 4.2.3 高性能钢材品种的开发高性能

39、钢材品种的开发2021/3/2750 依据现代轧制过程特点（连续大变形、高应变速率、依据现代轧制过程特点（连续大变形、高应变速率、短间歇时间、低变形温度）和冷却过程特点（变形后短时短间歇时间、低变形温度）和冷却过程特点（变形后短时间内立即进入冷却区间内立即进入冷却区, ,高冷却速率）高冷却速率）, ,从温度轴和时间轴两从温度轴和时间轴两方面考虑方面考虑, ,提出低碳超细晶粒钢的强化机制提出低碳超细晶粒钢的强化机制: :利用轧制过程利用轧制过程得到形变硬化的奥氏体，再通过快速冷却过程对形变奥氏得到形变硬化的奥氏体，再通过快速冷却过程对形变奥氏体的相变进行有效控制，实现细晶强化和相变强化，可以体的

40、相变进行有效控制，实现细晶强化和相变强化，可以得到综合性能满足工业应用的超细晶粒钢。得到综合性能满足工业应用的超细晶粒钢。 超细晶粒钢（超级钢）超细晶粒钢（超级钢）2021/3/2751 随着汽车工业的高速发展随着汽车工业的高速发展, ,汽车尾气排放对生存环境的负面影响日汽车尾气排放对生存环境的负面影响日益严重益严重, ,再加上人们对汽车碰撞安全性要求的不断提高再加上人们对汽车碰撞安全性要求的不断提高, ,如何在保证安全、如何在保证安全、舒适的前提下使车身减重是解决这一系列问题的关键。因此，车体结构舒适的前提下使车身减重是解决这一系列问题的关键。因此，车体结构的高强度化和的高强度化和“以空代实

41、以空代实”构件的广泛应用，推动了高成形性高强度钢构件的广泛应用，推动了高成形性高强度钢材的研究开发。材的研究开发。 ULSAB-AVCULSAB-AVC超轻钢车身超轻钢车身- -新型概念车新型概念车 内高压成形工艺生产的部分汽车零部件内高压成形工艺生产的部分汽车零部件 2.2 2.2 相变强化多相组织高强度钢相变强化多相组织高强度钢2021/3/2752 由于由于ULSABULSAB研究项目的示范作用研究项目的示范作用, ,车体轻量化技术研究的不断深化车体轻量化技术研究的不断深化, ,汽车车汽车车身结构所用钢材的强度级别呈逐年增高的趋势身结构所用钢材的强度级别呈逐年增高的趋势, ,为达到更高的

42、强度和成形为达到更高的强度和成形性能要求，已开始大量使用相变强化型的多相组织高强度钢，其典型钢种性能要求，已开始大量使用相变强化型的多相组织高强度钢，其典型钢种有有低碳贝氏体钢、低碳贝氏体钢、DPDP钢（双相钢）和钢（双相钢）和TRIPTRIP钢（相变诱发塑性钢）等。钢（相变诱发塑性钢）等。 DPDP钢变形时钢变形时, ,分散在软相中的硬相会引起高的加工硬化速率分散在软相中的硬相会引起高的加工硬化速率; ;TRIPTRIP钢变形时残余奥氏体发生马氏体相变钢变形时残余奥氏体发生马氏体相变, ,进一步提高了高应变时的硬化速率。进一步提高了高应变时的硬化速率。TRIPTRIP在低变形量时在低变形量时

43、, ,其硬化速率低于其硬化速率低于DPDP钢，但是这种硬化速率将持续到高应变阶段，钢，但是这种硬化速率将持续到高应变阶段，而而DPDP钢的硬化速率在高应变阶段变化不显著。钢的硬化速率在高应变阶段变化不显著。2021/3/2753双相钢（双相钢（DPDP钢）钢）双相钢的显微组织是软相铁素体和双相钢的显微组织是软相铁素体和（体积分数依赖于强度）的硬相（通（体积分数依赖于强度）的硬相（通常是马氏体）组成常是马氏体）组成;软的铁素体相通常是连续的软的铁素体相通常是连续的,赋予该钢赋予该钢优良的塑性。当它变形时优良的塑性。当它变形时,变形是集中变形是集中在低强度的铁素体相在低强度的铁素体相,因而这种钢显示因而这种钢显示出很高的加工硬化率。出很高的加工硬化率。JSTP,1038,F4DPDP钢与钢与HSLAHSLA钢的力学性能比较钢的力学性能比较2021/3/2754连续的铁素体基体连续的铁素体基体; ;分散的硬质第二相分散的硬质第二相: :马氏体和（或）马氏体和（或）贝氏体贝氏体该钢还含有残余奥氏体该钢还含有残余奥氏体, ,体积分数体积分数大于大于5 5; ;典型典型:50:50铁素体铁素体,35,35贝氏体贝氏体,15,15奥氏体。奥氏体。化学成分化学成分: : C C：0.1 0.1 0.4 %,