材料加工组织性能控制第三章XXXX9通用PPT课件

1、3.热形变过程中组织的变化3.1 控制轧制概念 控制轧制(Controlled rolling)：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(Thermo Momechanical Controlled Processing)： 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3-2 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)

2、轧制三个阶段：控冷作用：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。控制轧制机理：（1）Hall-Petch关系式： （1） （2）断口转变温度FATT(Fracture Appearance Transition Temperature) ： (2) 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

3、化范围(开始一结束)为200C 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 （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。（2）奥氏体未再结晶区控制轧制(又称为型控制轧制)条件： 950CAr3之间进行变形。目的：晶粒沿轧制方

4、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。(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）。控制轧制三阶段示意图和各阶段的组织变化3.2 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

5、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。 (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。 (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

6、)，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： (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。3.3 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78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。表3-1 36CrSi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/m

7、m2)5(%)(%)(Jcm2)HRC高温控制轧制工艺常规工艺1000103085085078583560064012148384640426075404531-（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。 3.4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 ：OABC曲线的最大应力值p(或s)、 、T之间可用Zener

8、-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。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？OABC第三阶段，两种情况：1）连续动态再结晶 条件：cr 图3-3 Q235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=1000C3.4.1.2 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。18-8不锈钢起始晶粒尺寸（D0）对高温形变组织和加工因子（Z、

9、 、）关系的影响（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。 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 xIB型过渡IA型，型最细。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3.4.5 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

10、性(notch ductility)：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。3.5 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.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：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。

11、延迟回复和再结晶的因素有两个：1)温度；2)合金元素。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3-4 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3-5 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3-6 0.002%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3-7 0.002%C钢、0.002%C-0.097%N

12、b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。 3.5.2 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。影响变形带的因素：1)变形量：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常规热轧和控制轧制的根

13、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。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3-12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3-12-1 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 3.6 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：

14、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。 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3-3 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%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。图3-4 普碳钢、含钒钢和含铌钢中，在-区进行压下率为50

15、%轧制时，变形体积百分数与拉伸性能的关系图3-5 0.16%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。3.6.2 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)温度的影响实验条件：方案1（简称I型轧制）：加

16、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。 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。（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。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

17、系3.6.2.2 （+）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。3.6.3 （+）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

18、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。图3-19 （+）两相区轧制条件与显微组织和织构发达的关系图（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

19、度增加， 晶粒变细。 轧制温度变 化引起晶粒 大小的变化。3.6.4 （+）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） 3.6.4.2 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。 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

20、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3.7 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

21、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。 3.7.2 成份控制表1 SPHC钢化学成分控制 单位：%成分标准CSiMn不大于PS内控0.050.040.180.300.0150.0083.7.2.2 精轧入口和终轧温度终轧温度一般控制在73010。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。3.7.2.3 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69010。有利于利用轧后余热使带卷实现再结晶退火。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3 非铁素体轧制板卷产品性能检测情况 序号钢种规格R