控轧控冷-学习与培训课件

控制轧制与控制冷却

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主要内容1.1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1.1性能指标性能指标韧塑性强塑指标冲击韧性冷弯性能焊接性能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韧塑性合金元素：H：会引起氢细化晶粒组织：1）铸坯▲拉伸时的韧性断裂:颈缩为前导.▲应变硬化产生的强度增加不足以补偿截面积的减少,产生集中变形,出现细颈.▲细颈中心为三向拉应力状态,形成显微空洞,长大并聚合成裂纹,沿与拉伸垂直的方向扩展成中央裂纹,最后在细颈边缘处沿与拉伸轴成45°方向剪断,形成”杯锥断口”图4杯锥型断口形成过程韧性断口的形成过程▲拉伸时的韧性断裂:颈缩为前导.图4杯锥型断口形成过程韧韧性断裂的形成原因韧性断裂多起源于空洞，这是由于钢材在熔炼过程中混入氧化物、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。当钢材基体变形时，在夹杂物或二相粒子的相界面上产生强烈的附加拉应力，若界面的结合力弱，则很容易产生剥离，于是就在相界面上产生空洞。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强度是影响断裂的重要参数。韧性断裂的形成原因韧性断裂多起源于空洞，这是由于钢材在

缺陷的焊合球形缺陷椭圆形拉长不同压下道次下缩孔变形图(a)(c)(b)钢板的厚度同为130mm时，采用大压下、正常压下和轻压下时，缩孔的焊合情况截然不同。采用大压下时缩孔在第4道次被焊合，而采用轻压下时缩孔在第7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。

焊合缺陷的焊合球形缺陷椭圆形拉长

拉伸断口拉伸断口截面内出现的分层拉伸断口侧面上出现的分层

原因分析：(1)化学成分：碳、锰及硫、磷含量，微合金元素的有无等；(2)铸坯质量：坯型及铸坯中心偏析级别的高低等；(3)加热制度：加热温度的高低、加热时间的长短，表面及芯部的温差等：(4)变形制度：再结晶区道次变形量的大小，变形的渗透程度等。拉伸断口拉伸断口截面内出现的分层拉伸断口侧面上出现的分层1.2金属材料强化的主要机制

位错强化、固溶强化、析出强化、晶界强化、亚晶强化、织构强化等。但实用钢材的强化并不是由单一的强化机制决定，在大多数情况下，由几种机制叠加获得。1.2金属材料强化的主要机制位错强化、固溶强化、在板带轧制过程中，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），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、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在板带轧制过程中，如能有效控制这些碳、氮化合物的析出行铌、钒、钛对铁素体/珠光体钢脆性转变温度的影响铌、钒、钛对铁素体/珠光体钢脆性转变温度的影响

图5.0.10%C,1.22%Mn,0.02%Nb钢在0.6Tm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2.1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）变形速率不变时，同一应变条件下，变形温度越高，所对应的真应力越低2）变形速率越低，所对应的真应力也越低，且真应力的峰值向真应力变小的方向移动3）随应变的增加，曲线呈现由高变低并逐渐趋于稳定的形态图5.0.10%C,1.22%Mn,0.02%Nb钢在0

再结晶奥氏体的长大过程图9Q345钢不同停隔时间的奥氏体组织图10奥氏体晶粒的长大过程abcdef2.1钢材热变形后的静态再结晶过程再结晶奥氏体的长大过程图9Q345钢不同停隔时间的奥氏再结晶奥氏体的长大过程

从图9和图10可以看出：变形结束后随停隔时间的延长，沿着原来的奥氏体晶界，再结晶核心不断形成，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。再结晶奥氏体的长大过程从图9和图10可以看出：

再结晶行为对组织性能的影响图11变形量对强度的影响图12变形量对冲击功的影响

在1000℃以上的高温再结晶区轧制时，Q345钢的屈服强度和冲击功均比950℃以下的低温区轧制时低。以轧制温度同为1050℃而变形量不同的试样为例，当变形量由10%增加到40%时，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；在950℃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，轧制温度越低，上升的趋势越显著。再结晶行为对组织性能的影响图11变形量对强度的影响图12

静态再结晶的临界变形量为了使再结晶能够充分进行，则所给予的压下率必须大于对应条件下静态再结晶的临界变形量。该值随钢种和变形条件的不同彼此相差很大。普碳钢的临界变形量很小，且与温度的关系很弱，即普碳钢在较小的变形量、较宽的温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，在950℃以下的温度区域内要使含铌钢完成再结晶是很困难的。2.2钢材热变形后的静态再结晶过程静态再结晶的临界变形量为了使再结晶能够充分进行，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变形区晶粒边界位错亚晶边界晶粒长大水淬

奥氏体/铁素体相变行为2.3奥氏体/铁素体相变规律及形变诱导相变轧制后奥铁素体相变后控冷后形变硬化的铁素体变形区晶粒边界位错

奥氏体/铁素体相变开始温度铁素体相变开始温度除了与钢材的化学成分有关外还与轧制变形条件和轧后冷却速度有关，铝镇静钢的一般规律是：在高温再结晶区轧制时，随轧制温度的降低，铁素体开始转变温度升高；在低温未再结晶区轧制时，铁素体开始转变温度随轧制温度的降低而降低。2.3奥氏体/铁素体相变规律及形变诱导相变奥氏体/铁素体相变开始温度铁素体相变开始温度除了与钢材的

奥氏体/铁素体相变形态热加工钢材的奥氏体/铁素体相变形态示意图奥氏体/铁素体相变形态热加工钢材的奥氏体/铁素体IA型：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显的长大趋势，当相变前粗化的奥氏体晶粒小于或等于N0.5级时，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，并以片状的方式向晶粒内长大而形成魏氏组织。IB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N0.6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加少量珠光体的均匀组织。Ⅱ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，相变后可以获得均匀细小的铁素体加少量珠光体组织，铁素体晶粒的大小取决于累积应变的数量。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程介于Ⅰ型和Ⅱ型转变之间，其相变产物可能会出现下列两种情况：（1）大部分奥氏体晶粒按IB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；（2）部分变形量大的未再结晶奥氏体晶粒按Ⅱ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。IA型：热轧过程中奥氏体始终都发生再结晶，且再结晶后奥氏体

形变诱导奥氏体/铁素体相变的特征

Ⅰ型相变是一种不局限于轧材，即便由单纯的加热和冷却也能引起的普通相变形态，而Ⅱ型相变（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，因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百分数降低。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、马氏体等低温相变产物的可能性。形变诱导奥氏体/铁素体相变的特征Ⅰ型相变是一种不局限

奥氏体晶粒尺寸对CCT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CCT曲线的影响－－42％；－・－27％；——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CCT曲线的测定奥氏体晶粒尺寸对CCT曲线的影响随奥氏体晶粒变细，奥氏体未再结晶区变形温度对CCT曲线的影响－－900℃；－・－850℃；——800℃

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Q345钢低冷却速率范围内的动态CCT曲线

由图可见，Q345钢的贝氏体形成温度范围比较宽，应注意终了冷却温度的控制动态CCT曲线的测定奥氏体未再结晶区变形温度对CCT曲线的影响－－900℃；

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.钢材轧制过程中的组织性能控制控制轧制和控制冷却就是在调整钢材化学成分的基础上（1）奥氏体再结晶区变形阶段t≥950℃

对加热时粗化的奥氏体晶粒反复进行轧制并反复再结晶后使之得到细化（2）奥氏体未再结晶区变形阶段t＝950℃-Ar3

奥氏体晶粒沿轧制方向伸长、压扁，晶内产生形变带，这种加工硬化状态的奥氏体具有促进铁素体相变形核作用（3）奥氏体＋铁素体两相区变形阶段t<Ar3

相变后为大角度晶粒和亚晶粒的混合组织控轧控冷工艺的三阶段及其组织变化

3.1控制轧制的基本类型和工艺要点（1）奥氏体再结晶区变形阶段t≥950℃控轧

（1）加热温度的控制当钢材加热温度超过1000℃以后，随加热温度的升高奥氏体晶粒呈显著的增大趋势。因此，对普碳钢加热温度宜控制在1050℃或更低些；对含铌或含钛的微合金化钢，考虑到合金元素的充分固溶，可将加热温度控制在1150℃左右。合理控制钢坯的在炉时间，减少钢坯表面与芯部的温差。加热温度对几种钢材奥氏体晶粒尺寸的影响3.2控轧控冷工艺主要参数的确定原则（1）加热温度的控制加热温度对几种钢材奥氏体晶粒尺寸的影响微合金化元素对碳锰钢奥氏体晶粒长大的影响微合金元素的影响注意：含钒钢、含铝钢在加热温度达到1000℃以上时，奥氏体晶粒的长大趋势比普通C-Mn钢还大，而含钛钢在常规的加热温度范围内均有抑制晶粒粗化的作用。微合金化元素对碳锰钢奥氏体晶粒长大的影响微合金元素的影响注意（2）轧制温度的控制轧制温度的控制主要是强调对精轧温度区间的控制，精轧温度越高，终轧温度也越高，奥氏体晶粒越粗大，相变后易出现晶粒粗化及魏氏组织。通常要求最后几道次的轧制温度要适当降低，使终轧温度尽可能地接近奥氏体开始转变的温度，对低碳结构钢约为830℃或更低些，对含铌钢可控制在730℃左右。（2）轧制温度的控制（3）变形量的控制：通常要求在低温区保证足够的变形量，在再结晶区轧制时，要求道次变形必须大于临界变形量，并采用不间隔的连续轧制。由于普碳钢的未再结晶区间很窄，为实现完全再结晶、避免混晶组织出现，必须充分重视道次变形量的设定，而含铌钢在720－950℃的较宽温度区间内应变均可以累积，因此更重视总变形量的设定。（3）变形量的控制：

通常奥氏体/铁素体相变结束后的平均晶粒尺寸与铁素体形核速度I和铁素体晶粒长大速度G存在以下函数关系：

式中：I－铁素体形核速度G－铁素体晶粒长大速度A、n－常数

从式中可以看出，要获得细晶的铁素体晶粒无非是增大铁素体的形核速度I或降低铁素体晶粒的长大速度G。细化奥氏体晶粒和增加奥氏体的形变硬化程度，主要是通过增加晶界面积、位错密度和第二相界面等晶体缺陷来达到增大铁素体形核密度进而提高铁素体形核速度的；而轧后加速冷却却是通过增加过冷度的方法来达到增大铁素体形核驱动力、提高铁素体形核速度并兼备降低Ar3温度、抑制铁素体晶粒长大的综合效果。因此，钢材控轧后的加速冷却是获得细晶粒铁素体不可或缺的重要措施。（4）冷却制度的控制通常奥氏体/铁素体相变结束后的平均晶粒尺寸加速冷却可提高相变驱动力、降低Ar3温度、使铁素体细化；促使强韧的低碳贝氏体形成并呈小岛状弥散分布，提高钢材强度；铁素体细化的同时珠光体也得到细化，珠光体片层间距减小，带状组织基本消失；在不降低强度的前提下，可减少钢中碳当量，有利于改善焊接性能。加速冷却的作用：加速冷却可提高相变驱动力、降低Ar3温度、使铁素体细化；加速

冷却制度的控制主要包括冷却开始温度、冷却速度和冷却终了温度的合理控制：当奥氏体的有效晶界面积较小，即终轧温度较高，奥氏体晶粒比较粗大时，冷却速度过快，会使钢中的贝氏体含量显著增大，虽然强度指标会明显提高，但塑、韧性会相对降低。因此，应针对具体钢种和具体的力学性能要求将冷却速度控制在合理的范围；对微合金化的热轧钢板冷却终了温度或卷取温度的控制，应结合具体钢种，在充分把握不同终冷温度下，沉淀相的数量、大小和分布状态对相关力学性能的影响规律后，精确控制终冷温度。

图21冷却速度对0.01C-1.5Mn-0.04Nb-0.09V钢组织的影响Sv－奥氏体的有效晶界面积冷却制度的控制主要包括冷却开始温度、冷却速度和冷却终了温（1）Q345系列中厚钢板的TMCP工艺研究

在中厚板的产量中，Q345系列钢所占比例最大、品种规格最多，在新的装备条件下，如何合理应用TMCP工艺、最大限度地挖掘其潜在性能，这是国内中厚板企业共同关心的技术问题。本课题结合首钢3500mm轧机的改造，以Q345普碳钢为对象，系统地研究了轧制过程中的奥氏体再结晶行为、应变累积效应和相变规律等，得出适用于造船、锅炉、容器、桥梁等同类品种钢板的TMCP工艺。试验钢取自80mm厚中间坯，化学成分如表4所示。热模拟实验，在东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室的Gleeble1500实验机上进行；热轧试验，在配有水幕冷却装置的ф300mm多功能实验轧机上进行；工业试验，在首钢中板厂原3340mm机组和改造后的3500mm机组上进行。

课题背景及试验条件表4试验钢的化学成分，wt%

成份牌号CMnSiSPQ345B0.171.480.350.0080.0213.3控轧控冷技术在板带钢生产中的应用示例分析（1）Q345系列中厚钢板的TMCP工艺研究

为了提高精轧阶段奥氏体部分再结晶区及未再结晶区内应变累积的百分数，选择合适的精轧温度区间是确定TMCP工艺的关键。因此采用表4所示的试验钢在东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室的ф300mm多功能实验轧机上进行控轧控冷试验确定精轧工艺参数和轧后冷却工艺参数。试验采用的压下规程如表5所示。阶段道次辊缝mm压下量△hmm变形量%总变形量%80Ⅰ1651518.7543.752551015.383451018.18Ⅱ438715.5664.445281026.31622621.42718418.18816211.11表5Q345钢控轧试验压下规程为了提高精轧阶段奥氏体部分再结晶区及未再结晶区图22控轧温度与力学性能的关系

图23终轧温度对力学性能的影响

主要试验结果及分析图22控轧温度与力学性能的关系图23终轧温度对力学

图24不同精轧温度区间控轧时的室温组织控轧温度：a—800℃b—880℃c—950℃

终轧温度：a—756℃b—822℃c—884℃序号控轧温度（℃）终轧温度（℃）屈服强度（Mpa）抗拉强度（Mpa）室温AKV（J）横纵a800756371.39548.12106193b880822396.17568.92117229.5c950884389.74544.4158116.5表6试验钢不同精轧温度区间控轧时的力学性能abc图24不同精轧温度区间控轧时的室温组织序号控轧温度

图25试验钢精轧阶段累积形变量与强度和冲击功的关系

从图25可以看出：屈服强度随累积变形量的增加而增加，尤其是当累积变形量达到70%时，屈服强度升高约30MPa，达到380MPa左右；随累积变形量的增加冲击值几乎呈线性递增，可见增加精轧阶段的累积变形量对提高Q345钢的冲击韧性非常有效。

图25试验钢精轧阶段累积形变量与强度和冲击功的关系

图26不同累积变形量试样的金相照片其中（a）38%；（b）55%；（c）66%；（d）73%图26不同累积变形量试样的金相照片

为了把握轧后冷却制度对Q345钢力学性能的影响规律，按表5所示压下规程在Φ300mm轧机上进行了控轧控冷综合试验。试验钢的力学性能和室温组织如表7和图27所示：试样号屈服强度MPa抗拉强度MPa断后伸长率δ5％横向室温冲击功Akv，J纵向室温冲击功Akv，J143058630761242435586267410334285962872130表7试验钢控轧控冷试样的力学性能

图27试验钢控冷材的室温组织为了把握轧后冷却制度对Q345钢力学性能的影响规律，图28不同冷却速度下试验钢的力学性能

abc图29不同冷却速度下试验钢的室温组织（a）30℃/s（b）20℃/s（c）10℃/s图28不同冷却速度下试验钢的力学性能abc图29图30终冷温度对对强度的影响从图30可以看出：终冷温度>700℃时，随终冷温度的升高，屈服强度降低，在试验的温度范围内，大约降低30-40Mpa，但都满足标准要求。从图31可以看出：Q345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600℃至400℃之间，均有可能形成贝氏体，因此普通级别Q345钢板，比较适宜的终冷温度应为650-700℃。图31Q345钢的动态CCT曲线图30终冷温度对对强度的影响从图30可以看出：终冷温度工业试验及TMCP工艺的确定钢种CSiMnPSQ3450.15-0.180.34-0.401.26-1.380.019-0.0200.015-0.022

表8工业试验钢的化学成分，Wt%编号待温厚度mm成品厚度mmⅡ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9Q345钢工业试验TMCP工艺参数工业试验及TMCP工艺的确定钢种CSiMnPSQ3450.1工艺编号晶粒度/级带状物/级σsMPaσbMPa延伸率δ5%室温Akv，J0℃Akv，J-20℃Akv，J时效冲击韧性，J冷弯性能180℃纵横纵横纵横纵横纵横纵横纵横019.03.539840253854733279341934080338130合格029.04.5378365533538323115988157661235012253合格039.03.0370377533540302916579147601234515153合格049.02.75420403547550302815972156731225113454合格059.53.58378375533538292916781143581144812749合格069.51.54354405655652827116471004592367639合格表10工业试验钢的组织和力学性能工艺编号晶粒度带状物σsσb延伸率室温0℃-20℃时效冲击韧

结合首钢3500mm中厚板轧机的改造，就传统Q345系列中厚钢板的TMCP进行了比较深入的研究，围绕TMCP工艺技术的核心－晶粒组织细化、得出如下结论：（1）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10～20％，低温区宜控制在20～30％，最大道次压下量≤30mm。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；（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+珠光体组织，推荐的较好精轧温度区间为880～820℃，待温厚度为2～2.5倍成品厚度；（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塑韧性降低，推荐的较好冷却速度为5～15℃/S，终冷温度为650～700℃。Q345系列中厚钢板的TMCP工艺要点Q345系列中厚钢板的TM

图44

各种机械热处理工艺与传统工艺的对比

TMR－热机械轧制；L－L处理（中间淬火）；R－热轧；AC－加速冷却

CR－控制轧制；N－正火；DQ－直接淬火；RQ－再加热淬火；T－回火4.2控轧控冷新技术的工业应用图44

直接淬火（DQ-T）工艺：是指钢板热轧终了后在轧制作业线上实现直接淬火、回火的新工艺，这种工艺有效地利用了轧后余热，有机地将变形与热处理工艺相结合，从而有效地改善钢材的综合性能，即在提高强度的同时，保持较好的韧性。

直接淬火工艺的类型：区别于离线的再加热淬火、回火工艺(RQ-T)，直接淬火工艺根据控制轧制温度的不同可以分为：“再结晶控轧直接淬火”(DQ-T)、“未再结晶控轧直接淬火”(CR-DQ-T)和“再结晶控轧直接淬火＋两相区淬火”(DQ-L-T)三种不同的工艺类型。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良的强度和韧性配合，20世纪90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TMCP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。4.2控轧控冷新技术的工业应用4.2.1直接淬火工艺直接淬火（DQ-T）工艺：是指钢板热轧终了后在轧制作业直接淬火设备应满足的要求：(l)由于直接淬火设备为在线设置，这就要求设备必须具有双重功能，既要能胜任热处理要求，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，能适应各类钢种热处理及快速冷却的需要。(2)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，一般得比正常值大15%左右。(3)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板上表面限制辊方式来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，因此要尽量减少限制辊的数量。(4)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。直接淬火设备应满足的要求：4.2控轧控冷新技术的工业应用4.2.2高性能钢材品种的开发4.2控轧控冷新技术的工业应用4.2.2高性能钢材品种的奥氏体状态：蓄积能量奥氏体晶粒尺寸的大小；奥氏体内蓄积能量的高低；奥氏体内部缺陷的多少。奥氏体状态控制：奥氏体相变条件的控制：通过控制开始冷却温度、冷却速度、冷却终止温度、冷却路径等，最终实现相变类型、相变产物形态的控制。铁素体、珠光体相变贝氏体相变马氏体相变铁素体、贝氏体相变相变方向4.2控轧控冷新技术的工业应用4.2.3高性能钢材品种的开发奥氏体状态：蓄积能量奥氏体晶粒尺寸的大小；奥氏体状态控制：奥

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（变形后短时间内立即进入冷却区，高冷却速率），从温度轴和时间轴两方面考虑，提出低碳超细晶粒钢的强化机制：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体的相变进行有效控制，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。

超细晶粒钢（超级钢）依

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益严重，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、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“以空代实”构件的广泛应用，推动了高成形性高强度钢材的研究开发。

ULSAB-AVC超轻钢车身-新型概念车

内高压成形工艺生产的部分汽车零部件

2.2相变强化多相组织高强度钢随着汽车工业的高速发展，汽车尾气排放对生存环境

由于ULSAB研究项目的示范作用，车体轻量化技术研究的不断深化，汽车车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，其典型钢种有低碳贝氏体钢、DP钢（双相钢）和TRIP钢（相变诱发塑性钢）等。DP钢变形时，分散在软相中的硬相会引起高的加工硬化速率；TRIP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。TRIP在低变形量时，其硬化速率低于DP钢，但是这种硬化速率将持续到高应变阶段，而DP钢的硬化速率在高应变阶段变化不显著。

由于ULSAB研究项目的示范作用，车体轻量化技术研究的不双相钢（DP钢）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（通常是马氏体）组成；软的铁素体相通常是连续的，赋予该钢优良的塑性。当它变形时，变形是集中在低强度的铁素体相，因而这种钢显示出很高的加工硬化率。JSTP，1038，F4DP钢与HSLA钢的力学性能比较双相钢（DP钢）双相钢的显微组织是软相铁素体和（体积分数依赖连续的铁素体基体；分散的硬质第二相：马氏体和（或）贝氏体该钢还含有残余奥氏体，体积分数大于5％；典型：50％铁素体，35％贝氏体，15％奥氏体。化学成分：C：0.1～0.4%,Mn：1.0～2.0%，Si：1.0～2.0%，Cr,Nb,Mo,….微量JSTP，1038，F4相变诱发塑性效应：是指钢中稳定存在的残余奥氏体在变形过程中向马氏体转变时发生了相变强化，同时使塑性提高。相变诱发塑性钢（TRIP钢）连续的铁素体基体；JSTP，1038，F4相变诱TRIP钢板与其它高强钢板的力学性能比较DP钢变形时，分散在软相中的硬相会引起高的加工硬化速率；TRIP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。TRIP在低变形量时，其硬化速率低于DP钢，但是这种硬化速率将持续到高应变阶段，而DP钢的硬化速率在高应变阶段变化不显著。

TRIP钢板与其它高强钢板的力学性能比较DP钢变形时，ArBFTRIP钢的显微组织为：铁素体＋片状（或板条状）贝氏体＋残余奥氏体的多相组织

TRIP钢的显微组织ArBFTRIP钢的显微组织为：铁素体＋片状（或板条状）贝氏钢材组织-性能预报与控制技术：在钢材新产品的研究开发过程中，利用现代化的信息处理手段及相关物理冶金学模型，对钢材生产中的各种金属学现象，如奥氏体再结晶，奥氏体向铁素体、珠光体和贝氏体的相变等，进行计算机模拟，预测产品的组织状态和力学性能，即采用组织－性能预报与控制技术使钢材研究过程模型化、定量化、智能化、信息化，实现钢材生产的精确化和定量化控制，达到优化工艺、优化成分，减少盲目性、减少试验量、缩短研究开发周期的目的。4.2.3钢材组织-性能预报与控制技术4.2控轧控冷新技术的工业应用钢材组织-性能预报与控制技术：在钢材新产品的研究开发过程中，热力模拟实验实验室热轧实验沉淀析出变形抗力模型再结晶与应变积累相变研究热轧工艺制度制定信息反馈模型参数修正工业轧制实验信息反馈模型参数修正确定模型参数热力学理论动力学理论物理冶金数学模型模型结构设备条件基本物理冶金数学模型的建立热力模拟实验实验室热轧实验沉淀变形抗力模型再结晶与相变研究热

钢材组织-性能预报与控制技术的主要内容钢材组织-性能预报与控制技术的主要内容TheEnd!ThankYou!TheEnd!ThankYou!演讲完毕，谢谢观看！演讲完毕，谢谢观看！

控制轧制与控制冷却

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主要内容1.1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1.1性能指标性能指标韧塑性强塑指标冲击韧性冷弯性能焊接性能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韧塑性合金元素：H：会引起氢细化晶粒组织：1）铸坯▲拉伸时的韧性断裂:颈缩为前导.▲应变硬化产生的强度增加不足以补偿截面积的减少,产生集中变形,出现细颈.▲细颈中心为三向拉应力状态,形成显微空洞,长大并聚合成裂纹,沿与拉伸垂直的方向扩展成中央裂纹,最后在细颈边缘处沿与拉伸轴成45°方向剪断,形成”杯锥断口”图4杯锥型断口形成过程韧性断口的形成过程▲拉伸时的韧性断裂:颈缩为前导.图4杯锥型断口形成过程韧韧性断裂的形成原因韧性断裂多起源于空洞，这是由于钢材在熔炼过程中混入氧化物、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。当钢材基体变形时，在夹杂物或二相粒子的相界面上产生强烈的附加拉应力，若界面的结合力弱，则很容易产生剥离，于是就在相界面上产生空洞。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强度是影响断裂的重要参数。韧性断裂的形成原因韧性断裂多起源于空洞，这是由于钢材在

缺陷的焊合球形缺陷椭圆形拉长不同压下道次下缩孔变形图(a)(c)(b)钢板的厚度同为130mm时，采用大压下、正常压下和轻压下时，缩孔的焊合情况截然不同。采用大压下时缩孔在第4道次被焊合，而采用轻压下时缩孔在第7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。

焊合缺陷的焊合球形缺陷椭圆形拉长

拉伸断口拉伸断口截面内出现的分层拉伸断口侧面上出现的分层

原因分析：(1)化学成分：碳、锰及硫、磷含量，微合金元素的有无等；(2)铸坯质量：坯型及铸坯中心偏析级别的高低等；(3)加热制度：加热温度的高低、加热时间的长短，表面及芯部的温差等：(4)变形制度：再结晶区道次变形量的大小，变形的渗透程度等。拉伸断口拉伸断口截面内出现的分层拉伸断口侧面上出现的分层1.2金属材料强化的主要机制

位错强化、固溶强化、析出强化、晶界强化、亚晶强化、织构强化等。但实用钢材的强化并不是由单一的强化机制决定，在大多数情况下，由几种机制叠加获得。1.2金属材料强化的主要机制位错强化、固溶强化、在板带轧制过程中，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），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、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在板带轧制过程中，如能有效控制这些碳、氮化合物的析出行铌、钒、钛对铁素体/珠光体钢脆性转变温度的影响铌、钒、钛对铁素体/珠光体钢脆性转变温度的影响

图5.0.10%C,1.22%Mn,0.02%Nb钢在0.6Tm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2.1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）变形速率不变时，同一应变条件下，变形温度越高，所对应的真应力越低2）变形速率越低，所对应的真应力也越低，且真应力的峰值向真应力变小的方向移动3）随应变的增加，曲线呈现由高变低并逐渐趋于稳定的形态图5.0.10%C,1.22%Mn,0.02%Nb钢在0

再结晶奥氏体的长大过程图9Q345钢不同停隔时间的奥氏体组织图10奥氏体晶粒的长大过程abcdef2.1钢材热变形后的静态再结晶过程再结晶奥氏体的长大过程图9Q345钢不同停隔时间的奥氏再结晶奥氏体的长大过程

从图9和图10可以看出：变形结束后随停隔时间的延长，沿着原来的奥氏体晶界，再结晶核心不断形成，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。再结晶奥氏体的长大过程从图9和图10可以看出：

再结晶行为对组织性能的影响图11变形量对强度的影响图12变形量对冲击功的影响

在1000℃以上的高温再结晶区轧制时，Q345钢的屈服强度和冲击功均比950℃以下的低温区轧制时低。以轧制温度同为1050℃而变形量不同的试样为例，当变形量由10%增加到40%时，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；在950℃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，轧制温度越低，上升的趋势越显著。再结晶行为对组织性能的影响图11变形量对强度的影响图12

静态再结晶的临界变形量为了使再结晶能够充分进行，则所给予的压下率必须大于对应条件下静态再结晶的临界变形量。该值随钢种和变形条件的不同彼此相差很大。普碳钢的临界变形量很小，且与温度的关系很弱，即普碳钢在较小的变形量、较宽的温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，在950℃以下的温度区域内要使含铌钢完成再结晶是很困难的。2.2钢材热变形后的静态再结晶过程静态再结晶的临界变形量为了使再结晶能够充分进行，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变形区晶粒边界位错亚晶边界晶粒长大水淬

奥氏体/铁素体相变行为2.3奥氏体/铁素体相变规律及形变诱导相变轧制后奥铁素体相变后控冷后形变硬化的铁素体变形区晶粒边界位错

奥氏体/铁素体相变开始温度铁素体相变开始温度除了与钢材的化学成分有关外还与轧制变形条件和轧后冷却速度有关，铝镇静钢的一般规律是：在高温再结晶区轧制时，随轧制温度的降低，铁素体开始转变温度升高；在低温未再结晶区轧制时，铁素体开始转变温度随轧制温度的降低而降低。2.3奥氏体/铁素体相变规律及形变诱导相变奥氏体/铁素体相变开始温度铁素体相变开始温度除了与钢材的

奥氏体/铁素体相变形态热加工钢材的奥氏体/铁素体相变形态示意图奥氏体/铁素体相变形态热加工钢材的奥氏体/铁素体IA型：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显的长大趋势，当相变前粗化的奥氏体晶粒小于或等于N0.5级时，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，并以片状的方式向晶粒内长大而形成魏氏组织。IB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N0.6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加少量珠光体的均匀组织。Ⅱ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，相变后可以获得均匀细小的铁素体加少量珠光体组织，铁素体晶粒的大小取决于累积应变的数量。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程介于Ⅰ型和Ⅱ型转变之间，其相变产物可能会出现下列两种情况：（1）大部分奥氏体晶粒按IB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；（2）部分变形量大的未再结晶奥氏体晶粒按Ⅱ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。IA型：热轧过程中奥氏体始终都发生再结晶，且再结晶后奥氏体

形变诱导奥氏体/铁素体相变的特征

Ⅰ型相变是一种不局限于轧材，即便由单纯的加热和冷却也能引起的普通相变形态，而Ⅱ型相变（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，因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百分数降低。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、马氏体等低温相变产物的可能性。形变诱导奥氏体/铁素体相变的特征Ⅰ型相变是一种不局限

奥氏体晶粒尺寸对CCT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CCT曲线的影响－－42％；－・－27％；——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CCT曲线的测定奥氏体晶粒尺寸对CCT曲线的影响随奥氏体晶粒变细，奥氏体未再结晶区变形温度对CCT曲线的影响－－900℃；－・－850℃；——800℃

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Q345钢低冷却速率范围内的动态CCT曲线

由图可见，Q345钢的贝氏体形成温度范围比较宽，应注意终了冷却温度的控制动态CCT曲线的测定奥氏体未再结晶区变形温度对CCT曲线的影响－－900℃；

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.钢材轧制过程中的组织性能控制控制轧制和控制冷却就是在调整钢材化学成分的基础上（1）奥氏体再结晶区变形阶段t≥950℃

对加热时粗化的奥氏体晶粒反复进行轧制并反复再结晶后使之得到细化（2）奥氏体未再结晶区变形阶段t＝950℃-Ar3

奥氏体晶粒沿轧制方向伸长、压扁，晶内产生形变带，这种加工硬化状态的奥氏体具有促进铁素体相变形核作用（3）奥氏体＋铁素体两相区变形阶段t<Ar3

相变后为大角度晶粒和亚晶粒的混合组织控轧控冷工艺的三阶段及其组织变化

3.1控制轧制的基本类型和工艺要点（1）奥氏体再结晶区变形阶段t≥950℃控轧

（1）加热温度的控制当钢材加热温度超过1000℃以后，随加热温度的升高奥氏体晶粒呈显著的增大趋势。因此，对普碳钢加热温度宜控制在1050℃或更低些；对含铌或含钛的微合金化钢，考虑到合金元素的充分固溶，可将加热温度控制在1150℃左右。合理控制钢坯的在炉时间，减少钢坯表面与芯部的温差。加热温度对几种钢材奥氏体晶粒尺寸的影响3.2控轧控冷工艺主要参数的确定原则（1）加热温度的控制加热温度对几种钢材奥氏体晶粒尺寸的影响微合金化元素对碳锰钢奥氏体晶粒长大的影响微合金元素的影响注意：含钒钢、含铝钢在加热温度达到1000℃以上时，奥氏体晶粒的长大趋势比普通C-Mn钢还大，而含钛钢在常规的加热温度范围内均有抑制晶粒粗化的作用。微合金化元素对碳锰钢奥氏体晶粒长大的影响微合金元素的影响注意（2）轧制温度的控制轧制温度的控制主要是强调对精轧温度区间的控制，精轧温度越高，终轧温度也越高，奥氏体晶粒越粗大，相变后易出现晶粒粗化及魏氏组织。通常要求最后几道次的轧制温度要适当降低，使终轧温度尽可能地接近奥氏体开始转变的温度，对低碳结构钢约为830℃或更低些，对含铌钢可控制在730℃左右。（2）轧制温度的控制（3）变形量的控制：通常要求在低温区保证足够的变形量，在再结晶区轧制时，要求道次变形必须大于临界变形量，并采用不间隔的连续轧制。由于普碳钢的未再结晶区间很窄，为实现完全再结晶、避免混晶组织出现，必须充分重视道次变形量的设定，而含铌钢在720－950℃的较宽温度区间内应变均可以累积，因此更重视总变形量的设定。（3）变形量的控制：

通常奥氏体/铁素体相变结束后的平均晶粒尺寸与铁素体形核速度I和铁素体晶粒长大速度G存在以下函数关系：

式中：I－铁素体形核速度G－铁素体晶粒长大速度A、n－常数

从式中可以看出，要获得细晶的铁素体晶粒无非是增大铁素体的形核速度I或降低铁素体晶粒的长大速度G。细化奥氏体晶粒和增加奥氏体的形变硬化程度，主要是通过增加晶界面积、位错密度和第二相界面等晶体缺陷来达到增大铁素体形核密度进而提高铁素体形核速度的；而轧后加速冷却却是通过增加过冷度的方法来达到增大铁素体形核驱动力、提高铁素体形核速度并兼备降低Ar3温度、抑制铁素体晶粒长大的综合效果。因此，钢材控轧后的加速冷却是获得细晶粒铁素体不可或缺的重要措施。（4）冷却制度的控制通常奥氏体/铁素体相变结束后的平均晶粒尺寸加速冷却可提高相变驱动力、降低Ar3温度、使铁素体细化；促使强韧的低碳贝氏体形成并呈小岛状弥散分布，提高钢材强度；铁素体细化的同时珠光体也得到细化，珠光体片层间距减小，带状组织基本消失；在不降低强度的前提下，可减少钢中碳当量，有利于改善焊接性能。加速冷却的作用：加速冷却可提高相变驱动力、降低Ar3温度、使铁素体细化；加速

冷却制度的控制主要包括冷却开始温度、冷却速度和冷却终了温度的合理控制：当奥氏体的有效晶界面积较小，即终轧温度较高，奥氏体晶粒比较粗大时，冷却速度过快，会使钢中的贝氏体含量显著增大，虽然强度指标会明显提高，但塑、韧性会相对降低。因此，应针对具体钢种和具体的力学性能要求将冷却速度控制在合理的范围；对微合金化的热轧钢板冷却终了温度或卷取温度的控制，应结合具体钢种，在充分把握不同终冷温度下，沉淀相的数量、大小和分布状态对相关力学性能的影响规律后，精确控制终冷温度。

图21冷却速度对0.01C-1.5Mn-0.04Nb-0.09V钢组织的影响Sv－奥氏体的有效晶界面积冷却制度的控制主要包括冷却开始温度、冷却速度和冷却终了温（1）Q345系列中厚钢板的TMCP工艺研究

在中厚板的产量中，Q345系列钢所占比例最大、品种规格最多，在新的装备条件下，如何合理应用TMCP工艺、最大限度地挖掘其潜在性能，这是国内中厚板企业共同关心的技术问题。本课题结合首钢3500mm轧机的改造，以Q345普碳钢为对象，系统地研究了轧制过程中的奥氏体再结晶行为、应变累积效应和相变规律等，得出适用于造船、锅炉、容器、桥梁等同类品种钢板的TMCP工艺。试验钢取自80mm厚中间坯，化学成分如表4所示。热模拟实验，在东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室的Gleeble1500实验机上进行；热轧试验，在配有水幕冷却装置的ф300mm多功能实验轧机上进行；工业试验，在首钢中板厂原3340mm机组和改造后的3500mm机组上进行。

课题背景及试验条件表4试验钢的化学成分，wt%

成份牌号CMnSiSPQ345B0.171.480.350.0080.0213.3控轧控冷技术在板带钢生产中的应用示例分析（1）Q345系列中厚钢板的TMCP工艺研究

为了提高精轧阶段奥氏体部分再结晶区及未再结晶区内应变累积的百分数，选择合适的精轧温度区间是确定TMCP工艺的关键。因此采用表4所示的试验钢在东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室的ф300mm多功能实验轧机上进行控轧控冷试验确定精轧工艺参数和轧后冷却工艺参数。试验采用的压下规程如表5所示。阶段道次辊缝mm压下量△hmm变形量%总变形量%80Ⅰ1651518.7543.752551015.383451018.18Ⅱ438715.5664.445281026.31622621.42718418.18816211.11表5Q345钢控轧试验压下规程为了提高精轧阶段奥氏体部分再结晶区及未再结晶区图22控轧温度与力学性能的关系

图23终轧温度对力学性能的影响

主要试验结果及分析图22控轧温度与力学性能的关系图23终轧温度对力学

图24不同精轧温度区间控轧时的室温组织控轧温度：a—800℃b—880℃c—950℃

终轧温度：a—756℃b—822℃c—884℃序号控轧温度（℃）终轧温度（℃）屈服强度（Mpa）抗拉强度（Mpa）室温AKV（J）横纵a800756371.39548.12106193b880822396.17568.92117229.5c950884389.74544.4158116.5表6试验钢不同精轧温度区间控轧时的力学性能abc图24不同精轧温度区间控轧时的室温组织序号控轧温度

图25试验钢精轧阶段累积形变量与强度和冲击功的关系

从图25可以看出：屈服强度随累积变形量的增加而增加，尤其是当累积变形量达到70%时，屈服强度升高约30MPa，达到380MPa左右；随累积变形量的增加冲击值几乎呈线性递增，可见增加精轧阶段的累积变形量对提高Q345钢的冲击韧性非常有效。

图25试验钢精轧阶段累积形变量与强度和冲击功的关系

图26不同累积变形量试样的金相照片其中（a）38%；（b）55%；（c）66%；（d）73%图26不同累积变形量试样的金相照片

为了把握轧后冷却制度对Q345钢力学性能的影响规律，按表5所示压下规程在Φ300mm轧机上进行了控轧控冷综合试验。试验钢的力学性能和室温组织如表7和图27所示：试样号屈服强度MPa抗拉强度MPa断后伸长率δ5％横向室温冲击功Akv，J纵向室温冲击功Akv，J143058630761242435586267410334285962872130表7试验钢控轧控冷试样的力学性能

图27试验钢控冷材的室温组织为了把握轧后冷却制度对Q345钢力学性能的影响规律，图28不同冷却速度下试验钢的力学性能

abc图29不同冷却速度下试验钢的室温组织（a）30℃/s（b）20℃/s（c）10℃/s图28不同冷却速度下试验钢的力学性能abc图29图30终冷温度对对强度的影响从图30可以看出：终冷温度>700℃时，随终冷温度的升高，屈服强度降低，在试验的温度范围内，大约降低30-40Mpa，但都满足标准要求。从图31可以看出：Q345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600℃至400℃之间，均有可能形成贝氏体，因此普通级别Q345钢板，比较适宜的终冷温度应为650-700℃。图31Q345钢的动态CCT曲线图30终冷温度对对强度的影响从图30可以看出：终冷温度工业试验及TMCP工艺的确定钢种CSiMnPSQ3450.15-0.180.34-0.401.26-1.380.019-0.0200.015-0.022

表8工业试验钢的化学成分，Wt%编号待温厚度mm成品厚度mmⅡ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9Q345钢工业试验TMCP工艺参数工业试验及TMCP工艺的确定钢种CSiMnPSQ3450.1工艺编号晶粒度/级带状物/级σsMPaσbMPa延伸率δ5%室温Akv，J0℃Akv，J-20℃Akv，J时效冲击韧性，J冷弯性能180℃纵横纵横纵横纵横纵横纵横纵横019.03.539840253854733279341934080338130合格029.04.5378365533538323115988157661235012253合格039.03.0370377533540302916579147601234515153合格049.02.75420403547550302815972156731225113454合格059.53.58378375533538292916781143581144812749合格069.51.54354405655652827116471004592367639合格表10工业试验钢的组织和力学性能工艺编号晶粒度带状物σsσb延伸率室温0℃-20℃时效冲击韧

结合首钢3500mm中厚板轧机的改造，就传统Q345系列中厚钢板的TMCP进行了比较深入的研究，围绕TMCP工艺技术的核心－晶粒组织细化、得出如下结论：（1）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10～20％，低温区宜控制在20～30％，最大道次压下量≤30mm。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；（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+珠光体组织，推荐的较好精轧温度区间为880～820℃，待温厚度为2～2.5倍成品厚度；（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塑韧性降低，推荐的较好冷却速度为5～15℃/S，终冷温度为650～700℃。Q345系列中厚钢板的TMCP工艺要点Q345系列中厚钢板的TM

图44

各种机械热处理工艺与传统工艺的对比

TMR－热机械轧制；L－L处理（中间淬火）；R－热轧；AC－加速冷却

CR－控制轧制；N－正火；DQ－直接淬火；RQ－再加热淬火；T－回火4.2控轧控冷新技术的工业应用图44

直接淬火（DQ-T）工艺：是指钢板热轧终了后在轧制作业线上实现直接淬火、回火的新工艺，这种工艺有效地利用了轧后余热，有机地将变形与热处理工艺相结合，从而有效地改善钢材的综合性能，即在提高强度的同时，保持较好的韧性。

直接淬火工艺的类型：区别于离线的再加热淬火、回火工艺(RQ-T)，直接淬火工艺根据控制轧制温度的不同可以分为：“再结晶控轧直接淬火”(DQ-T)、“未再结晶控轧直接淬火”(CR-DQ-T)和“再结晶控轧直接淬火＋两相区淬火”(DQ-L-T)三种不同的工艺类型。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良的强度和韧性配合，20世纪90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TMCP工艺在船用钢板、管线钢、海岸建设用钢以及建筑用钢