控轧控冷在钢材生产中的应用

控轧控冷在钢材生产中的应用第1页/共96页概述中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座第2页/共96页1概述-控冷的意义两个通俗说法:

1水是最廉价的合金元素

(可以用水替代合金元素来改变钢材的性能)2中国的多数中板轧机是世界上最干旱的轧机

(目前我们还没有充分利用好水的作用)第3页/共96页1.1控轧控冷的必要性

用户要求：产品性能（强度、韧性、焊接性、冲击性能…）决定性能的因素：组织结构（晶粒、析出、组织分数…）决定组织的因素：成分和工艺（压下率、轧制温度、冷却速度。柔性制造技术钢种成分加工工艺3加工工艺2加工工艺1组织特征3组织特征2组织特征1用户需求3用户需求2用户需求1第4页/共96页

急需通过控轧控冷改变性能的钢种管线钢：开发西部，西气东输工程高级别船板高强度工程机械用钢抗震耐火钢（日本阪神大地震后提出）新一代钢铁材料：超级钢1.1控轧控冷的必要性－产品开发第5页/共96页控轧控冷的基本原理中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座第6页/共96页2.1控轧控冷机理

2.2控制轧制

－轧制温度制度（加热、粗轧、精轧，待温）

－轧制压下制度（粗轧、精轧压下量，方向）

－液压弯辊等板凸度控制制度

2.3控制冷却ACC

－冷却模式，冷却温度制度

2.4直接淬火DQ

－淬火温度，回火制度（温度、时间）2控轧控冷的基本原理第7页/共96页控轧控冷工艺图示K2.1(DQ)(DQ)(ACC)第8页/共96页组织、成分、性能、TMCP条件的关系K2.24切变多边形铁素体

第9页/共96页控轧控冷的组织变化K2.2第10页/共96页—加热温度（碳氮化物溶解，晶粒长大）—粗轧变形制度：粗轧压下量（变形深入，RCR）—精轧阶段轧制温度控制进入未再结晶区合理的精轧温度待温制度的确定—精轧阶段轧制变形控制未再结晶区总变形量精轧道次压下量控轧控冷中工艺制度制订原则第11页/共96页三种控制轧制的策略、参数和机理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第12页/共96页2.1控制轧制和控制冷却机理示意变形前奥氏体晶粒变形后晶粒被拉长铁素体形核相变完成冷却轧制第13页/共96页变形带与其上的析出T4.10变形带第14页/共96页珠光体的不同形核地点T4.15变形工具钢a)晶界b)退火孪晶c)变形带d)晶内第15页/共96页奥氏体晶粒尺寸与铁素体晶粒尺寸的关系试样为7mm厚的空冷钢板空心符号：无变形实心符号：热变形后空冷第16页/共96页三种控制轧制的策略、参数和机理再结晶区控轧：微合金钢950℃，普碳钢基本在再结晶区轧制总变形量60%机理：变形区内有动态恢复和动态再结晶道次间歇期间完成再结晶反复轧制－再结晶使晶粒变细低温再结晶区晶粒细化明显。第17页/共96页三种控制轧制的策略、参数和机理未再结晶区控轧：空冷或喷淋控制轧制温度到奥氏体未再结晶区温度范围通常为Ar3～900（950）℃总变形量大于一定数值（70％）道次变形量大于一定的数值机理：变形奥氏体晶粒被拉长形成大量变形带、孪晶和位错增加形核点，相变后细化晶粒第18页/共96页未再结晶区变形量与奥氏体晶界面积和变形带密度的关系T4.11含铌钢，Nb:0.03%低于30％：变形带密度增加缓慢高于30％：迅速增加第19页/共96页铁素体晶粒尺寸与奥氏体界面面积的关系T4.12奥氏体晶粒尺寸有效的奥氏体晶界面积铁素体晶粒尺寸变形量晶界变形带第20页/共96页为什么要低温轧制中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座第21页/共96页轧制温度对组织和力学性能的影响K2－30.18C－1.36Mn钢各道次压下量20％总计9道次轧制到20mm轧制温度变化范围200℃第22页/共96页900℃以下变形量与韧脆转变温度的关系K5－2钢板厚度－10mm2mm切口夏氏值横向第23页/共96页轧制温度对晶粒尺寸和性能的影响K2－4130℃50MPa第24页/共96页三种控制轧制的策略、参数和机理两相区控轧：如需进一步的提高强度，可降低终轧温度～750℃在奥氏体和铁素体两相区轧制机理：奥氏体继续被拉长，晶粒内形成变形带及位错在变形带及位错处形成新的等轴铁素体晶粒先析出铁素体变形后内部形成亚晶，使强度提高第25页/共96页为什么进行两相区轧制中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座第26页/共96页Ar3以下压下量与力学性能关系实验室数据：0.17C－1.6Mn钢，1150℃加热，Ar3为730℃两相区轧制，利用铁素体的位错亚结构强化K2.7第27页/共96页为什么需要强力轧机

－低温大压下－中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座第28页/共96页不同钢种的变形抗力T6.10温度降低第29页/共96页变形抗力与含碳量的关系T6.6Si0.25%,Mn1.10%温度低于900℃时，由于碳含量引起的变形抗力发生明显变化。1000℃时，碳含量的变化对变形抗力不产生影响。附带说明：氮通过形成氮化钛和氮化铝等氮化物，细化晶粒而影响变形抗力温度降低第30页/共96页变形抗力与固溶合金元素含量的关系T6.7C0.10%,Si0.25%,Mn1.10%Mo－Si－Cr－Cu－Ni－Mn提高变形抗力第31页/共96页变形抗力与微合金元素含量的关系T6.8变形条件Tr－加热温度1250℃T1－第一阶段变形温度1050℃T2－第二阶段变形温度900℃Nb－Ti－V变形抗力增大第32页/共96页控轧控冷中轧制温度控制措施粗轧机架待温辊道精轧机架方案1粗轧机架喷淋冷却精轧机架方案2粗轧机架交叉轧制精轧机架方案3第33页/共96页为什么要进行控制冷却中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座第34页/共96页第35页/共96页2.3控制冷却－组织变化（细晶与相变强化）第36页/共96页再结晶区控轧未再结晶区控轧两相区控轧控制冷却5～10μm10～20μm加热温度时间2.3控制冷却－晶粒细化和相变强化第37页/共96页HSLA控制冷却的作用对于添加微合金元素的钢，如果冷却速度为10℃/s时，与空冷相比，其强度可以增加50－100MPa；由空冷到12℃/s增加冷却速度时，组织变化的顺序为铁素体晶粒细化、珠光体带消失及其微细分散、珠光体消失和生成取代它的贝氏体；加速冷却引起强化的因素有：1）铁素体晶粒细化；2）析出强化量增大；3）贝氏体的体积分数增大。其中前2相引起屈服点提高，抗拉强度决定于3）。微合金元素的添加使淬透性提高，从而增大特定冷却速度下的贝氏体量；如果想提高韧性，重要点在于细化铁素体晶粒的同时，生产微细分散的贝氏体，为此必须优化加热温度或控制轧制条件，细化奥氏体的晶粒。第38页/共96页加速冷却对性能的影响K2－9对再结晶奥氏体进行水冷效果并不明显，对未再结晶奥氏体进行水冷，会产生明显的晶粒细化效果。利用10℃/s的冷却速度进行冷却，可以明显提高强度，韧性可以保持不变。使用的设备：OLAC(OnLineAcceleratedCooling),NKK冷却参数：开冷：760℃终冷：550℃钢种：Nb钢与Nb、V钢第39页/共96页加速冷却对材料性能的影响K7.7压下率/％冲击功/J贝氏体相变通过控制冷却，得到微细的贝氏体；同样的压下率，强度可以提高60－70MPa；同样的冲击功，利用控制冷却可以将强度提高50－60MPa.第40页/共96页控冷终止温度对性能的影响K7.2Si－Mn钢：厚度25mmNb钢：19mm轧制与冷却条件：终轧温度：760℃开冷温度：760℃终冷温度：450℃－室温效果：冲击性能：保持不变YS提高：70－100MPaTS提高：50－60MPa第41页/共96页控制冷却对力学性能的影响KF2－1CR材的YS随Nb/V含量的增加而上升，达到X60－X70的强度水平。抗拉强度Nb-V钢上升的幅度比C-Mn钢大。原因：Nb-V量增大，淬透性增大，高冷速段贝氏体的生成量增大。在冷却速度为10℃/s的情况下，比CR轧制可以提高强度50－100MPa.当加热温度相同时，冷却与控制轧制的效果大致相同，甚至可能稍有改善。加热到1200℃时，韧脆转变温度随冷速提高而变差，而1100℃时，会改善。韧性主要由CR条件决定。第42页/共96页铌含量对力学性能的影响KF2－3加热温度1100℃冷却速度7℃/sNb>0.03%,强度出现饱和趋势IAC和CR的强度差别为50－60MPa.影响因素：加热温度－固溶铌的数量；相变前奥氏体的微细程度；快速冷却引起贝氏体生成数量。韧性随铌含量增大而提高，到0.08%出现饱和。影响因素：晶粒细化。包括初始晶粒细化，粗轧中抑制晶粒粗化，奥氏体再结晶温度升高造成未再结晶区的累计压下量增大。加热温度1200℃和1100℃时，韧脆转变温度差30℃。第43页/共96页钛对控制冷却效果的影响KF2－4Ti<0.02%,Ti与N完全结合，在凝固和奥氏体高温区形成TiN。此时强度变化甚少。第44页/共96页为什么要添加微合金元素中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座第45页/共96页溶度积T9.1各种氮化物在奥氏体和铁素体中的溶解度均低于相应金属的碳化物。溶解度依V，Nb，Al，Ti的顺序降低。故Ti在高温区即已析出；V在低温区析出。除AlN之外，碳化物和氮化物均为立方晶体结构，可以忽溶，故常以碳氮化物析出。除极低含碳量的高氮钢外，很少形成VN，NbN;含钛钢中，首先形成TiN，当全部钛以.TiN的形式与钛结合之后，TiC才随钛含量的增加而发生沉淀。溶解度降低第46页/共96页奥氏体晶粒尺寸与加热温度的关系T9.2第47页/共96页微合金元素抑制奥氏体晶粒长大K2－5第48页/共96页HSLA钢的再结晶动力学T9.3Si－Mn钢0.04Nb钢预应变0.50.08TI钢0.10V钢预应变0.5变形温度900℃T9.4第49页/共96页含铌钢的静态再结晶动力学T9.5900℃,0.002%C900℃,0.10%Nb,预变形0.5第50页/共96页含铌钢和含钛钢的力学性能T9.6基本化学成分：0.01%C－0.25Si－1.50MnTR:1100℃TF:780℃900℃以下的总压下率70％铌含量大于0/03％时，强度饱和铌含量或钛含量大于0.06%时，冲击韧性趋于饱和钛与氮结合阶段（钛低于0.02%）第51页/共96页T9.7含钒的铌钢和钼、钛钢的力学性能通过添加V，促进沉淀强化，性能进一步提高；冲击韧性保持不变注意：厚规格的钢板适于用V强化，因为它的强化机制以低温析出为主，与晶粒细化强化的机制不同，与控制冷却的速度关系不大。第52页/共96页微合金元素抑制晶粒长大K2－14钢种成分：C-Mn钢：0.13C,1.2MnNb钢：0.16C,1.4Mn,0.03NbTi钢：0.13C,1.1Mn,0.02Ti碳锰钢随轧制温度的提高，晶粒长大明显；Nb钢1050℃以下，不发生再结晶。1150℃发生明显的长大；Ti钢晶粒无明显的长大第53页/共96页微合金元素抑制再结晶作用K2－8微合金元素添加4大作用：抑制加热时奥氏体晶粒长大抑制再结晶相变行为析出硬化固溶在奥氏体中的铌和钛能很好的控制加工后的再结晶，再结晶温度提高100℃以上。再结晶临界压下量/％第54页/共96页Nb对动态再结晶的抑制作用K2－110.08C-1.5Mn-Nb钢第55页/共96页考虑韧性要求的轧制计划实例K6－4管线钢控制点：待温点：待温温度，待温厚度终轧点：终轧温度第56页/共96页温度、含碳量与软化率的关系T4.5T4.6第57页/共96页应变诱导碳氮化铌析出过程T4.6第58页/共96页再结晶与沉淀过程的相互作用T4.7第59页/共96页析出与再结晶的相互作用T4.7T4.8（a）普碳钢与含铌钢再结晶动力学的比较（b）溶质Nb对含铌钢再结晶动力学的影响（c）PPT曲线与RRT曲线的叠加注意：钒钢不会发生此种效应，因为钒的碳氮化物在低温阶段析出，此时，再结晶已经完成第60页/共96页为什么要进行DQ？中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座第61页/共96页DQ与AC及TEMPERM10.06C-0.25Si-1.4Mn，Nb/V/Ti最多0.08加热温度：1100℃，900℃以下轧制压下量75％精轧温度：800℃板厚：19mm第62页/共96页常化与淬火－回火组织T4.13第63页/共96页直接淬火钢的组织特点K2.25直接淬火或淬火－回火钢的组织特点：M或B的位错亚结构，析出物。更加微小的尺度。主要组织要素：M:旧奥氏体的晶界、马氏体束（bundle）、马氏体包(packet)、板条(lath)、板条内的位错B:B-F析出物见于旧奥氏体的边界，板条边界，板条内。第64页/共96页淬火钢组织因素与力学性能关系图K2.26组织变化对强度与韧性的影响回火引起组织与性能的变化第65页/共96页轧制条件对直接淬火钢性能的影响K2.27RH－轧制温度高MH－轧制温度中LH－轧制温度低（奥氏体未再结晶区轧制）a－由于合金元素完全固溶引起的淬透性的提高b－由于奥氏体粗化引起淬透性提高c－ausforming（强化与组织细化）d－促进铁素体相变，淬透性降低，组织细化轧制条件、材料本身的淬透性对淬火钢的性能有重要影响！第66页/共96页冷却速度与贝氏体相变强化K2－230.01C－1.5Mn－0.04Nb－0.09VSv－有效奥氏体晶界面积（代表变形量的大小）通过加速冷却，抑制铁素体相变，促进贝氏体相变，实现相变强化。第67页/共96页合金元素对力学性能影响M30.06C-0.25Si-1.4MnNb/V/Ti最多0.08加热温度：1100℃900℃以下轧制压下量75％精轧温度：800℃板厚：19mm第68页/共96页DQ材B体积分数与加热时固溶合金元素量的关系（左）

DQ材TS与Vs的关系（右）M6M7第69页/共96页合金元素通过冷却对力学性能的影响K7－10基本成分：0.06C,1.4Mn20mm厚铌、钛对提高强度有效，V效果不大。淬火组织为贝氏体＋微细铁素体的混合组织。通过降低Ae3增加贝氏体的体积分数，提高强度。第70页/共96页不同温度直接淬火与调质的比较K7.90.11C-1.2Mn-0.6Cr-0.5Mo钢回火：575℃，1hA:RQB:DQ(加热温度下50％压下)C;DQ(820℃下50％压下)DQ的重要性在于此第71页/共96页控轧压下量对淬火钢性能的影响K7.11基本成分：0.06C,1.4Mn20mm厚通过控制轧制，强度略有降低，但是韧性大幅度改善。通过控轧，铁素体的体积分数仅仅少量增长，通过铁素体的对奥氏体的阶段效果，将贝氏体变成更小的单元，贝氏体－铁素体板条的长度变短，故大大改善了韧性。注意：在30％之前，上述效果并不明显，在大于50％以后，其效果急剧增大。第72页/共96页控轧压下量对B-F长度的影响K7.12第73页/共96页加热与精轧温度对直接淬火钢力学性能影响K7.130.13C,1.4Mn,0.025Nb比再加热淬透性提高。随轧制温度的降低，强度降低，但是韧性大幅度提高。原因：奥氏体晶粒细化；未再结晶区变形引起淬透性降低。若进一步增加未再结晶区的变形量，可以看到TMT的效果。Nb可以提高淬透性（有利于贝氏体相变），回火时析出，可以利用。第74页/共96页淬火－回火后Nb含量－TS的关系K7.140.01%Nb以下，随Nb的增加，强度提高。原因：淬透性提高，沉淀析出。大于0.01%Nb后，降低。原因：奥氏体再结晶温度提高，未再结晶区变形淬透性降低。大于0.02%Nb之后，强度提高。原因：未再结晶状态下加工量增加，TMT的效果显现。280MPa第75页/共96页控制轧制控制冷却实例中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座第76页/共96页控制轧制的轧制制度KF1材料为铝镇静钢，0.14C-0.30Si-1.30Mn,其中单独或复合添加Nb,V,Cu,Cr,Ni。150mm厚度的板坯预先轧制到60mm，冷却后沿相同方向继续轧制到12mm。加热温度：1250℃，1150℃按每道次20％的压下量进行7个道次的精轧。CRIII与HR相同的加热温度，但是进行低温轧制，900℃的以下总压下量达到60％。CRIV的加热温度为1150℃.第77页/共96页Nb对YS和脆性转变温度的影响KF20.14C-0.30Si-1.30Mn在0.01％Nb以下，随着Nb含量的增加，脆性转变温度急剧降低。到0.03%Nb之前，随随着Nb含量的增加，强度提高。CRIII和CRIV效果最为显著。第78页/共96页控制轧制的效果KF30.14C-0.30Si-1.30Mn添加Nb和V，均使材料的YS和TS升高。但是添加V，对韧性的改进不大。V对YS和脆性转变温度的影响第79页/共96页YS和vTs与晶粒尺寸的关系KF4第80页/共96页细晶强化和析出强化对YS的影响细晶强化析出强化细晶强化析出强化HR048342CRII1535535CRIII351520300.01Nb0.033V第81页/共96页C含量对CRIII材料力学性能的影响KF50.50%Si-1.4%Mn-0.045Nb,改变C含量。采用CRIII规程进行控制轧制。C从0.13%降低到0.05%YS几乎不发生变化，因为晶粒尺寸变化甚微，均为5m左右TS有一定的降低冲击功增加1.5倍珠光体的量由24－27％降低到7－8％，故冲击功增加。第82页/共96页900℃以下总压下量与脆性转变温度的关系KF6厚度14mm第83页/共96页KF7900℃以下总压下量与脆性转变温度的关系0.14C-0.24%Si-1.23%Mn厚度10mm第84页/共96页S含量对冲击功的影响KF8厚度14mm2mmV形缺口实物尺寸试样S含量控制到0.01以下时，冲击性能明显提高改善L、C方向的压下比，可以显著改善C方向的冲击性能第85页/共96页S含量对冲击性能的影响KF11TS:550-650MPa2mm，V形