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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▲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。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。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。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01020304050606080100120140160180200晶粒尺寸，um保温时间，s心部晶粒尺寸边部晶粒尺寸图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。再结晶行为对组织性能的影响10152025303540452602803003203403603804001050oC950oC900oC850oC屈服强度,Mpa变形量,%图11变形量对强度的影响510152025303540451020304050607080901050oC1000oC950oC900oC850oC横向冲击功,J变形量,%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。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/铁素体相变形态热加工钢材的奥氏体/铁素体相变形态示意图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。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。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（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tAr3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）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。（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。（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。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。()nGdAI（4）冷却制度的控制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：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