控軋控冷-學(xué)習(xí)與培訓(xùn)課件

控制軋制與控制冷卻

主要內(nèi)容

鋼材的質(zhì)量性能軋制過(guò)程中的組織性能變化規(guī)律軋制過(guò)程中的組織性能控制控軋控冷技術(shù)的新進(jìn)展主要內(nèi)容1.1性能指標(biāo)性能指標(biāo)韌塑性影響因素強(qiáng)塑指標(biāo)沖擊韌性冷彎性能焊接性能1.1性能指標(biāo)性能指標(biāo)韌塑性強(qiáng)塑指標(biāo)沖擊韌性冷彎性能焊接性能韌塑性影響因素合金元素：H：會(huì)引起氫脆和延遲斷裂（高強(qiáng)鋼、強(qiáng)板、高建等）細(xì)化晶粒增加壓下（缺陷焊合）組織：1）鑄坯

2）熱軋組織3）碳化物分布坯料停放韌塑性合金元素：H：會(huì)引起氫細(xì)化晶粒組織：1）鑄坯▲拉伸時(shí)的韌性斷裂:頸縮為前導(dǎo).▲應(yīng)變硬化產(chǎn)生的強(qiáng)度增加不足以補(bǔ)償截面積的減少,產(chǎn)生集中變形,出現(xiàn)細(xì)頸.▲細(xì)頸中心為三向拉應(yīng)力狀態(tài),形成顯微空洞,長(zhǎng)大并聚合成裂紋,沿與拉伸垂直的方向擴(kuò)展成中央裂紋,最后在細(xì)頸邊緣處沿與拉伸軸成45°方向剪斷,形成”杯錐斷口”圖4杯錐型斷口形成過(guò)程韌性斷口的形成過(guò)程▲拉伸時(shí)的韌性斷裂:頸縮為前導(dǎo).圖4杯錐型斷口形成過(guò)程韌韌性斷裂的形成原因韌性斷裂多起源于空洞，這是由于鋼材在熔煉過(guò)程中混入氧化物、硫化物等夾雜物粒子以及某些難變形的第二相粒子造成的。當(dāng)鋼材基體變形時(shí)，在夾雜物或二相粒子的相界面上產(chǎn)生強(qiáng)烈的附加拉應(yīng)力，若界面的結(jié)合力弱，則很容易產(chǎn)生剝離，于是就在相界面上產(chǎn)生空洞。夾雜物及二相粒子的數(shù)量、幾何形狀、大小及其與基體結(jié)合的強(qiáng)度是影響斷裂的重要參數(shù)。韌性斷裂的形成原因韌性斷裂多起源于空洞，這是由于鋼材在

缺陷的焊合球形缺陷橢圓形拉長(zhǎng)不同壓下道次下縮孔變形圖(a)(c)(b)鋼板的厚度同為130mm時(shí)，采用大壓下、正常壓下和輕壓下時(shí)，縮孔的焊合情況截然不同。采用大壓下時(shí)縮孔在第4道次被焊合，而采用輕壓下時(shí)縮孔在第7道次被焊合，可見(jiàn)適當(dāng)加大高溫區(qū)的壓下量有利于內(nèi)部缺陷的焊合。

焊合缺陷的焊合球形缺陷橢圓形拉長(zhǎng)

拉伸斷口拉伸斷口截面內(nèi)出現(xiàn)的分層拉伸斷口側(cè)面上出現(xiàn)的分層

原因分析：(1)化學(xué)成分：碳、錳及硫、磷含量，微合金元素的有無(wú)等；(2)鑄坯質(zhì)量：坯型及鑄坯中心偏析級(jí)別的高低等；(3)加熱制度：加熱溫度的高低、加熱時(shí)間的長(zhǎng)短，表面及芯部的溫差等：(4)變形制度：再結(jié)晶區(qū)道次變形量的大小，變形的滲透程度等。拉伸斷口拉伸斷口截面內(nèi)出現(xiàn)的分層拉伸斷口側(cè)面上出現(xiàn)的分層1.2金屬材料強(qiáng)化的主要機(jī)制

位錯(cuò)強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化、亞晶強(qiáng)化、織構(gòu)強(qiáng)化等。但實(shí)用鋼材的強(qiáng)化并不是由單一的強(qiáng)化機(jī)制決定，在大多數(shù)情況下，由幾種機(jī)制疊加獲得。1.2金屬材料強(qiáng)化的主要機(jī)制位錯(cuò)強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化、在板帶軋制過(guò)程中，如能有效控制這些碳、氮化合物的析出行為（數(shù)量、大小、形狀和分布狀態(tài)等），則可以充分發(fā)揮微合金化元素對(duì)鋼材施行細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化的雙重作用。鈮、釩、鈦三種微合金元素對(duì)鐵素體/珠光體鋼晶粒細(xì)化、沉淀強(qiáng)化的影響規(guī)律如下圖所示。

1.2.1鈮、釩、鈦微合金化元素在鋼中的作用在板帶軋制過(guò)程中，如能有效控制這些碳、氮化合物的析出行鈮、釩、鈦對(duì)鐵素體/珠光體鋼脆性轉(zhuǎn)變溫度的影響鈮、釩、鈦對(duì)鐵素體/珠光體鋼脆性轉(zhuǎn)變溫度的影響

圖5.0.10%C,1.22%Mn,0.02%Nb鋼在0.6Tm以上溫度變形時(shí)的應(yīng)力－應(yīng)變曲線

鋼材熱變形時(shí)的應(yīng)力－應(yīng)變曲線規(guī)律2.1鋼材熱變形過(guò)程中的硬化、軟化和組織結(jié)構(gòu)變化2、軋制過(guò)程中的組織性能的變化（1）變形速率不變時(shí)，同一應(yīng)變條件下，變形溫度越高，所對(duì)應(yīng)的真應(yīng)力越低2）變形速率越低，所對(duì)應(yīng)的真應(yīng)力也越低，且真應(yīng)力的峰值向真應(yīng)力變小的方向移動(dòng)3）隨應(yīng)變的增加，曲線呈現(xiàn)由高變低并逐漸趨于穩(wěn)定的形態(tài)圖5.0.10%C,1.22%Mn,0.02%Nb鋼在0

再結(jié)晶奧氏體的長(zhǎng)大過(guò)程圖9Q345鋼不同停隔時(shí)間的奧氏體組織圖10奧氏體晶粒的長(zhǎng)大過(guò)程abcdef2.1鋼材熱變形后的靜態(tài)再結(jié)晶過(guò)程再結(jié)晶奧氏體的長(zhǎng)大過(guò)程圖9Q345鋼不同停隔時(shí)間的奧氏再結(jié)晶奧氏體的長(zhǎng)大過(guò)程

從圖9和圖10可以看出：變形結(jié)束后隨停隔時(shí)間的延長(zhǎng)，沿著原來(lái)的奧氏體晶界，再結(jié)晶核心不斷形成，在形變儲(chǔ)存能的驅(qū)動(dòng)下形變奧氏體發(fā)生再結(jié)晶的數(shù)量不斷增加，奧氏體平均晶粒尺寸不斷減小，當(dāng)奧氏體平均晶粒尺寸達(dá)到最小值時(shí)說(shuō)明再結(jié)晶過(guò)程完成。其后隨時(shí)間的延長(zhǎng)，再結(jié)晶奧氏體逐漸長(zhǎng)大，達(dá)到某一閥值時(shí)趨于穩(wěn)定。由于試樣心部和邊部變形不均勻程度的差別，再結(jié)晶完成的時(shí)間略有差別。另外，還可以看出，隨待溫冷卻速度的變化，奧氏體平均晶粒尺寸無(wú)明顯變化，因?yàn)樵谠俳Y(jié)晶過(guò)程中過(guò)冷度不是影響奧氏體晶粒大小的主要因素，所以不能采用增加過(guò)冷度的方法細(xì)化再結(jié)晶晶粒。再結(jié)晶奧氏體的長(zhǎng)大過(guò)程從圖9和圖10可以看出：

再結(jié)晶行為對(duì)組織性能的影響圖11變形量對(duì)強(qiáng)度的影響圖12變形量對(duì)沖擊功的影響

在1000℃以上的高溫再結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)，Q345鋼的屈服強(qiáng)度和沖擊功均比950℃以下的低溫區(qū)軋制時(shí)低。以軋制溫度同為1050℃而變形量不同的試樣為例，當(dāng)變形量由10%增加到40%時(shí)，屈服強(qiáng)度并沒(méi)有上升，反而呈下降趨勢(shì)，橫向沖擊值很低且隨變形量的增加無(wú)明顯變化；在950℃以下的低溫區(qū)軋制時(shí)，不僅整體力學(xué)性能比高溫區(qū)軋制時(shí)高，而且道次變形量對(duì)力學(xué)性能的影響比較顯著，隨變形量增加，屈服強(qiáng)度和沖擊值都呈上升趨勢(shì)，軋制溫度越低，上升的趨勢(shì)越顯著。再結(jié)晶行為對(duì)組織性能的影響圖11變形量對(duì)強(qiáng)度的影響圖12

靜態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量為了使再結(jié)晶能夠充分進(jìn)行，則所給予的壓下率必須大于對(duì)應(yīng)條件下靜態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量。該值隨鋼種和變形條件的不同彼此相差很大。普碳鋼的臨界變形量很小，且與溫度的關(guān)系很弱，即普碳鋼在較小的變形量、較寬的溫度范圍內(nèi)均容易產(chǎn)生再結(jié)晶。而含鈮鋼的臨界變形量卻較大，在950℃以下的溫度區(qū)域內(nèi)要使含鈮鋼完成再結(jié)晶是很困難的。2.2鋼材熱變形后的靜態(tài)再結(jié)晶過(guò)程靜態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量為了使再結(jié)晶能夠充分進(jìn)行，軋制后奧氏體晶粒鐵素體形核相變后控冷后形變硬化的鐵素體變形區(qū)晶粒邊界位錯(cuò)亞晶邊界晶粒長(zhǎng)大水淬

奧氏體/鐵素體相變行為2.3奧氏體/鐵素體相變規(guī)律及形變誘導(dǎo)相變軋制后奧鐵素體相變后控冷后形變硬化的鐵素體變形區(qū)晶粒邊界位錯(cuò)

奧氏體/鐵素體相變開(kāi)始溫度鐵素體相變開(kāi)始溫度除了與鋼材的化學(xué)成分有關(guān)外還與軋制變形條件和軋后冷卻速度有關(guān)，鋁鎮(zhèn)靜鋼的一般規(guī)律是：在高溫再結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)，隨軋制溫度的降低，鐵素體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度升高；在低溫未再結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)，鐵素體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度隨軋制溫度的降低而降低。2.3奧氏體/鐵素體相變規(guī)律及形變誘導(dǎo)相變奧氏體/鐵素體相變開(kāi)始溫度鐵素體相變開(kāi)始溫度除了與鋼材的

奧氏體/鐵素體相變形態(tài)熱加工鋼材的奧氏體/鐵素體相變形態(tài)示意圖奧氏體/鐵素體相變形態(tài)熱加工鋼材的奧氏體/鐵素體IA型：熱軋過(guò)程中奧氏體始終都發(fā)生再結(jié)晶，且再結(jié)晶后奧氏體晶粒具有明顯的長(zhǎng)大趨勢(shì)，當(dāng)相變前粗化的奧氏體晶粒小于或等于N0.5級(jí)時(shí)，在冷卻的過(guò)程中先共析的鐵素體晶粒主要在奧氏體晶界上形核，并以片狀的方式向晶粒內(nèi)長(zhǎng)大而形成魏氏組織。IB型：熱軋過(guò)程中奧氏體始終都發(fā)生再結(jié)晶，但相變前的奧氏體晶粒大于N0.6級(jí)或更為細(xì)小時(shí)，奧氏體晶界是鐵素體的主要形核位置，由于奧氏體晶粒細(xì)小晶界的有效面積較大，相變后可以獲得具有等軸鐵素體加少量珠光體的均勻組織。Ⅱ型：熱軋過(guò)程處于奧氏體未再結(jié)晶的溫度區(qū)域，軋制變形后的奧氏體不再發(fā)生再結(jié)晶，如果是多道次變形則道次間的應(yīng)變是可以累積的，相變過(guò)程中鐵素體晶粒在形變的奧氏體晶界和晶內(nèi)的形變帶上同時(shí)形核，鐵素體的形核速度顯著增大，相變后可以獲得均勻細(xì)小的鐵素體加少量珠光體組織，鐵素體晶粒的大小取決于累積應(yīng)變的數(shù)量。過(guò)渡型：熱軋過(guò)程處于奧氏體部分再結(jié)晶的溫度區(qū)域，軋制變形后的相變過(guò)程介于Ⅰ型和Ⅱ型轉(zhuǎn)變之間，其相變產(chǎn)物可能會(huì)出現(xiàn)下列兩種情況：（1）大部分奧氏體晶粒按IB型轉(zhuǎn)變形成細(xì)小的鐵素體和珠光體，其余部分是未再結(jié)晶奧氏體晶粒相變后形成魏氏組織和珠光體；（2）部分變形量大的未再結(jié)晶奧氏體晶粒按Ⅱ型轉(zhuǎn)變形成細(xì)小的鐵素體和珠光體，而另一部分變形量小的奧氏體則轉(zhuǎn)變成魏氏組織和珠光體。IA型：熱軋過(guò)程中奧氏體始終都發(fā)生再結(jié)晶，且再結(jié)晶后奧氏體

形變誘導(dǎo)奧氏體/鐵素體相變的特征

Ⅰ型相變是一種不局限于軋材，即便由單純的加熱和冷卻也能引起的普通相變形態(tài)，而Ⅱ型相變（形變誘導(dǎo)相變）是在無(wú)應(yīng)變熱平衡溫度以上就生成了鐵素體，因而相對(duì)地增加了鐵素體的形核數(shù)和生成量，還能使珠光體的體積百分?jǐn)?shù)降低。由于鐵素體的強(qiáng)制相變，將使鋼中的碳只能在殘余的微小區(qū)域內(nèi)極度濃縮，在鐵素體晶粒細(xì)化的同時(shí)，珠光體也得到細(xì)化，濃縮區(qū)的淬透性提高，從而增加了生成類(lèi)珠光體、貝氏體、馬氏體等低溫相變產(chǎn)物的可能性。形變誘導(dǎo)奧氏體/鐵素體相變的特征Ⅰ型相變是一種不局限

奧氏體晶粒尺寸對(duì)CCT曲線的影響隨奧氏體晶粒變細(xì)，整個(gè)曲線向上、向左方向移動(dòng)

奧氏體未再結(jié)晶變形量對(duì)CCT曲線的影響－－42％；－?－27％；——0％隨奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形量的增大，整個(gè)曲線向上、向左方向移動(dòng)動(dòng)態(tài)CCT曲線的測(cè)定奧氏體晶粒尺寸對(duì)CCT曲線的影響隨奧氏體晶粒變細(xì)，奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形溫度對(duì)CCT曲線的影響－－900℃；－?－850℃；——800℃

隨奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形溫度的降低，整個(gè)曲線向上、向左方向移動(dòng)Q345鋼低冷卻速率范圍內(nèi)的動(dòng)態(tài)CCT曲線

由圖可見(jiàn)，Q345鋼的貝氏體形成溫度范圍比較寬，應(yīng)注意終了冷卻溫度的控制動(dòng)態(tài)CCT曲線的測(cè)定奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形溫度對(duì)CCT曲線的影響－－900℃；

控制軋制和控制冷卻就是在調(diào)整鋼材化學(xué)成分的基礎(chǔ)上，通過(guò)對(duì)軋制過(guò)程中的溫度制度、變形制度和軋后冷卻制度等進(jìn)行有效控制，顯著改善鋼材微觀組織并使其獲得良好綜合力學(xué)性能的軋制新技術(shù)。

控軋控冷鋼材與常規(guī)軋制鋼和正火鋼相比，它不單純依賴(lài)合金元素，而是通過(guò)形變過(guò)程中對(duì)再結(jié)晶和相變行為的有效控制并結(jié)合軋后快速冷卻工藝，達(dá)到細(xì)化鐵素體晶粒組織、使鋼材強(qiáng)度和韌性同時(shí)提高的目的，而且在降低碳當(dāng)量的情況下能夠生產(chǎn)出相同強(qiáng)度級(jí)別的鋼材，從而使焊接性能也大大提高。3.鋼材軋制過(guò)程中的組織性能控制控制軋制和控制冷卻就是在調(diào)整鋼材化學(xué)成分的基礎(chǔ)上（1）奧氏體再結(jié)晶區(qū)變形階段t≥950℃

對(duì)加熱時(shí)粗化的奧氏體晶粒反復(fù)進(jìn)行軋制并反復(fù)再結(jié)晶后使之得到細(xì)化（2）奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形階段t＝950℃-Ar3

奧氏體晶粒沿軋制方向伸長(zhǎng)、壓扁，晶內(nèi)產(chǎn)生形變帶，這種加工硬化狀態(tài)的奧氏體具有促進(jìn)鐵素體相變形核作用（3）奧氏體＋鐵素體兩相區(qū)變形階段t<Ar3

相變后為大角度晶粒和亞晶粒的混合組織控軋控冷工藝的三階段及其組織變化

3.1控制軋制的基本類(lèi)型和工藝要點(diǎn)（1）奧氏體再結(jié)晶區(qū)變形階段t≥950℃控軋

（1）加熱溫度的控制當(dāng)鋼材加熱溫度超過(guò)1000℃以后，隨加熱溫度的升高奧氏體晶粒呈顯著的增大趨勢(shì)。因此，對(duì)普碳鋼加熱溫度宜控制在1050℃或更低些；對(duì)含鈮或含鈦的微合金化鋼，考慮到合金元素的充分固溶，可將加熱溫度控制在1150℃左右。合理控制鋼坯的在爐時(shí)間，減少鋼坯表面與芯部的溫差。加熱溫度對(duì)幾種鋼材奧氏體晶粒尺寸的影響3.2控軋控冷工藝主要參數(shù)的確定原則（1）加熱溫度的控制加熱溫度對(duì)幾種鋼材奧氏體晶粒尺寸的影響微合金化元素對(duì)碳錳鋼奧氏體晶粒長(zhǎng)大的影響微合金元素的影響注意：含釩鋼、含鋁鋼在加熱溫度達(dá)到1000℃以上時(shí)，奧氏體晶粒的長(zhǎng)大趨勢(shì)比普通C-Mn鋼還大，而含鈦鋼在常規(guī)的加熱溫度范圍內(nèi)均有抑制晶粒粗化的作用。微合金化元素對(duì)碳錳鋼奧氏體晶粒長(zhǎng)大的影響微合金元素的影響注意（2）軋制溫度的控制軋制溫度的控制主要是強(qiáng)調(diào)對(duì)精軋溫度區(qū)間的控制，精軋溫度越高，終軋溫度也越高，奧氏體晶粒越粗大，相變后易出現(xiàn)晶粒粗化及魏氏組織。通常要求最后幾道次的軋制溫度要適當(dāng)降低，使終軋溫度盡可能地接近奧氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變的溫度，對(duì)低碳結(jié)構(gòu)鋼約為830℃或更低些，對(duì)含鈮鋼可控制在730℃左右。（2）軋制溫度的控制（3）變形量的控制：通常要求在低溫區(qū)保證足夠的變形量，在再結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)，要求道次變形必須大于臨界變形量，并采用不間隔的連續(xù)軋制。由于普碳鋼的未再結(jié)晶區(qū)間很窄，為實(shí)現(xiàn)完全再結(jié)晶、避免混晶組織出現(xiàn)，必須充分重視道次變形量的設(shè)定，而含鈮鋼在720－950℃的較寬溫度區(qū)間內(nèi)應(yīng)變均可以累積，因此更重視總變形量的設(shè)定。（3）變形量的控制：

通常奧氏體/鐵素體相變結(jié)束后的平均晶粒尺寸與鐵素體形核速度I和鐵素體晶粒長(zhǎng)大速度G存在以下函數(shù)關(guān)系：

式中：I－鐵素體形核速度G－鐵素體晶粒長(zhǎng)大速度A、n－常數(shù)

從式中可以看出，要獲得細(xì)晶的鐵素體晶粒無(wú)非是增大鐵素體的形核速度I或降低鐵素體晶粒的長(zhǎng)大速度G。細(xì)化奧氏體晶粒和增加奧氏體的形變硬化程度，主要是通過(guò)增加晶界面積、位錯(cuò)密度和第二相界面等晶體缺陷來(lái)達(dá)到增大鐵素體形核密度進(jìn)而提高鐵素體形核速度的；而軋后加速冷卻卻是通過(guò)增加過(guò)冷度的方法來(lái)達(dá)到增大鐵素體形核驅(qū)動(dòng)力、提高鐵素體形核速度并兼?zhèn)浣档虯r3溫度、抑制鐵素體晶粒長(zhǎng)大的綜合效果。因此，鋼材控軋后的加速冷卻是獲得細(xì)晶粒鐵素體不可或缺的重要措施。（4）冷卻制度的控制通常奧氏體/鐵素體相變結(jié)束后的平均晶粒尺寸加速冷卻可提高相變驅(qū)動(dòng)力、降低Ar3溫度、使鐵素體細(xì)化；促使強(qiáng)韌的低碳貝氏體形成并呈小島狀彌散分布，提高鋼材強(qiáng)度；鐵素體細(xì)化的同時(shí)珠光體也得到細(xì)化，珠光體片層間距減小，帶狀組織基本消失；在不降低強(qiáng)度的前提下，可減少鋼中碳當(dāng)量，有利于改善焊接性能。加速冷卻的作用：加速冷卻可提高相變驅(qū)動(dòng)力、降低Ar3溫度、使鐵素體細(xì)化；加速

冷卻制度的控制主要包括冷卻開(kāi)始溫度、冷卻速度和冷卻終了溫度的合理控制：當(dāng)奧氏體的有效晶界面積較小，即終軋溫度較高，奧氏體晶粒比較粗大時(shí)，冷卻速度過(guò)快，會(huì)使鋼中的貝氏體含量顯著增大，雖然強(qiáng)度指標(biāo)會(huì)明顯提高，但塑、韌性會(huì)相對(duì)降低。因此，應(yīng)針對(duì)具體鋼種和具體的力學(xué)性能要求將冷卻速度控制在合理的范圍；對(duì)微合金化的熱軋鋼板冷卻終了溫度或卷取溫度的控制，應(yīng)結(jié)合具體鋼種，在充分把握不同終冷溫度下，沉淀相的數(shù)量、大小和分布狀態(tài)對(duì)相關(guān)力學(xué)性能的影響規(guī)律后，精確控制終冷溫度。

圖21冷卻速度對(duì)0.01C-1.5Mn-0.04Nb-0.09V鋼組織的影響Sv－奧氏體的有效晶界面積冷卻制度的控制主要包括冷卻開(kāi)始溫度、冷卻速度和冷卻終了溫（1）Q345系列中厚鋼板的TMCP工藝研究

在中厚板的產(chǎn)量中，Q345系列鋼所占比例最大、品種規(guī)格最多，在新的裝備條件下，如何合理應(yīng)用TMCP工藝、最大限度地挖掘其潛在性能，這是國(guó)內(nèi)中厚板企業(yè)共同關(guān)心的技術(shù)問(wèn)題。本課題結(jié)合首鋼3500mm軋機(jī)的改造，以Q345普碳鋼為對(duì)象，系統(tǒng)地研究了軋制過(guò)程中的奧氏體再結(jié)晶行為、應(yīng)變累積效應(yīng)和相變規(guī)律等，得出適用于造船、鍋爐、容器、橋梁等同類(lèi)品種鋼板的TMCP工藝。試驗(yàn)鋼取自80mm厚中間坯，化學(xué)成分如表4所示。熱模擬實(shí)驗(yàn)，在東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室的Gleeble1500實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行；熱軋?jiān)囼?yàn)，在配有水幕冷卻裝置的ф300mm多功能實(shí)驗(yàn)軋機(jī)上進(jìn)行；工業(yè)試驗(yàn)，在首鋼中板廠原3340mm機(jī)組和改造后的3500mm機(jī)組上進(jìn)行。

課題背景及試驗(yàn)條件表4試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分，wt%

成份牌號(hào)CMnSiSPQ345B0.171.480.350.0080.0213.3控軋控冷技術(shù)在板帶鋼生產(chǎn)中的應(yīng)用示例分析（1）Q345系列中厚鋼板的TMCP工藝研究

為了提高精軋階段奧氏體部分再結(jié)晶區(qū)及未再結(jié)晶區(qū)內(nèi)應(yīng)變累積的百分?jǐn)?shù)，選擇合適的精軋溫度區(qū)間是確定TMCP工藝的關(guān)鍵。因此采用表4所示的試驗(yàn)鋼在東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室的ф300mm多功能實(shí)驗(yàn)軋機(jī)上進(jìn)行控軋控冷試驗(yàn)確定精軋工藝參數(shù)和軋后冷卻工藝參數(shù)。試驗(yàn)采用的壓下規(guī)程如表5所示。階段道次輥縫mm壓下量△hmm變形量%總變形量%80Ⅰ1651518.7543.752551015.383451018.18Ⅱ438715.5664.445281026.31622621.42718418.18816211.11表5Q345鋼控軋?jiān)囼?yàn)壓下規(guī)程為了提高精軋階段奧氏體部分再結(jié)晶區(qū)及未再結(jié)晶區(qū)圖22控軋溫度與力學(xué)性能的關(guān)系

圖23終軋溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

主要試驗(yàn)結(jié)果及分析圖22控軋溫度與力學(xué)性能的關(guān)系圖23終軋溫度對(duì)力學(xué)

圖24不同精軋溫度區(qū)間控軋時(shí)的室溫組織控軋溫度：a—800℃b—880℃c—950℃

終軋溫度：a—756℃b—822℃c—884℃序號(hào)控軋溫度（℃）終軋溫度（℃）屈服強(qiáng)度（Mpa）抗拉強(qiáng)度（Mpa）室溫AKV（J）橫縱a800756371.39548.12106193b880822396.17568.92117229.5c950884389.74544.4158116.5表6試驗(yàn)鋼不同精軋溫度區(qū)間控軋時(shí)的力學(xué)性能abc圖24不同精軋溫度區(qū)間控軋時(shí)的室溫組織序號(hào)控軋溫度

圖25試驗(yàn)鋼精軋階段累積形變量與強(qiáng)度和沖擊功的關(guān)系

從圖25可以看出：屈服強(qiáng)度隨累積變形量的增加而增加，尤其是當(dāng)累積變形量達(dá)到70%時(shí)，屈服強(qiáng)度升高約30MPa，達(dá)到380MPa左右；隨累積變形量的增加沖擊值幾乎呈線性遞增，可見(jiàn)增加精軋階段的累積變形量對(duì)提高Q345鋼的沖擊韌性非常有效。

圖25試驗(yàn)鋼精軋階段累積形變量與強(qiáng)度和沖擊功的關(guān)系

圖26不同累積變形量試樣的金相照片其中（a）38%；（b）55%；（c）66%；（d）73%圖26不同累積變形量試樣的金相照片

為了把握軋后冷卻制度對(duì)Q345鋼力學(xué)性能的影響規(guī)律，按表5所示壓下規(guī)程在Φ300mm軋機(jī)上進(jìn)行了控軋控冷綜合試驗(yàn)。試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能和室溫組織如表7和圖27所示：試樣號(hào)屈服強(qiáng)度MPa抗拉強(qiáng)度MPa斷后伸長(zhǎng)率δ5％橫向室溫沖擊功Akv，J縱向室溫沖擊功Akv，J143058630761242435586267410334285962872130表7試驗(yàn)鋼控軋控冷試樣的力學(xué)性能

圖27試驗(yàn)鋼控冷材的室溫組織為了把握軋后冷卻制度對(duì)Q345鋼力學(xué)性能的影響規(guī)律，圖28不同冷卻速度下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

abc圖29不同冷卻速度下試驗(yàn)鋼的室溫組織（a）30℃/s（b）20℃/s（c）10℃/s圖28不同冷卻速度下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能abc圖29圖30終冷溫度對(duì)對(duì)強(qiáng)度的影響從圖30可以看出：終冷溫度>700℃時(shí)，隨終冷溫度的升高，屈服強(qiáng)度降低，在試驗(yàn)的溫度范圍內(nèi)，大約降低30-40Mpa，但都滿足標(biāo)準(zhǔn)要求。從圖31可以看出：Q345鋼的貝氏體形成溫度范圍比較寬，當(dāng)終冷溫度或鋼板瞬間冷卻溫度低于600℃至400℃之間，均有可能形成貝氏體，因此普通級(jí)別Q345鋼板，比較適宜的終冷溫度應(yīng)為650-700℃。圖31Q345鋼的動(dòng)態(tài)CCT曲線圖30終冷溫度對(duì)對(duì)強(qiáng)度的影響從圖30可以看出：終冷溫度工業(yè)試驗(yàn)及TMCP工藝的確定鋼種CSiMnPSQ3450.15-0.180.34-0.401.26-1.380.019-0.0200.015-0.022

表8工業(yè)試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分，Wt%編號(hào)待溫厚度mm成品厚度mmⅡ階段開(kāi)冷溫度,℃終冷溫度,℃冷卻速度,℃/S控軋溫度,℃終軋溫度,℃013012860750729677-0250208458037896622.90360208307557166441.60480208367527356202.40540208268167856513.10660208307427176012.7表9Q345鋼工業(yè)試驗(yàn)TMCP工藝參數(shù)工業(yè)試驗(yàn)及TMCP工藝的確定鋼種CSiMnPSQ3450.1工藝編號(hào)晶粒度/級(jí)帶狀物/級(jí)σsMPaσbMPa延伸率δ5%室溫Akv，J0℃Akv，J-20℃Akv，J時(shí)效沖擊韌性，J冷彎性能180℃縱橫縱橫縱橫縱橫縱橫縱橫縱橫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工業(yè)試驗(yàn)鋼的組織和力學(xué)性能工藝編號(hào)晶粒度帶狀物σsσb延伸率室溫0℃-20℃時(shí)效沖擊韌

結(jié)合首鋼3500mm中厚板軋機(jī)的改造，就傳統(tǒng)Q345系列中厚鋼板的TMCP進(jìn)行了比較深入的研究，圍繞TMCP工藝技術(shù)的核心－晶粒組織細(xì)化、得出如下結(jié)論：（1）采用再結(jié)晶方法細(xì)化奧氏體晶粒時(shí)，高溫再結(jié)晶區(qū)的道次變形量宜控制在10～20％，低溫區(qū)宜控制在20～30％，最大道次壓下量≤30mm。這有利于再結(jié)晶過(guò)程的充分進(jìn)行，避免混晶形成，減少相變后生成魏氏組織的幾率；（2）采用形變誘導(dǎo)相變方法細(xì)化鐵素體晶粒時(shí)，降低進(jìn)精軋溫度或增加待溫厚度，有利于提高有效累積應(yīng)變量，促進(jìn)鐵素體形核、增強(qiáng)相變驅(qū)動(dòng)力，獲得均勻細(xì)小的鐵素體+珠光體組織，推薦的較好精軋溫度區(qū)間為880～820℃，待溫厚度為2～2.5倍成品厚度；（3）采用加速冷卻促進(jìn)鐵素體相變時(shí)，為避免過(guò)量的脆性相形成而導(dǎo)致鋼材塑韌性降低，推薦的較好冷卻速度為5～15℃/S，終冷溫度為650～700℃。Q345系列中厚鋼板的TMCP工藝要點(diǎn)Q345系列中厚鋼板的TM

圖44

各種機(jī)械熱處理工藝與傳統(tǒng)工藝的對(duì)比

TMR－熱機(jī)械軋制；L－L處理（中間淬火）；R－熱軋；AC－加速冷卻

CR－控制軋制；N－正火；DQ－直接淬火；RQ－再加熱淬火；T－回火4.2控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用圖44

直接淬火（DQ-T）工藝：是指鋼板熱軋終了后在軋制作業(yè)線上實(shí)現(xiàn)直接淬火、回火的新工藝，這種工藝有效地利用了軋后余熱，有機(jī)地將變形與熱處理工藝相結(jié)合，從而有效地改善鋼材的綜合性能，即在提高強(qiáng)度的同時(shí)，保持較好的韌性。

直接淬火工藝的類(lèi)型：區(qū)別于離線的再加熱淬火、回火工藝(RQ-T)，直接淬火工藝根據(jù)控制軋制溫度的不同可以分為：“再結(jié)晶控軋直接淬火”(DQ-T)、“未再結(jié)晶控軋直接淬火”(CR-DQ-T)和“再結(jié)晶控軋直接淬火＋兩相區(qū)淬火”(DQ-L-T)三種不同的工藝類(lèi)型。直接淬火工藝的工業(yè)應(yīng)用：由于直接淬火工藝能得到比再加熱淬火更加優(yōu)良的強(qiáng)度和韌性配合，20世紀(jì)90年代以來(lái)，該工藝在各鋼鐵工業(yè)發(fā)達(dá)國(guó)家得到了迅速發(fā)展，以直接淬火為代表的各種TMCP工藝在船用鋼板、管線鋼、海岸建設(shè)用鋼以及建筑用鋼的生產(chǎn)中都得到了廣泛的應(yīng)用。4.2控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用4.2.1直接淬火工藝直接淬火（DQ-T）工藝：是指鋼板熱軋終了后在軋制作業(yè)直接淬火設(shè)備應(yīng)滿足的要求：(l)由于直接淬火設(shè)備為在線設(shè)置，這就要求設(shè)備必須具有雙重功能，既要能勝任熱處理要求，又要能勝任快速冷卻要求。因此，淬火設(shè)備必須具有較大的工作范圍，能適應(yīng)各類(lèi)鋼種熱處理及快速冷卻的需要。(2)直接淬火需求的冷卻速率大，這就要求該設(shè)備的冷卻能力要比常規(guī)的快速冷卻設(shè)備能力大，一般得比正常值大15%左右。(3)為了防止鋼板撓曲，在冷卻過(guò)程中鋼板上下表面的冷卻條件要盡量趨于一致。一般的熱處理設(shè)備多采用鋼板上表面限制輥方式來(lái)減輕鋼板撓曲及浪形程度，但限制輥的使用往往又影響冷卻控制精度，因此要盡量減少限制輥的數(shù)量。(4)為了使鋼板的力學(xué)性能具有較高的均勻性和保證獲得良好的板形，還要求該設(shè)備具有較高的冷卻均勻性。直接淬火設(shè)備應(yīng)滿足的要求：4.2控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用4.2.2高性能鋼材品種的開(kāi)發(fā)4.2控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用4.2.2高性能鋼材品種的奧氏體狀態(tài)：蓄積能量奧氏體晶粒尺寸的大??；奧氏體內(nèi)蓄積能量的高低；奧氏體內(nèi)部缺陷的多少。奧氏體狀態(tài)控制：奧氏體相變條件的控制：通過(guò)控制開(kāi)始冷卻溫度、冷卻速度、冷卻終止溫度、冷卻路徑等，最終實(shí)現(xiàn)相變類(lèi)型、相變產(chǎn)物形態(tài)的控制。鐵素體、珠光體相變貝氏體相變馬氏體相變鐵素體、貝氏體相變相變方向4.2控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用4.2.3高性能鋼材品種的開(kāi)發(fā)奧氏體狀態(tài)：蓄積能量奧氏體晶粒尺寸的大??；奧氏體狀態(tài)控制：奧

依據(jù)現(xiàn)代軋制過(guò)程特點(diǎn)（連續(xù)大變形、高應(yīng)變速率、短間歇時(shí)間、低變形溫度）和冷卻過(guò)程特點(diǎn)（變形后短時(shí)間內(nèi)立即進(jìn)入冷卻區(qū)，高冷卻速率），從溫度軸和時(shí)間軸兩方面考慮，提出低碳超細(xì)晶粒鋼的強(qiáng)化機(jī)制：利用軋制過(guò)程得到形變硬化的奧氏體，再通過(guò)快速冷卻過(guò)程對(duì)形變奧氏體的相變進(jìn)行有效控制，實(shí)現(xiàn)細(xì)晶強(qiáng)化和相變強(qiáng)化，可以得到綜合性能滿足工業(yè)應(yīng)用的超細(xì)晶粒鋼。

超細(xì)晶粒鋼（超級(jí)鋼）依

隨著汽車(chē)工業(yè)的高速發(fā)展，汽車(chē)尾氣排放對(duì)生存環(huán)境的負(fù)面影響日益嚴(yán)重，再加上人們對(duì)汽車(chē)碰撞安全性要求的不斷提高，如何在保證安全、舒適的前提下使車(chē)身減重是解決這一系列問(wèn)題的關(guān)鍵。因此，車(chē)體結(jié)構(gòu)的高強(qiáng)度化和“以空代實(shí)”構(gòu)件的廣泛應(yīng)用，推動(dòng)了高成形性高強(qiáng)度鋼材的研究開(kāi)發(fā)。

ULSAB-AVC超輕鋼車(chē)身-新型概念車(chē)

內(nèi)高壓成形工藝生產(chǎn)的部分汽車(chē)零部件

2.2相變強(qiáng)化多相組織高強(qiáng)度鋼隨著汽車(chē)工業(yè)的高速發(fā)展，汽車(chē)尾氣排放對(duì)生存環(huán)境

由于ULSAB研究項(xiàng)目的示范作用，車(chē)體輕量化技術(shù)研究的不斷深化，汽車(chē)車(chē)身結(jié)構(gòu)所用鋼材的強(qiáng)度級(jí)別呈逐年增高的趨勢(shì)，為達(dá)到更高的強(qiáng)度和成形性能要求，已開(kāi)始大量使用相變強(qiáng)化型的多相組織高強(qiáng)度鋼，其典型鋼種有低碳貝氏體鋼、DP鋼（雙相鋼）和TRIP鋼（相變誘發(fā)塑性鋼）等。DP鋼變形時(shí)，分散在軟相中的硬相會(huì)引起高的加工硬化速率；TRIP鋼變形時(shí)殘余奧氏體發(fā)生馬氏體相變，進(jìn)一步提高了高應(yīng)變時(shí)的硬化速率。TRIP在低變形量時(shí)，其硬化速率低于DP鋼，但是這種硬化速率將持續(xù)到高應(yīng)變階段，而DP鋼的硬化速率在高應(yīng)變階段變化不顯著。

由于ULSAB研究項(xiàng)目的示范作用，車(chē)體輕量化技術(shù)研究的不雙相鋼（DP鋼）雙相鋼的顯微組織是軟相鐵素體和（體積分?jǐn)?shù)依賴(lài)于強(qiáng)度）的硬相（通常是馬氏體）組成；軟的鐵素體相通常是連續(xù)的，賦予該鋼優(yōu)良的塑性。當(dāng)它變形時(shí)，變形是集中在低強(qiáng)度的鐵素體相，因而這種鋼顯示出很高的加工硬化率。JSTP，1038，F(xiàn)4DP鋼與HSLA鋼的力學(xué)性能比較雙相鋼（DP鋼）雙相鋼的顯微組織是軟相鐵素體和（體積分?jǐn)?shù)依賴(lài)連續(xù)的鐵素體基體；分散的硬質(zhì)第二相：馬氏體和（或）貝氏體該鋼還含有殘余奧氏體，體積分?jǐn)?shù)大于5％；典型：50％鐵素體，35％貝氏體，15％奧氏體。化學(xué)成分：C：0.1～0.4%,Mn：1.0～2.0%，Si：1.0～2.0%，Cr,Nb,Mo,….微量JSTP，1038，F(xiàn)4相變誘發(fā)塑性效應(yīng)：是指鋼中穩(wěn)定存在的殘余奧氏體在變形過(guò)程中向馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)發(fā)生了相變強(qiáng)化，同時(shí)使塑性提高。相變誘發(fā)塑性鋼（TRIP鋼）連續(xù)的鐵素體基體；JSTP，1038，F(xiàn)4相變誘TRIP鋼板與其它高強(qiáng)鋼板的力學(xué)性能比較DP鋼變形時(shí)，分散在軟相中的硬相會(huì)引起高的加工硬化速率；TRIP鋼變形時(shí)殘余奧氏體發(fā)生馬氏體相變，進(jìn)一步提高了高應(yīng)變時(shí)的硬化速率。TRIP在低變形量時(shí)，其硬化速率低于DP鋼，但是這種硬化速率將持續(xù)到高應(yīng)變階段，而DP鋼的硬化速率在高應(yīng)變階段變化不顯著。

TRIP鋼板與其它高強(qiáng)鋼板的力學(xué)性能比較DP鋼變形時(shí)，ArBFTRIP鋼的顯微組織為：鐵素體＋片狀（或板條狀）貝氏體＋殘余奧氏體的多相組織

TRIP鋼的顯微組織ArBFTRIP鋼的顯微組織為：鐵素體＋片狀（或板條狀）貝氏鋼材組織-性能預(yù)報(bào)與控制技術(shù)：在鋼材新產(chǎn)品的研究開(kāi)發(fā)過(guò)程中，利用現(xiàn)代化的信息處理手段及相關(guān)物理冶金學(xué)模型，對(duì)鋼材生產(chǎn)中的各種金屬學(xué)現(xiàn)象，如奧氏體再結(jié)晶，奧氏體向鐵素體、珠光體和貝氏體的相變等，進(jìn)行計(jì)算機(jī)模擬，預(yù)測(cè)產(chǎn)品的組織狀態(tài)和力學(xué)性能，即采用組織－性能預(yù)報(bào)與控制技術(shù)使鋼材研究過(guò)程模型化、定量化、智能化、信息化，實(shí)現(xiàn)鋼材生產(chǎn)的精確化和定量化控制，達(dá)到優(yōu)化工藝、優(yōu)化成分，減少盲目性、減少試驗(yàn)量、縮短研究開(kāi)發(fā)周期的目的。4.2.3鋼材組織-性能預(yù)報(bào)與控制技術(shù)4.2控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用鋼材組織-性能預(yù)報(bào)與控制技術(shù)：在鋼材新產(chǎn)品的研究開(kāi)發(fā)過(guò)程中，熱力模擬實(shí)驗(yàn)實(shí)驗(yàn)室熱軋實(shí)驗(yàn)沉淀析出變形抗力模型再結(jié)晶與應(yīng)變積累相變研究熱軋工藝制度制定信息反饋模型參數(shù)修正工業(yè)軋制實(shí)驗(yàn)信息反饋模型參數(shù)修正確定模型參數(shù)熱力學(xué)理論動(dòng)力學(xué)理論物理冶金數(shù)學(xué)模型模型結(jié)構(gòu)設(shè)備條件基本物理冶金數(shù)學(xué)模型的建立熱力模擬實(shí)驗(yàn)實(shí)驗(yàn)室熱軋實(shí)驗(yàn)沉淀變形抗力模型再結(jié)晶與相變研究熱

鋼材組織-性能預(yù)報(bào)與控制技術(shù)的主要內(nèi)容鋼材組織-性能預(yù)報(bào)與控制技術(shù)的主要內(nèi)容TheEnd!ThankYou!TheEnd!ThankYou!演講完畢，謝謝觀看！演講完畢，謝謝觀看！

控制軋制與控制冷卻

主要內(nèi)容

鋼材的質(zhì)量性能軋制過(guò)程中的組織性能變化規(guī)律軋制過(guò)程中的組織性能控制控軋控冷技術(shù)的新進(jìn)展主要內(nèi)容1.1性能指標(biāo)性能指標(biāo)韌塑性影響因素強(qiáng)塑指標(biāo)沖擊韌性冷彎性能焊接性能1.1性能指標(biāo)性能指標(biāo)韌塑性強(qiáng)塑指標(biāo)沖擊韌性冷彎性能焊接性能韌塑性影響因素合金元素：H：會(huì)引起氫脆和延遲斷裂（高強(qiáng)鋼、強(qiáng)板、高建等）細(xì)化晶粒增加壓下（缺陷焊合）組織：1）鑄坯

2）熱軋組織3）碳化物分布坯料停放韌塑性合金元素：H：會(huì)引起氫細(xì)化晶粒組織：1）鑄坯▲拉伸時(shí)的韌性斷裂:頸縮為前導(dǎo).▲應(yīng)變硬化產(chǎn)生的強(qiáng)度增加不足以補(bǔ)償截面積的減少,產(chǎn)生集中變形,出現(xiàn)細(xì)頸.▲細(xì)頸中心為三向拉應(yīng)力狀態(tài),形成顯微空洞,長(zhǎng)大并聚合成裂紋,沿與拉伸垂直的方向擴(kuò)展成中央裂紋,最后在細(xì)頸邊緣處沿與拉伸軸成45°方向剪斷,形成”杯錐斷口”圖4杯錐型斷口形成過(guò)程韌性斷口的形成過(guò)程▲拉伸時(shí)的韌性斷裂:頸縮為前導(dǎo).圖4杯錐型斷口形成過(guò)程韌韌性斷裂的形成原因韌性斷裂多起源于空洞，這是由于鋼材在熔煉過(guò)程中混入氧化物、硫化物等夾雜物粒子以及某些難變形的第二相粒子造成的。當(dāng)鋼材基體變形時(shí)，在夾雜物或二相粒子的相界面上產(chǎn)生強(qiáng)烈的附加拉應(yīng)力，若界面的結(jié)合力弱，則很容易產(chǎn)生剝離，于是就在相界面上產(chǎn)生空洞。夾雜物及二相粒子的數(shù)量、幾何形狀、大小及其與基體結(jié)合的強(qiáng)度是影響斷裂的重要參數(shù)。韌性斷裂的形成原因韌性斷裂多起源于空洞，這是由于鋼材在

缺陷的焊合球形缺陷橢圓形拉長(zhǎng)不同壓下道次下縮孔變形圖(a)(c)(b)鋼板的厚度同為130mm時(shí)，采用大壓下、正常壓下和輕壓下時(shí)，縮孔的焊合情況截然不同。采用大壓下時(shí)縮孔在第4道次被焊合，而采用輕壓下時(shí)縮孔在第7道次被焊合，可見(jiàn)適當(dāng)加大高溫區(qū)的壓下量有利于內(nèi)部缺陷的焊合。

焊合缺陷的焊合球形缺陷橢圓形拉長(zhǎng)

拉伸斷口拉伸斷口截面內(nèi)出現(xiàn)的分層拉伸斷口側(cè)面上出現(xiàn)的分層

原因分析：(1)化學(xué)成分：碳、錳及硫、磷含量，微合金元素的有無(wú)等；(2)鑄坯質(zhì)量：坯型及鑄坯中心偏析級(jí)別的高低等；(3)加熱制度：加熱溫度的高低、加熱時(shí)間的長(zhǎng)短，表面及芯部的溫差等：(4)變形制度：再結(jié)晶區(qū)道次變形量的大小，變形的滲透程度等。拉伸斷口拉伸斷口截面內(nèi)出現(xiàn)的分層拉伸斷口側(cè)面上出現(xiàn)的分層1.2金屬材料強(qiáng)化的主要機(jī)制

位錯(cuò)強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化、亞晶強(qiáng)化、織構(gòu)強(qiáng)化等。但實(shí)用鋼材的強(qiáng)化并不是由單一的強(qiáng)化機(jī)制決定，在大多數(shù)情況下，由幾種機(jī)制疊加獲得。1.2金屬材料強(qiáng)化的主要機(jī)制位錯(cuò)強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化、在板帶軋制過(guò)程中，如能有效控制這些碳、氮化合物的析出行為（數(shù)量、大小、形狀和分布狀態(tài)等），則可以充分發(fā)揮微合金化元素對(duì)鋼材施行細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化的雙重作用。鈮、釩、鈦三種微合金元素對(duì)鐵素體/珠光體鋼晶粒細(xì)化、沉淀強(qiáng)化的影響規(guī)律如下圖所示。

1.2.1鈮、釩、鈦微合金化元素在鋼中的作用在板帶軋制過(guò)程中，如能有效控制這些碳、氮化合物的析出行鈮、釩、鈦對(duì)鐵素體/珠光體鋼脆性轉(zhuǎn)變溫度的影響鈮、釩、鈦對(duì)鐵素體/珠光體鋼脆性轉(zhuǎn)變溫度的影響

圖5.0.10%C,1.22%Mn,0.02%Nb鋼在0.6Tm以上溫度變形時(shí)的應(yīng)力－應(yīng)變曲線

鋼材熱變形時(shí)的應(yīng)力－應(yīng)變曲線規(guī)律2.1鋼材熱變形過(guò)程中的硬化、軟化和組織結(jié)構(gòu)變化2、軋制過(guò)程中的組織性能的變化（1）變形速率不變時(shí)，同一應(yīng)變條件下，變形溫度越高，所對(duì)應(yīng)的真應(yīng)力越低2）變形速率越低，所對(duì)應(yīng)的真應(yīng)力也越低，且真應(yīng)力的峰值向真應(yīng)力變小的方向移動(dòng)3）隨應(yīng)變的增加，曲線呈現(xiàn)由高變低并逐漸趨于穩(wěn)定的形態(tài)圖5.0.10%C,1.22%Mn,0.02%Nb鋼在0

再結(jié)晶奧氏體的長(zhǎng)大過(guò)程圖9Q345鋼不同停隔時(shí)間的奧氏體組織圖10奧氏體晶粒的長(zhǎng)大過(guò)程abcdef2.1鋼材熱變形后的靜態(tài)再結(jié)晶過(guò)程再結(jié)晶奧氏體的長(zhǎng)大過(guò)程圖9Q345鋼不同停隔時(shí)間的奧氏再結(jié)晶奧氏體的長(zhǎng)大過(guò)程

從圖9和圖10可以看出：變形結(jié)束后隨停隔時(shí)間的延長(zhǎng)，沿著原來(lái)的奧氏體晶界，再結(jié)晶核心不斷形成，在形變儲(chǔ)存能的驅(qū)動(dòng)下形變奧氏體發(fā)生再結(jié)晶的數(shù)量不斷增加，奧氏體平均晶粒尺寸不斷減小，當(dāng)奧氏體平均晶粒尺寸達(dá)到最小值時(shí)說(shuō)明再結(jié)晶過(guò)程完成。其后隨時(shí)間的延長(zhǎng)，再結(jié)晶奧氏體逐漸長(zhǎng)大，達(dá)到某一閥值時(shí)趨于穩(wěn)定。由于試樣心部和邊部變形不均勻程度的差別，再結(jié)晶完成的時(shí)間略有差別。另外，還可以看出，隨待溫冷卻速度的變化，奧氏體平均晶粒尺寸無(wú)明顯變化，因?yàn)樵谠俳Y(jié)晶過(guò)程中過(guò)冷度不是影響奧氏體晶粒大小的主要因素，所以不能采用增加過(guò)冷度的方法細(xì)化再結(jié)晶晶粒。再結(jié)晶奧氏體的長(zhǎng)大過(guò)程從圖9和圖10可以看出：

再結(jié)晶行為對(duì)組織性能的影響圖11變形量對(duì)強(qiáng)度的影響圖12變形量對(duì)沖擊功的影響

在1000℃以上的高溫再結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)，Q345鋼的屈服強(qiáng)度和沖擊功均比950℃以下的低溫區(qū)軋制時(shí)低。以軋制溫度同為1050℃而變形量不同的試樣為例，當(dāng)變形量由10%增加到40%時(shí)，屈服強(qiáng)度并沒(méi)有上升，反而呈下降趨勢(shì)，橫向沖擊值很低且隨變形量的增加無(wú)明顯變化；在950℃以下的低溫區(qū)軋制時(shí)，不僅整體力學(xué)性能比高溫區(qū)軋制時(shí)高，而且道次變形量對(duì)力學(xué)性能的影響比較顯著，隨變形量增加，屈服強(qiáng)度和沖擊值都呈上升趨勢(shì)，軋制溫度越低，上升的趨勢(shì)越顯著。再結(jié)晶行為對(duì)組織性能的影響圖11變形量對(duì)強(qiáng)度的影響圖12

靜態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量為了使再結(jié)晶能夠充分進(jìn)行，則所給予的壓下率必須大于對(duì)應(yīng)條件下靜態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量。該值隨鋼種和變形條件的不同彼此相差很大。普碳鋼的臨界變形量很小，且與溫度的關(guān)系很弱，即普碳鋼在較小的變形量、較寬的溫度范圍內(nèi)均容易產(chǎn)生再結(jié)晶。而含鈮鋼的臨界變形量卻較大，在950℃以下的溫度區(qū)域內(nèi)要使含鈮鋼完成再結(jié)晶是很困難的。2.2鋼材熱變形后的靜態(tài)再結(jié)晶過(guò)程靜態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量為了使再結(jié)晶能夠充分進(jìn)行，軋制后奧氏體晶粒鐵素體形核相變后控冷后形變硬化的鐵素體變形區(qū)晶粒邊界位錯(cuò)亞晶邊界晶粒長(zhǎng)大水淬

奧氏體/鐵素體相變行為2.3奧氏體/鐵素體相變規(guī)律及形變誘導(dǎo)相變軋制后奧鐵素體相變后控冷后形變硬化的鐵素體變形區(qū)晶粒邊界位錯(cuò)

奧氏體/鐵素體相變開(kāi)始溫度鐵素體相變開(kāi)始溫度除了與鋼材的化學(xué)成分有關(guān)外還與軋制變形條件和軋后冷卻速度有關(guān)，鋁鎮(zhèn)靜鋼的一般規(guī)律是：在高溫再結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)，隨軋制溫度的降低，鐵素體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度升高；在低溫未再結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)，鐵素體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度隨軋制溫度的降低而降低。2.3奧氏體/鐵素體相變規(guī)律及形變誘導(dǎo)相變奧氏體/鐵素體相變開(kāi)始溫度鐵素體相變開(kāi)始溫度除了與鋼材的

奧氏體/鐵素體相變形態(tài)熱加工鋼材的奧氏體/鐵素體相變形態(tài)示意圖奧氏體/鐵素體相變形態(tài)熱加工鋼材的奧氏體/鐵素體IA型：熱軋過(guò)程中奧氏體始終都發(fā)生再結(jié)晶，且再結(jié)晶后奧氏體晶粒具有明顯的長(zhǎng)大趨勢(shì)，當(dāng)相變前粗化的奧氏體晶粒小于或等于N0.5級(jí)時(shí)，在冷卻的過(guò)程中先共析的鐵素體晶粒主要在奧氏體晶界上形核，并以片狀的方式向晶粒內(nèi)長(zhǎng)大而形成魏氏組織。IB型：熱軋過(guò)程中奧氏體始終都發(fā)生再結(jié)晶，但相變前的奧氏體晶粒大于N0.6級(jí)或更為細(xì)小時(shí)，奧氏體晶界是鐵素體的主要形核位置，由于奧氏體晶粒細(xì)小晶界的有效面積較大，相變后可以獲得具有等軸鐵素體加少量珠光體的均勻組織。Ⅱ型：熱軋過(guò)程處于奧氏體未再結(jié)晶的溫度區(qū)域，軋制變形后的奧氏體不再發(fā)生再結(jié)晶，如果是多道次變形則道次間的應(yīng)變是可以累積的，相變過(guò)程中鐵素體晶粒在形變的奧氏體晶界和晶內(nèi)的形變帶上同時(shí)形核，鐵素體的形核速度顯著增大，相變后可以獲得均勻細(xì)小的鐵素體加少量珠光體組織，鐵素體晶粒的大小取決于累積應(yīng)變的數(shù)量。過(guò)渡型：熱軋過(guò)程處于奧氏體部分再結(jié)晶的溫度區(qū)域，軋制變形后的相變過(guò)程介于Ⅰ型和Ⅱ型轉(zhuǎn)變之間，其相變產(chǎn)物可能會(huì)出現(xiàn)下列兩種情況：（1）大部分奧氏體晶粒按IB型轉(zhuǎn)變形成細(xì)小的鐵素體和珠光體，其余部分是未再結(jié)晶奧氏體晶粒相變后形成魏氏組織和珠光體；（2）部分變形量大的未再結(jié)晶奧氏體晶粒按Ⅱ型轉(zhuǎn)變形成細(xì)小的鐵素體和珠光體，而另一部分變形量小的奧氏體則轉(zhuǎn)變成魏氏組織和珠光體。IA型：熱軋過(guò)程中奧氏體始終都發(fā)生再結(jié)晶，且再結(jié)晶后奧氏體

形變誘導(dǎo)奧氏體/鐵素體相變的特征

Ⅰ型相變是一種不局限于軋材，即便由單純的加熱和冷卻也能引起的普通相變形態(tài)，而Ⅱ型相變（形變誘導(dǎo)相變）是在無(wú)應(yīng)變熱平衡溫度以上就生成了鐵素體，因而相對(duì)地增加了鐵素體的形核數(shù)和生成量，還能使珠光體的體積百分?jǐn)?shù)降低。由于鐵素體的強(qiáng)制相變，將使鋼中的碳只能在殘余的微小區(qū)域內(nèi)極度濃縮，在鐵素體晶粒細(xì)化的同時(shí)，珠光體也得到細(xì)化，濃縮區(qū)的淬透性提高，從而增加了生成類(lèi)珠光體、貝氏體、馬氏體等低溫相變產(chǎn)物的可能性。形變誘導(dǎo)奧氏體/鐵素體相變的特征Ⅰ型相變是一種不局限

奧氏體晶粒尺寸對(duì)CCT曲線的影響隨奧氏體晶粒變細(xì)，整個(gè)曲線向上、向左方向移動(dòng)

奧氏體未再結(jié)晶變形量對(duì)CCT曲線的影響－－42％；－?－27％；——0％隨奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形量的增大，整個(gè)曲線向上、向左方向移動(dòng)動(dòng)態(tài)CCT曲線的測(cè)定奧氏體晶粒尺寸對(duì)CCT曲線的影響隨奧氏體晶粒變細(xì)，奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形溫度對(duì)CCT曲線的影響－－900℃；－?－850℃；——800℃

隨奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形溫度的降低，整個(gè)曲線向上、向左方向移動(dòng)Q345鋼低冷卻速率范圍內(nèi)的動(dòng)態(tài)CCT曲線

由圖可見(jiàn)，Q345鋼的貝氏體形成溫度范圍比較寬，應(yīng)注意終了冷卻溫度的控制動(dòng)態(tài)CCT曲線的測(cè)定奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形溫度對(duì)CCT曲線的影響－－900℃；

控制軋制和控制冷卻就是在調(diào)整鋼材化學(xué)成分的基礎(chǔ)上，通過(guò)對(duì)軋制過(guò)程中的溫度制度、變形制度和軋后冷卻制度等進(jìn)行有效控制，顯著改善鋼材微觀組織并使其獲得良好綜合力學(xué)性能的軋制新技術(shù)。

控軋控冷鋼材與常規(guī)軋制鋼和正火鋼相比，它不單純依賴(lài)合金元素，而是通過(guò)形變過(guò)程中對(duì)再結(jié)晶和相變行為的有效控制并結(jié)合軋后快速冷卻工藝，達(dá)到細(xì)化鐵素體晶粒組織、使鋼材強(qiáng)度和韌性同時(shí)提高的目的，而且在降低碳當(dāng)量的情況下能夠生產(chǎn)出相同強(qiáng)度級(jí)別的鋼材，從而使焊接性能也大大提高。3.鋼材軋制過(guò)程中的組織性能控制控制軋制和控制冷卻就是在調(diào)整鋼材化學(xué)成分的基礎(chǔ)上（1）奧氏體再結(jié)晶區(qū)變形階段t≥950℃

對(duì)加熱時(shí)粗化的奧氏體晶粒反復(fù)進(jìn)行軋制并反復(fù)再結(jié)晶后使之得到細(xì)化（2）奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形階段t＝950℃-Ar3

奧氏體晶粒沿軋制方向伸長(zhǎng)、壓扁，晶內(nèi)產(chǎn)生形變帶，這種加工硬化狀態(tài)的奧氏體具有促進(jìn)鐵素體相變形核作用（3）奧氏體＋鐵素體兩相區(qū)變形階段t<Ar3

相變后為大角度晶粒和亞晶粒的混合組織控軋控冷工藝的三階段及其組織變化

3.1控制軋制的基本類(lèi)型和工藝要點(diǎn)（1）奧氏體再結(jié)晶區(qū)變形階段t≥950℃控軋

（1）加熱溫度的控制當(dāng)鋼材加熱溫度超過(guò)1000℃以后，隨加熱溫度的升高奧氏體晶粒呈顯著的增大趨勢(shì)。因此，對(duì)普碳鋼加熱溫度宜控制在1050℃或更低些；對(duì)含鈮或含鈦的微合金化鋼，考慮到合金元素的充分固溶，可將加熱溫度控制在1150℃左右。合理控制鋼坯的在爐時(shí)間，減少鋼坯表面與芯部的溫差。加熱溫度對(duì)幾種鋼材奧氏體晶粒尺寸的影響3.2控軋控冷工藝主要參數(shù)的確定原則（1）加熱溫度的控制加熱溫度對(duì)幾種鋼材奧氏體晶粒尺寸的影響微合金化元素對(duì)碳錳鋼奧氏體晶粒長(zhǎng)大的影響微合金元素的影響注意：含釩鋼、含鋁鋼在加熱溫度達(dá)到1000℃以上時(shí)，奧氏體晶粒的長(zhǎng)大趨勢(shì)比普通C-Mn鋼還大，而含鈦鋼在常規(guī)的加熱溫度范圍內(nèi)均有抑制晶粒粗化的作用。微合金化元素對(duì)碳錳鋼奧氏體晶粒長(zhǎng)大的影響微合金元素的影響注意（2）軋制溫度的控制軋制溫度的控制主要是強(qiáng)調(diào)對(duì)精軋溫度區(qū)間的控制，精軋溫度越高，終軋溫度也越高，奧氏體晶粒越粗大，相變后易出現(xiàn)晶粒粗化及魏氏組織。通常要求最后幾道次的軋制溫度要適當(dāng)降低，使終軋溫度盡可能地接近奧氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變的溫度，對(duì)低碳結(jié)構(gòu)鋼約為830℃或更低些，對(duì)含鈮鋼可控制在730℃左右。（2）軋制溫度的控制（3）變形量的控制：通常要求在低溫區(qū)保證足夠的變形量，在再結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)，要求道次變形必須大于臨界變形量，并采用不間隔的連續(xù)軋制。由于普碳鋼的未再結(jié)晶區(qū)間很窄，為實(shí)現(xiàn)完全再結(jié)晶、避免混晶組織出現(xiàn)，必須充分重視道次變形量的設(shè)定，而含鈮鋼在720－950℃的較寬溫度區(qū)間內(nèi)應(yīng)變均可以累積，因此更重視總變形量的設(shè)定。（3）變形量的控制：

通常奧氏體/鐵素體相變結(jié)束后的平均晶粒尺寸與鐵素體形核速度I和鐵素體晶粒長(zhǎng)大速度G存在以下函數(shù)關(guān)系：

式中：I－鐵素體形核速度G－鐵素體晶粒長(zhǎng)大速度A、n－常數(shù)

從式中可以看出，要獲得細(xì)晶的鐵素體晶粒無(wú)非是增大鐵素體的形核速度I或降低鐵素體晶粒的長(zhǎng)大速度G。細(xì)化奧氏體晶粒和增加奧氏體的形變硬化程度，主要是通過(guò)增加晶界面積、位錯(cuò)密度和第二相界面等晶體缺陷來(lái)達(dá)到增大鐵素體形核密度進(jìn)而提高鐵素體形核速度的；而軋后加速冷卻卻是通過(guò)增加過(guò)冷度的方法來(lái)達(dá)到增大鐵素體形核驅(qū)動(dòng)力、提高鐵素體形核速度并兼?zhèn)浣档虯r3溫度、抑制鐵素體晶粒長(zhǎng)大的綜合效果。因此，鋼材控軋后的加速冷卻是獲得細(xì)晶粒鐵素體不可或缺的重要措施。（4）冷卻制度的控制通常奧氏體/鐵素體相變結(jié)束后的平均晶粒尺寸加速冷卻可提高相變驅(qū)動(dòng)力、降低Ar3溫度、使鐵素體細(xì)化；促使強(qiáng)韌的低碳貝氏體形成并呈小島狀彌散分布，提高鋼材強(qiáng)度；鐵素體細(xì)化的同時(shí)珠光體也得到細(xì)化，珠光體片層間距減小，帶狀組織基本消失；在不降低強(qiáng)度的前提下，可減少鋼中碳當(dāng)量，有利于改善焊接性能。加速冷卻的作用：加速冷卻可提高相變驅(qū)動(dòng)力、降低Ar3溫度、使鐵素體細(xì)化；加速

冷卻制度的控制主要包括冷卻開(kāi)始溫度、冷卻速度和冷卻終了溫度的合理控制：當(dāng)奧氏體的有效晶界面積較小，即終軋溫度較高，奧氏體晶粒比較粗大時(shí)，冷卻速度過(guò)快，會(huì)使鋼中的貝氏體含量顯著增大，雖然強(qiáng)度指標(biāo)會(huì)明顯提高，但塑、韌性會(huì)相對(duì)降低。因此，應(yīng)針對(duì)具體鋼種和具體的力學(xué)性能要求將冷卻速度控制在合理的范圍；對(duì)微合金化的熱軋鋼板冷卻終了溫度或卷取溫度的控制，應(yīng)結(jié)合具體鋼種，在充分把握不同終冷溫度下，沉淀相的數(shù)量、大小和分布狀態(tài)對(duì)相關(guān)力學(xué)性能的影響規(guī)律后，精確控制終冷溫度。

圖21冷卻速度對(duì)0.01C-1.5Mn-0.04Nb-0.09V鋼組織的影響Sv－奧氏體的有效晶界面積冷卻制度的控制主要包括冷卻開(kāi)始溫度、冷卻速度和冷卻終了溫（1）Q345系列中厚鋼板的TMCP工藝研究

在中厚板的產(chǎn)量中，Q345系列鋼所占比例最大、品種規(guī)格最多，在新的裝備條件下，如何合理應(yīng)用TMCP工藝、最大限度地挖掘其潛在性能，這是國(guó)內(nèi)中厚板企業(yè)共同關(guān)心的技術(shù)問(wèn)題。本課題結(jié)合首鋼3500mm軋機(jī)的改造，以Q345普碳鋼為對(duì)象，系統(tǒng)地研究了軋制過(guò)程中的奧氏體再結(jié)晶行為、應(yīng)變累積效應(yīng)和相變規(guī)律等，得出適用于造船、鍋爐、容器、橋梁等同類(lèi)品種鋼板的TMCP工藝。試驗(yàn)鋼取自80mm厚中間坯，化學(xué)成分如表4所示。熱模擬實(shí)驗(yàn)，在東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室的Gleeble1500實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行；熱軋?jiān)囼?yàn)，在配有水幕冷卻裝置的ф300mm多功能實(shí)驗(yàn)軋機(jī)上進(jìn)行；工業(yè)試驗(yàn)，在首鋼中板廠原3340mm機(jī)組和改造后的3500mm機(jī)組上進(jìn)行。

課題背景及試驗(yàn)條件表4試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分，wt%

成份牌號(hào)CMnSiSPQ345B0.171.480.350.0080.0213.3控軋控冷技術(shù)在板帶鋼生產(chǎn)中的應(yīng)用示例分析（1）Q345系列中厚鋼板的TMCP工藝研究

為了提高精軋階段奧氏體部分再結(jié)晶區(qū)及未再結(jié)晶區(qū)內(nèi)應(yīng)變累積的百分?jǐn)?shù)，選擇合適的精軋溫度區(qū)間是確定TMCP工藝的關(guān)鍵。因此采用表4所示的試驗(yàn)鋼在東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室的ф300mm多功能實(shí)驗(yàn)軋機(jī)上進(jìn)行控軋控冷試驗(yàn)確定精軋工藝參數(shù)和軋后冷卻工藝參數(shù)。試驗(yàn)采用的壓下規(guī)程如表5所示。階段道次輥縫mm壓下量△hmm變形量%總變形量%80Ⅰ1651518.7543.752551015.383451018.18Ⅱ438715.5664.445281026.31622621.42718418.18816211.11表5Q345鋼控軋?jiān)囼?yàn)壓下規(guī)程為了提高精軋階段奧氏體部分再結(jié)晶區(qū)及未再結(jié)晶區(qū)圖22控軋溫度與力學(xué)性能的關(guān)系

圖23終軋溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

主要試驗(yàn)結(jié)果及分析圖22控軋溫度與力學(xué)性能的關(guān)系圖23終軋溫度對(duì)力學(xué)

圖24不同精軋溫度區(qū)間控軋時(shí)的室溫組織控軋溫度：a—800℃b—880℃c—950℃

終軋溫度：a—756℃b—822℃c—884℃序號(hào)控軋溫度（℃）終軋溫度（℃）屈服強(qiáng)度（Mpa）抗拉強(qiáng)度（Mpa）室溫AKV（J）橫縱a800756371.39548.12106193b880822396.17568.92117229.5c950884389.74544.4158116.5表6試驗(yàn)鋼不同精軋溫度區(qū)間控軋時(shí)的力學(xué)性能abc圖24不同精軋溫度區(qū)間控軋時(shí)的室溫組織序號(hào)控軋溫度

圖25試驗(yàn)鋼精軋階段累積形變量與強(qiáng)度和沖擊功的關(guān)系

從圖25可以看出：屈服強(qiáng)度隨累積變形量的增加而增加，尤其是當(dāng)累積變形量達(dá)到70%時(shí)，屈服強(qiáng)度升高約30MPa，達(dá)到380MPa左右；隨累積變形量的增加沖擊值幾乎呈線性遞增，可見(jiàn)增加精軋階段的累積變形量對(duì)提高Q345鋼的沖擊韌性非常有效。

圖25試驗(yàn)鋼精軋階段累積形變量與強(qiáng)度和沖擊功的關(guān)系

圖26不同累積變形量試樣的金相照片其中（a）38%；（b）55%；（c）66%；（d）73%圖26不同累積變形量試樣的金相照片

為了把握軋后冷卻制度對(duì)Q345鋼力學(xué)性能的影響規(guī)律，按表5所示壓下規(guī)程在Φ300mm軋機(jī)上進(jìn)行了控軋控冷綜合試驗(yàn)。試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能和室溫組織如表7和圖27所示：試樣號(hào)屈服強(qiáng)度MPa抗拉強(qiáng)度MPa斷后伸長(zhǎng)率δ5％橫向室溫沖擊功Akv，J縱向室溫沖擊功Akv，J143058630761242435586267410334285962872130表7試驗(yàn)鋼控軋控冷試樣的力學(xué)性能

圖27試驗(yàn)鋼控冷材的室溫組織為了把握軋后冷卻制度對(duì)Q345鋼力學(xué)性能的影響規(guī)律，圖28不同冷卻速度下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

abc圖29不同冷卻速度下試驗(yàn)鋼的室溫組織（a）30℃/s（b）20℃/s（c）10℃/s圖28不同冷卻速度下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能abc圖29圖30終冷溫度對(duì)對(duì)強(qiáng)度的影響從圖30可以看出：終冷溫度>700℃時(shí)，隨終冷溫度的升高，屈服強(qiáng)度降低，在試驗(yàn)的溫度范圍內(nèi)，大約降低30-40Mpa，但都滿足標(biāo)準(zhǔn)要求。從圖31可以看出：Q345鋼的貝氏體形成溫度范圍比較寬，當(dāng)終冷溫度或鋼板瞬間冷卻溫度低于600℃至400℃之間，均有可能形成貝氏體，因此普通級(jí)別Q345鋼板，比較適宜的終冷溫度應(yīng)為650-700℃。圖31Q345鋼的動(dòng)態(tài)CCT曲線圖30終冷溫度對(duì)對(duì)強(qiáng)度的影響從圖30可以看出：終冷溫度工業(yè)試驗(yàn)及TMCP工藝的確定鋼種CSiMnPSQ3450.15-0.180.34-0.401.26-1.380.019-0.0200.015-0.022

表8工業(yè)試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分，Wt%編號(hào)待溫厚度mm成品厚度mmⅡ階段開(kāi)冷溫度,℃終冷溫度,℃冷卻速度,℃/S控軋溫度,℃終軋溫度,℃013012860750729677-0250208458037896622.90360208307557166441.60480208367527356202.40540208268167856513.10660208307427176012.7表9Q345鋼工業(yè)試驗(yàn)TMCP工藝參數(shù)工業(yè)試驗(yàn)及TMCP工藝的確定鋼種CSiMnPSQ3450.1工藝編號(hào)晶粒度/級(jí)帶狀物/級(jí)σsMPaσbMPa延伸率δ5%室溫Akv，J0℃Akv，J-20℃Akv，J時(shí)效沖擊韌性，J冷彎性能180℃縱橫縱橫縱橫縱橫縱橫縱橫縱橫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工業(yè)試驗(yàn)鋼的組織和力學(xué)性能工藝編號(hào)晶粒度帶狀物σsσb延伸率室溫0℃-20℃時(shí)效沖擊韌

結(jié)合首鋼3500mm中厚板軋機(jī)的改造，就傳統(tǒng)Q345系列中厚鋼板的TMCP進(jìn)行了比較深入的研究，圍繞TMCP工藝技術(shù)的核心－晶粒組織細(xì)化、得出如下結(jié)論：（1）采用再結(jié)晶方法細(xì)化奧氏體晶粒時(shí)，高溫再結(jié)晶區(qū)的道次變形量宜控制在10～20％，低溫區(qū)宜控制在20～30％，最大道次壓下量≤30mm。這有利于再結(jié)晶過(guò)程的充分進(jìn)行，避免混晶形成，減少相變后生成魏氏組織的幾率；（2）采用形變誘導(dǎo)相變方法細(xì)化鐵素體晶粒時(shí)，降低進(jìn)精軋溫度或增加待溫厚度，有利于提高有效累積應(yīng)變量，促進(jìn)鐵素體形核、增強(qiáng)相變驅(qū)動(dòng)力，獲得均勻細(xì)小的鐵素體+珠光體組織，推薦的較好精軋溫度區(qū)間為880～820℃，待溫厚度為2～2.5倍成品厚度；（3）采用加速冷卻促進(jìn)鐵素體相變時(shí)，為避免過(guò)量的脆性相形成而導(dǎo)致鋼材塑韌性降低，推薦的較好冷卻速度為5～15℃/S，終冷溫度為650～700℃。Q345系列中厚鋼板的TMCP工藝要點(diǎn)Q345系列中厚鋼板的TM

圖44

各種機(jī)械熱處理工藝與傳統(tǒng)工藝的對(duì)比

TMR－熱機(jī)械軋制；L－L處理（中間淬火）；R－熱軋；AC－加速冷卻

CR－控制軋制；N－正火；DQ－直接淬火；RQ－再加熱淬火；T－回火4.2控軋控冷新技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用圖44

直接淬火（DQ-T）工藝：是指鋼板熱軋終了后在軋制作業(yè)線上實(shí)現(xiàn)直接淬火、回火的新工藝，這種工藝有效地利用了軋后余熱，有機(jī)地將變形與熱處理工藝相結(jié)合，從而有效地改善鋼材的綜合性能，即在提高強(qiáng)度的同時(shí)，保持較好的韌性。

直接淬火工藝的類(lèi)型：區(qū)別于離線的再加熱淬火、回火工藝(RQ-T)，直接淬火工藝根據(jù)控制軋制溫度的不同可以分為：“再結(jié)晶控軋直接淬火”(DQ-T)、“未再結(jié)晶控軋直接淬火”(CR-DQ-T)和“再結(jié)晶控軋直接淬火＋兩相區(qū)淬火”(DQ-L-T)三種不同的工藝類(lèi)型。直接淬火工藝的工業(yè)應(yīng)用：由于直接淬火工藝能得到比再加熱淬火更加優(yōu)良的強(qiáng)度和韌性配合，20世紀(jì)90年代以來(lái)，該工藝在各鋼鐵工業(yè)發(fā)達(dá)國(guó)家得到了迅速發(fā)展，以直接淬火為代表的各種TMCP工藝在船用鋼板、管線鋼、海岸建設(shè)用鋼以及建筑用鋼