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1、3.3.热形变过程中组织的变化热形变过程中组织的变化3.1 3.1 控制轧制概念控制轧制概念 控控控控制制制制轧轧轧轧制制制制(Controlled (Controlled rolling)rolling)：热热轧轧过过程程中中通通过过对金属加热制度、变形制度和温度制度的合理控对金属加热制度、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粒组织，使钢材具有优异的综合力学性能的轧制新工艺。新工艺。TMCP(Thermo TMCP(Thermo Momechanical Momechanica
2、l Controlled Controlled Processing)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)轧制三个阶段：控冷作用：控制轧制的实质控制轧制的实质控制轧制的实质控制轧制的实质： (1)(1)尽可能降低加热温度，将开始轧制前的奥尽可能降低加热温度，将开始轧制前的奥氏氏体晶粒微细化。体晶粒微细化。 (2) (2)使中间温度区使中间温度区( (如
3、如900900 C C 以上以上) )的轧制道次程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序最佳化，通过反复再结晶使奥氏体晶粒微细化。化。 (3) (3)加大奥氏体未再结晶区的累积压下量，增加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。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：控制轧制机理：（1 1）Hall-PetchHall-Petch关系式：关系式： （1 1） （2 2）断口转变温度）断口转变温度FATT(Fracture Appearance FATT(Fracture Appearance Transition Temp
4、erature) Transition Temperature) ： (2) (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
5、。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 2）奥氏体未再结晶区控制轧制）奥氏体未再结晶区控制轧制( (又称为又称为型控型控制轧制制轧制) )条件：条件： 950 950 C CArAr3 3之间进行变形。之间进行变形。目的：目的： 晶粒沿轧制方向伸长，晶粒沿轧制方向伸长， 晶粒内部产生形晶粒内部产生形变带。晶界面积变带。晶界面积 ， 的形核密度的形核密度 ，进一步促，进一步促进了进了 晶粒的细化。晶粒的细化。(3) (3) ( + + ) )两相区轧制两相区轧制 条件：条件：ArAr3 3点以下轧制。点以下轧制。目
6、的：未相变目的：未相变 晶粒更加伸长，在晶内形成形变晶粒更加伸长，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部含有亚晶粒的 晶粒。晶粒。组织：大倾角晶粒和亚晶粒的混合组织。组织：大倾角晶粒和亚晶粒的混合组织。强度升高强度升高 ，脆性转变温度，脆性转变温度 （亚晶的出现亚晶的出现）。控制轧制三阶段示意图和各阶段的组织变化控制轧制三阶段示意图和各阶段的组织变化3.2 3.2 控制轧制工艺特点控制轧制工艺特点 (1) (1)控制加热温度控制加热温度
7、加热温度决定轧制前奥氏体晶粒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。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)(2)控制轧制温度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。变温度，起到相似于正火的作用。 低碳结构钢的终
8、轧温度低碳结构钢的终轧温度: :含含NbNb钢的终轧温度钢的终轧温度: :采用采用( ( + + ) )两相区轧制：要根据对钢材性能的两相区轧制：要根据对钢材性能的不同不同要求而确定其终轧温度。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。度升高，低温韧性得到改善。1 1）轧制不含）轧制不含NbNb的普通钢的普通钢 ：2 2）轧制含）轧制含NbNb钢钢 ：奥氏体区轧制奥氏体区轧制 原则
9、：原则：1) 1)连续轧制，不要间歇，尤连续轧制，不要间歇，尤其在其在 的高温侧的高温侧( (动态再结晶区动态再结晶区) )，使晶粒来不及长，使晶粒来不及长大；大； 2) 2)道次变形量应大于临界变形量，使全部晶道次变形量应大于临界变形量，使全部晶粒能进行再结晶。粒能进行再结晶。混晶现象：混晶现象： (4)(4)控制轧后冷却速度控制轧后冷却速度 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。同，钢材可以得到不同的组织和性能。3.3 3.3 控制
10、轧制的效应控制轧制的效应 (1)(1)使钢材的强度和低温韧性有较大幅度的改善。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：铁素体晶粒原理：细化晶粒。常规轧制工艺：铁素体晶粒7 78 8级；控制轧制工艺：铁素体晶粒可达级；控制轧制工艺：铁素体晶粒可达1212级，级，直径可为直径可为5 5 mm。(2)(2)可节省能源和使生产工艺简化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。理或淬火回火处理。表表3-1 36CrSi3-1 36CrSi钢用控轧工艺和用常规工艺后的机械性能钢用控轧工艺和
11、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/mm2)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。 3.43.4钢的奥氏体形变与再结晶钢的奥氏体形变与再结晶3.4.13.4.1热变形过程中的奥氏体再结晶行为热变形过程中的奥氏体再结晶行为3.4.1.1 3.4.1.1 动态再结晶动态再结晶冷加工：冷加工：高温变形：高温变形：真应力-应变
12、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曲线的最大应力值曲线的最大应力值 p p( (或或 s s) )、 、T T之间可用之间可用Zener-HollomonZener-Hollomon因子因子Z Z表示：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为什么金属的变形应力高于原始状态( (即退火状态即退火状态) )的的变形应力？变形应力？OABC第三阶段，两种情况：第三阶段，两种情况：1 1）连续动态再结晶）连续动态
13、再结晶 条件：条件： c c r r 图3-3Q235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？为什么动态再结晶难发生？影响动态再结晶的因素：影响动态再结晶的因素：1 1） c c；2 2）应力大小；）应力大小；2 2）材料的初始晶粒尺寸的影响。）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、）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
14、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0xIB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 3
15、.5 未再结晶区奥氏体的变形未再结晶区奥氏体的变形3.5.1 3.5.1 再结晶的延迟再结晶的延迟图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。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.
16、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3-60.002%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3-70.002%C钢、0.002%C-0.097%Nb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
17、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 3.5.2 变形带的形成和作用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) 1)变形量：变形量：变形变形303030时，迅速增加。时，迅速增加。2) 2)变形温度：变形带密度变形温度：变形带密度几乎不受非再结晶区变形几乎不受非再结晶区变形温度的影响（超过温度的影响（超过10001000 C C时，迅速减少时，迅速减少 ）。）。图3-9 含0.03%Nb的钢中，晶界面
18、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本区别常规热轧和控制轧制的根本区别：前者的前者的 晶粒晶粒全部在全部在 晶界处成核，后者则在晶粒内部和晶界晶界处成核，后者则在晶粒内部和晶界成核。成核。 对对 成核率而言，变形带等价于成核率而言，变形带等价于 晶界，意味晶界，意味着一个着一个 晶粒可以被变形带分割成几个小的部分。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 图图3-123-12表明，非再结晶区轧制变形表明，非再结晶区轧制变形3030的工具钢中，的工具钢中，珠光体相变的成核地点不同：珠光体相变的成核地点不同
19、：a)a)相变初期，珠光体优先相变初期，珠光体优先于晶界成核；于晶界成核；b)b)随着变形的进行，珠光体在退火孪晶界随着变形的进行，珠光体在退火孪晶界和和 晶界处均发生晶界处均发生成核；成核；c)c)珠光体珠光体于变形带上成核；于变形带上成核；d)d)珠光体于晶粒珠光体于晶粒内部成核。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 3.6 两相区控制轧制两相区控制轧制3.6.1 3.6.1 （ + + ）两相区的变形行为）两相区的变形行为 必须弄清两个问题：必须弄清两个问题：1) 1)一定变形程度下，性一定变形程度下，性能随变形能随变形
20、 体积分数的变化关系；体积分数的变化关系；2) 2)变形体积百变形体积百分数一定时，性能与变形程度的关系。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区变形：仅产生由低位错密度等轴晶粒组成的微观组织；微观组织；两相区变形：能生成一种混合晶粒组织：变形两相区变形：能生成一种
21、混合晶粒组织：变形 转变成多边转变成多边 晶粒，变形晶粒，变形 依赖回复转变成胞状依赖回复转变成胞状组织和组织和亚晶粒。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%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总结：变形变形 引起的强化主要来自于胞状组织和引起的强化主要来自于胞状组织和亚晶硬化。亚晶硬化。变形温度较高：变形温度较高：发生动态回复和随后的静态回复发生动态回复和随后的静态回复及静态再结晶，强化主要来自于及静态再结晶，强化主要来自于 晶粒的细化。晶粒的细化。变
22、形温度较低：变形温度较低：回复和再结晶受到延迟，强化主回复和再结晶受到延迟，强化主要来自于胞状组织和要来自于胞状组织和( (或或) )亚晶粒。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 3.6.2 两相区轧制时组织和性能的变化两相区轧制时组织和性能的变化3.6.2.1 3.6.2.1 两相区控制轧制两相区控制轧制(1)(1)温度的影响温度的影响 实验条件：实验条件：方案方案1 1（简称（简称I I型轧制）：加热温度为型轧制）：加热温度为12001200 C C，为了，为了使使 晶粒发生再结晶，
23、在晶粒发生再结晶，在11001100 C C和和10201020 C C进行一道进行一道次次轧制，压下率为轧制，压下率为50%50%。于再结晶的。于再结晶的 晶粒的晶界上析晶粒的晶界上析出的出的 称为称为I I 。方案方案2 2（简称（简称II II型轧制）：为使在型轧制）：为使在 未再结晶区轧制时未再结晶区轧制时产生形变带，在产生形变带，在780780 C C和和740740 C C进行同进行同I I型轧制相同型轧制相同的的压下。在晶粒内形变带上析出的压下。在晶粒内形变带上析出的 称为称为II II 。在（在（ + + ）或在相当于）或在相当于 的的725725 C C 550550 C C
24、区间以区间以一道次一道次50%50%的压下率进行轧制。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 2）压下量的影响）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系3.6.2.2 3.6.2.2 （ + + ）两相区控制轧制时强韧化的定量关系）两相区控制轧制时强韧化的定量关系强度关系式：强度关系式： （7-17-1）式中式中 i i- -内摩擦应力；内摩擦应力；d-d-大角度晶粒直径；大角度晶粒直径；f fs s-
25、 -亚晶占的体亚晶占的体积分数；积分数；k ky y- -仅由大角度晶浪构成时仅由大角度晶浪构成时 y y跟晶粒直径相关的跟晶粒直径相关的系数；系数；k ks s- -全部组织由亚晶粒构成时全部组织由亚晶粒构成时 y y跟亚晶粒直径相关跟亚晶粒直径相关的系数；的系数；d ds s- -亚晶粒直径。亚晶粒直径。韧性关系式：韧性关系式： （7-27-2）式中式中 T-T-由化学成分决定的值；由化学成分决定的值；A A、B B、C-C-常数；常数； - -由亚由亚晶界存在位错引起的硬化量；晶界存在位错引起的硬化量；d de e- -亚晶粒集团尺寸（有效亚晶粒集团尺寸（有效晶粒直径），并晶粒直径），并
26、d d d de e d ds s； p p- -沉淀强化；沉淀强化； d d- -位错强化。位错强化。3.6.3 3.6.3 （ + + ）两相区轧制时显微组织的变化）两相区轧制时显微组织的变化（1 1）微观组织）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
27、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 2）铁素体晶粒尺寸）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 3.6.4 （ + + ）两相区轧材的织构和分层）两相区轧材的织构和分层3.6.4.1 3.6.4.1 （ + + ）两相区轧材的织构和各向异性）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
28、-27各理想取向的屈服强度各向异性（计算值）3.6.4.2 3.6.4.2 分层分层两相区轧材，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
29、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 3.7 铁素体区控制轧制铁素体区控制轧制3.7.1 3.7.1 概述概述为什么提出铁素体轧制？为什么提出铁素体轧制？3.7.2 3.7.2 铁素体轧制适宜的参数铁素体轧制适宜的参数（1 1）铁素体轧制适应的产品）铁素体轧制适应的产品（2 2）铁素体轧制工艺要求）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、超深冲冷轧用钢；4）铁素体区域热轧后直接退火的钢板。粗轧
30、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 3.7.2 成份控制成份控制表1 SPHC钢化学成分控制 单位：%成成分分标标准准C CSiSiMnMn不大于不大于P PS S内内控控0.050.050.0.04040.180.18 0.300.300.0.01015 50.0.00008 83.7.2.2 3.7.2.2 精轧入口和终轧温度精轧入口和终轧温度终轧温度一般控制在终轧温度一般控制在7301073010。碳含量为碳含量为0.04%0.04%的低碳钢，入口温度应控制的低碳
31、钢，入口温度应控制在在850850 800800。原因：原因：1 1）的温度在的温度在867867左右；左右；2 2）铁素体）铁素体较奥氏体软，在较奥氏体软，在800800变形不会引起轧机负荷的变形不会引起轧机负荷的过高变化。过高变化。3.7.2.3 3.7.2.3 卷取温度卷取温度卷取温度过高：使带钢晶粒粗大，影响产品力学卷取温度过高：使带钢晶粒粗大，影响产品力学性能；性能；温度过低：加大卷取功率，且不易卷紧。卷取温温度过低：加大卷取功率，且不易卷紧。卷取温度设定在度设定在6901069010。有利于利用轧后余热使带。有利于利用轧后余热使带卷实现再结晶退火。卷实现再结晶退火。表2 铁素体轧制
32、试验试验序序号号钢钢号号规规格格mmmmReLReLRmRmA A1 1SPSPH HC C2.3*2.3*1212505019019030530545.045.02 2SPSPH HC C2.3*2.3*1212505018518528028030.030.03 3SPSPH HC C2.3*2.3*1212505018018030030042.542.54 4SPSPH HC C1.8*1.8*1212505019019029029032.532.55 5SPSPH HC C1.8*1.8*1212505018018028028042.042.06 6SPSPH HC C3.0*3.0*1
33、212505018518528528544.044.0最大最大19019030530545.045.0最小最小18018028028030.030.0平均平均18518529029039.039.0表3 非铁素体轧制板卷产品性能检测情况 序号钢种规格ReLRmA1SPHC2.50*125032039041.52SPHC2.50*125032539041.53SPHC2.50*125023532035.04SPHC2.50*125024533036.05SPHC2.30*125027536546.06SPHC2.00*125029036545.07SPHC1.80*125032039538.08
34、SPHC1.60*125030037537.0最大32539535.0最小23532046.0a常规轧制b铁素体轧制常规轧制与铁素体轧制板卷显微组织比较3.8 3.8 变形条件对奥氏体向铁素体转变温度变形条件对奥氏体向铁素体转变温度ArAr3 3的的影响影响3.8.1 3.8.1 变形条件对变形条件对ArAr3 3温度的影响温度的影响（1 1）在奥氏体再结晶区变形造成奥氏体晶粒的细）在奥氏体再结晶区变形造成奥氏体晶粒的细化，影响化，影响ArAr3 3温度；（温度；（2 2）在奥氏体未再结晶区变）在奥氏体未再结晶区变形造成变形带的产生和畸变能的增加，影响形造成变形带的产生和畸变能的增加，影响Ar
35、Ar3 3温温度。度。形变形变形变形变诱导相变。诱导相变。诱导相变。诱导相变。 （1 1）加热温度的影响：趋势：原始奥氏体晶粒）加热温度的影响：趋势：原始奥氏体晶粒愈粗大，愈粗大，ArAr3 3温度愈低。温度愈低。 图3-6 初始奥氏体晶粒度(加热温度)和变形量对Ar3温度的影响 (轧制温度900C )(2) (2) 轧制温度的影响轧制温度的影响图3-7变形温度对Ar3的影响（3 3） 变形量的影响变形量的影响高温变形时：高温变形时：低温变形时：低温变形时：低温大变形低温大变形尤为突尤为突出，形变诱导相变的出，形变诱导相变的结果。结果。 图3-8 含铌16Mn钢的道次变形量与Ar3的关系 (加
36、热温度1180C ，20min)（4 4） 冷却速度的影响冷却速度的影响冷却速度冷却速度 ，ArAr3 3 。无变形规律相同。无变形规律相同。在同样的冷却速度下，在同样的冷却速度下，变形使变形使ArAr3 3 ，其影，其影响是随冷却速度的响是随冷却速度的提高而增大。提高而增大。图3-9冷却速度对Ar3的影响（加热温度1200，没有形变试样的相变温度）；-870轧制形变30%试样的相变温度3.8.2 3.8.2 相变温度相变温度Ar3Ar3变化对组织结构的影响变化对组织结构的影响图3-11珠光体随加工温度的变化3.8.3 3.8.3 变形条件对奥氏体向珠光体、贝氏体转变的变形条件对奥氏体向珠光体、贝氏体转变的影响影响变形对奥氏体向珠光体转变动力学的影响是变形使珠光体转变加速，从而使钢的淬透性变坏。变形使连续转变时的贝氏体转变开始温度上升，缩短了孕育期。但转变结束的温度曲线却向右下方动，使贝氏体转变结束阶段变慢。贝氏体转变是以扩散型与共格型转变的混合机构发展的。
