热轧生产新工艺技术与生产设备操作实用手册之第一篇第五章轧制过程中钢的冶金特性

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1、第五章垫轧过程中钢的冶金特性第一节钢热轧时的组织变化一、 加热时组织的变化加热过程的结果之一是晶粒粗化。控制钢的晶粒粗化行为是为努力达到细晶粒产品的形变热处理设计中的一个重要步骤。对于微合金化钢， 加热温度应该高到足以提供稳定质点的溶解度。如果稳定质点仍不溶解， 就不能得到有利的沉淀硬化效果。添加铝、 铌、 钒、 钛等元素会引起非正常的晶粒长大， 其中包括在相对没有变化的细晶基体中的少量晶粒长大 （图 ! #） 。这种非正常晶粒长大发生在比微合金溶解温度低很多的温度。相应于非正常晶粒长大开始的温度有时被看成为晶粒粗化温度。图 ! #钢中含有不同微合金添加元素时奥氏体晶粒粗化特性如图 ! $ 所

2、描述的那样， 在应用于铌钒微合金化钢时， 晶粒尺寸分布对加热温度有复杂的依赖性。当加热温度等于 #$%&时， 钢组织中绝大部分面积的晶粒相当于尺寸约 %#$( 的晶粒。当加热温度低于 #!%& 时， 占绝大部分面积的晶粒尺寸减小到%)(， 但是， 进一步把加热温度降到 #%!%&时， 晶粒尺寸分布出现两个明显的峰值， 其一在大约 ( 晶粒尺寸处， 而第二个峰值在 %$( 晶粒尺寸处。*#$第五章垫轧过程中钢的冶金特性图 ! #在 $ 种不同温度下加热 %& 后铌 钒微合金化钢中晶粒尺寸分布加热温度也影响在随后的晶粒恢复过程中占重要地位的所谓变形带的形状。如图 ! $ 所看到的， 相同的压下之后

3、， 加热温度越高， 形成的变形带的量越少， 而且具有很小的均匀性。图 ! $压下量对变形带形成难易程度的影响变形后平均奥氏体晶粒尺寸并不明显地依赖于加热的晶粒尺寸。当加热温度保持在晶粒粗化温度以下时， 晶粒尺寸在平均值以上的晶粒似乎更少。二、 晶粒恢复过程的种类在热轧开始之前， 钢的显微结构由奥氏体的粗等轴晶粒组成 （图 ! ） 。轧制时， 奥氏体晶粒被压平并按平均值延伸， 每个奥氏体晶粒经历了相当于加工件整体的尺寸变化。如图 ! 所示， 在晶粒内部也可诱导产生变形带。下面综合了同热轧有关的 $ 种恢复过程：（%） 动态恢复过程。这个过程在变形时开始和完成。%#第一篇热轧工艺基础图 ! #热轧

4、时静态再结晶示意图解（$） 亚动态恢复过程。这个过程在变形时开始而在变形之后完成。（%） 静态恢复过程。这个过程在变形之后开始并结束。三、 动态恢复过程当钢在高温奥氏体状态下变形时， 如图 ! ! & & 所示， 流变应力上升到最大值， 而后降到稳定状态。相当于流变应力最大值的应变! 等于：! ( )*+!,-（! .）式中!、 常数；#/ 原始晶粒尺寸；$ 齐纳霍尔曼参数。齐纳 霍尔曼参数是温度补偿的应变速率。它由下式表示：$ (!01 （%,023 &）（! $）式中! 应变速率；%,02 激活能；& 气体常数； 绝对温度。动态恢复过程包括动态回复和动态再结晶。动态回复的作用是减少加工硬化

5、而没有大角度晶界运动。它发生在比峰值应力要小的应变区。动态再结晶发生在相当于流变应力稳定状态的应变区。动态再结晶的晶粒尺寸 # 通常与齐纳霍尔曼参数相关， 并由下面的方程式给出.3, 4流变4 5+*（! %）对于 %-# 不锈钢， 发现其晶粒尺寸等于：, ( 678.% 9 .-6!.36$ .3:（! #）式中# 晶粒尺寸，#;；!7 应变速率， .；$ 齐纳霍尔曼参数， .。在碳锰钢实际轧制中奥氏体动态再结晶的作用是很小的， 这是因为实际上即使在高温下达到流变应力的稳定状态需要的临界应力也是很大的。这些钢的晶粒再细化通常由静态再结晶获得。!.$第五章垫轧过程中钢的冶金特性四、 静态恢复过

6、程由动态恢复发展得到的显微结构是不稳定的， 而且在高温下由亚动态恢复和静态恢复过程所修正。如图 ! !# 所示， 最后过程包括静态回复、 静态再结晶和亚动态再结晶。在热轧中， 静态再结晶会自发地开始。再结晶晶核在延伸后的晶界和变形带界面上优先产生。图 ! !应力 应变曲线 （$） 和 % 种软化机理间的关系 （#）由静态回复和再结晶引起的软化速率取决于初始变形条件和保温温度。再结晶曲线通常遵循下面的阿弗拉米 （&($)*） 方程式：!+, - ./0 （# 1 #2）$（! !）式中!+ 在时间 # 内再结晶分量；#2 形成规定的再结晶分量 % 的时间。 , 34 （- %）（! 5）再结晶的

7、速率和再结晶晶粒尺寸通过下面 % 个主要因素来控制：（-） 变形前的奥氏体晶粒尺寸， 它是加热温度的函数。（6） 再结晶温度。（%） 部分再结晶前的变形量。这些因素的影响在下面将更为详细地分别逐个介绍。五、 初始晶粒尺寸对静态再结晶的影响因为再结晶的成核点优先位于晶粒边界， 再结晶时间和再结晶晶粒尺寸都受初始晶粒大小所影响。已经发现对于碳 锰钢， !78 （% , 79!） 的再结晶时间取决于应变， 并且能由方程来描述：5-6第一篇热轧工艺基础当 ! #$!% 时：!#& (#& ) *+ *,(!+ -./% 0 ) *&1 （#$） （& + 2）当!3 #$!% 时：!#& *#4 )

8、*+ &%+ #4./% 0 ) *&1 （#$） （& + $）式中 初始晶粒尺寸，5；! 应变；# 气体常数， 61 （578 9） ；$ 绝对温度， 9。不锈钢的再结晶晶粒尺寸 :由下式给出：: &!+ #&7%+ #4（& + ,）式中& 常数。方程 & + , 表明， 再结晶晶粒尺寸随初始晶粒尺寸的增长而线性增加。如图 (&4 所示， 对于 ; （高强度低合金） 钢确实也有类似的关系。图 & + 4原始奥氏体晶粒尺寸和轧制压卜率在 *&?时对再结晶奥氏体晶粒尺寸的影响六、 温度和微合金化的影响轧制温度越高， 再结晶的变形晶粒越多。变形后奥氏体立即完成再结晶的最低温度被定义为再结晶温度

9、。再结晶温度随微合金溶解度的增加而升高。这种关系在图 & + 2中给予说明。铌、 钛及更少量的钒都延缓动态再结晶和静态再结晶。图 & + $ 表明的是在削弱珠光体的锰钢方面获得的结果。铌的成分增加到 #4以上， 会产生非常明显的抑制作用。这种影响随温度降低而增加。温度在 ,?以下时， 再结晶能被抑制两个以上数量级。2*(第五章垫轧过程中钢的冶金特性图 ! #在含 $%&%#、 ()*&+%、 ,-%&.!的钢中，再结晶温度随微合金溶解度增加而增高图 ! /铌对 $%&%!、 ()*&/钢再结晶的影响七、 变形量的影响如图 ! 0 所示， 依据轧制变形量， 静态恢复过程可分为以下 1 种形式：（

10、*） 回复。这种形式是以比部分再结晶临界值还小的压下量轧制时发生的静态恢复。在这种情况下， 由于应变诱导晶界迁移， 产生比初始晶粒更大的晶粒， 发生了晶粒聚合替代晶粒细化的情况。这些由于在回复期小压下量形成的大晶粒即使在部分再结晶区许多道次之后仍继续存在。（.） 部分再结晶。当轧制压下量足够开始部分再结晶时， 便产生再结晶晶粒和回复晶/*.第一篇热轧工艺基础粒的混合显微结构。（!） 完全再结晶。可以发生奥氏体完全再结晶的最小轧制压下量通常被定义为再结晶的临界轧制压下量。在完全再结晶区的压下量产生细而均匀的再结晶晶粒结构。再结晶奥氏体晶粒尺寸随总压下量的增加而显著减小 （图 # $%） 。图 #

11、 &压下量和轧制温度对恢复行为的影响（铌钢被加热到 $%， 给定晶粒尺寸大约为 $(%!)， 并在一道次轧完）图 # $%总压下量对被加热到 $*(%或 $%随后进行多道次轧制的铌钢再结晶奥氏体晶粒尺寸的影响&$*第五章垫轧过程中钢的冶金特性八、 影响再结晶临界压下量的因素区分恢复过程每一种形式的临界变形量随变形温度降低而迅速增加 （图 ! #） 。它还随微合金元素特别是铌的添加量的增加而增加。另一个影响再结晶临界压下量的因素是原始晶粒尺寸。从图 ! $ 所示碳素钢中可见， 即使初始晶粒尺寸是非常大的， 再结晶的临界压下量也是非常小的。然而， 在铌钢中， 当原始晶粒尺寸大的时候， 临界压下量极

12、高。轧制温度的影响也很强， 随温度的降低临界压下量变得非常大。图 ! $在碳素钢和铌钢中变形温度和原始晶粒尺寸对完全再结晶要求的临界压下量的影响九、 变形后的晶粒长大如图 ! $% 所描绘的， 变形后的晶粒长大明显地受压下量和停留时间的影响。图 ! $%在碳素钢和铌钢中停留时间和压下量对晶粒长大发展的影响$ 铌钢； % 碳素钢；! 混合晶粒长大； 正常晶粒长大；# 异常晶粒长大 $!&加热； $&轧制； $&停留晶粒长大分成下面 ( 个区域：&%第一篇热轧工艺基础（!） 区域!。在这个区域内， 晶粒长大从由回复晶粒和巨大晶粒组成的混合结构开始， 或从由再结晶晶粒和回复晶粒组成的混合结构开始，

13、这取决于压下量。（） 区域。在这个区域内晶粒长大遵循米勒 （#$%&） 方程：!() !(* （+,） &-. （ / #+0 $%）（1 / !(）式中+、 #+ 常数；& 时间。（2） 区域#。这个区域相当于当非常大的晶粒突然在小晶粒中发展时的非正常晶粒长大。在二次再结晶过程中从小晶粒组织聚集的晶粒尺寸比从大晶粒结构聚集的晶粒尺寸更大。如图 1 / ! 和图 1 / !2 所示， 非正常晶粒长大需要的临界停留时间随铌的添加而增加。这样把铌钢与碳素钢和其他含钒、 铝和钛的微合金化钢区别开来。图 1 / !2在各种钢中伴随 1(3单迫次变形的奥氏体的再结晶!/ 铌钢，/ 碳、 钒、 铝和钛钢：

14、#/ 奥氏体 * 铁素体，$/ 铁索体十、 冷却时钢的组织变化在热轧之后工件经受空气和水的组合冷却。轧制时钢的铁素体晶粒尺寸将受到下面因素的影响：（!） 终轧温度。（） 从轧制到水冷开始之间的延迟时间。（2） 冷却速率。正如图 1 / !4 中所能看见的， 晶粒尺寸随延迟时间增加而增加。终轧温度和冷却速率对!第五章垫轧过程中钢的冶金特性图 ! #$铁素体晶粒尺寸和屈服强度对从轧制到加速冷却至 %&之间延迟时间的依赖关系低碳钢的铁素体晶粒尺寸的影响示于图 ! #!。终轧温度越低， 铁素体晶粒尺寸越小。晶粒尺寸也随冷却速率增加而减小。图 ! #!冷却速率和终轧温度对软钢铁素体晶粒尺寸的影响# 高轧

15、制温度； ( 低轧制温度十一、 钢组织对流变应力的影响钢变形时， 能量以晶格缺陷 （位错） 的形式存储在变形晶粒中。因为再结晶消除了晶格缺陷并减少了在变形晶粒中存储的能量， 所以完全再结晶组织的流变应力会比部分再结晶的流变应力更小。因此， 为了正确计算热轧带钢轧机中的流变应力， 应考虑下面两种情况：（#） 静态再结晶时间 !)少于或等于中间道次时间 !*， 即 !)!*。（(） 静态再结晶时间 !)比中间道次时间 !*更长， 即 !)+ !*。第一种情况在图 ! #% 中被描述， 其中 ,； 是第一道次前的原始晶粒尺寸。晶粒结构是在晶粒尺寸等于 -) 的时间 .) 之后的完全再结晶结构 （#)

16、/ #） 。因此在这种情况(第一篇热轧工艺基础下， 第二道次的流变应力可以用已知的应用于完全再结晶晶粒结构的方程去确定。如果静态再结晶不完全发生在第二道次前， 那末流变应力方程可以由两部分构成 （图! #$） ：!% !&!（） ( （# !&）!#（#(）（! #）式中!（） 相当于晶粒结构的再结晶部分的流变应力部分；!#（#(） 相当于晶粒结构的非再结晶部分的流变应力部分。图 ! #)道次之间结构参数的发展图 ! #$多道次应力模型原理*第五章垫轧过程中钢的冶金特性第二节和轧制相结合的形变热处理一、 钢的形变热处理的目的形变热处理是一个用于描述把温度控制制度和变形处理相结合以得到诸如下面综

17、合效果的各种各样工艺的专业术语：（!） 较高的屈服强度。（） 改善韧性。（#） 改善焊接性。（$） 较高的抗脆性断裂。（%） 较高的抗低能韧性断裂。（&） 较低的冲击转变温度。（） 良好的冷成型性， 特别是冷弯性能。（(） 通过用热轧而不用热处理工序使成本降低。由于控制轧制工艺使我们用比常规热轧工艺需要的更少的合金元素就可得到希望的特性， 从而降低成本。二、 轧制过程的形变热处理热轧工艺可以按变形区相对于相变点的位置进行分类。根据这种分类， 热轧工艺被分为主要的 $ 组， 如图 % ) !( 中示意给出的简要叙述如下：（!） 普通热轧。在这种工艺中， 钢的轧制是连续进行的， 而且通常在上冷却相

18、变温度，!*#之上终轧， 因此， 变形只在!区发生。（） 控制轧制。在这种工艺中， 钢的轧制被一次或两次延迟中断， 这样就使钢先在!区而后在!) + 两相区变形。（#） 低终轧温度轧制。在这种工艺中， 终轧道次在下冷却相变温度 !*!以下进行， 导致在。相区变形。（$） 连续轧制。这种工艺可以在!区、（!,） 区和相区变形。图 % ) !- 表明了 $ 种不同的热轧工艺中终轧温度对屈服强度和夏氏 （./+*01） 转变温度的影响。与普通热轧实验相比较， 控制轧制提高了屈服强度并改善了韧性 （韧脆转变温度降低） 。低的终轧温度进一步提高了屈服强度， 然而， 却提高了韧脆转变温度。连续轧制工艺充分

19、提高了屈服强度并同时降低韧脆转变温度。$第一篇热轧工艺基础图 ! #$应用 %&% 生产 ()* 钢的几种普通实践的示意说明图 ! #+终轧温度对含 ,-.-!/ &0 12 钢经各种程序轧制后的钢板的屈服强度和转变温度的影响三、 控制轧制工艺的类型在控制轧制中， 通过细化钢的组织得到性能的提高。因为!相和相晶粒尺寸之间的联系，组织的细化主要通过!晶粒细化而达到。如前文所述， 晶粒细化取决于变形温度。控制轧制通常以两阶段或三阶段进行 （图 !33第五章垫轧过程中钢的冶金特性! #） 。两阶段轧制工艺包含下面三步：图 $ ! #简单轧制图示： 常规的两阶段工艺和新的三阶段工艺第一步： 在快速再结

20、晶区压下。这一区域在 %#&以上。在这个区域内的变形产生粗的再结晶!晶粒， 它转变成相应的粗和上贝氏体组织。第二步： 在轧制过程中在从 %#&至 #&的中间温度范围内延迟。这个延迟对于确保非再结晶区要求的变形量是必须的。在延迟期间， 倾向于发生部分再结晶， 导致混晶组织的形成。第三步： 在非再结晶区进行最后的厚度压缩。在再结晶温度以下的变形生成 “螺旋式加工”!晶粒组织， 导致较细的晶粒组织形成。在三步轧制过程中， 在非再结晶区的压缩被一个延迟打断。图 $ ! # 给出了两阶段和三阶段轧制工艺间的对比。在两阶段轧制工艺中在高温下延迟时， 再结晶是迅速的， 导致延迟期的末期产生粗化晶粒组织。在三

21、阶段轧制工艺中， 在高温下的第一次延迟导致粗化晶粒组织， 然而， 在第二次延迟时， 再结晶是缓慢的， 以至于三阶段轧制工艺末期晶粒尺寸比两阶段轧制工艺末期的晶粒尺寸更细。四、 控制轧制过程中钢的组织变化控制轧制过程中钢的组织变化在图 $ ! % 中用示意图说明。这些变化和下面 ( 个区域内的变形有关：（%） 在再结晶区内变形。在这个区域内， 粗奥氏体晶粒通过反复变形和再结晶生成再结晶晶粒 ! 而被细化。冷却过程中这些晶粒会转变成相应的粗铁素体 !)。（） 在非再结晶区变形。在这个区内， 在经延伸的非再结晶奥氏体 中形成变形带。在冷却过程中， 铁素体会在变形带上及!晶界上形核， 获得细的 # 晶

22、粒 )。（(） 在! # 区变形。在这个区域内， 变形带连续被变形而且变形后铁素体生成亚结构 $*第一篇热轧工艺基础图 ! #$控制轧制过程中显微组织随变形而变化的示意图解在变形后冷却过程中， 未再结晶奥氏体转变成等轴!晶粒， 而变形铁素体转变成亚晶 !%。变形带的形成是控制轧制的基本特征之一。在普通热轧中，!晶粒仅聚集在晶界，而在控制轧制中，!晶粒既在晶粒内也在晶界上形核。因为变形带对铁素体形核来说等同于晶粒界， 因此可以认为晶粒被变形带分成了几块。这种划分使其形成更多细的晶粒组织。控制轧制的第二个重要特征是在两相区变形过程中亚结构的形成。如图 ! # 所示， 亚结构尺寸越小， 它的强化效果

23、越强。控制轧制的另一个特征是铁素体晶体织构的形成。图 ! #& 表明： 对于在低终轧温度下轧制的 ()* 钢板来说， 由于择优取向织构而存在明显的各向异性， 但实质强度增加起因于铁素体位错硬化。沉淀强化的效果是相当小的， 沉淀主要增加恢复过程的抑制作用。+#第五章垫轧过程中钢的冶金特性图 ! #亚晶尺寸 （$） 和它的强化效果（! !%&） 之间的回归直线图 ! #在两相温度区变形对含 ()*+, -.+*/, 01)*)#,钢轧成 +233 厚钢板的屈服强度的影响五、 连轧过程中的组织变化连轧使我们在超低碳钢中可获得提高强度和韧性的理想的组合。这是由于：（+） 通过反复剧烈变形，!和组织二者

24、的晶粒反复细化。（#） 生成细的多边形亚结构的动态回复。（） 从变形过程中得到立方晶体织构。织构在控制冲击转变 （455） 方面起着重要的作用。对于连轧钢， 转变温度和以在轧制面生成晶向指数为 + 和在横截面上生成晶向指数为 +) 的强度为基础的织构参数有着数量上的关系， 如图 ! #/ 所示。在铁素体区终轧温度越低，+)（立方） 织构的6#第一篇热轧工艺基础强度越大。图 ! #$织构参数对连轧钢的冲击转变温度的影响六、 在控制冷却过程中钢的组织变化轧制后的钢板或钢带通常经受水急冷型冷却。急冷后的钢的组织随冷却速率和结束水冷时温度的不同而不同。控制冷却方式和最终显微组织之间的关系在图 ! #!

25、 中给出， 该图是对于钢卷和钢板的冷却路径叠加到钒氮钢的连续冷却曲线上而得到的。根据该图可以得出， 如果水冷结束温度低于 !%&， 则从这部分钢中会形成贝氏体 （） 成分。如果钢的冷却范围在 !()&和 *+!&之间， 则显微组织由细晶粒化的多边形铁素体和一些珠光体组成。该温度也增加卷取后产生沉淀强化的稳定性。图 ! #!钒 氮微合金化钢的连续冷却转变图（,%-.*/， 01.-$/， 2%-%$/， 3%-%.#/， 34%-$/， 56%-%$/， 7%-./， 8%-%.9/；用于控制冷却钢卷和钢板的冷却通道被叠加在图上）5 奥氏体； : 铁素体； 2 珠光体； 贝氏体； !; 没有测定

26、； !41； 晶粒尺寸 （5） ： 53?08%-.%-*)#第五章垫轧过程中钢的冶金特性七、 合金元素在控制轧制中的影响合金元素， 诸如铌、 钒、 钛经常被加入到控制轧制钢中。这些添加元素增加了钢的强度。钛对强度的影响如图 ! #$ 所示。铌通过促进晶粒细化和沉淀硬化提高强度图 （! #$%） 。钡主要通地沉淀三角化使强度大幅度增加 （图 ! #$&） 。钛经过晶粒细化和沉淀硬化仅使强度轻微提高 （图 ! #$） 。图 ! #$合金含量和由于晶粒细化强化 （!(） 和沉淀强化 （!)*）导致屈服强度增加之间的关系因为铌促进晶粒细化， 在控制轧制铌钢时强度和韧性同时提高。八、 在热轧带钢轧机中

27、控制轧制实验在一个典型的热轧带钢轧机中， 控制轧制实验由下面 $ 步组成：（+） 伴随着晶粒长大的钢坯加热。（#） 可看成为在再结晶区变形的粗轧。（,） 在粗轧和精轧之间的停留。（-） 可看成为在非再结晶两相区内变形的精轧。（!） 在输出辊道上的快速冷却。（$） 在引起屈服强度大为提高的铌和钒沉淀过程的卷取温度下的保温。控制轧制钢的预期性质可能受各种工艺因素的影响， 其中最重要的有：（+） 降低板坯加热温度以得到小的和均匀的!晶粒， 但不利于合金元素的完全溶解。（#） 为了获得细而均匀的再结晶!晶粒结构， 在初始道次时适当选择道次压下量。（,） 选择在再结晶区和非再结晶区之间停留的温度和时间。

28、（-） 选择合适的双相区压下量和轧制温度。（!） 选择适当的冷却速率。（$） 选择最佳的卷取温度。因为上面所列的全部因素适用于相同的目的， 所以它们中某些因素的适当组合会使.,#第一篇热轧工艺基础我们获得希望的控制轧制钢的性能。开发的一些控制轧制实验的区别主要是由在不同轧机中生产能力、 冷却能力和操作稳定性的差异引起的。九、 沉淀强化轧制参数对沉淀硬化的影响在含钒和铌的高强度低合金钢中明显地显示出来。众所周知， 铁素体中钒的碳氮化物的析出产生沉淀强化。在由阿明 （!#$） 等进行的实验中， 板坯被加热到 %&、 %( 和 %)， 随后以每道次*+或 (+的压下率轧制。轧制后轧件在以 ,-.#$

29、 的速率冷却到室温之前在高温下保持 %/ 到 %/。沉淀硬化产生的强度是从硬度测量值计算出来的， 该测量值对晶粒尺寸进行了补偿。图 ( 0 *1 表明了加热温度对一些高氮钒钢的沉淀强化的影响。加热温度对 2%,+钒钢没有影响， 而 2*(+钒钢， 尤其是 2,3+钒钢显示出沉淀强化明显依赖于加热温度的关系曲线。图 ( 0 *4 表明了当轧制温度大约在 %)时， 对于具有最小强度的所有 & 个级别的钢， 沉淀强化依赖于轧制温度的显著关系曲线。在高氮钒钢中， 保持温度和保持时间对沉淀强化的影响示于图 ( 0 *5 中。一般说来，降低保持温度就降低沉淀强化效果。图 ( 0 *1加热温度对沉淀强化的影

30、响（钢为高氮钒钢， 在 5()以 (+压下率轧制， 并在 5()保持 %/ 和 %/）60 %/；70 %/%&*第五章垫轧过程中钢的冶金特性图 ! #$轧制温度对高氮钒钢在 %&(加热并在轧后 )!(保温%* 后沉淀强化效果的影响图 ! #+停留温度和停留时间对高氮钒钢以!,压厂率轧制后沉淀强化的影响! 在 %&(加热， %#!(下轧制； 在 %&(加热， +!(轧制，# 在 %!(加热， +!(轧制十、 针状铁素体的热轧在普通轧制低碳 （质量分数小于 -.,） /0 /1 23 钢时， 奥氏体转变成上贝氏体。当转变通过控制轧制促进时， 热轧的!晶粒组织转变成针状铁素体组织。针状铁素体组织由

31、分布有渗碳体和马氏体岛的细的非等轴铁素体组成。轧制针状铁素体 4567 钢的工艺已被科力玛克斯钼公司 （89:;3 ?0A; 81;BC） 开发。这种钢韧性方面的有效改善由下面方法得到：（%） 降低终轧温度。（#） 增加在非再结晶区的变形量。在非再结晶区增加变形量， 将通过消耗针状铁素体而使细晶多边形铁素体体积百分#&#第一篇热轧工艺基础率增加 （图 ! #$） ， 这使强度和低温韧性改善。强度和韧性的最佳组合相当于含有大约%!&多边形铁素体的组织。图 ! #$针状铁素体体积百分数、 强度、 夏氏冲击性能对于含 $($)& *+,($& -.$(/& *0$(!&针状铁素体钢在非再结晶区和压下

32、率的关系十一、 双相钢的热轧双相 （12） 钢把高强度和良好的成形性及低成本结合起来。热轧双相钢可分成下面 # 类：（%） 经普通轧制后处理的硅 锰钢。（,） 只经普通热轧生产的高硅、 锶、 钼钢。（#） 通过利用控制冷却和超低温冷却方法的形变热工艺生产的简单的硅 锰钢。由日本钢管株式会社发明的生产 12 钢卷的形变热处理工艺示于图 ! #%。在这种工艺中， 带钢在 !3#临界温度之上奥氏体区附近终轧。然后带钢在 # 个调节好的阶段经受冷却。第一阶段是带钢的水冷， 以使其温度迅速降到大约在 )$ 4 )!$5的中间温度。第二阶段是空冷， 在这个过程中， 占体积百分数大约 6$&的铁素体 （!）

33、 微细地析出。第三阶段是水冷， 以便迅速地降低带钢温度至大约 ,$5以下。在这个阶段中， 残留奥氏体 （） 转变成马氏体 （!7） ， 形成微细的双相 （!8!7） 显微组织。通过形成适当的显微组织而影响钢的质量的主要工艺因素是终轧温度、 中间温度和#,第五章垫轧过程中钢的冶金特性卷取温度。在应用于低碳硅 ! 锰钢时， 这些因素在下文中做简要的讨论：（） 终轧温度。如图 # ! $% 所示， 最大总延伸和最小屈强比 （屈服强度与抗拉强度之比） 都在大约 &$(的终轧温度下得到。终轧温度较高时， 硬化第二相逐步增加， 导致延性损失和高的屈强比， 而且导致高的抗拉强度。在 &(以下温度终轧， 由于

34、形成具有高密度位错的变形显微组织， 也不利于力学性能。正好在 )*$ 以上温度终轧时可得到最理想的双相钢。图 # ! $在热轧双相钢生产工艺中的冷却模型（%） 中间温度。中间温度决定了第一次快速冷却之后的空冷时析出铁素体的体积百分含量。如图 # ! $ 所示， 在 +% ,+#(的中间温度范围内得到高的延性。较高的中间温度由于第二相体积百分数过剩而导致钢质较硬、 延性低。（$） 卷取温度。如图 # ! $- 所示， 屈强比随卷取温度升高而增高。当卷取温度超过大约 %(时， 出现屈服点延伸。随着卷取温度增高到 $#(， 强度和延伸方面的降低相对较小。从卷取工艺可控能力的观点出发， 卷取温度通常设

35、置在 (以下。十二、 钢板的平整在大部分薄板产品中， 平整的主要目的是抑制大部分钢在退火状态下出现的屈服点延伸 （图 # ! $#） 。抑制屈服点延伸是为了避免在成形过程中出现常被称做吕德线或吕德带的表面条痕。平整也用于改善平板轧制产品的形状， 及断面和表面状态。平整的工艺特点取决于下面叙述的产品要求：（） 镀锡板。平整用于给出适宜的刚性或在控制量内通过冷加工对钢调质。（%） 高强冷轧薄板。大压下平整 （.#/ , $./的延伸率） 有时用于把退火后薄板的强度提高到指定的屈服强度水平。（$） 电工钢薄板。大压下平整 （%/ , &/的延伸率） 用于改善电磁性能， 特别是对于冷轧电机铁芯片。（-

36、） 深拉延薄板。采用轻平整 （.#/ , ./的延伸率） 去充分抑制在成形过程中吕德印痕的形成而不明显削弱其韧性。平整压下量对某些铌钢的屈服强度和退火后屈服强度下降的影响如图 # ! $0 所示。这些钢屈服强度的降低大部分发生在小于 /的平整压下率。虽然在较高退火温度下原始屈服强度明显的低， 在平整之后屈服强度的降低和退火温度没发现什么关系。但是对于类似的渗碳体结构， 这种降低对于细化的晶粒尺寸就显得较大。-$%第一篇热轧工艺基础图 ! #$终轧温度对热轧双相钢拉伸性能的影响图 ! #中间温度对热轧双相钢拉伸性能的影响图 ! #%卷取温度对热轧双相钢拉伸性能的影响!#$第五章垫轧过程中钢的冶金

37、特性图 ! #!深拉延沸腾钢箱式退火应力 应变曲线图 ! #$于整轧制对铌钢屈服强度的影响第三节在热轧带钢轧机中钢的氧化一、 在加热过程中钢的氧化氧化是在高温下在金属上形成一层氧化物的过程。下面 # 类铁的氧化物是在高温下存在于氧化铁皮中： %&、 %&#(和 %&)#。通过下列反应形成这些化合物：$#)第一篇热轧工艺基础!# $% & $%!（ ( )）$%! # $%!*& $%*!+（ ( )*）*!# +$% & $%!*（ ( )+）$%! 是靠近金属的最内一层 （图 ( *,） ， 具有最低的含氧量。在 ,-.以下 $%! 是不稳定的。它在氧化皮中的含量随温度的升高而增加， 并且当

38、钢温度在 ,-.以上时， $%!占氧化皮层的 /0。和氧化皮中其他相的熔点和钢本身的熔点相比， $%! 有较低的熔点，即 )*,- 1 )+.。$%! 的熔化 （ “洗” ） 加速了氧化速率和进一步加剧了晶界渗透而造成了恶劣的表面质量， 增加了燃料消耗并降低了生产率。$%*!+是氧化皮的中间相。当钢温度在 -.以下时， 氧化皮只含 $%*!+（图 ( *2） 。当温度上升到大约 ,-.时， 消耗 $%*!+， 在高温下形成 $%!， 这时 $%*!+只占氧化皮层的+0。$%*!+比 $%! 更硬、 更耐磨。$%!*是氧化皮的外层相 （图 ( *,） 。如图 ( *2 所示， $%!*在近2-.

39、以上形成， 在高温下， 它约占氧化皮层的 )0。类似于 $%*!+， $%!*是硬而耐磨的。图 ( *,氧化皮的结构示意图二、 氧化速率氧化过程是通过在金属表面上一层铁的氧化膜的形成而开始的， 然后通过氧扩散进入铁和铁氧化物界面。扩散过程可由温度的指数和时间的抛物线的一般关系来描述：! &!#%34 ( $ 5 （% # *2） （)5 & # )5# )5 ）（ ( )）式中&、 分别为板坯的厚、 宽、 长。! 每单位钢坯质量的氧化皮损失质量；# 氧化时间；% 板坯温度； 板坯密度；(、 $ 由钢种和炉气决定的常数。对于 6 为 -7*-0的碳钢钢坯， 在加热炉中有 )-0燃烧气体时， (

40、& /7-8、 $ & )7,，这可从方程式 ( ) 和图 ( */ 中得出。三、 炉气对氧化的影响就钢的氧化而论， 钢周围炉气中的气体可分成两组：（)） 氧化性气体， 包括氧气 （!） 、 水蒸气 （9!） 和二氧化碳 （6!） 。,*第五章垫轧过程中钢的冶金特性图 ! #$在氧气中铁氧化后 %&、 %&(#及 %&#)的近似百分比图 ! #*在恒温下时间和金属损失间的关系（(） 还原性气体， 包括一氧化碳 （+） 和氢气 （,(） 。氧化和还原过程是可逆的， 由下面的公式描述：(!#- (%&(%&（! ./）+(!#- %&%& - +（! .0）$#(第一篇热轧工艺基础!# $ %&%

41、&# $ !（ ( )*）这些氧化 ( 还原关系可由墨菲 （+,-./0） 、 乔米尼 （123450）（图 ( 67!） 和马歇尔（+8-9/8:）（图 ( 67） 作出的曲线最好地表示出来。这些曲线确定出平衡温度， 在该温度下各种气体比率 # （;#） # （;#） 和 # （!#） )?燃气温度下与理论燃烧空气百分比相关的天然气燃烧的平衡产物。注意在燃烧空气百分比中还原气形成少量的氧化气氛。对于 ; 为 7=7A的碳钢， 加热 )/ 后， 空燃比对氧化速率的定量影响如图 ( 6) 所示。在高温下无氧化气氛要求空燃比接近于 7A。图 ( 67各种气体比例下的干衡温度图 ( 6 举例说明了一

42、个可减少加热炉氧化铁皮损失的燃烧方式。根据这种方式，当钢坯表面温度从 B7?升高到 )7=*?时空燃比从 )77A逐渐降低到 7A。气体速度是影响氧化速率的另一个因素。已经发现， 氧化速率随着气体流速逐渐达到临界流速而逐渐增加。二氧化碳和空气的临界流速等于 )33345。炉气的另一个重要成分是二氧化硫 （C#） 。在和钢的化学反应中， 它生成液体硫化物， 例如氧化皮中的 %&C。这加速了氧化过程。和硫化物的结构有关的附加复杂变化是在金属氧化皮中增加粘附力， 其结果是使氧化皮去除困难。在还原气氛中形成硫化物并迅速增长， 因此， 为了缓和这个问题， 通常提高空燃比以便在炉气中保持至少 6A的过剩氧

43、气。四、 残余元素和合金元素对氧化的影响如果在钢中存在某些残余元素和合金元素， 氧化速率会被限制 （图 ( 6=） 。下面简要叙述一些元素的影响：（)） 碳。它扩散到氧化物金属界面形成一氧化碳， 一氧化碳和铁发生化学反应的结果是生成 %&#。在氧化物金属界面上存在一氧化碳时， 氧化皮和金属之间形成的间隙D=第五章垫轧过程中钢的冶金特性图 ! #$空燃比对恒温时氧化速率的定性影响增大而氧化皮的粘附力降低。没有氧化皮的粗大裂纹而形成的间隙会减慢氧化速率。但是在高温和高碳含量时， 在间隙中气体压力会引起氧化皮产生粗大裂纹。它增加了金属和炉气的接触， 而增大了氧化速率。（%） 锰。在低碳钢中存在的锰在

44、氧化性方面的影响可忽略。（&） 铬。当铬在钢中以残留元素存在时， 它对氧化速率的影响可忽略。在不锈钢中它形成氧化铬(%)&保护层以提供抗氧化能力。形成这种保护层的过程常常被称为钝化过程。（#） 铝。当铝以残留水平存在于钢中时也没有影响。作为一种合金元素， 它形成氧化铝 *+%)&硬保护层， 降低了氧化速率。（!） 硅。它和在氧化物金属界面的前面扩散进钢中的氧反应并作为氧化硅 ,-)%析出。,-)%粒子形成一个独立相， 即铁橄榄石 ./%,-)#， 它阻滞了氧化速率。这种相在 $012熔化。随着熔化相的形成，保护作用消失， 而氧化速率迅速增加。图 ! #%利用各种空燃比的控制加热实践$ 工件表面

45、温度； % 工件中心温度； & 实现总热输入做功硅镇静钢只含有大约 13%!4的硅。但是， 这足以在氧化皮层形成坑和扩展铁皮中的硅酸盐， 这就增大了氧化皮对钢的粘附力。（5） 镍。因为镍在铁中的扩散系数低， 所以它以薄膜的形式聚集在合金核心周围。该1#%第一篇热轧工艺基础图 ! #$某些钢在高温下的氧化损失% &( 型 %)$) 碳钢； * &( 型 %)+) 碳钢； $ &( 型$)* 不锈钢； # &( 型 #$) 不锈钢； ! &( 型 $%) 不锈钢薄膜降低氧化速率。但是在氧化物中形成镍合金网状使轧制过程中氧化物的粘附力升高， 从而导致轧入氧化皮。这个问题随镍含量增加而变得更为严重。（

46、,） 铜。铜类似于镍， 它被排斥在氧化物金属界面上。但是铜不像镍那样产生粘性氧化层问题。当在金属氧化物界面铜含量超过 -.时， 析出一个富铜分离相。这种相在%)+/0熔化并在金属和氧化物之间形成一层膜， 产生热脆性和表面缺陷。五、 氧化和脱碳在钢中的脱碳过程用下面公式表达：*1*2 34$!#5$34 2 51#（! %+）6*2 *34$!#5/34 2 *56（! *)）56*2 34$!#5$34 2 *56（! *%）在 &$和 &%温度之下脱碳是相当低的。但是当奥氏体形成时， 即在这些温度之上时，这个过程显著增强。当钢温度在大约 %*) 7 %*+)0时， 脱碳与氧化同时发生。氧化速

47、率和脱碳速率随温度增加。贫碳区通常被叫做脱碳区。它位于钢的内部和氧化物金属界面之间。脱碳对于某些高碳特殊钢的后部工艺有决定性影响。在低碳钢中脱碳通常会引起质量问题。六、 粗轧道次中钢的氧化如先前的讨论一样， 加热板坯的氧化皮由 $ 个特殊薄膜层组成： 346、 34$6#和 34*6$。%#*第五章垫轧过程中钢的冶金特性因为这些薄膜之间的结合比氧化皮层和钢之间的界面结合更强， 所以清除氧化皮过程和轧制过程将倾向于破坏界面结合而不是氧化层膜之间的结合。根据布莱泽维茨 （!#$%&(） ， 粗轧道次中在工件表面上氧化铁皮的性质可举例说明如下。我们考虑一块带有 )*+, 厚的在轧制工序之前没有从板坯

48、表面清除的一次氧化铁皮的典型板坯。当钢坯进入到粗轧第一道次时 （图 - . /） 氧化皮从板坯上剥离 （详见图 -. / 中的 ! 和） ， 一些氧化皮微粒可能飞出轧辊辊缝 （详见图 - . / 中的 #） ， 但是它们大部分会进入辊缝， 被轻度延伸并压进钢中。因为氧化皮微粒的延伸率不完全等于板坯的延伸率， 所以氧化皮微粒间会形成小的空间。图 - . /在粗轧第一道次中氧化铁皮变化示意说明0 . 轧辊； + . 氧化皮； ) . 钢当板坯进入第二道次时， 由于低温和碎成小块， 氧化皮变得塑性很差。这些碎片随着它们之间缝隙的加大会更深地嵌入板坯表面。沿着这些间隙板坯表面会容易导致氧化并开始形成第

49、二次氧化皮。到此时板坯进入第三道次， 由于低温和进一步嵌入钢中， 氧化皮失去了它的可塑性和可压缩性。在第四道次过程中 （图 - . /-） ， 氧化皮完全嵌入钢中。由于咬入角减小， 微粒的破裂也减小。轧辊滑动压过氧化皮微粒， 使氧化皮脱离钢的表面。图 - . /-在粗轧第四道次中氧化皮变化示意说明0 . 在水中氧化物； + . 氧化物回跳； ) . 氧化皮一块氧化皮碎片在粗轧道次中的延伸率被示于图 - . /1。尺寸约 +-, 2 +-, 的氧化皮微粒!经粗轧第一道次后被碎裂成更小的碎片 $。在破裂过程中， 边缘压紧， 微粒间的延伸连续进行， 微粒变形如图中 %、 & 和 所示。+/+第一篇热

50、轧工艺基础图 ! #$粗轧道次中一块 %!& %!&氧化皮斑点的延伸七、 在精轧道次中钢的氧化当中间料接近位于精轧机入口的除鳞箱时， 它的表面将覆盖二次氧化皮薄膜 （图 ! #(） ， 其长度为 )%*( + )!,&， 其厚度为 ,*,- + ,*#,&。在精轧机的入口除鳞之后， 铁氧化的最终形式， 即所谓三次氧化皮开始出现。在轧件通过轧机过程中， 铁的氧化物在连续产生时同时被延伸。带钢进入末架精轧机架时， 它的温度降低。在这架机座上咬入角通常很小， 所以产生小氧化皮碎裂。因此， 轧制作用引起轧辊在氧化物上滑动， 使氧化物呈砂纸样地散落在带钢表面。图 ! #- 表明了进入粗轧机时尺寸为 %!

51、& %!& 的氧化皮斑点经精轧后产生的氧化皮图案。那末现在氧化皮斑点是分布状况为大约宽 %!&、 长 %,.,& 以上的一连串锯齿状的 “小泪珠” 。八、 卷取过程中钢的氧化在输出辊道上水冷过程中氧化物的生长是缓慢的。但是在卷取过程中， 生长速率增加。卷取好的带钢显示出一个所谓 “退火图案” 。如图 ! #/ 所示。这个图案是由于沿带钢宽度上不同的冷却速率而造成的。卷材的端部和边部以最快的速率冷却而且通常覆盖着蓝色氧化物。这类氧化物是非常致密而且是最难酸洗的。紧接着在带钢横截面的中部， 有一个狭长的深蓝和 （或） 金色的带。最后， 带钢的中部是各种浅灰色。.#%第五章垫轧过程中钢的冶金特性图 ! #$在精轧机入口处除鳞前中间料坯上的氧化示意图% 氧化膜； & 钢图 ! #一块 &!() &!( 氧化皮经过粗轧和精轧延伸后的状态图 ! #*在卷取的带钢上氧化物图案的示意图解说明% 蓝； & 黑蓝； + 金色； # 灰色； ! 卷层#&第一篇热轧工艺基础