控制轧制与控制冷却培训课件

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拉伸伸时时的的韧韧性性断断裂裂:颈颈缩缩为为前导前导.应应变变硬硬化化产产生生的的强强度度增增加加不不足足以以补补偿偿截截面面积积的的减减少少,产产生集中变形生集中变形,出现细颈出现细颈.细细颈颈中中心心为为三三向向拉拉应应力力状状态态,形形成成显显微微空空洞洞,长长大大并并聚聚合合成成裂裂纹纹,沿沿与与拉拉伸伸垂垂直直的的方方向向扩扩展展成成中中央央裂裂纹纹,最最后后在在细细颈颈边边缘缘处处沿沿与与拉拉伸伸轴轴成成4545方向剪断方向剪断,形成形成”杯锥断口杯锥断口”图图4 杯锥型断口形成过程杯锥型断口形成过程韧性断口的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的形成原因 韧韧性性断断裂裂多多起起源源于于空空洞洞，这这是是由由于于钢钢材材在在熔熔炼炼过过程程中中混混入入氧氧化化物物、硫硫化化物物等等夹夹杂杂物物粒粒子子以以及及某某些难变形的第二相粒子造成的。些难变形的第二相粒子造成的。当当钢钢材材基基体体变变形形时时，在在夹夹杂杂物物或或二二相相粒粒子子的的相相界界面面上上产产生生强强烈烈的的附附加加拉拉应应力力，若若界界面面的的结结合合力力弱弱，则则很很容容易易产产生生剥剥离离，于于是是就就在相界面上产生空洞。在相界面上产生空洞。夹夹杂杂物物及及二二相相粒粒子子的的数数量量、几几何何形形状状、大大小小及及其其与与基基体体结结合合的的强强度是影响断裂的重要参数。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不同压下道次下缩孔变形图(a)(c)(b)钢板的厚度同为钢板的厚度同为130mm时，采用大压下、正常压下和轻时，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 拉伸断口拉伸断口拉伸断口截面内出现的分层拉伸断口截面内出现的分层拉伸断口侧面上出现的分层拉伸断口侧面上出现的分层 原因分析：原因分析：(1)(1)化学成分：碳、锰化学成分：碳、锰及硫、磷含量，微合金及硫、磷含量，微合金元素的有无等；元素的有无等；(2)(2)铸坯质量：坯型及铸坯质量：坯型及铸坯中心偏析级别的高铸坯中心偏析级别的高低等；低等；(3)(3)加热制度：加热温加热制度：加热温度的高低、加热时间的度的高低、加热时间的长短，表面及芯部的温长短，表面及芯部的温差等：差等：(4)(4)变形制度：再结晶变形制度：再结晶区道次变形量的大小，区道次变形量的大小，变形的渗透程度等。变形的渗透程度等。1.2 金属材料强化的主要机制金属材料强化的主要机制 位位错错强强化化、固固溶溶强强化化、析析出出强强化化、晶晶界界强强化化、亚亚晶晶强强化化、织织构构强强化化等等。但但实实用用钢钢材材的的强强化化并并不不是是由由单单一一的的强强化化机机制制决决定定，在在大大多多数数情情况况下下，由由几几种种机机制叠加获得制叠加获得。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、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、沉淀强化的影珠光体钢晶粒细化、沉淀强化的影响规律如下图所示。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、钛微合金化元素在钢中的作用 铌、钒、钛对铁素体铌、钒、钛对铁素体/珠光体钢脆性转变温度的影响珠光体钢脆性转变温度的影响 图图5.0.10%C,1.22%Mn,0.02%Nb5.0.10%C,1.22%Mn,0.02%Nb钢在钢在0.6Tm 0.6Tm 以上温度变形时的应力应变曲线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钢材热变形时的应力应变曲线规律2.1 2.1 钢材热变形过程中的硬化、软化和组织结构变化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（1 1）变形速率不变）变形速率不变时，同一应变条件下，时，同一应变条件下，变形温度越高，所对变形温度越高，所对应的真应力越低应的真应力越低2 2）变形速率越低，）变形速率越低，所对应的真应力也越所对应的真应力也越低，且真应力的峰值低，且真应力的峰值向真应力变小的方向向真应力变小的方向移动移动3 3）随应变的增加，）随应变的增加，曲线呈现由高变低并曲线呈现由高变低并逐渐趋于稳定的形态逐渐趋于稳定的形态 再结晶奥氏体的长大过程再结晶奥氏体的长大过程图图9 Q3459 Q345钢不同停隔时间的奥氏体组织钢不同停隔时间的奥氏体组织图图10 10 奥氏体晶粒的长大过程奥氏体晶粒的长大过程abcdef2.1 2.1 钢材热变形后的静态再结晶过程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再结晶奥氏体的长大过程 从图从图9 9和图和图1010可以看出：可以看出：变变形形结结束束后后随随停停隔隔时时间间的的延延长长，沿沿着着原原来来的的奥奥氏氏体体晶晶界界，再再结结晶晶核核心心不不断断形形成成，在在形形变变储储存存能能的的驱驱动动下下形形变变奥奥氏氏体体发发生生再再结结晶晶的的数数量量不不断断增增加加，奥奥氏氏体体平平均均晶晶粒粒尺尺寸寸不不断断减减小小，当当奥奥氏氏体体平平均均晶晶粒粒尺尺寸寸达达到到最最小小值值时时说说明明再再结结晶晶过过程程完完成成。其其后后随随时时间间的的延延长长，再再结结晶晶奥奥氏氏体体逐逐渐渐长长大大，达达到到某某一一阀阀值值时时趋趋于于稳稳定定。由由于于试试样样心心部部和和边边部部变变形形不不均均匀匀程程度度的的差差别别，再再结结晶晶完完成成的的时时间间略略有有差差别别。另另外外，还还可可以以看看出出，随随待待温温冷冷却却速速度度的的变变化化，奥奥氏氏体体平平均均晶晶粒粒尺尺寸寸无无明明显显变变化化，因因为为在在再再结结晶晶过过程程中中过过冷冷度度不不是是影影响响奥奥氏氏体体晶晶粒粒大大小小的的主主要要因因素素，所所以以不不能能采采用用增增加加过过冷冷度度的的方方法法细细化化再结晶晶粒。再结晶晶粒。再结晶行为对组织性能的影响再结晶行为对组织性能的影响图图11 11 变形量对强度的影响变形量对强度的影响图图12 12 变形量对冲击功的影响变形量对冲击功的影响 在在10001000以以上上的的高高温温再再结结晶晶区区轧轧制制时时，Q345Q345钢钢的的屈屈服服强强度度和和冲冲击击功功均均比比950950以以下下的的低低温温区区轧轧制制时时低低。以以轧轧制制温温度度同同为为10501050而而变变形形量量不不同同的的试试样样为为例例，当当变变形形量量由由10%10%增增加加到到40%40%时时，屈屈服服强强度度并并没没有有上上升升，反反而而呈呈下下降降趋趋势势，横横向向冲冲击击值值很很低低且且随随变变形形量的增加无明显变化；量的增加无明显变化；在在950950以以下下的的低低温温区区轧轧制制时时，不不仅仅整整体体力力学学性性能能比比高高温温区区轧轧制制时时高高，而而且且道道次次变变形形量量对对力力学学性性能能的的影影响响比比较较显显著著，随随变变形形量量增增加加，屈屈服服强强度度和和冲冲击击值值都都呈呈上上升升趋趋势势，轧制温度越低，上升的趋势越显著。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静态再结晶的临界变形量 为为了了使使再再结结晶晶能能够够充充分分进进行行，则则所所给给予予的的压压下下率率必必须须大大于于对对应应条条件件下下静静态态再再结结晶晶的的临临界界变变形形量量。该该值值随随钢钢种种和和变变形形条件的不同彼此相差很大。条件的不同彼此相差很大。普普碳碳钢钢的的临临界界变变形形量量很很小小，且且与与温温度度的的关关系系很很弱弱，即即普普碳碳钢钢在在较较小小的的变变形形量量、较较宽宽的的温温度度范范围围内内均均容容易易产产生生再再结结晶晶。而而含含铌铌钢钢的的临临界界变变形形量量却却较较大大，在在950950以以下下的的温温度度区区域域内内要要使使含含铌铌钢钢完完成成再再结结晶晶是是很很困困难难的。的。2.2 2.2 钢材热变形后的静态再结晶过程钢材热变形后的静态再结晶过程轧制后奥轧制后奥氏体晶粒氏体晶粒铁素体铁素体形核形核相变后相变后控冷后控冷后形变硬化的铁素体形变硬化的铁素体变形区变形区晶粒边界晶粒边界位错位错亚晶边界亚晶边界晶粒长大晶粒长大水淬水淬 奥氏体奥氏体/铁素体相变行为铁素体相变行为2.3 2.3 奥氏体奥氏体/铁素体相变规律及形变诱导相变铁素体相变规律及形变诱导相变 奥氏体奥氏体/铁素体相变开始温度铁素体相变开始温度铁素体相变开始温度除了与铁素体相变开始温度除了与钢材的化学成分有关外还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轧制变形条件和轧后冷却速度有关，铝镇静钢的一般规度有关，铝镇静钢的一般规律是：律是：在高温再结晶区轧制时，随在高温再结晶区轧制时，随轧制温度的降低，铁素体开轧制温度的降低，铁素体开始转变温度升高；在低温未始转变温度升高；在低温未再结晶区轧制时，铁素体开再结晶区轧制时，铁素体开始转变温度随轧制温度的降始转变温度随轧制温度的降低而降低。低而降低。2.3 2.3 奥氏体奥氏体/铁素体相变规律及形变诱导相变铁素体相变规律及形变诱导相变 奥氏体奥氏体/铁素体相变形态铁素体相变形态 热加工钢材的奥氏体热加工钢材的奥氏体/铁素体相变形态示意图铁素体相变形态示意图I AI A型：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N0.5N0.5级时，在级时，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的方式向晶粒内长大而形成魏氏组织魏氏组织。I BI B型：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N0.6N0.6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等轴铁素体加少加少量量珠光体珠光体的均匀组织。的均匀组织。型：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均匀细小的铁素体加少量加少量珠光珠光体体组织，铁素体晶粒的大小取决于累积应变的数量。组织，铁素体晶粒的大小取决于累积应变的数量。过渡型：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程介于型和型和型转变之间，其相变产物可能会出现下列两种情况：型转变之间，其相变产物可能会出现下列两种情况：（1 1）大部分奥氏体晶粒按）大部分奥氏体晶粒按I BI B型转变形成细小的铁素体和珠光体，其余部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；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 2）部分变形量大的未再结晶奥氏体晶粒按）部分变形量大的未再结晶奥氏体晶粒按型转变形成细小的铁素体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。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。形变诱导奥氏体形变诱导奥氏体/铁素体相变的特征铁素体相变的特征 型型相相变变是是一一种种不不局局限限于于轧轧材材，即即便便由由单单纯纯的的加加热热和和冷冷却却也也能能引引起起的的普普通通相相变变形形态态，而而型型相相变变（形形变变诱诱导导相相变变）是是在在无无应应变变热热平平衡衡温温度度以以上上就就生生成成了了铁铁素素体体，因因而而相相对对地地增增加加了了铁铁素素体体的的形形核核数数和和生生成成量量，还还能能使使珠珠光光体体的的体体积百分数降低。积百分数降低。由由于于铁铁素素体体的的强强制制相相变变，将将使使钢钢中中的的碳碳只只能能在在残残余余的的微微小小区区域域内内极极度度浓浓缩缩，在在铁铁素素体体晶晶粒粒细细化化的的同同时时，珠珠光光体体也也得得到到细细化化，浓浓缩缩区区的的淬淬透透性性提提高高，从从而而增增加加了了生生成成类类珠珠光光体体、贝贝氏氏体体、马马氏氏体体等低温相变产物的可能性。等低温相变产物的可能性。奥氏体晶粒尺寸对奥氏体晶粒尺寸对CCTCCT曲线的影响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 奥奥氏氏体体未未再再结结晶晶变变形形量量对对CCTCCT曲曲线线的的影影响响 4242；2727；0 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 动态动态CCTCCT曲线的测定曲线的测定奥奥氏氏体体未未再再结结晶晶区区变变形形温温度度对对CCTCCT曲曲线线的的影响影响 900900；850850；800800 随随奥奥氏氏体体未未再再结结晶晶区区变变形形温温度度的的降降低低，整个曲线向上、向左方向移动整个曲线向上、向左方向移动Q345Q345钢低冷却速率范围内的动态钢低冷却速率范围内的动态CCTCCT曲线曲线 由由图图可可见见，Q345Q345钢钢的的贝贝氏氏体体形形成成温温度度范范围围比比较较宽宽，应应注注意意终终了了冷冷却却温温度度的的控控制制 动态动态CCTCCT曲线的测定曲线的测定 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。3.3.钢材轧制过程中的组织性能控制钢材轧制过程中的组织性能控制（1 1）奥奥 氏氏 体体 再再 结结 晶晶 区区 变变 形形 阶阶 段段 t950t950 对对加加热热时时粗粗化化的的奥奥氏氏体体晶晶粒粒反反复复进进行行轧轧制制并并反反复复再再结结晶晶后使之得到细化后使之得到细化（2 2）奥氏体未再结晶区变形阶）奥氏体未再结晶区变形阶段段 t t950-A950-Ar r3 3 奥奥氏氏体体晶晶粒粒沿沿轧轧制制方方向向伸伸长长、压压扁扁，晶晶内内产产生生形形变变带带，这这种种加加工工硬硬化化状状态态的的奥奥氏氏体体具具有有促促进进铁铁素素体体相相变变形形核核作作用用（3 3）奥奥氏氏体体铁铁素素体体两两相相区区变变形阶段形阶段 tArt700700时时，随随终终冷冷温温度度的的升升高高，屈屈服服强强度度降降低低，在在试试验验的的温温度度范范围围内内，大大约约降降低低30-40Mpa30-40Mpa，但但都都满满足标准要求。足标准要求。从从图图3131可可以以看看出出：Q345Q345钢钢的的贝贝氏氏体体形形成成温温度度范范围围比比较较宽宽，当当终终冷冷温温度度或或钢钢板板瞬瞬间间冷冷却却温温度度低低于于600600至至400400之之间间，均均有有可可能能形形成成贝贝氏氏体体，因因此此普普通通级级别别Q345Q345钢钢板板，比比较较适适宜宜的的终终冷冷温温度度应应为为650-700650-700。图图31 Q34531 Q345钢的动态钢的动态CCTCCT曲线曲线工业试验及工业试验及TMCPTMCP工艺的确定工艺的确定钢种CSiMnPSQ3450.15-0.180.34-0.401.26-1.380.019-0.0200.015-0.022 表表8 8 工业试验钢的化学成分，工业试验钢的化学成分，Wt%Wt%编号待温厚度mm成品厚度mm阶段开冷温度,终冷温度,冷却速度,/S控轧温度,终轧温度,013012860750729677-0250208458037896622.90360208307557166441.60480208367527356202.40540208268167856513.10660208307427176012.7表表9 Q3459 Q345钢工业试验钢工业试验TMCPTMCP工艺参数工艺参数工工艺艺编编号号晶晶粒粒度度/级级带带状状物物/级级s sMPaMPab bMPaMPa延伸率延伸率5%5%室温室温AkvAkv，J J00AkvAkv，J J-20-20AkvAkv，J J时效冲击时效冲击韧性，韧性，J J冷弯冷弯性能性能180180纵纵横横纵纵横横纵纵横横纵纵横横纵纵横横纵纵横横纵纵横横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合格表表10 10 工业试验钢的组织和力学性能工业试验钢的组织和力学性能 结结合合首首钢钢3500mm3500mm中中厚厚板板轧轧机机的的改改造造，就就传传统统Q345Q345系系列列中中厚厚钢钢板板的的TMCPTMCP进进行行了了比比较较深深入入的的研研究究，围围绕绕TMCPTMCP工工艺艺技技术术的的核核心心晶晶粒粒组组织织细细化化、得得出出如如下结论：下结论：（1 1）采采用用再再结结晶晶方方法法细细化化奥奥氏氏体体晶晶粒粒时时，高高温温再再结结晶晶区区的的道道次次变变形形量量宜宜控控制制在在10102020，低低温温区区宜宜控控制制在在20203030，最最大大道道次次压压下下量量30mm30mm。这这有有利利于于再再结结晶晶过过程程的的充充分分进进行行，避避免免混混晶晶形形成成，减减少少相相变变后后生生成成魏魏氏氏组组织织的的几几率；率；（2 2）采采用用形形变变诱诱导导相相变变方方法法细细化化铁铁素素体体晶晶粒粒时时，降降低低进进精精轧轧温温度度或或增增加加待待温温厚厚度度，有有利利于于提提高高有有效效累累积积应应变变量量，促促进进铁铁素素体体形形核核、增增强强相相变变驱驱动动力力，获获得得均均匀匀细细小小的的铁铁素素体体+珠珠光光体体组组织织，推推荐荐的的较较好好精精轧轧温温度度区区间间为为880880820820，待温厚度为，待温厚度为2 22.52.5倍成品厚度；倍成品厚度；（3 3）采采用用加加速速冷冷却却促促进进铁铁素素体体相相变变时时，为为避避免免过过量量的的脆脆性性相相形形成成而而导导致致钢钢材材塑韧性降低，推荐的较好冷却速度为塑韧性降低，推荐的较好冷却速度为5 515/S15/S，终冷温度为，终冷温度为650650700700。Q345 Q345系列中厚钢板的系列中厚钢板的TMCPTMCP工艺要点工艺要点 图图4444 各种机械热处理工艺与传统工艺的对比各种机械热处理工艺与传统工艺的对比 TMRTMR热机械轧制；热机械轧制；L LL L处理（中间淬火）；处理（中间淬火）；R R热轧；热轧；ACAC加速冷却加速冷却 CRCR控制轧制；控制轧制；N N正火；正火；DQDQ直接淬火；直接淬火；RQRQ再加热淬火；再加热淬火；T T回火回火4 4.2.2 控轧控冷新技术的工业应用控轧控冷新技术的工业应用 直接淬火（直接淬火（DQ-TDQ-T）工艺：）工艺：是指钢板热轧终了后在轧制作业线上实现直接淬是指钢板热轧终了后在轧制作业线上实现直接淬火、回火的新工艺，这种工艺有效地利用了轧后余热，有机地将变形与热火、回火的新工艺，这种工艺有效地利用了轧后余热，有机地将变形与热处理工艺相结合，从而有效地改善钢材的综合性能，即在提高强度的同时，处理工艺相结合，从而有效地改善钢材的综合性能，即在提高强度的同时，保持较好的韧性。保持较好的韧性。直接淬火工艺的类型：直接淬火工艺的类型：区别于离线的再加热淬火、回火工艺区别于离线的再加热淬火、回火工艺(RQ-T)(RQ-T)，直接，直接淬火工艺根据控制轧制温度的不同可以分为：淬火工艺根据控制轧制温度的不同可以分为：“再结晶控轧直接淬火再结晶控轧直接淬火”(DQ-T)(DQ-T)、“未再结晶控轧直接淬火未再结晶控轧直接淬火”(CR-DQ-T)(CR-DQ-T)和和“再结晶控轧直接淬再结晶控轧直接淬火两相区淬火火两相区淬火”(DQ-L-T)(DQ-L-T)三种不同的工艺类型。三种不同的工艺类型。直接淬火工艺的工业应用：直接淬火工艺的工业应用：由于直接淬火工艺能得到比再加热淬火更加优由于直接淬火工艺能得到比再加热淬火更加优良的强度和韧性配合，良的强度和韧性配合，2020世纪世纪9090年代以来，该工艺在各钢铁工业发达国家年代以来，该工艺在各钢铁工业发达国家得到了迅速发展，以直接淬火为代表的各种得到了迅速发展，以直接淬火为代表的各种TMCPTMCP工艺在船用钢板、管线钢、工艺在船用钢板、管线钢、海岸建设用钢以及建筑用钢的生产中都得到了广泛的应用。海岸建设用钢以及建筑用钢的生产中都得到了广泛的应用。4 4.2.2 控轧控冷新技术的工业应用控轧控冷新技术的工业应用4.2.14.2.1直接淬火工艺直接淬火工艺直接淬火设备应满足的要求：直接淬火设备应满足的要求：(l)(l)由于直接淬火设备为在线设置，这就要求设备必须具由于直接淬火设备为在线设置，这就要求设备必须具有双重功能，既要能胜任热处理要求，又要能胜任快有双重功能，既要能胜任热处理要求，又要能胜任快速冷却要求。因此，淬火设备必须具有较大的工作范速冷却要求。因此，淬火设备必须具有较大的工作范围，能适应各类钢种热处理及快速冷却的需要。围，能适应各类钢种热处理及快速冷却的需要。(2)(2)直接淬火需求的冷却速率大，这就要求该设备的冷却直接淬火需求的冷却速率大，这就要求该设备的冷却能力要比常规的快速冷却设备能力大，一般得比正常能力要比常规的快速冷却设备能力大，一般得比正常值大值大15%15%左右。左右。(3)(3)为了防止钢板挠曲，在冷却过程中钢板上下表面的冷为了防止钢板挠曲，在冷却过程中钢板上下表面的冷却条件要尽量趋于一致。一般的热处理设备多采用钢却条件要尽量趋于一致。一般的热处理设备多采用钢板上表面限制辊方式来减轻钢板挠曲及浪形程度，但板上表面限制辊方式来减轻钢板挠曲及浪形程度，但限制辊的使用往往又影响冷却控制精度，因此要尽量限制辊的使用往往又影响冷却控制精度，因此要尽量减少限制辊的数量。减少限制辊的数量。(4)(4)为了使钢板的力学性能具有较高的均匀性和保证获得为了使钢板的力学性能具有较高的均匀性和保证获得良好的板形，还要求该设备具有较高的冷却均匀性。良好的板形，还要求该设备具有较高的冷却均匀性。4 4.2.2 控轧控冷新技术的工业应用控轧控冷新技术的工业应用4.2.2 4.2.2 高性能钢材品种的开发高性能钢材品种的开发奥氏体状态：蓄积能量奥氏体状态：蓄积能量奥氏体晶粒尺寸的大小；奥氏体晶粒尺寸的大小；奥氏体内蓄积能量的高低；奥氏体内蓄积能量的高低；奥氏体内部缺陷的多少。奥氏体内部缺陷的多少。奥氏体状态控制：奥氏体状态控制：奥氏体相变条件的控制：奥氏体相变条件的控制：通过控制开始冷却温度、冷通过控制开始冷却温度、冷却速度、冷却终止温度、冷却速度、冷却终止温度、冷却路径等，最终实现相变类却路径等，最终实现相变类型、相变产物形态的控制。型、相变产物形态的控制。铁素体、珠光体相变铁素体、珠光体相变贝氏体相变贝氏体相变马氏体相变马氏体相变铁素体、贝氏体相变铁素体、贝氏体相变相变方向相变方向4 4.2.2 控轧控冷新技术的工业应用控轧控冷新技术的工业应用4.2.3 4.2.3 高性能钢材品种的开发高性能钢材品种的开发 依依据据现现代代轧轧制制过过程程特特点点（连连续续大大变变形形、高高应应变变速速率率、短短间间歇歇时时间间、低低变变形形温温度度）和和冷冷却却过过程程特特点点（变变形形后后短短时时间间内内立立即即进进入入冷冷却却区区，高高冷冷却却速速率率），从从温温度度轴轴和和时时间间轴轴两两方方面面考考虑虑，提提出出低低碳碳超超细细晶晶粒粒钢钢的的强强化化机机制制：利利用用轧轧制制过过程程得得到到形形变变硬硬化化的的奥奥氏氏体体，再再通通过过快快速速冷冷却却过过程程对对形形变变奥奥氏氏体体的的相相变变进进行行有有效效控控制制，实实现现细细晶晶强强化化和和相相变变强强化化，可以得到综合性能满足工业应用的超细晶粒钢。可以得到综合性能满足工业应用的超细晶粒钢。超细晶粒钢（超级钢）超细晶粒钢（超级钢）随着汽车工业的高速发展，汽车尾气排放对生存环境的负面影响日随着汽车工业的高速发展，汽车尾气排放对生存环境的负面影响日益严重，再加上人们对汽车碰撞安全性要求的不断提高，如何在保证安益严重，再加上人们对汽车碰撞安全性要求的不断提高，如何在保证安全、舒适的前提下使车身减重是解决这一系列问题的关键。因此，车体全、舒适的前提下使车身减重是解决这一系列问题的关键。因此，车体结构的高强度化和结构的高强度化和“以空代实以空代实”构件的广泛应用，推动了高成形性高强构件的广泛应用，推动了高成形性高强度钢材的研究开发。度钢材的研究开发。ULSAB-AVCULSAB-AVC超轻钢车身超轻钢车身-新型概念车新型概念车 内高压成形工艺生产的部分汽车零部件内高压成形工艺生产的部分汽车零部件 2.2 2.2 相变强化多相组织高强度钢相变强化多相组织高强度钢 由于由于ULSABULSAB研究项目的示范作用，车体轻量化技术研究的不断深化，汽车研究项目的示范作用，车体轻量化技术研究的不断深化，汽车车身结构所用钢材的强度级别呈逐年增高的趋势，为达到更高的强度和成车身结构所用钢材的强度级别呈逐年增高的趋势，为达到更高的强度和成形性能要求，已开始大量使用相变强化型的多相组织高强度钢，其典型钢形性能要求，已开始大量使用相变强化型的多相组织高强度钢，其典型钢种有种有低碳贝氏体钢、低碳贝氏体钢、DPDP钢（双相钢）和钢（双相钢）和TRIPTRIP钢（相变诱发塑性钢）等。钢（相变诱发塑性钢）等。DPDP钢变形时，分散在软相中的硬相会引起高的加工硬化速率；钢变形时，分散在软相中的硬相会引起高的加工硬化速率；TRIPTRIP钢变形时残余奥氏体发生马氏体相变，进一步提高了高应变时的硬化速率。钢变形时残余奥氏体发生马氏体相变，进一步提高了高应变时的硬化速率。TRIPTRIP在低变形量时，其硬化速率低于在低变形量时，其硬化速率低于DPDP钢，但是这种硬化速率将持续到高应变阶钢，但是这种硬化速率将持续到高应变阶段，而段，而DPDP钢的硬化速率在高应变阶段变化不显著。钢的硬化速率在高应变阶段变化不显著。双相钢（双相钢（DPDP钢）钢）双双相相钢钢的的显显微微组组织织是是软软相相铁铁素素体体和和（体体积积分分数数依依赖赖于于强强度度）的的硬硬相相（通通常是马氏体）组成；常是马氏体）组成；软软的的铁铁素素体体相相通通常常是是连连续续的的，赋赋予予该该钢钢优优良良的的塑塑性性。当当它它变变形形时时，变变形形是是集集中中在在低低强强度度的的铁铁素素体体相相，因因而而这这种种钢显示出很高的加工硬化率。钢显示出很高的加工硬化率。JSTP，1038，F4DPDP钢与钢与HSLAHSLA钢的力学性能比较钢的力学性能比较连续的铁素体基体；连续的铁素体基体；分散的硬质第二相：马氏体和分散的硬质第二相：马氏体和（或）贝氏体（或）贝氏体该钢还含有残余奥氏体，体积分该钢还含有残余奥氏体，体积分数大于数大于5 5；典型：典型：5050铁素体，铁素体，3535贝氏体，贝氏体，1515奥氏体。奥氏体。化学成分：化学成分：C C：0.1 0.1 0.4%,0.4%,MnMn：1.0 1.0 2.0%2.0%，SiSi：1.0 1.0 2.0%2.0%，Cr,Nb,Mo,Cr,Nb,Mo,.微微量量JSTP，1038，F4 相变诱发塑性效应：是指钢中稳定存在的残余奥氏体在变形过程中向马相变诱发塑性效应：是指钢中稳定存在的残余奥氏体在变形过程中向马氏体转变时发生了相变强化，同时使塑性提高。氏体转变时发生了相变强化，同时使塑性提高。相变诱发塑性钢（相变诱发塑性钢（TRIPTRIP钢）钢）TRIPTRIP钢板与其它高强钢板的力学性能比较钢板与其它高强钢板的力学性能比较 DP DP钢变形时，分散在软相中的硬相会引起高的加工硬化速率；钢变形时，分散在软相中的硬相会引起高的加工硬化速率；TRIPTRIP钢变形时残余奥氏体发生马氏体相变，进一步提高了高应变钢变形时残余奥氏体发生马氏体相变，进一步提高了高应变时的硬化速率。时的硬化速率。TRIP TRIP在低变形量时，其硬化速率低于在低变形量时，其硬化速率低于DPDP钢，但是这种硬化速钢，但是这种硬化速率将持续到高应变阶段，而率将持续到高应变阶段，而DPDP钢的硬化速率在高应变阶段变化不钢的硬化速率在高应变阶段变化不显著。显著。ArBFTRIPTRIP钢的显微组织为：铁素体片状（或板条状）贝氏体残余奥钢的显微组织为：铁素体片状（或板条状）贝氏体残余奥氏体的多相组织氏体的多相组织 TRIPTRIP钢的显微组织钢的显微组织钢钢材材组组织织-性性能能预预报报与与控控制制技技术术：在在钢钢材材新新产产品品的的研研究究开开发发过过程程中中，利利用用现现代代化化的的信信息息处处理理手手段段及及相相关关物物理理冶冶金金学学模模型型，对对钢钢材材生生产产中中的的各各种种金金属属学学现现象象，如如奥奥氏氏体体再再结结晶晶，奥奥氏氏体体向向铁铁素素体体、珠珠光光体体和和贝贝氏氏体体的的相相变变等等，进进行行计计算算机机模模拟拟，预预测测产产品品的的组组织织状状态态和和力力学学性性能能，即即采采用用组组织织性性能能预预报报与与控控制制技技术术 使使钢钢材材研研究究过过程程模模型型化化、定定量量化化、智智能能化化、信信息息化化，实实现现钢钢材材生生产产的的精精确确化化和和定定量量化化控控制制，达达到到优优化化工工艺艺、优优化化成成分分，减少盲目性、减少试验量、缩短研究开发周期的目的。减少盲目性、减少试验量、缩短研究开发周期的目的。4.2.3 4.2.3 钢材组织钢材组织-性能预报与控制技术性能预报与控制技术4 4.2.2 控轧控冷新技术的工业应用控轧控冷新技术的工业应用热力模拟实验热力模拟实验实验室热轧实验实验室热轧实验沉淀沉淀析出析出变形抗力模型变形抗力模型再结晶与再结晶与应变积累应变积累相变研究相变研究热轧工艺制度制定热轧工艺制度制定信息反馈信息反馈模型参数修正模型参数修正工业轧制实验工业轧制实验信息反馈信息反馈模型参数修正模型参数修正确定模型参数确定模型参数热热力力学学理理论论动动力力学学理理论论物理冶金物理冶金数学模型数学模型模型结构模型结构设备设备条件条件基本物理冶金数学模型的建立基本物理冶金数学模型的建立 钢材组织钢材组织-性能预报与控制技术的主要内容性能预报与控制技术的主要内容演讲完毕，谢谢观看！