《组织性能控制》PPT课件.ppt

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1、6.金属热变形机制,钢在高温下变形时，会同时发生硬化(加工硬化)和软化(回复和再结晶)两种对抗过程从能量角度看，形变金属由于吸收了部分变形功，其内能增高，结构缺陷增多，处于不稳定状态具有自发恢复到原始状态的趋势室温下，原子扩散能力低，这种亚稳定状态可保持下去一旦受热，原子扩散能力增强，将发生组织结构与性能的变化,6.1钢材热变形过程中的硬化、软化行为,热加工中的软化过程分为:1)动态回复;2)动态再结晶;3)亚动态再结晶;4)静态再结晶;5)静态回复.动态:在外力作用下,处于变形过程中发生的.静态:在热变形停止或中断时,借助热变形的余热,在无载荷的作用下发生的.,动态回复是指钢在热变形过程中，

2、光学显微组织发生改变前(即在再结晶晶粒形成前)所产生的某些亚结构和性能的变化过程。是在较高温度形变过程中发生的,通过热激活使位错偶对消胞壁锋锐规整化从而形成亚晶及亚晶合并的过程.动态再结晶是指在再结晶温度以上的变形过程中，随着变形所产生的储存能的释放，应变能逐渐下降，新的无畸变的等轴晶粒的形成和长大过程。亚动态再结晶:除去变形外力后已发生动态再结晶的奥氏体不必经过任何孕育期可继续长大推移的现象.静态再结晶:只发生动态回复的形变奥氏体在变形后经过一定时间(道次间隔时间)重新形核长大.,热变形时的变形应力与组织特征随应变量增加而变化，应力-应变曲线表现为:回复型变形中：变形初期:由于加工硬化的速度

3、大于回复速度,应力快速上升,位错密度增加,亚晶发展迅速,晶粒伸长.当变形达到一定程度:回复过程可以完全平衡应变硬化过程,曲线表现为应力不随应变增加而变化的稳态流变,位错密度保持不变,即位错的增殖率与消失率相等。晶粒仍然继续伸长,回复所形成的亚晶呈等轴状.在再结晶型的变形中：应变量小于临界应变量时只发生回复 在高温、高应变速率的情况下，应力随应变不断增加，直至达到峰值后又随应变下降，最后达到稳定态。在低应变速率下，与其对应的稳定阶段的曲线成波浪形变化，这是由于反复出现动态再结晶-变形-动态再结晶，即交替进行软化-硬化-软化而造成的。,动态回复时的应力-应变曲线特征 动态再结晶时的应力-应变曲线特

4、征,真应力，,真应力，,奥氏体热加工真应力-真应变曲线与材料微观组织变化示意图,形变过程中随应变量加大微观组织发生变化的过程为:变形初期的加工硬化部分再结晶阶段全部再结晶阶段,变形条件:1100+2.5min,10/s冷却到850,应变速率10s-1,变形后立即水淬,苦味酸腐蚀a-变形量15%;b-变形量30%;c-变形量45%;d-变形量60%;,不同变形量与奥氏体微观组织,随温度的降低和应变速率的提高,材料微观组织发生不同变化,相应变化的应力-应变曲线是:无峰平台动态回复多峰的不连续动态再结晶单峰连续动态再结晶部分动态再结晶无峰和具有上升趋势的动态回复形变诱导相变.,真应力-真应变曲线与形

5、变温度应变速率关系示意图,不同变形温度与奥氏体微观组织,变形条件:1100+2.5min,10/s冷却到变形温度,60%变形,应变速率15s-1,变形后立即水淬,苦味酸腐蚀 a-变形温度1050;b-变形温度900,不同变形温度下应力-应变曲线,变形条件:1100+2.5min,10/s冷却到变形温度,60%变形,变形速率0.1s-1,变形后立即水淬,不同变形速率下的应力-应变曲线,变形条件:1100+2.5min,10/s冷却到变形温度,60%变形,变形温度950,变形后立即水淬,不同应变速率下950 变形时奥氏体微观组织形貌,变形条件:1100+2.5min,10/s冷却到变形温度,60%

6、变形,变形后立即水淬,苦味酸腐蚀a-应变速率1s-1;b-应变速率5s-1;c-应变速率10s-1;d-应变速率30s-1,普碳钢Q235随温度的降低和应变速率的提高,可使形变奥氏体只发生动态回复不发生动态再结晶.,普碳钢Q235压缩变形发生动态再结晶、部分动态再结晶、未再结晶时温度与应变速率关系图:发生动态再结晶;未再结晶,加热温度低，变形时原始奥氏体晶粒尺寸小，发生动态再结晶所需变形量相对小，孕育期短，相对容易发生动态再结晶。,不同加热条件下及相同变形条件下的应力-应变曲线变形温度为900，应变速率0.11s-1,6.2钢材热变形后的静态软化过程,形变奥氏体(静态)再结晶、未再结晶区域示意

7、图-未再结晶区;-部分再结晶区;-完全再结晶区,临界再结晶温度、临界未再结晶温度随应变速率的增加而提高，同时随变形温度的降低，再结晶的临界变形量也加大，这与动态再结晶规律一致,碳素钢Q235静态再结晶和未再结晶曲线(应变速率0.1s-1和0.5s-1),利用双道次压缩实验确定静态再结晶软化率Xs,Xs=（m-r）/（m-0）式中m为卸载时对应的应力；0为第一道次变形的屈服应力。通常认为Xs=0.150.2时开始发生再结晶，Xs=0.9时完成再结晶。,16MnNbR道次间软化率与道次间隔时间的关系,16MnNbR道次间软化率与变形量的关系,应变速率增加到一定临界值后，完全可以使奥氏体不发生再结晶

8、，其变形条件是轧制速度的提高、应变速率的加大和道次间隔时间的缩短。,普碳钢235形变奥氏体再结晶未再结晶图（850变形后保温1s水淬）-再结晶区;-部分再结晶区;-未再结晶区,.3形变诱导铁素体相变Deformation Induced(Enhanced)Ferrite Transformation,DIFT(DEFT),碳素钢和微合金钢运用未再结晶控轧、再结晶控轧以及控制冷却等晶粒细化工艺获得的铁素体最小平均晶粒尺寸分别为10m和45 m，其屈服强度分别为200300MPa级和400500MPa级。采用形变诱导铁素体相变技术已分别将碳素钢和微合金钢的铁素体晶粒尺寸细化到3m和小于1m，屈服强

9、度分别为400MPa和800MPa以上。形变诱导铁素体相变的工艺与现行钢铁生产TMCP接近，在现有轧制设备上或经过一定改造的设备上就可以实现。这是这种工艺与其他晶粒超细化方法相比所具备的最大优势，因而具有良好的应用前景。,形变诱导铁素体相变与传统TMCP的关系,形变诱导铁素体相变：低碳钢中产生超细铁素体的技术.也称应变诱导相变(Strain Induced Ferrite Transformation,SIFT)和应变强化铁素体相变(Strain Enhanced Ferrite Transformation,SIFT)三个关键因素:大过冷、大应变、轧制温度略高于Ar3.由于奥氏体动态回复未能

10、抵消高应变速率在热加工过程中导致的位错增值积累，极短时间内（毫秒级）达到临界状态，发生向铁素体转变而消除大量位错。随着变形的继续，不断发生奥氏体向铁素体的转变。应力-应变曲线出现峰值并短时间持续后应力下降，应变量的增加使铁素体量不断增加，曲线趋向持续下降。,变形时铁素体微观组织和奥氏体微观组织,变形条件:900+4s,5/s冷却到850,变形量（a、b：55%；c、d：76%）,应变速率16s-1，变形后立即水淬。a、b：2%硝酸酒精腐蚀；c、d：苦味酸腐蚀）a-铁素体；b-奥氏体;c-铁素体;d-奥氏体,应力-应变曲线与未变形微观组织,变形条件:a：900+4s,5/s冷却到850,变形量（

11、55%，76%）,应变速率16s-1，b：900+4s,5/s冷却到850+0.5，水淬，2%硝酸酒精腐蚀 a-应力应变曲线；b-850未变形微观组织,形变诱导铁素体相变是动态相变过程。相变发生在形变过程中，两者几乎同步进行。形变诱导铁素体相变发生的前提条件是：形变储能在奥氏体组织中的存在，其微观组织表现形式是高位错密度的形变奥氏体。通常认为在Ae3Ar3温度区间（临界奥氏体控轧），大变形能够发生铁素体相变。Ae3为钢的临界点。,09CuTiRENb钢在1053K以15s-1变形至不同应变量后淬火光学显微组织 a-=0.16;b-=0.36;c-=0.69;d-=1.20,变形诱导铁素体相变特

12、征,在较小和较大应变量范围内，形变诱导铁素体相变转变速率较慢，而在中等应变量下，转变最快。,形变诱导铁素体相变的3个阶段,转变初期、转变中期、转变后期；转变初期：晶界处形核，由于晶界数量有限，其形核率相应较低。转变中期：晶界被消耗完毕，形核开始向晶界两侧扩展，晶内形成大量形变带，成为形核地点，导致高形核率和高转变率。转变后期：形核地点减少，同时受变形温度下铁素体平衡数量的制约，形核率和转变率降低。,形变诱导铁素体相变3个阶段的铁素体形核位置特点,6.4超级钢技术的工业应用,在轧制过程中组织演变及控制理论研究的基础上，通过实验室热模拟实验、轧制实验及现场工业实验，确定了轧制工艺参数对组织性能的影

13、响规律及400MPa超级钢的生产工艺，在国际上第一次在工业生产条件下生产出以SS400为基本成分的铁素体晶粒尺寸在4mm左右，屈服强度在400MPa以上的超级钢带钢，并形成批量生产能力。目前已累计生产400MPa级超级钢3600吨，产品已在一汽集团公司、辉南车架厂推广应用，每吨可降低成本360元，可以产生巨大的经济效益具有广阔的应用前景。,用超级钢制造的卡车横梁,500MPa碳素钢先进工业化制造技术是十五863国家高技术研究发展计划重点课题之一，我实验室为课题负责单位，刘相华教授任课题负责人。项目基于在“973”重大基础研究中提出并被证实的创新思想，以开发普通碳素钢扁平材和长型材屈服强度500

14、MPa级超级钢先进的冶金生产工艺流程和相关材料工艺为目标。确定在现有工业生产条件下生产出以C、Mn为主要成分的500MPa级的超级钢的生产工艺，逐步代替该强度级别的低合金高强度钢，研制出用途广泛、性能优越的低成本钢种系列。,课题从2001年启动以来，全面开展了500MPa级碳素钢的实验室研究工作和由“973”原型钢向工业钢的转化工作。根据热轧带钢、中厚板、线材等生产工艺的特点以及不同生产厂轧制设备的情况，分别进行了配套工艺实验和组织性能的优化，确定了500MPa级碳素钢的成分体系以及相应的生产工艺。对500MPa级超级钢的力学行为进行了分析与研究，初步确定了显微组织与综合性能的关系。在宝钢、本

15、钢、首钢等进行了500MPa超级钢热轧带钢的工业试生产，推广应用产量已达5000吨。课题进展良好，已被863高性能结构材料技术主题列为重点863重点课题。,与本钢合作开展了以SS400为基本成分的500MPa级超级钢的实验室研究工作，确定了500MPa级超级钢的化学成分，通过热模拟实验和实验室轧制实验研究了开轧温度、终轧温度、压下率分配、道次间冷却等工艺参数对组织性能的影响；研究了Mn含量变化时对轧制过程再结晶规律及冷却过程相变规律的影响，以及极微量Nb的析出行为及对组织性能的影响。结果表明适当增加Mn含量可以扩大奥氏体的未再结晶区范围，因而可以适当提高精轧开轧温度；极微量Nb可以使钢在较低变

16、形温度下得到弥散析出的C、N化物，对细化铁素体晶粒提高强度同样有作用。在此基础上500MPa级超级钢的生产工艺并进行了两轮工业实验，产品屈服强度达到600MPa以上，稳定在500MPa以上，抗拉强度达到700MPa以上，稳定在650MPa以上，延伸率和冲击韧性良好。,与宝钢合作以BG510为研究对象，进行了500MPa超级钢的研究工作。在Gleeble1500热模拟实验机上研究了变形工艺参数对组织演变过程的影响，进行了三次实验室轧制实验，屈服强度达到550MPa，抗拉强度达到650MPa，延伸率在25%以上。初步确定了轧制工艺，准备进入工业实验阶段。,500MPa级超级钢推广应用方面开发了金州

17、车架厂和辉南车架厂两个用户。500MPa级超级钢7月生产42.6吨，规格为3.0mm，在金州车架厂用于冲压长城皮卡车纵梁，性能良好，用户满意。9月分与吉林辉南车架厂签订了新产品试制协议，首批提供350吨400MPa级，220吨500MPa级超级钢（4.0，5.0，6.0三个规格），用于汽车底盘加强梁，用户使用良好。,超级钢中厚板的开发与应用,中厚板轧制的特点是多道次往复可逆轧制，道次间隔时间比热连轧要长。轧后冷却的辊道速度可调，不受卷取速度的限制，控制轧制和控制冷却比热连轧要灵活。产品的厚度通常比热连轧大，控制冷却需要更大的瞬时水量，且在厚度方向上难以得到均匀一致的冷却速度。针对中厚板生产的这

18、些特点，在首钢中厚板厂进行了超级钢中厚板轧制的工业实验。实钢种选定Q235B，产品厚度规格为12mm。实验对轧制温度、压下量分配、待温厚度、道次间冷却及轧后冷却等工艺参数对中厚板组织性能的影响进行了系统的研究，在首钢中厚板厂现有轧机条件下，通过控轧控冷技术已经能够使Q235B12mm中板屈服强度达到360-370MPa，抗拉强度在470MPa以上，综合性能达到Q345C的水平。,超级钢型线材开发与应用,棒线材通常用孔型轧制，改变精轧道次的变形量要比板带钢困难。但是小规格的棒线材总延伸系数大，轧制速度高，压下方向周期性变化，轧件断面积小可实现高冷却速度，因而容易获得均匀细小的晶粒尺寸。此外小规格棒线材在精轧阶段因塑性变形导致轧件温度升高，为控制终轧温度带来困难。利用棒线材机组生产超级钢需要考虑的问题及可采取得措施如下：采用低温加热和低温开轧，降低油耗和烧损，减轻进精轧的降温负担 利用机组间穿水强力冷却控制进精轧的轧制温度 利用机架间冷却控制精轧轧件温升，保证终轧温度 轧后穿水冷却，以获得高冷却速度和终冷温度按照上述技术路线，利用Q235相同的成分已经可以生产屈服强度400MPa以上、利用20MnSi相同的成分已经可以生产出500MPa以上的超级钢棒线材。,