9中厚板的控制轧制与控制冷却
9．1中厚板的主要性能指标
中厚板轧制过程是钢坯在承受巨大外力作用下产生塑性变形的过程，在整个变形过程中不仅可使钢板获得所必须的尺寸和形状，而且也使之获得所必须的组织和性能。借助装备水平和自动化程度的提高保证中厚板形状和尺寸精度的相关内容在本书的以上各章已有详细论述，本章将着重介绍在特定的设备条件下，如何通过钢板生产工艺参数的合理控制来获得理想的组织和性能。
中厚板的主要性能指标包括力学性能(屈服强度、抗拉强度、伸长率、冲击功等)、工艺性能(冷弯、冲压、焊接性能等)和理化性能(如耐蚀、耐火性能)等。根据钢板用途的不同在相关标准中对所要求的各种性能指标都有明确的规定。如GB／T 1591—94标准对Q345中厚板拉伸、冲击和冷弯性能的规定如表9-1所示。本节仅就结构钢中厚板中常接触到的几种性能指标介绍如下。
9．1．1强度指标
对于结构钢中厚板，在工程中常用的强度指标有：
(1)比例极限ζP。拉伸试样中的弹性变形阶段，应力和应变的关系符合虎克定律，当试样被拉至具有一定的应力时，应力．应变曲线偏离了直线关系。当该曲线与应力轴夹角的正切值已较直线部分增加50％时，此应力即为该材料的比例极限。
(2)弹性极限ζe。弹性极限是指完全卸载后不出现任何明显残余应变的最大应力。弹性极限的高低除受材料本身性质、材料的加工条件和试验条件等各种因素的影响外，还取决于测量应变时所用仪器的灵敏度。仪器越灵敏，越能在早期检测出塑性变形的出现，则弹性极限的数值就越低。为了便于比较，技术上规定一个基准的应变量，弹性极限就是产生该基准永久应变量的应力值。基准量的大小通常确定为10－2％。为了更早期发现材料的弹性一塑性过渡，就要用更灵敏的测量仪器。产生2×10－4％残余应变量的应力值称为“真弹性极限”。这个应力值相当于驱使几百个位错运动的应力，很接近于“临界”的形变应力。
(3)屈服强度ζs。有屈服效应的材料，在拉伸过程中负荷不增加或有所降低而试样能继续变形的最小负荷所对应的应力称为屈服应力。这个应力是应力一应变曲线上的下屈服强度。不使用上屈服强度作为强度指标的原因在于上屈服强度的波动性很大，它的数值对试验条件的变化很敏感，其中最重要的影响因素是应力集中。拉伸试样的过渡圆半径太小、试样安装时力轴和试样不同心、试样表面粗糙等都有可能在加载时使试样上产生宏观的应力集中。材料内部弹性各向异性和组织的不均匀性是造成微量应力集中的根源。这些集中应力会使拉伸试验时上屈服强度提前出现。相反，在正常试验条件下，下屈服强度的再现性比较好，加上屈服应变比较大，对下屈服强度的观测也方便一些，所以常常用它来作为强度指标之一。
(4)屈服强度ζ0.2。对于变形时不呈现明显屈服效应的材料，以拉伸时试样的残余应变量达到0．2％时的应力值作为屈服强度。但对应力一应变曲线上不具备线性的弹性阶段的材料不以规定的残余应变量来决定屈服强度，通常以达到某一给定总应变量(例如ε=0．5％)
的应力值作为屈服强度的指标。
(5)抗拉强度ζb。抗拉强度也称为强度极限，它不是微量塑性变形抗力指标，但它也是工程上常常应用的数据。其定义为试样在拉断前所承受的最大(工程)应力。注意这不是试样承受的最大真应力，它所对应的负荷也不是断裂负荷。
在众多的强度指标中，应用最多的是屈服强度。屈服表明材料由弹性变形向塑性变形的过渡过程，在拉伸变形方式下，通常可以观察到图9-l所示的三种典型屈服现象：连续屈服、非均匀屈服和均匀屈服。
图9-2是室温下拉伸低碳钢出现非均匀屈服时的典型应力一应变曲线。由图可以看出，当外加负荷达到4点时，开始出现急剧的塑性变形，此时负荷马上下降至B点，然后沿BC 线继续变形，至C点以后才开始出现形变硬化过程，这种现象称为屈服现象，A点称为上屈服点，B点称为下屈服点，BC段的伸长称为屈服延伸。如果所用的试样表面是磨光的，就可以看到，当达到上屈服点A时，试样上只部分发生塑性变形，这部分变形随后在试样上扩展，引起长度的增加，这种局部的变形带被称为“吕德斯带”，显然，产生“吕德斯带”所需的应力与上屈服点A的应力相对应，屈服强度与下屈服点B的应力值对应。
关于非均匀屈服的理论最早是Dalby等人提出的晶界理论，认为α-Fe的上屈服点对应晶界上渗碳体“骨架”的极限抗形变阻力。在屈服之前，此“骨架”承受所有外力，一旦“骨架”崩溃，金属就变软了，故出现非均匀屈服现象。后来，Cottrell将对小半径原子与位错弹性交互作用的研究成果应用到α-Fe的屈服问题上。认为小半径溶质原子在位错附近形成气团后提高了位错起始运动的阻力，但一旦位错在外力与热激活的共同作用下，从气团中解放出来就不再受气团的作用，此时位错运动所需的力比从气团中解放出来的力要小，也就是宏观上表现出金属的突然变软。假如对屈服现象仅作此解释，显然忽略了晶粒大小与屈服的关系，以及单晶体的屈服应力总比多晶体低的现象。
此后，Cottrell在气团作用的基础上又考虑了晶界的作用，最后对多晶体的非均匀屈服
现象作如下解释：如图9-3所示，当变形时的外应力未达到上屈服点应力之前，已有一些被钉扎的F-R 源由于局部应力集中的关系而被激活，从而产生一定数量的位错。但由于晶界的阻碍作用而使这些位错不能跑出晶粒以外，故都沿它们自己的滑移面塞积在晶界前。这样，在相邻下一晶粒内距上述位错塞积群的头部z 远处将产生一较大的应力，其值近似地可写为(ζ－ζi )[d/(2l)]1/2，此处ζ为外加应力，ζi 为位错在晶内运动时所受的阻力，d 为晶粒直径。假设位于l 处之F-R 源为相邻晶粒中距离上述位错塞积群头部最近者之一，其激活所需应力为ζ1，故相邻晶粒的屈服条件便可写为：
()1212i d l ??σ-σ+σ=σ ???
(9-1) 整理后得：1
211
2221i l d l d ??σ+σ ???σ=??+ ??? 1
2i L K d -σ=σ+ (9-2)
式中ζ——屈服强度；
ζi ——晶内变形阻力；
K L ——晶界性质影响的阻力系数；
d ——晶粒直径。
此式即为著名的Hall —Perch 公式。
由Hall ．Petch 关系式可以看出，钢材的屈服强度与铁素体晶粒直径的－l ／2次方d －l ／2
成正比，即钢材的铁素体晶粒越细，屈服强度越高。
9．1．2塑性指标
关于塑性指标，在拉伸试验中它常以伸长率和断面收缩率来表示。
(1)伸长率6表示拉伸前后试样的相对伸长量，即
δ=((l f －l 0)/l 0)×100％ (9-3)
式中l 0，l f ——分别为试样被拉断前、后的标距长度。
公式9-3中，试样的伸长量(l f －l 0)实际包括试样缩颈形成以前的那部分均匀伸长和颈缩造成的不均匀伸长两部分。均匀伸长量仅与金属的应变硬化能力等冶金状态有关，除了计算长度的精度外，它基本上不受其他试验因素的影响。而非均匀伸长量除与材料的冶金状态有关外，还受试样形状和尺寸的影响，如试样尺寸越短，非均匀伸长量在总的伸长量(l f －l 0)中所占的比例越大，则计算得到的伸长率也就越大。
当采用不同形状或不同尺寸的试样进行试验时，为保证所测得的伸长率能够互相比较，就必须使这些试样在几何上是相似的。因此，在国家标准中对拉伸试样的尺寸都有明确规定，当拉伸试样为棒状试样时，试样的标距长度z 。与原始直径比的比例应为z 。／如=5或10，前者称为短试样，后者称为长试样，用长、短试样测得的伸长率分别标注为6，或6…有了这种统一的标准规定后，不同的试验结果间就可以互相比较了。
(2)断面收缩率沙表示试样横截面积在拉伸前后的相对减缩量，即
Ψ=(F 0－F f )／F 0×100%=(d 02－d f 2)／d 02×100% (9-4)
式中F 0，d 0——分别为试样试验前的截面积和直径；
F f ，d f ——分别为试样被拉断时断口处的截面积和断口处的直径。
如果拉伸过程中试样形成了缩颈，那么断裂后测得的伸长率和面缩率之间很难作出定量的转换关系。虽然很多因素，如试验温度、化学成分、热处理工艺参数等都影响到这两个指标的数值，然而它们随这些参数的变化并不总是相同的，因此，这两个指标间不能以此代彼。对它们的一般看法是：当试样的标距长度不太短时，δ基本上反映材料均匀延伸的行为，Ψ则主要由颈缩过程来决定，由于缩颈处的应力状态比较复杂，所以Ψ的大小既与试样尺寸有关也和材料的形变行为有关。这样，在衡量材料塑性的“真实性”方面，面缩率不如伸长率直观，但冶金因素的变化对性能的影响在砂值上表现得更为突出，所以Ψ是比δ对组织变化更为敏感的指标，因此Ψ值又有其独特的用处。
例如，钢板在轧制过程中，随着板厚的增加，厚度方向压缩比相对减小，钢材内的一些非金属夹杂物被轧成平行于轧向的条带状夹杂物，造成钢材力学性能的各向异性，且厚度方向(Z向)的塑性变形能力最差。当对厚板结构进行焊接施工时，特别是T形接头和角接接头处，在刚性拘束的条件下，因焊缝收缩极容易在母材厚度方向上产生很大的拉伸应力和应变，当此应变超过母材板厚方向的塑性变形能力时，夹杂物与金属基体之间就会发生分离而产生所谓的“层状撕裂”。用于高层钢结构建筑、造船、海上采油平台和压力容器等某些重要焊接构件的钢板，不仅要求沿宽度方向和长度方向的力学性能，而且要求厚度方向具有良好的抗层状撕裂性能。钢板的抗层状撕裂性能就是采用钢板厚度方向拉伸试样的断面收缩率ΨZ 进行评价的。Z向性能级别与断面收缩率的关系如表9-2所示。
9．1．3韧性指标
韧性指标常用冲击试验所测得的冲击功或冲击韧性来度量。一次摆锤冲击弯曲试验是目前广泛使用的冲击试验方法。它是将具有一定形状尺寸的试样放置在固定支架上，然后释放具有一定位能的摆锤，使试样承受冲击弯曲负荷，以致断裂。把冲断试样所消耗的功A。除以试样缺口处的横断面面积F0所得到的商称为冲击韧性，用a K表示：
a K=A K／F0(9-5)
冲击试验所用试样有梅氏u形试样和夏氏V形试样等，目前现场使用较多的是如图9-4所示的夏氏V形冲击试样。试样开缺口的主要目的是使冲击能在缺口附近不大的体积内高度集中，造成应力集中和三向应力状态，使材料脆化。应该特别指出的是，由于试样尺寸、缺口深度及尖锐度等机加工精度均影响到试验结果，所以试样必须严格标准化。
冲击韧性是所有力学性能指标中唯一可以用于衡量钢材在动载荷作用下抗破坏能力的一项指标，且冲击韧性a K值基本上是强度和塑性两者的函数，当强度和塑性同时增加时，a K值也随之增加，当强度和塑眭同时降低时，a K值也会降低。可见，凡是同时提高强度和塑性的因素都是提高a K值的因素，如细化晶粒既提高强度又提高塑性，故使a K值提高。因此，冲击韧性可用于评价钢材的综合力学性能的优劣。同时，冲击韧性又是环境温度的敏感性指标，通过“系列冲击试验”测定钢材在不同温度时的冲击韧性值，则可计算出各种材料的韧性一脆性转变温度。有的试验者取冲击韧性-温度曲线上对应于韧性状态和脆性状态下冲击韧性平均值的温度作为脆性转变温度；还有的试验者取冲击试样断口结晶状区面积为断口总面积50％时所对应的温度作为脆性转变温度，并记为50％FATI'~，钢材脆性转变温度的高低是评价钢材质量等级的重要依据，例如，根据标准规定温度测定的冲击韧性值是否合格，界定钢材的A、B、C、D、E等质量等级。
但是，同种钢材在冲击试验时所消耗的功A K在很大程度上取决于参加塑性变形的体积，而不仅仅取决于缺口断面面积F0，且缺口断面上应力的分布又很不均匀，因此简单地用F0来平均A K是不合适的。目前有些国家已不再用A K／F0的a K值，而直接用A K表示试验结果。英、美、日本等国通用的开有V形缺口的夏氏试样，就是直接用冲击功来表示冲击值，其量纲与功相同。
另外，所谓脆性断裂是指骤然发生传播很快的断裂，断裂前(裂纹产生)及随后的断裂过程(裂纹发展)都缺乏明显的塑性变形。可见只有与裂纹产生过程的塑性变形相联系的能量——塑性功以及与裂纹及扩展过程的塑性变形相联系的能量——裂纹扩展功才是材料韧脆程度的度量。冲击试验的总功A K由三部分组成，如图9-5所示，即
A K=A e+A p+A d(9-6)
式中A e——消耗的弹性变形功；
A p——裂纹形成以前消耗于试样塑性变形的塑性功；
A d——裂纹产生后，直到试样完全断裂消耗于裂纹扩展的功，称为裂纹扩展功。
对于不同的材料，其冲击功可能相同，但其三部分所占的比例可能相差很大，所表现出来的韧脆情况就大大不同。当材料有很大塑性功时，则表现为断裂前有显著的塑性变形。如材料有很大的裂纹扩展功，则表现为裂纹扩展很慢，断口附近有明显的塑性变形，并且断口为纤维状。如果材料的冲击功并不小，但主要为弹性功，则材料在断裂前将无明显的塑性变形，而是裂纹一经出现，即迅速发展并导致脆性断裂。所以严格地讲，仅以a K值的大小并不能清楚地判定在一次冲断情况下材料的真实韧脆程度，只有其中的塑性功和裂纹扩展功才
能真正地显示出材料的韧脆情况。好在目前生产的新型仪器式冲击试验机，一般都具有输出
如图9-6所示冲击曲线并给出弹性变形功、塑性变形功和裂纹扩展功等数据的功能，这些数据将有助于不同材料间或同种材料在不同状态下的韧脆程度分析与评价。
9．1．4冷弯性能
冷弯性能是衡量中厚钢板冷成形性能和服役条件下抗变形能力的重要指标。冷弯性能常用图9-7a所示试验装置，将标准规定形状、尺寸的试样，弯曲至规定程度，并显示其缺陷，若试样弯曲外表面及侧面无裂纹、裂缝、裂断或起层即可判为合格。按国家标准中有关弯曲角度和弯心直径d的具体要求，冷弯试验可分为将试样弯曲到某一规定角度、将试样弯曲到两臂平行和将试样弯曲到两臂接触等三种类型分别对应于图9-7中的6、c、d。
冷弯试样的取样方向通常规定为横向试样。冷弯试验时，当其他条件一定时，随着试样宽度增加钢板的冷弯性能合格率降低，这是因为，冷弯时的弯曲变形实质上是金属在自由状态或者非自由状态下的流动，试样的中间部位和边部的应力状态不同，试样越宽，弯曲时处
于非自由状态的部分越多，试样弯曲变形处暴露钢板的外观缺陷和内在质量缺陷的机会就越多，冷弯时开裂的几率也就越大。国家标准规定宽冷弯试验的试样宽度为35mm。当试样宽度一定时，冷弯时的弯心直径对钢板的冷弯性能会产生明显的影响，试样的弯心直径越小，弯曲部位的变形量就越大，越容易引起开裂。因此，根据钢板厚度和使用性能的不同要求，冷弯试验时所加的衬垫厚度即弯心直径d的数值常取为板厚a的不同倍数，如d=0a、d=0、d=2a等。
由于冷弯试验的结果是衡量钢材冷变形能力的重要判据，因此影响冷弯性能的各种冶金因素和变形条件，同样可以作为分析中厚钢板冷成形性能优劣的重要参考。以下分析物理冶金因素对冷弯性能的影响。
9．1．4．1化学成分的影响
钢中的化学成分由C、Si、Mn、P、S、O、H、N、Al、Ti、Ni、Cr、Cu、Co、W、Mo、B、V、Nb等构成，尽管化学成分在生产过程中都能有效地控制在性能标准规定的范围内，但诸元素的含量及存在状态对钢板的性能，特别是冷弯性能均有直接影响，其中影响最大的是C、S、P、0、N、H等杂质元素。
碳主要以碳化物的形式存在于钢中，是决定钢材组织和性能的主要元素，它通过影响显微组织中各组织组分的相对量及其分布状态进而影响钢材的力学性能。对多数钢种而言，碳为合金元素，钢中碳含量高，可提高钢的强度和硬度，但会降低钢的塑性、韧性和冷弯性能。钢板的冷弯性能不仅取决于碳含量，而且取决于碳化物的颗粒大小及其分布状态。即使铁碳形成的是铁素体+珠光体正常金相组织，但随着碳含量的增加，组织中的珠光体增多，铁素体减少，钢板冷弯性能也会变坏。如果铁碳在钢中还形成了游离渗碳体、魏氏组织、贝氏体、带状组织，或出现表面增碳现象，那么这些非正常组织就有可能直接导致钢板的冷弯性能降低。
硫是钢中的有害元素。硫只能溶于钢液中，在固态钢中几乎不能溶解，而是以硫化物夹杂的形式存在，而且硫在钢的凝固过程中存在严重偏析，因此，硫最大的危害是降低钢的塑性和韧性，增大钢材力学性能的方向性，降低钢的热加工性能和抗氢致裂纹性能。钢材在高温区轧制时，硫化物夹杂的塑性比钢基体高，因此，在轧制时易沿轧向延伸，呈条带状分布。存在条带状硫化物夹杂的钢板，冷弯时首先在变形最严重的区域内，夹杂物裂开，或夹杂物与金属界面发生分离，在其周围逐渐形成显微孔洞，这些孔洞随变形过程不断长大、连接，最后形成大的裂纹或金属之间分离成层，导致钢板的断裂。因此，条带状硫化物夹杂不仅作为裂纹源，是引起钢板冷弯开裂的直接原因，而且使钢板的横向塑性大幅度降低，致使冷弯性能变坏。通常随着硫含量的增加，钢中硫化物夹杂数量增多，颗粒尺寸增大，钢板的冷弯合格率明显下降。
磷也是有害的杂质元素。无论是在高温，还是在低温，磷在铁中均具有较大的溶解度，所以钢中的磷大多固溶于铁素体中。磷具有很强的固溶强化作用，它能显著提高钢的强度和硬度，增强钢的抗大气腐蚀能力，改善钢材的切削加工性能；但能剧烈降低钢的塑性和韧性，提高钢的脆性转变温度，尤其增加低温胎陛。此外，由于磷在钢中容易偏析，且在珠光体和铁素体中扩散很慢，不容易均匀化而产生高磷带和低磷带。当钢从奥氏体状态冷却时，高磷带由于4b高，首先析出铁素体，碳被浓缩到低磷带，随后在冷却过程中转变成珠光体，造成珠光体和铁素体的分离，在轧制过程中加剧了带状组织。因此，随着钢中磷含量增加，，磷对钢的固溶强化作用增强，带状组织加重，钢板的强度和硬度升高，而塑性和韧性急剧下降，冷弯性能明显变坏。由此可见，磷主要是通过固溶强化作用和带状组织来影响钢板的冷弯性能。
氧在固态钢中的溶解度非常小，几乎全部以氧化物夹杂的形式存在于钢中。一般而言，氧化物夹杂虽然数量较多，但颗粒尺寸小，在钢中呈分散分布，塑性极低，脆性大，易断裂，
属脆性夹杂物，经轧制后易沿加工方向排列，呈串珠状或点链状分布。由于氧化物夹杂在室温下能和金属基体一起变形，因而一般对钢板的冷弯性能影响不大。但如果钢中氧化物夹杂集中分布，或颗粒尺寸较大，就会破坏金属基体组织的均匀性和连续性，那么在冷弯变形过程中，氧化物夹杂与钢基体接合处就容易引起应力集中，并以它为裂纹源促进裂纹生成，形成冷弯开裂，从而影响钢板的冷弯性能。其中影响最大的是属于脆性不变形夹杂物的A12O3夹杂，它不仅是钢板起裂的原因，而且是引起DI罐凸缘裂纹的原因。由此可见，随着钢中氧含量的增加，钢中氧化物夹杂数量增多，颗粒尺寸增大，钢板的冷弯合格率下降。
氮在钢中的溶解度很低，且随温度降低溶解度急剧降低，压力为100Pa时，氮气在钢中的溶解度为14×10－6。氮一般形成氮化物，多分布于晶界处，并能抑制铁素体晶粒生长。因此，氮在一些含Al、V、Nb的低合金钢中可形成特殊的氮化物使铁素体强化并细化晶粒，显著提高钢的强度和韧性。但是，氮含量过分增加将会提高钢中氮化物夹杂的含量和级别，有可能使氮化物夹杂成为冷弯开裂的裂纹源，从而对钢板的冷弯性能产生影响。此外，气态氮在钢中的作用和夹杂物的作用类似，它的存在容易引起钢中的韧性储备下降，局部的气体析聚也会引起表层微裂纹，同时氮与位错交互作用形成cottreu气团，发生应变时效，引起屈服点上升。目前，由于对氮与冷弯性能的关系研究不多，所以氮对冷弯性能的影响方式还不是很清楚，但钢中高氮含量对冷弯性能肯定是有害的。
氢在钢中的溶解度很低，压力为100Pa时，氢气在钢中的溶解度为0．91×10－6。钢中氢主要是形成间隙固溶体，但也以气态氢存在，气态氢在固态钢中扩散能力非常强。因此，氢对钢的危害很大，一是使钢的塑性和韧性降低，引起氢脆；二是从钢中析出分子态氢时导致钢材内部产生大量细微裂纹缺陷或白点，白点使钢材的伸长率显著下降，尤其是断面收缩率和冲击韧性降低得更多，有时可接近于零值。如果钢中含有大量的过饱和氢，则很容易在钢中位错等缺陷处聚集形成微小的气泡，导致缺陷尖端产生较大的应力集中，促进裂纹在此处萌生，对钢板的塑性产生不良影响。当钢板试样进行冷弯时，由于位错引起氢传递，造成局部氢浓度升高，继而在微孔和其他缺陷处形成高氢压，从而使缺陷扩展而形成冷弯开裂。图9-8是笔者在普碳钢中见到的氢致冷弯裂纹形貌。
9．1．4．2非金属夹杂物的影响
钢中非金属夹杂物的来源归纳为内生和外来，内生夹杂物是钢在脱氧和凝固时产生的。由于钢的冶炼过程是一种氧化、还原过程，为了防止钢中各种杂质元素的有害作用，往往在冶炼过程中需经脱氧和脱硫处理，从而生成大量的脱氧和脱硫产物，此脱氧和脱硫产物在钢液凝固前大部分已上浮，部分残留在钢中形成内生夹杂物。外来夹杂物是由耐火材料、熔渣等在冶炼、出钢、浇铸过程中进入钢中来不及上浮而滞留在钢中造成的。一般外来夹杂物的特征是：形状不规则，尺寸较大，偶尔在这里或那里出现。
夹杂物往往被视为显微裂纹的发源地，在疲劳裂纹和塑性加工中生成的裂纹也往往与夹杂物的存在有密切关系，这是由于比较容易变形的金属在难以变形的夹杂物周围塑性流动时，产生很大的张力而使金属和夹杂物界面的联结断裂，形成空隙。另一种情况是夹杂物周围的应力使夹杂物破碎而生成空隙。材料从屈服到断裂的过程，可以认为是夹杂物导致裂纹萌生和裂纹扩展拓宽的过程。
从位错理论上讲，当试样进行弯曲变形时，试样外侧的晶粒受到外力作用，引起位错移动并在晶界堆积。当堆积到一定程度时，因为晶粒之间的变形协调性引起相邻晶粒的位错移动，从而导致晶粒形状改变。当夹杂物存在时，夹杂物阻止了这种协调性，从而使位错在晶粒与夹杂物界面上进行塞积，并产生应力集中，当应力集中超过原子结合力时，则产生微裂纹，随着变形过程的加剧，微裂纹进一步扩展直至最后出现裂缝。
通常，夹杂物对钢材的纵向延性影响不大，而对横向延性的影响很明显，尤其是粗大的条带状塑性夹杂物和点链状脆性夹杂物对塑性的危害更大，同时条带状塑性夹杂物和点链状脆性夹杂物能引起钒的各向异性，且与基体的结合性较差。断裂往往就是从条状夹杂物与基体界面处产生的显微裂纹开始的。条带状和点链状夹杂越多，显微裂纹就越容易连接。因此，数量较多且级别较高的条带状和点链状夹杂是造成冷弯开裂的重要原因之一。
以硫化物为例，该夹杂物作为裂纹源所引发的钢板冷弯开裂机理如图9-9所示。由图9-9可以看到，存在尺寸较大且集中分布的条带状硫化物夹杂的钢板(见图9-9a)，冷弯时首先在变形最严重的区域内由硫化物夹杂引起应力集中，使其与金属基体沿界面发生分离，在其周围逐渐形成显微孔洞。随着冷弯变形量加大，金属基体变形加剧，这些显微孔洞不断长大、连接形成了显微裂纹，或沿硫化物与金属基体界面呈层状向内发展，使金属基体彼此分离形成分层微裂纹(见图9-9c)。当试样进一步冷弯至规定弯曲程度时，这些显微裂纹进一步扩展成微裂纹、裂纹甚至裂缝，而分层微裂纹则会发展为层状裂断，从而导致钢板的冷弯开裂(见图9-9d)。
由此可见，存在尺寸较大且集中分布的条带状硫化物夹杂的钢板其冷弯开裂首先是从硫化物夹杂与金属基体界面处产生的显微孔洞开始的。夹杂物条带越粗越长，所产生的显微空洞就越大越多，在冷弯变形的应力作用下，越容易连接扩展成显微裂纹或内裂，进而发展为宏观裂纹，使钢板冷弯开裂，钢板的冷弯性能也就越差。
9．1．4．3显微组织对冷弯性能的影响
显微组织对冷弯性能的主要影响因素是：晶粒尺寸、带状组织及魏氏组织等。
通过细化晶粒可以提高钢材的综合性能指标，它不仅提高了钢材的强度指标，而且使其
在塑性变形过程中，产生形变的晶粒数目较多，相应地每个晶粒所承受的变形力较小，晶粒与晶粒问的变形协调性好，使整体变形趋于均匀，因而可以相对提高其塑性变形的能力，减少冷弯开裂的发生。
带状组织是钢坯内的枝晶偏析引起的，它使钢材的力学性能产生各向异性，特别是使横向塑性和韧性降低。在冷弯试验时，铁素体层的强度低和塑性变形能力较强，而珠光体层的强度高、塑性变形能力较差，使得变形不均匀，容易产生冷弯开裂。因此必须消除或减少带状组织，以提高钢板的冷弯性能。为了减轻或消除钢板中的带状组织，在冶炼、轧制过程中应注意：
(1)由于带状组织的产生是枝晶偏析、第二相及夹杂物呈层状分布造成的，要消除或预防带状组织，应尽量减少或消除原始组织中的偏析，细化原始组织，尽量低过热度浇铸，强化搅拌，促使铸坯中心凝固等轴晶化，提高结晶器二冷段的冷却速度，使低熔点杂质来不及聚集，以减轻成分偏析；并应尽量降低磷、硫含量，减少夹杂物含量及其尺寸。如果钢液过热或浇铸温度过高，凝固时将形成粗大的初生晶粒，对枝晶偏析的消除非常不利。
(2)轧制过程中，应尽量采用大的道次变形量，使变形充分渗透到铸坯心部，以破碎中心偏析和粗大的原始奥氏体组织。同时还要适当控制终轧温度，由于过低的终轧温度会促使和加剧带状组织的形成，因此在保证钢板力学性能达标的前提下，可适当提高终轧温度并通过提高轧后冷却速度加速相变过程，以抑制碳从贫锰区向富锰区扩散，使碳原子没有足够的扩散时间，来不及形成带状组织。研究表明，热轧钢板的带状组织密度随冷却速度的增加而降低，当冷却速度达到某一特定的临界冷却速度时，带状组织会减轻甚至完全消失。
魏氏组织也是一种缺陷组织，它使钢材的力学性能，特别是冲击韧性和塑性指标显著降低，并提高钢的脆性转变温度，因而使钢材容易发生脆性断裂或冷弯开裂。通常相变前的奥氏体晶粒比较细小或为扁平状的形变奥氏体时，即便轧后冷却速度较快也不易出现魏氏组织，只有当终轧温度太高导致相变前奥氏体晶粒粗化、或因压下量设定不合理等原因而导致相变前组织中出现局部粗大奥氏体晶粒的混晶组织时，才会在快冷的条件下促进魏氏组织的大面积或局部生成。因此，在中厚板的生产过程中，为避免魏氏组织的形成，应注意粗轧和精轧阶段道次变形量的合理设定，注意控制终轧温度不宜过高。
9．1．4．4其他因素对冷弯性能的影响
钢材表面质量的好坏也会直接影响到冷弯性能，例如，铸坯在高温轧制过程中，钢坯表面会产生氧化铁皮，在高压水除鳞过程中若未能有效地全部清除，则钢坯表面残留的氧化铁皮可能被轧入钢坯内而产生折叠缺陷，在随后的轧制过程中，折叠区域进一步伸长并扩展成断续分布的裂纹，破坏了材料的连续性，在冷弯变形时，钢板表面缺陷处将受很大拉应力作用而产生应力集中，如果这些部位的拉应力超过钢板强度极限时，就会产生冷弯开裂。
另外，根据金属材料变形理论，钢材在塑性变形过程中以弹性能形式所消耗的能量仅占10％～15％，而大部分却以储存能或微观应力的形式存在于变形体内。热轧钢板虽经矫直机矫平，仍不可能完全消除其内部的残余应力，这部分残余应力主要靠后续缓冷过程中的回复来消除，回复的结果虽然会使强度有所降低，但伸长率、截面收缩率等塑性指标却明显提高。如果钢板下线后冷却速度较快，残余应力来不及松弛，在冷弯试验时，由于局部区域的残余应力过大并与外加应力产生叠加效应时也会造成冷弯开裂。因此，在保证钢板强度的前提下，钢板下线后通过缓冷方式适当延长回复时间以消除部分残余应力，也会达到提高冷弯性能的目的。
9．1．5焊接性能
高强度、高韧性和良好的焊接性能被喻为结构钢的三要素，据不完全统计，工业发达国家钢产量的45％以上需要通过焊接加工后制成各种构件，足见焊接性能在钢材生产中的重要性。通常钢材在焊接条件下，组织和力学性能都会发生一些变化，如在焊缝部位形成焊接
裂纹、气孔、夹杂等宏观缺陷而影响到焊接接头的强度和气密性，焊接热影响区残余应力和晶粒组织粗化而使钢材的强度、韧性和耐腐蚀性降低等。因此，为保证所生产的中厚钢板通过焊接后仍能满足客户的使用要求，通常要求对所生产的中厚钢板进行焊接性评价并对母材和焊接接头进行有针对性的焊接性试验。
钢中的碳含量是影响焊接性的主要元素，碳含量增加，钢材的焊接性能显著降低，钢中的硅、锰等化学元素对焊接性的影响虽不及碳的作用大，但这些元素的含量增加时，也会使钢材的焊接性能变坏。因此，常将钢中各合金元素的含量按其作用不同换算成“碳当量”后对钢材的焊接性进行评价。目前，常用的碳当量换算方法有国际焊接协会(ⅡW)推荐的CE 和日本JIS标准规定的C eq两种，具体计算公式如下：
式中的化学元素含量为该元素在钢中的质量分数，计算时均取其化学成分范围的上限值。在采用C eq评价普通碳素钢的焊接性能时，常忽略Ni、Cr、Mo等合金元素的影响，只取C、Mn、Si或C、Mn的含量进行C eq值的简化计算。根据经验，所得的C eq值越高，被焊钢材的淬硬倾向越大，热影响区越容易产生冷裂纹。当C eq<0．40时，钢材的淬硬倾向不大，焊接性良好，焊接时不需预热；当C eq=0．40—0．60时，焊接性能较差，焊接时一般需要预热；当C eq>0．60时，焊接性能很差，焊接前则必须采用较高的温度预热，还需控制层问温度和后热，并采用低氢焊接工艺等。
对母材和焊接接头进行焊接性试验时，首先必须根据中厚板的具体用途和施工要求确定相应的焊接方法，如选择目前在中厚板焊接工艺中仍广泛采用的手工电弧焊、气体保护焊、埋弧自动焊等熔化焊方法。焊接试样的焊接性能检验项目包括：无损检测和破坏性试验两种。9．1．5．1无损检测
焊缝的无损检测一般包括外观检测、表面检测、内部检测。外观检测主要是用肉眼或低倍放大镜，对焊缝的外部缺陷进行检测。焊缝的外部缺陷主要有咬边、错边、焊瘤、烧穿、凹坑、未焊满、焊缝超高、凸度过大等，根据GB／T 6417．1—2005《金属熔化焊接头缺陷分类及说明》等国家相关标准进行判定。
表面检测主要是检测表面及近表面较细小的裂纹、气孔及夹渣等缺陷。常用的检测方法有磁粉检测、渗透检测和涡流检测，其中渗透检测又包括荧光和着色渗透检测两种方法。可根据焊缝的不同形状、位置和检测条件，采用相关的检验方法，并按照相关标准进行评价。
内部检测主要是检测焊缝内部缺陷，如焊缝内部的夹渣、夹杂、未焊透、未熔合、气孔、裂纹等。检测方法有射线检测和超声波检测两种，其中射线检测常用的是X射线和γ射线，超声波检测常采用脉冲反射式超声波探伤仪进行检测。根据产品要求及相关标准进行判定。
在无损检测中最常见并对焊接质量危害较大的缺陷主要是气孔和焊接裂纹。焊缝中的气孔不仅削弱焊缝的有效工作面积，同时也会带来应力集中，从而降低焊缝金属的强度和韧性，对动载荷和疲劳强度更为不利，在个别情况下，还会引起裂纹。焊缝中气孔的形成是由于气体在液、固态金属中的溶解度差，造成过饱和状态的气体在金属结晶过程中来不及逸出而残留在焊缝中。焊接中厚板时产生气孔的种类，按照气体不同可分为氢气孔、氮气孔和一氧化碳气孔等三种。
氢气孔多产生于低碳钢和低合金钢焊缝中，由于氢在高温时很容易溶解于熔融的钢液中，而钢液冷却时，氢的溶解度将急剧下降，特别是从液态转为固态的δ铁时，氢的溶解度可从32mL／100g降至10mL／100g，使氢气在液态金属和枝晶界面上浓聚析出，随枝晶生长而逐渐形成气孔。多数氢气孔出现在焊缝表面，呈喇叭口形，内壁光滑，断面形状如同螺
钉。若焊接材料含有较多的结晶水，就会使焊缝中的氢含量过高，在凝固时来不及上浮而残存在焊缝内部。
氮气孔的形成机理与氢气孔类似，多数情况下是成堆出现，呈蜂窝状。氮的来源主要是由于保护不好，有较多的空气侵入焊接区所致。一氧化碳气孔主要为条虫状，是在熔滴过渡时或熔池反应中形成的。液态金属中的碳在参与焊接冶金反应时，由于脱氧不足会生成一氧化碳，一氧化碳不溶于金属，在高温时只能以气泡形式从液态金属中高速逸出。但是，当热源移开熔池开始凝固时，由于碳和氧的偏析或在结晶前沿浓聚而进行[FeO]+[C]═CO+Fe反应，并且该反应是吸热反应，会促使凝固加快，造成了一氧化碳形成的气泡在结晶界面上产生，并来不及逸出而形成气孔。
焊接裂纹是焊接接头中最为重要的缺陷，是引起焊接结构发生破坏事故的主要原因。焊接裂纹的产生及形态和分布特征很复杂，若按产生裂纹的本质来划分，可以分为5大类，即在焊接过程中出现的热裂纹和冷裂纹；在放置或运行过程中出现的应力腐蚀裂纹；在焊后热处理或再次受热过程中出现的再热裂纹；还有在厚钢板多层焊角焊缝中容易产生的层状撕裂。
9．1．5．2破坏性试验
焊缝的破坏性试验一般包括拉伸、弯曲、冲击、金相、硬度等项目的检验。由于焊接接头包括母材、焊缝和热影响区三个部分，且各部分间存在金相组织和化学成分的不均匀性问题，因此焊接接头力学性能的测定值与试件在接头中的位置及方向存在密切关系。具体取样方法和注意事项可参照GB／T19869．1—2005《钢、镍及镍合金的焊接工艺评定试验》和GB／T 2649—1989《焊接接头机械性能试验取样方法》等国家标准。以下简要介绍焊缝破坏性试验的主要检验内容。
(1)拉伸试验：拉伸试验能够测定焊接接头及焊缝金属的强度指标和塑性指标，用于确定焊接材料和母材的强度匹配是否合适。焊接接头拉伸试验的试样应包括母材、热影响区和焊缝三部分的板状试样，具体试验方法参照GB／T 265l—1989《焊接接头拉伸试验方法》和GB／T 2652—1989《焊缝及熔敷金属拉伸试验方法》进行。
(2)弯曲试验：焊接接头的弯曲试验用来评价焊接接头的塑性变形能力和显示受拉面的焊接缺陷。按GB／T 2653—1989标准制备横弯、纵弯和侧弯三种基本类型的弯曲试样后，采用三点弯曲或辊筒弯曲方法进行弯曲试验时，常用弯曲角仪达到技术条件规定的数值时，以是否开裂评定受试接头是否满足要求，有时也以受拉面出现裂纹时的临界弯曲角α比较受试接头的弯曲性能。
(3)冲击试验：焊接接头的冲击韧性是抗脆断能力的工程度量。普通冲击试验按GB／T 2650—1989《焊接接头冲击试验方法》规定，采用标准夏比V形缺口试样，也允许采用U 形缺口辅助试样。V形缺口的开口区域有焊缝、熔合线和热影响区三个位置，根据钢种的不同，缺口位置也有所不同。试件受冲击弯曲折断时单位横截面面积所消耗的功用于评价焊接接头冲击韧性，以a K表示，单位是J／cm2。值得注意的是，冲击试验所得到的是材料的冲击吸收功，它包含了材料的裂纹萌生功和裂纹扩展功两部分，而对于不同材料，这两部分功的组成比例是不相同的，严格讲，只有裂纹扩展功才能表明材料韧性或脆性的大小。因此，只有采用新型的示波冲击试验机进行示波冲击试验时，才能够区分出材料的裂纹萌生功和裂纹扩展功，以便更准确地分析焊接接头的冲击韧性。
(4)金相检验：金相试样截取时至少应包括焊缝、热影响区及母材等部分；试样腐蚀后应能够清晰地显示出熔合线、热影响区和各层焊道；金相检验时应对焊缝至母材的各个区域，如焊缝、熔合线、粗晶区、正火区、不完全结晶区、高温回火区、母材等依次进行检验。最后根据各区域的微观组织分析、评价焊接材料和焊接参数对母材力学性能的影响规律。
(5)硬度试验：焊接接头的硬度除用来估算接头各区的强度外，也常被用于评价钢材的
冷裂倾向和焊结构件的使用性能，特别是在含氢介质下工作的焊接结构，由于淬硬组织容易引起氢致开裂和其他氢损伤，因此有时规定焊缝的最高硬度不能超过某个上限值。测试硬度的试样可以使用金相试样，而不必刻意另取试样，常用的硬度测试点多打在焊缝、热影响区及母材上，且热影响区的第一个压痕应尽可能靠近熔合线。
由于焊接结构的使用用途和环境不同，除了以上常用的几项破坏性试验以外，根据不同的要求，可供选择的焊接接头性能检验项目还有：焊接接头应变时效敏感性试验；焊接接头抗脆断性能试验；焊接接头断裂韧度试验；焊接接头疲劳与动载性能试验；焊接接头抗腐蚀性能试验和焊接接头高温性能试验等。
9．2金属强化的主要机制
金属材料在外力作用下产生塑性变形的过程，实质上是位错不断运动和增殖的过程。位错间的弹性交互作用可成为位错运动的阻力，宏观表现为金属强度增高。在有缺陷的金属晶体中，通过合金化、塑性变形和热处理等手段引人缺陷设法阻止位错的运动是目前最常用的金属强化方法。金属强化的主要机制有：固溶强化、位错强化、沉淀强化、晶界强化、亚晶强化、相变强化等。
9．2．1 固溶强化
通过引人点缺陷(溶质原子)对金属基体进行强化的方法称为固溶强化。固溶强化只能在一定的成分范围内存在，因此将金属基体对溶质原子的溶解度称为最大固溶度。如图9-10所示，金与银是完全互溶的，在整个成分范围内形成连续固溶体。金与银形成固溶体后，其强度要比纯金属时高，这种采用添加溶质元素使固溶体强度升高的现象称为固溶强化。因此固溶强化是通过改变金属化学成分来提高强度的方法，其强化的金属学基础是由于运动的位错与异质原子之间产生相互作用的结果。
在多数合金系中固溶度是有限的。一般来说，固溶度越有限，单位浓度的溶质原子所引起的晶格畸变越大，从而对屈服强度的提高也越大。图9-11示出某些固溶元素对铜单晶体临界切应力(口)和铜多晶体1．0％形变时屈服应力(6)的影响。当溶质浓度不大时，不论单晶或多晶，其屈服强度的增加与溶质浓度的变化大体呈线性关系。
固溶强化可分为两类：
(1)当溶质原子和基体金属原子的尺寸差较大，溶质原子充填晶体点阵的间隙位置时，形成间隙式固溶强化；
(2)当溶质原子和基体金属原子的尺寸差较小，溶质原子替代晶体点阵中溶剂原子的位置时，形成置换式固溶强化。
9．2．1．1 间隙式固溶强化
钢材间隙式固溶强化的实质是碳、氮等溶质原子嵌入α-Fe晶格的八面体间隙中，使晶格产生不对称正方形畸变造成的强硬化效应。由图9-12可以看出，铁基体的屈服强度随着间隙原子含量的增加而变大，强化增量和碳原子含量的平方根成直线关系。各种试验结果表明，每增加0．0l％碳能使屈服强度平均提高28MPa，抗拉强度平均提高70MPa。由此可见，
钢中的碳含量对强度指标起着举足轻重的作用。
碳、氮等间隙原子在铁基体中与两类位错产生弹性交互作用的机理如下：当碳、氮等间隙原子进入刃型位错近旁的张应力区时，会自发地使应变能降低。其结果将导致碳、氮原子沿刃型位错线排成原子线，原子线的外围碳、氮原子呈统计规律分布。这种位错线近旁的原子配列称为Cottrell气团，这种气团将对位错产生钉扎作用。此外，碳、氮原子在螺型位错
的应力场作用下，也会在螺型位错线附近有规则地排列成Snock气团。使螺型位错受到Snock
气团钉扎。因此，要使位错运动，就必须增大外加切应力，才能使位错摆脱气团的束缚开始滑移运动。这就是钢材在合金化过程中，通过引入大量溶质原子使位错被钉扎而获得有效强化的原因。
综合考虑各种强化效应后，可以把间隙原子对强度的影响写成下面的通式：
C(9-9)
?ζss=2?ηss=K i n
i
式中K i——由间隙原子性质、基体晶格类型等因素决定的数值；
C i——间隙原子的固溶量(原子数分数)；
n——在0．33～2．0之间变化的一个指数。
溶质原子在晶格中的作用并不是单一的，除了它自身产生的畸变外，它还会和位错、溶剂原子发生作用。这些作用的叠加，目前还无法定量计算，因此造成指数凡的变化范围较大。
值得注意的是，间隙原子在铁素体晶格中造成的畸变是不对称的，所以随着间隙原子浓度增加、钢材强度显著增加的同时，塑性和韧性将明显下降。例如：马氏体中碳含量低于0．2％时，不仅强度很高，而且塑性也很好；碳含量达到0．4％时，塑性变差，不易进行冷塑性变形，当碳含量继续增加时，伸长率可降至0．1％以下。
9．2．1．2置换式固溶强化
置换式溶质原子在基体晶格中造成的畸变都是球面对称的，因而强化效能要比间隙式原子约小两个数量级。这种强化效应常被称为弱硬化，置换式溶质元素的弱硬化作用可使基体的强度平缓增加，同时基体的韧性、塑性却基本不受到损害。
当溶质和溶剂的原子直径相差比较小、化学性质也比较类似时，置换式溶质原子的溶解度极限可以很大，但强化效应却较小。例如钴在常温时溶人仅-Fe中，即使含量达到百分之几十，也警并不产生明显的强化。随着元素的类型不同，强化效能相应发生篱变化。图9-13是各种置换式元素固溶人α-Fe中时对钢材屈服强度的影响。可以看出，钢中常见的置换式合金元素Mn、Si、Cr、M、Cu、P中，磷的强化效果最好。近年来，磷已由原来公认的有害元素而被巧妙地用作耐腐蚀钢、高强度汽车钢板的添加元素。
Mott-tNabarr0利用溶质原子造成的应力场进行强化增益的计算，得出强化增量和置换式溶质原子含量之间的关系为：
(?ζss)sμb=2(?ηss) sμb =2aμε4／3C s (9-10)
式中A——常数，当溶质浓度C s =1011时A=1，C s =10－3时A=2；
ε——错配度，表示溶质原子半径和溶剂原子半径差别的参数，若r0为溶剂原子半径，则溶质原子
半径为r0(1+ε)。
事实上，置换式固溶强化并不单纯决定于溶质原子的应力场，它还和元素的化学性质等因素有关。因此也可以给出和间隙式固溶强化相似的通式：
(?ζss)sμb =2(?ηss) sμb =K s C s n(9-11)
式中K s——类似于K的常数；
C s——溶质原子的固溶量(原子数分数)；
n——在0．5～1．0之间变化的一个指数。
由以上分析可知，置换式溶质原子的强化作用比间隙式溶质原子小得多，但对韧性的削弱却不明显。因此可归纳出如下几点：
(1)钢的基体中含有置换式固溶原子(如Si、P、Mn等)时，滑移过程只能在限定的平面内进行(平面滑移)，此时应变硬化指数n在数值上和均匀伸长率相等。由于均匀伸长率较大，钢材的抗颈缩能力增强，因此加入置换式固溶元素对改善钢材的冷塑性变形能力十分有利。
(2)某些置换式固溶原子的加入有利于螺型位错的交滑移，可使钢材的塑性变形极限值提高。如钢中加入Ni(或Pt、Pd)，能促进低温时螺型位错的交滑移，使韧性提高，而加入Si、A1等却使低温交滑移变得困难，导致钢材的塑性和韧性降低。
(3)置换式固溶元素能影响钢基体的层错能。增加层错能的元素使螺型位错容易交滑移，有较好的塑性。降低层错能的元素促进位错扩展(或形成孪晶)，使螺型位错交滑移困难，钢的韧性下降。
(4)置换式合金元素若能降低基体的Peierls力，可提高钢的低温韧性。Mo、Ni能减小低温时位错的晶格阳力，使可动位错数量增加，韧性提高。
9．2．2位错强化
金属晶体中的位错是由相变和塑性变形引入的，位错密度愈高，金属抵抗塑性变形的能力愈大，这种由位错密度增加导致的金属强化称为位错强化。
金属塑性变形主要是通过原有位错的运动和许多附加位错的增殖而进行的，而且位错在运动中不断受其邻近位错所造成的“障碍物”所阻碍。在多晶体材料中，位错间的相互干扰作用特别显著。位错相互作用的结果，使某些位错成为其他位错运动的障碍并使其他位错依次塞积，从而增加了塑性变形继续进行所需的切应力η。该切应力η和位错密度ρ之间的关系服从Bailey-Hirsch公式：
η=η0+αμbρ1/2 (9-12)
式中η0——没有加工硬化时的切应力(位错密度为零时的切应力)；
α——常数，其值约为0．5；
μ——剪切模量；
b——柏氏矢量；
ρ——位错的平均密度。
由此式可知，△η=η-η0=αμbρ1/2便表示位错密度引起的切应力增量，位错密度ρ越大，金属抵抗塑性变形的能力就越强。图9-14是α-Fe单晶体的位错密度ρ与变形应力间的关系。可见，此关系与公式9-12完全相符。
多晶体位错强化的物理本质与单晶体相同，塑性变形时位错密度的升高值也与加工变形量直接相关。α-Fe多晶体在退火状态下的ρ约为107cm-2，而加工变形量为10％时，P可达到5×1010 cm-2，使强度升-高到μ/200左右。若用Bailey-Hirsch公式估算，位错密度提高到5×1012 cm-2时，多晶体α-Fe的强度将是μ/50 (约为1500N／ram。)。
图9-15示出在已定变形条件下纯铁应变量与平均位错密度的关系。应变量增加，平均位错密度上升，强度相应增大。两条曲线之间的间隔反映了晶粒度对位错密度(强度)的影响。
变形程度很大的冷加工强化组织和疲劳组织中，位错密度分布是不均匀的，此时位错强化的增量不是由平均位错密度来决定，而是由位错胞壁上的位错密度来决定。对这种组织，Bailey-Hirsch式就不再适用。
上述情况表明，位错强化本身对金属材料强度有很大的贡献。同时，位错的运动也是造成固溶强化、晶界强化和第二相沉淀及弥散强化的主要原因。
9．2．3沉淀和弥散强化
9．2．3．1沉淀强化机制
沉淀是指某些合金的过饱和固溶体在一定的温度下停留一段时间后，溶质原子会在固溶体点阵中的一定区域内聚集或组成第二相的现象，通常也称为析出。沉淀实质上是固溶处理的一种逆过程。由于过饱和固溶体在热力学上是不稳定的，因此沉淀是一种自发的过程，为区别于基体相(饱和固溶体)，常将沉淀物称为第二相。在沉淀过程中，合金的硬度或强度会逐渐增高，这种现象称为沉淀强化。通常，沉淀强化比固溶强化效果更为显著，是钢材生产中最常用的一种强化方法。
当钢中存在有分散的第二相质点时，由于第二相质点与基体间存在应力场和应力场与运动位错之间的交互作用，位错运动受阻而使基体产生强化。根据第二相质点本身的强度大小不同，运动位错与第二相质点相遇时，可能绕过第二相质点，也可能切过第二相质点。
假定在第二相质点应力场作用下，位错线的曲率半径为ρ，第二相质点的间距为λ，使位错线运动的切应力增量为△ηρ，当ρ》λ时，λ很小，局部应力场不足以使位错线沿着第二相质点弯曲，△耳可以根据Mott-Nabarro公式计算：
△ηρ=2．5με4／3f (9-13)
式中f——第二相质点的单位体积百分比；
ε——错配度。
当A很小时，f——般在10-2～10-3之间，计算出的△ηρ不大。所以，当ρ》λ时，第二相质点的强化效能并不是很显著。
当ρ≈λ时，第二相质点和基体之间大都处于半共格状态，位错线沿第二相质点弯曲形成半环形。如果第二相质点有足够的强度，位错线越过它时不发生切断，则上述强化作用可以通过弹性应变场来计算。根据Mott-Nabarro计算公式有：
△ηρ=2μεf (9-14)
当λ》ρ时，意味着第二相质点粗化，数量减少，λ变大，基体和质点间不存在共格关
系，位错线可绕过质点并在它上面留下位错环。图9-16为位错绕过第二相质点的示意图。
随着塑性变形量增加，质点上可留下数个位错圈，造成对位错源的压应力。位错绕过第二相质点的应力比较符合Orowan算式：
△ηρ=2αμb/λ(9-15)
(△ζρ=2×2αμb/λ)
随着变形量的增加，运动的各位错线不断地绕过第二相质点，使第二相质点上所留下的位错圈的数量增加。这时，根据Fisher-Hart—Pry理论，位错圈所造成的切应力增量△ηρR可用下式计算：
△ηρR cf3/2Nμb/d (9-16)
可见，位错圈N的数值越大、第二相质点的直径d越小时，硬化效果越显著。
上述讨论的是第二相质点本身的强度较大，当位错线扫过时不产生切断的情况。当第二相质点的强度不足时，位错运动时将从质点上切过。当位错切过第二相质点时，质点上将形成新的界面AA′和BB′(见图9-17)，这就需要做功。另外，第二相质点与固溶体交界处原子排列不相同，第二相滑移面与固溶体滑移面的柏氏矢量也不相同，这也要增加位错运动的困难而使基体强化。
第二相质点被位错切割的情况，通常只发生在质点比较小的情况下。当第二相质点的直径达到某一临界直径、质点具备足够的强度时，位错就开始绕过第二相，则强化机制将随之改变。
总体来说，沉淀和弥散强化效应具有以下特点：
(1)沉淀过程是过饱和固溶体的分解过程，能够沉淀析出第二相的必要条件是固溶体合金的溶解度随着温度的降低而减小，要使第二相有足够的数量，必须提高基体的过饱和度；沉淀相的体积比越大，强化效果越显著。
(2)共格第二相比非共格第二相的强化效能大；化学成分相同的第二相质点，其直径与质点间距恰好处于不被切断的大小时，才会产生最好的强化作用。一般质点间距最佳值在20～50个原子间距，体积含量最佳值在2％左右。
(3)沉淀相分布状态对强化效果的影响规律是：沉淀颗粒分布在整个基体时比单纯在晶
界上沉淀的效果好；第二相弥散度越大，第二相质点对位错运动的阻力越大，强化效果越显著。
(4)沉淀相的形状对强化效果也有一定的影响，当沉淀相的体积分数相同时，位错线与沉淀相粒子交割的机会并不一样，盘状沉淀相与位错线碰到的机会比球状沉淀相多，而棒状沉淀相与位错线碰到的机会就更多，因此，沉淀相为棒状时强化效果最好。这也是钒在钢中具有较好析出强化效果的原因之一。
9．2．3．2微合金化元素Nb、V、Ti在钢中的作用
铌、钒、钛等微合金化元素与钢中的碳、氮溶质原子具有极强的亲和力，能够形成极为稳定的碳、氮化合物，在加热过程中阻止奥氏体晶粒粗化，在轧制过程中延迟再结晶和抑制再结晶晶粒长大，并通过第二相质点的形变诱导析出起到沉淀强化作用。
几种微合金化元素对0．07C-1．4Mn钢奥氏体再结晶温度的影响规律如图9-18所示。由图可见，这几种微合金元素都具有不同程度的延迟再结晶、提高完全再结晶所需最低温度、扩大未再结晶温度区间的功能。这就使得未再结晶区的控制轧制更易于实现，除有利于提高形变奥氏体的应变累积效应达到细化晶粒的目的以外，还会促进第二相析出的形核点增多，使第二相质点的分布趋于弥散，如果控制轧制时的工艺条件适合于亚晶形成，则沉淀在亚晶界上的第二相会更加弥散。因此，结合控制轧制过程有意识地控制微合金碳氮化合物的析出行为，增加它们作为第二相出现时的析出强化效果，将可以更加充分地发挥微合金化元素在细晶强化和沉淀强化中的双重作用。
图9-19是Heistei'kamp等分别对含铌、钒、钛三种钢进行控轧后，得到的细晶强化与沉淀强化对屈服强度增量的影响规律。由图9-19可看出，控制轧制时，随碳氮化合物形成元素的不同，细晶强化和沉淀强化所贡献的屈服强度增量截然不同。其中，铌能发挥最好的作用，细晶强化和沉淀强化效果都很显著；钒的沉淀强化作用大而细化晶粒作用小；钛的沉淀强化和细化晶粒作用都是有限的。
在总的屈服强度增量中，细化晶粒导致的强化和沉淀强化之间的比，决定着在强度获得提高的同时，是否能改善脆性转变温度。若将脆性转变温度的增量△T c。与屈服应力的增量
△ζy，之比用K表示，即
K=△T c/△ζy(9-17)
对Ti、V、Nb钢可分别得到如下的K值：
钛钢(0．3％Mn) K=0．175℃／(N·mm-2) (9-17a)
钒钢(0．9％Mn) K=0．11℃／(N·mm-2) (9-17b)
铌钢(1．2％Mn) K=-0．12℃／(N·mm-2) (9-17c)
此种关系由图9-20示出，从该图可见，由于铌发挥了细化晶粒的作用，脆性转变温度整体向低温侧移动；而钒、钛细化晶粒的作用小，所以脆性转变温度向高温侧移动。由此可见，控制轧制所带来的细化晶粒作用有益于降低脆性转变温度。若按普通轧制方法，虽然提高了强度，但往往却牺牲了韧性，而进行控制轧制，就有可能使强度和韧性都得以提高。
9．2．4晶界强化
在多晶体内存在有大量的晶界。在晶界上原子排列的正常结构遭到破坏，在晶界及其附近的区域通常偏聚着比平均浓度高得多的异类原子，存在有大量的晶格缺陷。在某些情况下晶界上还含有第二相或夹杂物，由于晶界上原子排列的正常结构遭到破坏，而产生晶界能，使其性质不同于晶粒内部。在力学性能上表现为，室温下晶界的强度总是高于晶粒本身的强
中厚板的控制轧制与控制冷却工艺 孙洪亮 （材料成型及控制工程，1233010149） 【摘要】近三十年以来，控制轧制和控制冷却技术在国外得到了迅速的发展，各国先后开展了多方面的理论研究和应用技术研究，并在轧钢生产中加以利用，明显的改善和提高了钢材的强韧性和使用性能，为了节约能耗、简化生产工艺和开发钢材新品种创造了有力条件。目前国内外大多数宽厚板厂均采用控制轧制和控制冷却工艺,生产具有高强度、高韧性、良好焊接性的优质钢板。控制轧制和控制冷却工艺的开发与理论研究进一步揭示了热变形过程中变形和冷却工艺参数与钢材的组织变化、相关规律以及钢材性能之间的内在关系，充实和形成了钢材热变形条件下的物理冶金工程理论，为制定合理的热轧生产工艺提供理论依据。关键词:宽厚板厂，控制轧制，控制冷却 【关键词】控制轧制；控制冷却；冷却段长度 In the controlled rolling and controlled cooling technology of plate Abstract：For nearly 30 years, controlled rolling and controlled cooling technology obtained the rapid development in foreign countries, and countries successively carried out various theoretical research and applied technology research, and tries to use in the production of steel rolling, the obvious improve and enhance the tenacity of steel and the use of performance, in order to save energy consumption, simplify production process and development of new steel varieties created favourable conditions. Most lenient plate factory at home and abroad adopt controlled rolling and controlled cooling technology, production has high strength, high toughness and good weldability of high qualified steel plate. Controlled rolling and controlled cooling technology development and theory research of further reveals that the thermal deformation in the process of deformation and cooling process parameters and the change of the organization of the steel, the relevant laws and the internal relations between steel performance, enrich and formed steel thermal deformation under the condition of physical metallurgy engineering theory, to provide theoretical basis for reasonable hot-rolling process. Keywords: generous plate factory, controlled rolling and controlled cooling Key Words:Control rolling; Controlled cooling; Cooling length 1引言 近代工业发展对热轧非调质钢板的性能要求越来越高，除了具有高强度外，还要有良好的韧性、焊接性能及低的冷脆性。目前世界上许多国家都利用控轧和控冷工艺生产高寒地区使用的输油、输气管道用钢板、低碳含铌的低合金高强度钢板、高韧性钢板，以及造船板、桥
控制轧制与控制冷却 穆安水 （材料成型及控制工程12级） [摘要]：控轧与控冷工艺是一项节约合金，简化工序，节约能源的先进轧钢技术，通过对控轧与控冷工艺的具体分析提出，控轧与控冷工艺能充分挖掘钢材的潜力，大幅度提高钢材的综合性能，通过对控轧控冷工艺在中厚板及带钢生产中应用的分析，说明控轧控冷工艺能给冶金工业及社会带来的巨大的经济效益针对传统控制轧制控制冷却(TMCP)技术存在的问题,提出了以超快冷为核心的新一代的TMCP技术,并详述了作为实现新一代TMCP技术核心手段的超快冷技术的科学内涵和工业装备开发情况。指出新一代TMCP技术综合采用细晶强化、析出强化、相变强化等多种强化机制,可以充分挖掘钢铁材料的潜力,节省资源和能源,优化现有的轧制过程,有利于钢铁工业的可持续发展。最后给出了以新一代TMCP为特征的创新轧制过程的案例。展示了该技术的广阔的应用前景。 [关键词]：控制轧制；控制冷却；超快冷技术 Abstract:controlled rolling and controlled cooling technology is a saving alloy, simplify the process, energy saving advanced rolling technology, based on the analysis of controlled rolling and controlled cooling technology, controlled rolling and controlled cooling technology can fully tap the potential of steel, greatly improve the comprehensive performance of steel, by means of controlled rolling process of controlled cooling in the applications of plate and strip production analysis, shows that controlled rolling process of controlled cooling can give huge economic benefits of metallurgical industry and the society in view of the traditional control rolling control problems of cooling (TMCP) technology, proposed the ultra fast cooling as the core of the new generation of TMCP technology, and described as a new generation of TMCP technology core means of scientific connotation of ultra fast cooling technology and industrial equipment development.Pointed out that a new generation of TMCP technology integrated with fine grain strengthening, precipitation strengthening, phase transformation strengthening and so on the many kinds of strengthening mechanism, can fully exert the potential of steel materials, save resources and energy, to optimize the existing rolling process, is conducive to the sustainable development of iron and steel industry.Characterized by a new generation of TMCP shows the case of the innovation of the rolling process.Shows a broad prospect of application of the technology. Keyword：Controlled rolling；Controlled cooling;Super fast cooling technology 1引言 近三十年以来，控制轧制和控制冷却技术在国外得到了迅速的发
第34卷第7期1999年7月 钢铁 I RON AND ST EEL V o l.34.N o.7 Ju ly1999酒钢中厚板轧机的控制轧制 与控制冷却 马占华董世文 (酒泉钢铁(集团有限责任公司 摘要依据酒钢中厚板轧机引进的ADCO加速冷却技术,对国内外控轧控冷技术进行了述评和比较,并分析了生产高性能钢板的主要环节。 关键词中厚板控轧控冷高性能钢板分析α CONTROLL ED-ROLL ING&CONTROLL ED-COOL ING PERFOR M ED ON J ISCO PLATE M I LL M A Zhanhua DON G Sh i w en (J iuquan Iron and Steel(GroupCo1,L td. ABSTRACT T h is article is m ain ly focu sed on the analysis&com p arison fo r the con tro lled2 ro lling&con tro lled2coo ling techno logy sup lem en ted bo th at hom e and ab road on the basis of the i m po rted ADCO accelerated coo ling techno logy fo r J ISCO P late M ill.T he p roducti on of p late is also discu ssed b riefly.
KEY WORD S m edium2heavy p late,con tro lled2ro lling and coo ling,quality p late,analysis. 1前言 由控制轧制与控制冷却技术所组成的形变热处理工艺是当前控轧控冷技术发展的最高阶段。与普通控轧板相比,控轧+控冷钢板的抗拉强度和屈服强度平均提高约40~60M Pa,在低温韧性、焊接性能、节能、降低碳当量、节省合金元素以及冷却均匀性、保持良好板形方面都有无可比拟的优越性。 因而,近年来日本、美国、欧共体等工业强国广泛应用控轧+控冷技术生产各种高强结构板、船用钢板、压力容器钢板等。 酒泉钢铁公司2800mm中厚钢板轧机现已投产,这套轧机采用了90年代世界先进的控轧控冷技术,为生产高性能品种钢板奠定了坚实的设备技术基础。本文对这套中厚钢板轧机的控轧控冷技术进行了述评,分析了生产高性能品种钢板的主要环节。1控制轧制的工艺特点 中厚钢板轧机一般是由单机架或双机架轧机组成,其控轧工艺制度基本上是相同的,只是具体操作略有差异。 111控制轧制工艺制度 板坯加热温度、终轧温度和最终变形程度是控轧中最重要的三个工艺参数,直接影响相变、再结晶、沉淀强化等冶金过程。板坯在加热炉内加热温度一般为1050~1150℃,基本上不超过碳氮化物的溶解温度。如果加热温度较高,除了恶化韧性、强度外,还增加了燃料消耗。 对含微合金元素的控轧板,加热时间不宜过长,一般为8~10m in c m。否则将导致氧化铁皮增加,奥氏体晶粒增大。 由于控轧是在一定的温度和变形范围内完成的,轧制过程的中间停歇必不可少。一般分2~3个阶段轧制。对二阶段轧制来说,由板坯轧至中间坯为粗轧阶段,中
控制冷却技术在中厚板生产中的应用 发表时间：2019-07-17T16:20:35.447Z 来源：《基层建设》2019年第12期作者：吕斌 [导读] 摘要：中厚板生产的控制轧制、控制冷却及其相结合的TMCP技术是改善组织和力学性能的重要手段。 新疆八一钢铁股份有限公司 摘要：中厚板生产的控制轧制、控制冷却及其相结合的TMCP技术是改善组织和力学性能的重要手段。控制轧制用于控制奥氏体晶粒大小和形态，新发展了中间冷却（IC）、驰豫-析出控制（RPC）和高温终轧（HTP）等奥氏体晶粒控制方法；控制冷却用于控制相变组织类型，促进了细化晶粒和相变强化，先后开发了直接淬火（DQ）、间断直接淬火（IDQ）、在线热处理（HOP）和直接淬火-分配（DQP）等新技术。介绍了其基本原理、特点和对钢板组织和力学性能的控制效果。分析了各种TMCP新技术的发展路径，以及通过TMCP降低生产成本、提高企业经济效率中的优势及存在的问题。 关键词：中厚板；控制轧制；控制冷却；组织；力学性能；成本 1、前言 近儿年来，由于国内中厚板生产能力的不断扩大，受国际金融危机和后金融危机影响导致钢材消费市场滞涨，原料成本不断增加，中厚板生产厂的利润空问不断被压缩。冶金企业如何在这一轮经济调整中，实现产品转型、技术升级和成本控制成了决定企业经营效益的关键。 2、控制轧制技术 经过多年的建设，国内很多中厚板生产厂具备了一定技术装备优势、产品和技术的研发能力，根据市场需求和技术装备特点，确立白己的产品战略定位。但是，由于技术和产品的趋同日益明显，现在已经很难找到大批量的、独家生产的短线、高附加值的产品。中厚板生产企业开始在不断挖掘成本潜力、精细化生产上投入力量，力求提高效益，摆脱目前企业的困境。这种经营思维的转变是从粗放管理向精细化管理迈出的重要步伐。本文就控制轧制和控制冷却技术的发展轨迹做出简单的阐述，认识新材料、新工艺、新装备在提高产品性能、降低生产成本中的作用，给国内中厚板技术开发进步提供参考。 研究表明：在奥氏体再结晶温度区问，增加变形量可以细化再结晶奥氏体晶粒，过渡增加变形量，再结晶奥氏体晶粒细化趋势减弱，如图1所示[fll。微合金元素对再结晶温度的影响规律在没有被发现之前，碳钢或碳一锰钢控制轧制的基本手段是“低温大压下”，即是在接近奥氏体向铁素体相变温度上进行变形，主要原因是没有微合金元素的影响，钢的奥氏体再结晶温度和相变温度接近，低温大变形可以保证奥氏体的再结晶细小，阻止奥氏体晶粒的长大。如果实现未再结晶控轧和两相区控轧，就需要更低的温度。而在未再结晶区变形不需要“低温大压下”，通过多道次的累积变形可以达到同样的效果，同样可以增加奥氏体内部储存的变形能，提高奥氏体“硬化”程度。 微合金元素（如Ti，Nb，Al，Zr、V）可以提高奥氏体的再结晶温度，使奥氏体在比较高的温度仍处于未再结晶区，因而可以实现在奥氏体未再结晶区的多道次的累积大变形量。添加更多Nb实现控制轧制的HTP工艺，就是利用高Nb对未再结晶区温度的进一步提高，达到提高终轧温度，降低轧制负荷的控轧工艺。当然，HTP工艺中添加的高Nb，其高温析出对未再结晶控轧产生影响的只占添加量的极少部分，大部分Nb是起到固溶强化作用。另外，微合金元素的析出物还可以阻止再结晶奥氏体晶粒的长大，加强控制轧制细化晶粒的效果如图2所示。中厚板的控制轧制技术除了HTP技术以外，新技术还包括：中问坯冷却技术（IC[#]和驰豫一析出一控制技术（RPC）技术，为奥氏体组织控制、析出控制、冷却相变组织创造了条件。 3、控制冷却技术 板带钢轧后冷却技术的发展经历了不断的技术更新。从控制冷却技术的发展来看，主要集中在提高冷却速度（冷却效率）、温度均匀性、设备可靠性、提高组织均匀性、控冷板形平直度等儿个方面做出努力，如图3所示。按照冷却技术特点可以将板带的冷却技术划分为3代 第1代1980's：以喷淋冷却为代表的冷却技术，冷却水流密度小（小于300 L/（mimmz）喷水压力在0.20^-0.50 MPa为主，倾斜喷射或垂直喷射。 第2代（1980's}：以1980's年代以后出现的层流喷射（Laminar jet）冷却技术，如日本住友金属DAC（Dynamic Accelerated Cooling）采用水幕冷却，日本JFE的OLAC（On-LineAccelerated Cooling）采用柱状层流。其冷却水流密度在380-700 L/（mimmz），冷却水压力不高，但是动量较大，可以击破钢板表面残水膜，获得较强的冷却效果。1990's年代后，以改进型层流喷射（Modified laminar jet）冷却技术为主。气一水混合冷却（气雾冷却）也是这一时代的产物，如CLECIM公司的ADCO C Adjustable DynamicCooling）技术。 第3代（2000's}：白2000's年代以来，强化冷却（Intensive Cooling）技术逐步得到开发与应用。代表性的是欧洲开发的UFC C Ultra FastCooling、V AI的MULPIC技术，JFE公司的Super-OLAC} NSC开发的IC（Intensive Cooling）技术，POSCO开发的HDC C High DensityCooling。特征是：提高供水压力、流速、水流密度来，抑制冷却过程中的过渡沸腾和膜沸腾，尽可能实现核沸腾，提高换热效率，水流密度多在1800-3400 L/（mimmz）。这种冷却方式多用在加速冷却装置的前部（或称DQ段），很少单独使用。对照国内外儿种DQ设备，发现冷却速度相近，接近冷却速度物理极限。 钢板的冷却效率可以通过上述多种方法实现，但是理论研究表明：中厚板的冷却速率不完全取决于外界的冷却条件，更重要的是材料的导热特性一导热系数决定，如图5 Cb）所示。因此，应根据产品的厚度规格来在选择采用何种冷却方4 TMCP技术及其发展 TMCP技术是在控制轧制技术或热机械处理工艺（TMP-Thermo-Mechanical Processing）技术基础上开发出来的。1977年在美国举行的“微合金化”大会上，日本的研究者Kozasu提出了TMCP理论至1988年陆续得以完善。TMCP就是将控制轧制和轧后加速冷却技术结合的工艺，也是日本的专利技术。这种工艺极把奥氏体晶粒细化、加工硬化和相变结合，极大加强细化晶粒的效果，并把铁素体一珠光体相变扩展到铁素体一贝氏体相变，提高钢材的性能。 1979年川崎制钢公司开发出在中厚板线加速冷却工艺（On-line accelerated cooling process）作为TMCP技术标志性的应用。日本和欧洲的钢铁企业在同期也纷纷开发了不同形式的冷却装置，用TMCP生产晶粒细化钢板，以降低生产成本、降低钢的碳含量、改善钢的焊接性能。新的冷却装置由于冷却速度很高，使直接淬火（DQ）成为可能，DQ工艺将TMCP进一步延仲因此，因此TMCP工艺也包括了DQ工艺。 近年来，有学者提出以超快速冷却为核心的新一代TMCP技术（NG-TMCP或UFC-TMCP技术），其要点是：在现代的高温轧制提供加
钢材的控制轧制和控制冷却 一、名词解释： 1、控制轧制：在热轧过程中通过对金属的加热制度、变形制度、温度制度的合理控制，使热塑性变形与固态相变结合，以获得细小晶粒组织，使钢材具有优异的综合力学性能。。 2、控制冷却：控制轧后钢材的冷却速度、冷却温度，可采用不同的冷却路径对钢材组织及性能进行调控。 3、形变诱导相变：由于热轧变形的作用，使奥氏体向铁素体转变温度Ar3上升，促进了奥氏体向铁索体的转变。在奥氏体未再结晶区变形后造成变形带的产生和畸变能的增加，从而影响Ar3温度。 4、形变诱导析出：在变形过程中，由于产生大量位错和畸变能增加，使微量元素析出速度增大。 两相区轧制后的组织中既有由变形未再结晶奥氏体转变的等轴细小铁素体晶粒，还有被变形的细长的铁素体晶粒。同时在低温区变形促进了含铌、钒、钛等微量合金化钢中碳化物的析出。 5、再结晶临界变形量: 在一定的变形速率和变形温度下，发生动态再结晶所必需的最低变形量。 6、二次冷却：相变开始温度到相变结束温度范围内的冷却控制。 二、填空： 1、再结晶的驱动力是储存能，影响其因素可以分为：一类是工艺条件，主要有变形量、变形温度、变形速度。另一类是材料的内在因素，主要是材料的化学成分和冶金状态。 2、控制冷却主要控制轧后钢材冷却过程的（冷却温度）、（冷却速度）等工艺条件，达到改善钢材组织和性能的目的。 3、固溶体的类型有（间隙式固溶）和（置换式固溶），形成（间隙式）固溶体的溶质元素固溶强化作用更大。 4、根据热轧过程中变形奥氏体的组织状态和相变机制不同，将控制轧制划分为三个阶段，即奥氏体再结晶型控制轧制、奥氏体未再结晶型控制轧制、在A+F两相区控制轧制。 5、以珠光体为主的中高碳钢，为达到珠光体团直径减小，则要细化奥氏体晶粒，必须采用（奥氏体再结晶）型控制轧制。 6、控制轧制是在热轧过程中通过对金属的（加热制度）、（变形制度）、（温度制度）的合理控制，使热塑性变形与固态相变结合使钢材具有优异的综合力学性能。 7、钢的强化机制主要包括（固溶强化）、（位错强化）、（沉淀强化）、（细晶强化）、（亚晶强化）、（相变强化）等，其中（绕过）机制既能使钢强化又使钢的韧性得到提高。
9中厚板的控制轧制与控制冷却 9．1中厚板的主要性能指标 中厚板轧制过程是钢坯在承受巨大外力作用下产生塑性变形的过程，在整个变形过程中不仅可使钢板获得所必须的尺寸和形状，而且也使之获得所必须的组织和性能。借助装备水平和自动化程度的提高保证中厚板形状和尺寸精度的相关内容在本书的以上各章已有详细论述，本章将着重介绍在特定的设备条件下，如何通过钢板生产工艺参数的合理控制来获得理想的组织和性能。 中厚板的主要性能指标包括力学性能(屈服强度、抗拉强度、伸长率、冲击功等)、工艺性能(冷弯、冲压、焊接性能等)和理化性能(如耐蚀、耐火性能)等。根据钢板用途的不同在相关标准中对所要求的各种性能指标都有明确的规定。如GB／T 1591—94标准对Q345中厚板拉伸、冲击和冷弯性能的规定如表9-1所示。本节仅就结构钢中厚板中常接触到的几种性能指标介绍如下。 9．1．1强度指标 对于结构钢中厚板，在工程中常用的强度指标有： (1)比例极限σP。拉伸试样中的弹性变形阶段，应力和应变的关系符合虎克定律，当试样被拉至具有一定的应力时，应力．应变曲线偏离了直线关系。当该曲线与应力轴夹角的正切值已较直线部分增加50％时，此应力即为该材料的比例极限。 (2)弹性极限σe。弹性极限是指完全卸载后不出现任何明显残余应变的最大应力。弹性极限的高低除受材料本身性质、材料的加工条件和试验条件等各种因素的影响外，还取决于测量应变时所用仪器的灵敏度。仪器越灵敏，越能在早期检测出塑性变形的出现，则弹性极限的数值就越低。为了便于比较，技术上规定一个基准的应变量，弹性极限就是产生该基准永久应变量的应力值。基准量的大小通常确定为10－2％。为了更早期发现材料的弹性一塑性过渡，就要用更灵敏的测量仪器。产生2×10－4％残余应变量的应力值称为“真弹性极限”。这个应力值相当于驱使几百个位错运动的应力，很接近于“临界”的形变应力。 (3)屈服强度σs。有屈服效应的材料，在拉伸过程中负荷不增加或有所降低而试样能继续变形的最小负荷所对应的应力称为屈服应力。这个应力是应力一应变曲线上的下屈服强度。不使用上屈服强度作为强度指标的原因在于上屈服强度的波动性很大，它的数值对试验条件的变化很敏感，其中最重要的影响因素是应力集中。拉伸试样的过渡圆半径太小、试样安装时力轴和试样不同心、试样表面粗糙等都有可能在加载时使试样上产生宏观的应力集中。材料内部弹性各向异性和组织的不均匀性是造成微量应力集中的根源。这些集中应力会使拉伸试验时上屈服强度提前出现。相反，在正常试验条件下，下屈服强度的再现性比较好，加上屈服应变比较大，对下屈服强度的观测也方便一些，所以常常用它来作为强度指标之一。 (4)屈服强度σ0.2。对于变形时不呈现明显屈服效应的材料，以拉伸时试样的残余应变量达到0．2％时的应力值作为屈服强度。但对应力一应变曲线上不具备线性的弹性阶段的材料不以规定的残余应变量来决定屈服强度，通常以达到某一给定总应变量(例如ε=0．5％)
控制轧制于控制冷却
1、控制轧制：在热轧过程中，通过对金属加热制度、变形制度和温度制度的合理控制， 使热塑性形变与固态相变相结合，以获得细小的晶粒组织，使钢材具有优异的综合力学性能的轧制技术2、控制冷却：通过对控制轧后的钢材的冷却速度来改善钢材的组织性能。 3、金属的强化：通过合金化，塑性变形和热处理等手段来提高金属的强度。 4、固溶强化：添加溶质元素使固溶体强度提高的方法。 5、韧性：材料在塑性变形和断裂所吸收能量的能力。 6、微合金钢：钢种的合金含量小于0.1%。 7、IF钢：无间隙原子钢 8、不锈钢：具有良好的抗腐蚀性能和抗氧化性的钢。 9、变形抗力：在一定条件下材料变形单位面积的抵抗变形的力。10、在线常化工艺：在热轧无缝钢管中在轧管延伸工序后将钢管按常化热处理要求冷却到某一温度后在进加热炉然后就行减径轧制按照一定的速度冷却到常温。11、变形温度贝氏体处理化工艺：在钢管轧制过程中不直接加热到马氏体温度一下，而是快速冷却带中温以后再置于静止的空气中冷却、以变形奥氏体转变为贝氏体省去回火工序。12、高温变形淬火：钢管在稳定的奥氏体区域变形，而且一般温度在再结晶温度以上然后进行淬火，已获得马氏体组织。13、低温相变淬火：将钢管加热到奥氏体状态，经一段保温冷却到Ac1高于M的某一中间温度进行变形后淬火的工艺。14、非调质钢：将调质钢的化学成分进行调解并对轧制过程进行控制不进行调制其性能达到调制的水平。1、控制轧制是指在热轧过程中通过对金属加热制度，温度制度，保险制度的控制而获得细小的晶粒2、控制冷却是控制轧后钢材的冷却速度来改善组织性能。3、钢材的强化方法有固溶强化，变形强化，沉淀强化，弥散强化，亚晶强化，细晶强化，相变强化。4、影响材料韧性有，化学成分，气体和夹杂物，晶粒细化，形变的影响，形变细化5、动态结晶是晶粒细化提高扩孔性的手段6、控制轧制的目标是为了获得较小的铁素体组织7、加快冷却速度可以获得细小的铁素体晶粒所以不产生奥氏体组织为界限8、贝氏体是结构性能钢有校坏的塑形焊接性能强韧性微合金钢是指钢中的合金元素总量小于0.1%的钢在控制轧制中使用最多的微合金元素有银，钛，钒9、钢通常是指含碳量在0.28-2.1的铁碳合金10、温度小，压下量打，有利于细化晶粒 1、提高金属强度的措施？（1）固溶强化（2）形变强化（3）沉淀强化与弥散强化（4）结晶强化（5）亚晶强化（6）粗变强化。 2、提高教师材料韧性的措施？（1）化学成分（2）气体和夹杂物的影响（3）细晶强化（4）形变的影响（5）相变组织的影响3.、微合金钢的作用？提高材料的强度，韧性降低生产成本4、控制轧制与一般轧制的区别？（1）控制轧制的温度在950-1050温度降低了（2)加入了3V,Nb,Ti等合金元素，使金属的强度和韧性都大大提高（3）控制轧制生产出来的钢材组织性能号成本低5、控制冷却分为哪几个阶段。分别有何作用？三个，第一阶段，控制相变奥氏体组织状态为相变做组织上的准备，第二阶段，通过控制冷却速度和冷却终止温度来控制相变过程以保证冷却得到钢材所需要的组织，第三阶段，对于低碳钢没有什么影响对冷却钢来说在冷却过程中会发生硫物析出，对生成的贝氏体产生轻微的同化效果，对高碳钢来说在冷却过程中会阻止硫化物的析出从而达到保持固溶强化的目的。6、中厚板控制冷却的目的/?(1)控制钢材冷却过程增大过冷度，降低变形奥氏体向铁素体珠光体转变，以得到细状的铁素体晶粒。（2）在奥氏体未再结晶区终轧后快冷，可以将变形奥氏体中的亚结构，强压机制保持相变Tbm组织中进行保持钢的强度。（3）在保持综合力学性能不变的前提下采用控制冷却工艺可以降低钢中的含碳量，提高钢板的焊接性能，低温韧性和冷塑性。（4）在钢核成分不变条件下采用不同的轧后冷却工艺，可以生产不同强度级别的钢板（5）轧后利用在线淬火工艺可以简化工艺节约能耗降低成本。7、中碳钢控制轧制的特点？（10）以铁素体为主的钢以细化铁素体晶粒来提高强度和韧性不论采用哪种控制轧制方法都可以达到目的。（2）以珠光体为主的钢通过控制轧制会使强度降低韧性提高，其强度降低的原因是由于珠光体
钢材控制轧制与控制冷却 姓名:蔡翔 班级:材控12 学号: 钢材控制轧制与控制冷却 摘要:控轧控冷就是对热轧钢材进行组织性能控制得技术手段,目前已经广泛应用于热轧带钢、中厚板、型钢、棒线材与钢管等钢材生产得各个领域。控轧控冷技术能够通过袭警抢话、相变强化等方式,使钢材得强度韧度得以提高。 Aｂstract: cｏntrolled rolling is cｏntrｏlleｄcooｌｉｎg of hot ｒoｌlｅd sｔeel orgaｎｉzaｔｉon ｐerｆoｒmanｃe ｃontrol tecｈnology, has been ｗideｌy useｄｉｎthe hot ｒｏlled ｓtrip steeｌ,plaｔe,ｓｔeｅl,wｉre rod aｎd stｅeｌｐｉpｅaｎd oｔhｅr ｓｔeel products pｒoｄuction fiｅｌdｓ。Ｃontroｌｌｅｄrollinｇtechｎology of contｒｏllｅd coolｉng cａn pas ｓover ａssaｕltｉng a police officer, phasｅtransｆｏｒmａtiｏｎsｔｒengthening and so oｎ,to iｍproｖe the ｓtｒengｔｈoｆtｈe steelｔoｕg ｈnｅss、 关键词:宽厚板厂,控制轧制,控制冷却 1。引言: 控轧控冷技术得发展历史: 20世纪之前,人们对金属显微组织已经有了一些早期研究与正确认识,已经观察到钢中得铁素体、渗碳体、珠光体、马氏体等组织。2０世纪20年代起开始有学者研究轧制温度与变形对材料组织性能得影响,这就是人们对钢材组织性能控制得最初尝试,当时人们不仅已经能够
控制轧制、控制冷却工艺技术 1.1 控制轧制工艺 控制轧制工艺包括把钢坯加热到适宜的温度，在轧制时控制变形量和变形温度以及轧后按工艺要求来冷却钢材。通常将控制轧制工艺分为三个阶段，如图 1.1所示[2]：(1>变形和奥氏体再结晶同时进行阶段，即钢坯加热后粗大化了的γ呈现加工硬化状态，这种加工硬化了得奥氏体具有促使铁素体相变形变形核作用，使相变后的α晶粒细小；(2> (γ+α>两相区变形阶段，当轧制温度继续降低到Ar3温度以下时，不但γ晶粒，部分相变后的α晶粒也要被轧制变形，从而在α晶粒内形成亚晶，促使α晶粒的进一步细化。 图1.1控制轧制的三个阶段 (1>—变形和奥氏体再结晶同时进行阶段；(2>—低温奥氏体变形不发生再结晶阶段；(3>—<γ+α）两相区变形阶段。
1.2 控制轧制工艺的优点和缺点 控制轧制的优点如下： 1．可以在提高钢材强度的同时提高钢材的低温韧性。 采用普通热轧生产工艺轧制16Mn钢中板，以18mm厚中板为例，其屈服强度σs≤330MPa，-40℃的冲击韧性A k≤431J，断口为95%纤维状断口。 当钢中加入微量铌后，仍然采用普通热轧工艺生产时，当采用控制轧制工艺生产时，-40℃的A k值会降低到78J以下，然而采用控制轧制工艺生产时。然而采用控制轧制工艺生产时-40℃的A k值可以达到728J以上。在通常热轧工艺下生产的低碳钢α晶粒只达到7~8级，经过控制轧制工艺生产的低碳钢α晶粒可以达到12级以上<按ASTM标准），通过细化晶粒同时达到提高强度和低温韧性是控轧工艺的最大优点。 2．可以充分发挥铌、钒、钛等微量元素的作用。 在普通热轧生产中，钢中加入铌或钒后主要起沉淀强化作用，其结果使热轧钢材强度提高、韧性变差，因此不少钢材不得不进行正火处理后交货。当采用控制轧制工艺生产时，铌将产生显著的晶粒细化和一定程度的沉淀强化，使轧后的钢材的强度和韧性都得到了很大提高，铌含量至万分之几就很有效，钢中加入的钒，因为具有一定程度的沉淀强化的同时还具有较弱的晶粒细化作用，因此在提高钢材强度的同时没有降低韧性的现象。加入钢种的钛虽然具有细化加热时原始γ晶粒的作用，但在普通轧制条件下钢中的钛不能发挥细化轧制变形过程中γ晶粒的作用，仍然得不到同时提高钢的强度和韧性的效果，当采用控制轧制工艺生产含钛钢时，才能使钢种的Ti 对控制冷却的认识及其应用 李子鹏 (冶金学院10轧2班07) 摘要：轧钢过程中除了控制轧制外，控制冷却也是非常重要的环节。尤其在中厚板的生产过程中，控制冷却技术充分发挥了不可替代的作用。控制冷却也应用到了实际生产的诸多方面。 关键词：控制冷却；中厚板；性能 1 引言 控冷技术已在我国的生产线上得到成功应用，宝钢2050mm(德国引进)和1580 mm(日本引进)轧制生产线上采用柱状层流冷却方式后,设备运行稳定,卷取温度控制精度提高;武汉钢铁集团公司(简称武钢)1700mm轧机的层流冷却装置是80年代从日本引进的,武钢将控冷模型改进移植到新一代计算机中,不仅得到了本厂的实践验证,而且在太原钢铁(集团)有限公司(简称太钢)和梅山钢铁公司得到推广。 2 控制冷却的特点 冷却方式概括起来主要有压力喷射冷却、层流冷却、水幕冷却、雾化冷却、喷淋冷却、板湍流冷却、水-气喷雾加速冷却以及直接淬火等几种。各种冷却方式有其各自的优点和缺点。采用哪种冷却方式应根据具体工艺环境和限定条件来确定[1]。 3 中厚板生产中的控制冷却 3.1我国中厚板控制冷却的现状 随着欧洲和日本80年代研制应用水幕的热潮，我国也紧随其后。1985年,在鞍山钢铁集团有限公司(简称鞍钢)半连轧厂建成了国内第1套水幕冷却装置。但由于此套装置的冷却区长度不足,冷却能力不够,冷却不均匀,达不到产品质量的要求,因此,该厂在1995年的改造过程中将水幕装置改为柱状层流装置。90年代,重庆钢铁公司第五钢铁厂(简称重钢五厂)的中厚板生产线采用了控制轧制+可控的水幕冷却装置,邯郸钢铁集团有限公司(简称邯钢)、柳州钢铁厂(简称柳钢)和新余钢铁有限责任公司(简称新余钢厂)等也装备了水幕冷却装置,但都未能正常使用。近几年,酒泉钢铁集团有限公司(简称酒钢)的气雾冷却、济南钢铁集团有限公司(简称济钢)的水幕冷却以及鞍钢的高密集管层流冷却等都应用成功,实现了应有的经济效益,而且目前首都钢铁集团有限公司(简称首钢)、南京钢铁股份有限公司(简称南钢)中板厂正在进行的改造项目中,都引进了控轧控冷技术。 钢材的控制轧制与控制冷却技术 专业：材料成型及控制工程12 姓名：管沁 学号： 钢材的控制轧制与控制冷却技术 管沁 （材料成型及控制工程12级） [摘要]控制轧制和控制冷却能将热轧钢材的两种强化效果相加，进一步提高钢材的强度、韧性和焊接性能，获得更合理的综合力学性能。控轧控冷工艺是一项提高钢材质量、节约合金、简化工序、节约能源消耗的先进轧钢工艺技术。由于控轧控冷具有形变强化、相变强化的综合作用，因此控轧控冷既能提高钢材强度又能改善钢材的韧性和塑性。轧钢厂生产的中厚钢板、热轧板卷、棒、线、型材和钢管都可以采用控轧控冷工艺。 [关键词]控制轧制；控制冷却；中厚板；线材生产 Abstract:Controlled rolling and controlled cooling could add those two reinforcement effect of hot rolled steel products, further improve the strength, toughness and welding performance of steel, to obtain better comprehensive mechanical properties. Controlled rolling process of controlled cooling is an improve steel quality and saving alloy, simplify the process, save energy consumption of advanced rolling technology. Because the controlled rolling cold has deformation strengthening and phase transformation strengthening combination, so both can improve the strength of steel and controlled rolling cold can improve the toughness and plasticity of steel. Rolling mill in the production of medium plate, hot-rolled coil, rod, wire, profiles and steel tube can be used in a controlled rolling process of controlled cooling. Keyword：Controlled rolling；Controlled cooling;plate rolling Wire rod production 1.引言 控制轧制和控制冷却工艺是现代钢铁工业最大的技术成就之一,所谓控制轧制和控制冷却技术,就是在一定的钢材化学成分的情况下,通过对轧制温度、压下量和轧后冷却过程参数的控制,可以细化钢材显微组织、显著改善和提高钢材的性能,获得具有良好综合性能的钢铁材料。控制冷却是控制轧后钢材的冷却速度达到改善钢材组织和性能的目的。由于热轧变形作用,促使变形奥氏体向铁素体转变温度的提高,相变后的铁素体晶粒容易长大,造成力学性能降低。为了细化铁素体晶 钢铁控制冷却技术的发展与应用 吴怡 材料成型及控制工程 【摘要】：阐述了控制冷却方式在钢铁生产中的应用与发展,分析了不同控制冷却方式的应用原理和优缺点,对不同冷却介质和喷流形式进行了研究和分析,并对常用控制方法的实现过程进行了描述。对新建钢铁生产线选择合适的控制冷却系统有一定帮助作用。 【关键词】控制冷却；冷却介质：喷流形式。 Abstract : Describes the controlled cooling mode application and development in the iron and steel production, analysis of different control cooling applications of the principles and advantages and disadvantages of different forms of media and jet cooling have been studied and analyzed, and the implementation process control methods were common described. For new steel production line to select the appropriate control of the cooling system have some help. Key words : Controlled cooling; Cooling medium; Jet stream. 1引言 控制轧制冷却技术是近十多年来国内外性发展起来的轧钢新技术，已成功而广泛地应用于生产过程中，能明显改善钢材组织结构，提高钢材的强韧性和使用性能。通过控制工艺过程的影响因素能在一定条件下获得所需的组织结构及产品性能。 2.控制冷却 2.1控制冷却的原理 控制冷却技术是利用轧材余热进行热处理的技术，特别是对于热轧带钢生产，更是提高钢板综合性能的一种有效而又经济的生产方法，目前已成为钢板轧后冷却的主要发展模式。它通过合理控制轧后钢材的冷却工艺参数（开冷温度、终冷温度、冷却速率），为钢材相变作好组织准备，并通过控制相变过程的冷却速度，来提高和改善钢材的综合力学性能和使用性能。 控制轧制的应用分析 摘要：控制轧制是目前世界上轧制中经常使用的技术。一般认为控制轧制技术是在20世纪60—70年代确立的，但实际上早在1920年，这一技术就初见端倪了，以后经过无数技术人员长期不断的努力才发展至今天的成就。这项工艺，节约合金，简化工序，节约能源消耗的先进轧钢技术，大幅度提高钢材的综合性能。本书的目的在于通过整理控制轧制技术进步的历程，向读者揭示控制轧制技术的重要性。主要介绍控制轧制的定义、种类、机理、优缺点、控制轧制与传统轧制的比较以及控制轧制技术在线棒材﹑型钢﹑双相钢生产中的应用。 关键词：控制轧制控制轧制机理控制轧制应用 前言： 随着科学技术的迅速发展，近几年来中国钢铁工业得到了高速发展，在钢铁工业的各项产品中，控制轧制是近十多年来国内外新发展起来的轧钢生产新技术，受到国际冶金界的重视。各国先后开展了多方面的理论研究和应用技术研究，并在轧钢生产中加以应用，明显地改善和提高了钢材的强韧性和使用性能，为节约能耗，简化生产工艺，开发钢材新品种创造了有利条件。 1 控制轧制的概述 1.1控制轧制的定义 在调整钢的化学成分的基础上，通过控制加热温度﹑轧制温度﹑变形制度等工艺参数，控制奥氏体状态和相变产物的组织状态，从而达到控制钢材组织性能的目的。 1.2控制轧制与普通轧制的比较 与普通生产工艺相比，通过控制轧制生产技术可以使钢板的抗拉强度和屈服强度平均提高约40―60MPa，在低温韧性﹑焊接性能﹑节能﹑降低碳含量﹑节省合金元素以及保持良好板形方面都有无可比拟的优越性。 1.3 控制轧制的种类 (1)完全再结晶型控制轧制。全部变形在奥氏体再结晶区进行，终轧温度不低于奥氏体再结晶温度上限，道次变形量不低于奥氏体再结晶的临界变形量 (2)再结晶型控制轧制与未再结晶配合的控制轧制。这一工艺特点是，在完全再结晶区进行一定道次的变形，在部分再结晶区进行待温，而在奥氏体的未再结晶区继续轧制一定道次，并在未再结晶区结束轧制 (3) 完全再结晶型、未再结晶和(γ+α) 两厢区控制轧制。这种工艺特点是，在奥氏体完全再结晶区轧制一些道次，接近部分再结晶区进行待温或快冷，进入未再结晶区温度后继续轧制，并且当钢温已经达到(γ+α)两相区时轧制一定道次，达到一定变形量后终止轧制。 如图1轧钢控制冷却工艺
钢材的控制轧制与控制冷却技术
钢铁控制冷却技术的发展与应用
控制轧制的应用分析
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