钢坯轧制过程温度确定的研究

钢坯轧制过程温度确定的研究
不同的钢种、不同的板坯规格、采用不同的轧机型式，以不同的轧制速度进行轧制，对于轧制不同厚度的成品而言，要求采用不同的钢坯加热温度和和钢坯的加热时间。

本文以成品不同温度时的晶相组织为依据，结合不锈钢轧制时的热应力分析，再参考铁碳相图，制定成品不同厚度的终轧温度，再通过建立轧制过程热模型，反算出板坯的出炉温度，从而对各种形式的加热和轧制提供加热依据。

1、不锈钢加热温度的确定依据
对于金属的压力加工来说，金属轧制前的加热，是为了获得良好的塑性和较小的变形抗力，加热温度主要根据加工工艺要求，由金属的塑性和变形抗力等性质来确定。

不同的热加工方法，其加热温度也不一样。

金属的塑性和变形抗力主要取决于金属的化学成份、组织状态、温度及其它变形条件。

其中，温度影响的总局势是，随温度升高，金属的塑性增加，变形抗力降低，这是因为温度升高，原子热运动加剧，原子间的结合力减弱，所以变形抗力降低，同时可增加新的滑移系，以及热变形过程中伴随回复再结晶软化过程，这些都提高了金属的塑性变形能力。

但是，随着温度的升高，金属的塑性并不直线上升的，因为相态和晶粒边界同时也发生了变化，这种变化又对塑性产生影响。

钢的加热温度不能太低，必须保证钢在压力加工的末期仍能保持一定的温度（即终轧温度）。

由于奥氏体组织的塑性最好，如果在单相奥氏体区域内加工，这时金属的变形抗力最小，而且加工后的残余应力最小，不会出现裂纹等缺陷。

这个区域对于碳素钢来说，就是在铁碳平衡图的AC3以上30-50℃，固相线以下100-150℃的地方，根据终轧温度再考虑钢在出炉和加工过程中的热损失，便可确定钢的最低加热温度。

钢的终轧温度对钢的组织和性能影响很大，终轧温度越高，晶粒集聚长大的倾向越大，奥氏体的晶粒越粗大，钢的机械性能越低。

所以终轧温度也不能太高，根据铁碳相图最好在850℃左右，最好不要超过900℃，也不要低于700℃。

金属的加热温度，一般来说需要参考金属的状态相图、塑性图及变形抗力图等资料综合确定。

确定轧制的加热温度要依据固相线，因为过烧现象和金属的开始熔化温度有关。

钢内如果有偏析、非金属夹杂，都会促使熔点降低。

因此，加热的最高温度应比固相线低100-150℃。

不锈钢属于一种高合金钢，钢中含有较多的合金元素，合金元素对钢的加热温度也有一定的影响，一是合金元素对奥氏体区域的影响，二是生成碳化物的影响。

对于不锈钢中合金元素如镍、铜、钴、锰等，它们都具有与奥氏体相同的面心立方晶格，都可无限量溶于奥氏体中，使奥氏体区域扩大，钢的终轧温度可相应低一些，同时因为提高了固相线，开轧温度（即最高加热温度）可适当提高一些。

对于不锈钢这样的高合金钢，其加热温度不仅要参照相图，还要根据塑性图、变形抗力曲线和金相组织来确定。

轧制工艺对加热温度也有一定的要求。

轧制道次越多，中间的温度降落越大，加热温度
应稍高。

当钢的断面尺寸较大时，轧机咬入比较困难，轧制的道次必然多，所以对断面较大或咬入困难的钢坯，加热温度要相应高一些。

加工方法不同，加热温度也不一样。

对于热轧薄板，加热温度不能太高，否则在轧制过程中容易出现粘连现象。

合金状态图是选择加热温度的重要依据。

以部分二元合金状态图为例，固相线决定了加热温度上限，为了防止金属过热和过烧，上限温度比溶点低100-200℃，即相当于合金熔点的0.8-0.9倍。

加热温度的下限由终轧温度所确定。

对于完全固溶状态的合金，随温度的降低不会出现固态相变，终轧温度一般相当于合金熔点的0.6-0.7倍，这样可以保证热加工所要求的塑性和变形抗力。

但也有例外，某些合金处于单相区脆而硬，塑性较差，而在两相区塑性较好，此时加热温度定在两相区较好。

由此可以看出，合金状态图只能给出大概的温度范围，是否合适，还必须同时参考金属的塑性图。

塑性图是确定加热温度的主要依据，它给出了金属塑性最高的温度范围，加热温度的上限应取在塑性最高的区域附近。

根据状态图和塑性图确定加热温度范围后，还要用变形抗力图（变形抗力随温度的变化曲线）来进行校正，以保证整个热加工过程在金属变形抗力最小的范围内来完成。

2、不锈钢在加热过程中不同于碳钢的特点
1）本质粗晶粒钢在700-800度时晶粒开始长大，但本质细晶粒钢在930-950度温度下尚不足长大，只有在超过这个温度以后才开始粗化，并随温度的继续升高，它的长大趋势比本质粗晶粒还要大。

2）对于钢的晶粒粗大，加热温度及时间有着决定性的作用，合金元素增大晶粒长大的倾向，按其影响程度的强弱顺序为Mn、P、C，减少晶粒长大倾向的是V、Ti、Ai、Zr、W、Mo、Cr、Si、Ni，大多数合金钢结构的过热敏感性都要比碳钢低。

3）铁素体不锈钢含碳量一般较低0.12%以下，含有12%-30%的Cr，则较马氏体的为高，其组织基本上是铁素体，它加热到较高的温度只有一小部分转变为奥氏体，大部分仍为铁素体，含铬较高的在加热过程中一般不发生相变，含铬越高，则塑性和耐蚀性提高，但其退火或正火后的组织为铁素体及少量的碳化物组成，碳含量越高则硬度和耐磨性越高。

铁素体不锈钢铬含量超过17%时，在475度会发生脆性、б相脆性及高温脆性。

4）不锈钢在进行焊接时热影响区温度在600-800度时最容易产生晶间腐蚀。

5）奥氏体不锈钢属于面心立方结构，膨胀系数较大约是碳钢的1.5倍，导热系数约是碳钢的1/3，比电阻约是碳钢的4倍。

高络不锈钢的导热系数与碳钢相比约是碳钢的1/2，比电阻约是碳钢的3倍。

马氏体不锈钢加热前需要进行预热，因其导热系数较低，表面热影响区域又硬又脆。

铁素体不锈钢加热至900℃时，热区域晶粒显著变粗，使其在低温下的延伸性和韧性变差，冷却后容易产生裂纹。

6）含铬大于14％的低碳铬不锈钢，含铬大干27％的任何含碳量的铬不锈钢，以及在上述成分基础上再添加有钼、钛、铌、硅、铝、、钨、钒等元素的不锈钢，化学成分中形成铁素体的元素占绝对优势，基体组织为铁素。

这类钢在淬火（固溶）状态下的组织为铁素体，
退火及时效状态的组织中则可见到少量碳化物及金属间化合物。

铁素体不锈钢因为含铬量高，耐腐蚀性能与抗氧化性能均比较好，但机械性能与工艺性能较差，多用于受力不大的耐酸结构及作抗氧化钢使用。

7）马氏体钢
这类钢在正常淬火温度下处在y相区，但它们的y相仅在高温时稳定，M点一般在3OO℃左右，故冷却时转变为马氏体。

马氏体不锈钢的机械性能、耐腐蚀性能、工艺性能与物理性能，均和含铬12~14%的铁素体-马氏体不锈钢相近。

由于组织中没有游离的铁素体，机械性能比上述钢要高，但热处理时的过热敏感性较低。

8）马氏体—碳化物不锈钢
Fe-C合金并析点的含碳为0.83%，在不锈钢中由于铬使S点左移，含12%铬和大于0.4%碳的钢，以及含18%铬和大于0.3%碳的钢均属于过共析钢。

这类钢在正常淬火温度加热，次生碳化物不能完全溶于奥氏体，因此淬火后的组织为马氏体和碳化物组成。

属于这一类的不锈钢牌号不多，却是一些含碳比较高的不锈钢，含碳量偏上限的3Crl3钢在较低的温度下淬火，也可能出现这样的组织。

由于含碳量高，钢中虽含有较多的铬，但其耐腐蚀性能仅与含12~14%锗的不锈钢相当。

这类钢的主要用途是要求高硬及耐磨的零件，如切削工具、轴承、弹簧及医疗器械等。

9）铁素体不锈钢
铁素体不锈钢在使用状态下以铁素体组织为主的不锈钢。

含铬量在11%~30%，具有体心立方晶体结构。

这类钢一般不含镍，有时还含有少量的Mo、Ti、Nb等到元素，这类钢具导热系数大，膨胀系数小、抗氧化性好、抗应力腐蚀优良等特点，多用于制造耐大气、水蒸气、水及氧化性酸腐蚀的零部件。

这类钢存在塑性差、焊后塑性和耐蚀性明显降低等缺点，因而限制了它的应用。

11）马氏体不锈钢
马氏体不锈钢通过热处理可以调整其力学性能的不锈钢，通俗地说，是一类可硬化的不锈钢。

粹火后硬度较高，不同回火温度具有不同强韧性组合。

3、不锈钢热过程数学模型建立的必要性
1、铁素体不锈钢轧制开发难度较大，这主要与铁素体钢在加热过程中，晶粒长大倾向大。

晶粒长大，晶界变少，结合性能变坏,就会恶化热加工性能，因此，必须建立加热和轧制过程数学模型，对其最高的加热温度和轧制制度进行了严格控制。

不锈钢如果也像一般的合金钢那样加热，热加工中就会产生各种各样的产品缺陷。

2、通过数学模型优化控制不锈钢板坯在炉内的升温曲线和在炉时间，在尽可能提高产量的前提下，板坯的升温过程采取前慢后快的方法，以防止板坯在炉内的过热过烧和晶粒粗大的现象发生。

3、根据对不锈钢带卷边损生产过程统计，产品质量主要发生在带卷的边部和头尾部。

在粗轧机的轧制过程中板带需要轧边，板带边部散热面积较大，粗轧机轧完以后，板带头尾、边部与中间温差一般在50度以上，精轧机轧完以后，这种现象就更加明显，板带头尾与中间温差一般在150度以上，板带边部与中间温差一般在100度以上，板带头尾、边部温度较低，其塑性变形就较差，轧制过程中就容易产生问题。

这就需要建立轧制过程数学模型，对板带轧制温度进行准确的控制。

4、为在加热炉内控制板坯两头的加热温度，根据下部炉膛烧咀布置和温度特点，合理制定板坯的的布料规则和前后板坯之间的间距。

同时根据出料端炉头板坯位置紧临出料炉门，出料端端墙没有布置供热烧咀，其温度较低，并且其位置处设有摄像头和激光定位仪，致使该处的炉膛温度更低。

为防止在炉内加热好的板坯在此处的温度降低，应合理控制炉头坯的位置，并在停轧时采取板坯后退以避开低温区的措施，保证炉头板坯的正常加热。

同时针对下部炉膛烧咀的热气流上浮,容易从板坯之间的空隙通过,致使空隙较大的区域炉气温度高,空隙较小的区域炉气温度低,容易造成板坯的加热不均。

5、合理控制炉内气氛，减少氧化烧损。

含Ni3%～6%的钢的氧化铁皮与金属的“相间嵌入”状态。

因为Ni比Fe难与氧化，在Fe-Ni合金的氧化皮形成过程中，固溶体中的Fe优先进行扩散（向外和氧化），因而使Ni在氧化层内面局部富集。

而在热加工温度下Ni周围的铁终究也是要氧化的，所以富集Ni有金属基体与氧化皮呈严重的“相间嵌入”状态，氧化铁皮难于脱落。

为解决含镍低碳钢的氧化铁皮脱落和减少氧化烧损问题，采取少氧化加热的方法，即采用明火式无氧化加热炉加热板坯，这时生成的氧化铁皮难于脱落，但因为氧化铁皮很薄，酸洗后不影响板材表面质量。

6、采用数学模型精确控制加热炉生产过程中的各种参数，充分利用设备停轧时间、定修时间、轧线清理时间、换钢种时间，及时对设备的控制精度进行检查和调整，确保设备功能完善、控制准确、水量分布合理、轧制模型计算准确、板带跟踪定位准确、张力控制合理，板带轧制过程中板形良好、宽度和厚度控制准确，无板带头尾跑偏和起套或拉断的不正常现象发生。

7、对不锈钢入炉前后与碳钢和其它钢种的过渡进行研究。

在碳钢钢坯的后面装入不锈钢板坯前，应根据碳钢和不锈钢不同的加热特性，碳钢与不锈钢之间应留一定的空位，不锈钢装完以后，在装碳钢前也应在炉内留出一定的空位，以便为后续轧制碳钢提供升温时间。

8、精轧机的弯辊力和串辊位置对于板形的影响较大，必须进行优化和调整；板带侧吹调整对轧制过程中的温降非常重要，关系到板带表面温度的高低，应以板带表面冷却水吹净为基准，不能产生调整过大或分布不均的现象发生；精轧最后一个道次的压下量应适当减小，以保证成品板带的板形。

钢的金属加热温度及热应力的研究
不锈钢板坯轧制裂纹形成理论分析
1、金属加热过程中热应力研究
钢在加热过程中，由于金属本身的热阻，不可避免地存在内外温度差，表面温度总比中心温度升高地快，这时表面的膨胀就要大于中心的膨胀，这样表面受压应力而中心受张应力，于是在钢的内部产生了温度应力，或称热应力。

热应力的大小取决于温度梯度的大小，加热速度越快，内外温差越大，温度梯度越大，热应力就越大。

如果这种热应力超过了钢的破裂强度极限，钢的内部就会产生裂纹，所以加热速度要限制在应力所允许的范围之内。

但是，钢的应力只在一定的温度范围内才是危险的。

多数钢在工作550℃以下处于弹性状态，塑性比较低。

这时如果加热速度太快，温度应力超过了钢的强度极限，就会出现裂纹。

温度超过了这个温度范围，钢就进入了塑性状态。

对低碳钢可能更低的温度就进入塑性范围。

这时如果产生较大的温度差，将由于塑性变形而使应力消失，不致造成裂纹或折断。

因此，温度应力对加热速度的限制，主要是在低温（550℃以下）时。

除了板坯加热时内外温度差所造成的热应力之外，不锈钢连铸在浇铸板坯的冷却过程中，由于表面冷却得快，中心冷却得慢，也要产生应力，称为残余应力。

其次，金属的相变常常伴有体积的变化，如钢在淬火时，奥氏体转变为马氏体，体积膨胀，也会造成不同部位间的内应力，称为组织应力。

这些内应力如果很大，也会使金属产生裂纹或断裂。

实践证明，单纯的温度应力，往往还不致引起金属的破坏。

大部分破坏是由于铸坯在冷凝过程中产生了残余应力，而后加热时又产生了温度应力，这种温度应力的方向与残余应力的方向是一致的，增大了铸坯的内应力，增加了应力的危险性。

所以不能笼统地认为，板坯轧制时出现的裂纹缺陷都是由于加热过程中温度应力所造成的。

对于大多数钢种来说，打破了过去单纯依照弹性变形理论来计算允许温度应力的约束，一些低碳钢的厚板坯允许快速加热，只有合金钢（如不锈钢）由于脆性的影响，需要通过试验确定适当的加热温度。

因为这些钢种的导热性比较差，而导热系数是随碳与合金元素的增加而下降，同时这类钢在低温时的塑性都比较差，因而把冷的不锈钢板坯直接装入温度很高的炉膛中，进行快速加热时，更可能产生危险的后果。

其次，板坯断面尺寸的大小也是应考虑的因素，板坯断面大的往往残余应力也大。

金属在轧制或锻造后，由热状态冷却下来，在冷却过程中由于表面冷却得快，也会产生热应力。

冷却经过临界点时，由于组织中发生相变，体积变化，也可能产生体积应力。

温度应力与组织应力超过金属的强度极限时，也会产生高倍或低倍组织裂纹。

不锈钢板坯在轧制过程中，显微裂纹大都在局部塑性变形处产生，这显然与塑性变形过程中位错的运动有关，从塑性变形中位错运动的分析可以看出，裂纹形成的位错理论和模型，包括位错塞积理论、位错反应理论、裂纹在夹杂物边界形成理论等，这些理论的基本思路是在切应力的作用下，促使位错在滑移面上运动。

位错运动中又难免遇到不同的阻碍，造成位错塞积，形成大位错，这种大位错的弹性应力场可能产生大的正应力而促使材料开裂。

位错一般都在晶界、相界、孪晶界、杂质或第二相与基体界面处塞积，从而裂纹也常在这些边界
处产生。

一、裂纹形成理论分析
裂纹形成的条件从能量的观点上来看，柏氏矢量为b 的几个位错在晶界处塞积而形成长度为2c 的裂纹模型，并将其看作是具有柏氏矢量为nb 的大位错进行分析推导，得出形成裂纹的条件为：
σnb ≥2γ （1）
式中：σ——外加应力；
γ——表面能；
nb ——晶体的滑移量；
σnb ——产生此滑移时所做的功。

裂纹向前扩展就相当于塞积的向前攀移。

外力对位错所做的功应大于或等于裂纹形成时表面能的增加，亦即σnb ≥2γ。

依据推动滑移的有效切应力为（τs-τi ），对应的切变应力为（τs-τi ）/G ，滑移带的长度等于晶粒直径d ，则可求出裂纹位错的总柏氏矢量nb 的表达式：
d G nb i s ⎪⎭
⎫ ⎝⎛-=ττ （2） 式中：τs ——屈服时的切应力，它等于裂纹形成时的切应力；
τi ——位错滑移时的摩擦切应力
G ——切变模量。

而τs 与d 之间又存在着经验关系：
2/1'-+=d K y i s ττ （3）
将上述二式与前述的2
/1'-+=d K y i s ττ合并处理，可求出形成裂纹的条件为：
()γσG K K d y y i 2'2/1≥+ （4）
为提高材料的韧性，则应使裂纹不易形成。

根据上式可知，为使裂纹不易形成，则需公式左方的数值小于2G γ，则提高韧性的途径是：①增大钢的表面能γ和切变模量G ；②减少'y K 、y K 、位错滑移时的切应力τi 及晶粒直径d ，当温度升高时τi 减小，相应地使韧性升高，这与实际情况是一致的。

如果将τi 忽略不计，而对上式进行处理，还可求出单向拉伸时形成裂纹所需的拉应力σf 为：
d
G f γσ4≈ （5）
亦即形成裂纹时所需的拉应力与晶粒直径2/1d 成反比。

从以上推导分析可以看出，细化晶粒尺寸d 可提高钢中裂纹形成的难度，相应提高钢的韧性，这是影响韧性最为有效的组织因素。

二、裂纹形成的断裂模型
钢中硬而脆的第二相颗粒的存在会影响裂纹的性质。

例如，碳化物颗粒粗大会促进解理断裂，而所含第二相颗粒细小的钢则具有较好的塑性。

依此，通过分析晶界碳化物的影响，提出了如下解理断裂的模型。

设铁素体边界上有厚度为L 0的碳化物，由于外力的作用，碳化物前的铁素体中将形成位错塞位群。

设τ为外加应力在滑移面上的切应力分量，则推动位错运动的有效切应力为τe =τ-τi ，位错塞积前端造成拉应力集中，则应力达到临界状态时，将导致碳化物开裂，此
时τ=τe 即：
()()2/1214⎥⎦⎤⎢⎣⎡-≥-=d r Er c i e e πτττ （6）
式中：γ—柏松比；
γc —碳化物的比表面能。

裂纹要伸展到相邻的铁素体晶粒，还要克服铁素体的比表面能，令γp 表示二者之和的有效比表面能，则上式应为：
()()
⎥⎦⎤⎢⎣⎡-≥-=d r Er p i c e 214πτττ‘ （7） 上式为裂纹形核所控制的断裂，当材料达到屈服时，已发生断裂，亦即裂纹一旦形成就立即扩展而至断裂。

而式（6）是一种裂纹扩展所控制的断裂，即当应力在τc 与'
e τ之间时，碳化物中形成裂纹之后，尚需经过裂纹扩展段才能通过晶粒。

依次，可进一步推导出裂纹扩展所控制的断裂判据为： ()2/10214⎥⎦⎤⎢⎣⎡-≥C r Er p
f πσ （8）
式中，C 0为裂纹宽度。

从裂纹形成条件的两个模型中可以看出，晶粒尺寸和第二相粒子片层厚度是影响裂纹形成的重要结构因素。

细化晶粒和细化第二相粒子尺寸将使裂纹难于形成，相应使钢的韧性提高。

同时看出，具有较高的弹性模量和组成表面能的钢，其裂纹形成也较困难，从而具有较高的韧性。

三、裂纹扩展难易与钢的韧性
裂纹形成后，如已达到临界裂纹长度c a 时，则由失稳扩展而导致材料 脆性断裂；如裂纹形成后尚未达到临界裂纹尺寸，则将逐步扩展到临界裂纹长度时才发生失稳扩展。

裂纹从形成到扩展至临界裂纹尺寸这个亚稳态扩展阶段的长短除取决于应力状态、大小和环境等
外界条件外，主要受材料本身的一般软科学性能（强度和韧性）和组织结构参量的影响，例如，裂纹形成后的扩展过程中由于遇到晶界、相界和韧性相等不同阻碍而使裂纹扩展缓慢。

实验观察发现，多晶体金属材料在不同热处理状态下的裂纹具有不同的特点和机制，有些属于韧性断裂，其宏观和微观断口分别为纤维状和韧窝，并相应具有较高的韧性，另一些则属于解理断裂或沿晶断裂机制的脆性断裂，后者具有穿晶小平面河流状准解理断口，相应的韧性较低。

韧性断裂中的微孔聚合型断裂要经过韧窝的形成和克服第二相的障碍而缓慢长大的裂纹扩展阶段。

基于以上情况和思路，一些学者分别提出韧性断裂的应变判据和解理断裂的临界应力判据，相应建立了两种类型断裂与钢的一般软科学性能和组织结构之间关系的模型。

1、韧性断裂的应变判据
韧性断裂大致经历基体塑性变形，以及基体和第二相界面或第二相本身开裂而形成微孔，微孔长大以及微孔间金属撕裂使微孔聚合，从而使裂纹扩展等几个阶段。

基于这一研究结果，一些学者分别采用临界应变（n 或εf ）作为判据，提出了断裂韧性与强度参量和组织结构参量之间关系的模型.。

设d T 为第二相粒子间的平均距离，它构成韧带，亦即裂纹前端的屈服区。

此屈服区的应变为ε，当ε达到临界值时，屈服区开裂。

采用屈服区缩颈时的应变量ε的临界值，则此临界值恰好等于材料
的硬变强化系数n ，并利用弹性应变公式
E σε=
，相应热传导出KIC 与强度参量E 、塑性参量n 和
组织结构参量d T 之间的关系表达式为： T IC d nE K π2= （9）
由于在推导中把弹性变形公式外延到大量变形的塑性变形区边界，故应以有效弹性模量E p 取代E 为宜。

根据金相侵蚀法测出的裂纹前沿的塑性区宽度，采用临界应变判据
f εε31≈导出了类似的关
系式： f s IC E n K εσ3
25≈ （10） 式中：εc ——裂纹前沿张应力应变峰值；
f s 、εσ——屈服强度和单向拉伸时的真实断裂应变。

四、解理断裂的应力依据
对于解理断裂或沿晶界断裂等类型的脆性断裂，一些学者则采用临界应力判据建立起相应关系。

当裂纹尖端由于塑性约束使张应力达到临界解理应力时，即发生断裂。

他们采用这种临界解理应力判据，对实验数据进行处理，先后提出了K IC 与强度性能之间的关系式：
⎪⎪⎭
⎫ ⎝⎛+=s IC s K σσσ0.21*
（11）。