控制轧制与控制冷却论文

现代化宽厚板厂控制轧制和控制冷却技术2010级材料成型及控制工程专业摘要: 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1 前言在第二次世界大战期间，全焊接型船舶发生了脆性断裂事故，从而要求钢铁制造厂家改进工艺，改善船板的低温韧性，以确保船舶的安全性。

战后欧洲一些国家的宽厚板厂采用二阶段轧制工艺，以替代常规轧制和正火热处理组合工艺，生产出了造船用抗拉强度为400M Pa 级且具有良好韧性的船板，从而导致了控制轧制原始工艺的诞生。

1958年美国研究人员发现，钢中添加微量的合金元素N b，在轧制状态下能明显提高钢的强度。

但由于采用常规轧制, 含N b 钢的脆性转变温度升高，韧性恶化。

进入60 年代，欧美等国的宽厚板厂对含N b 钢采用原始的控制轧制工艺生产出了管线用钢板。

与此同时，英国钢铁协会开展了钢的显微组织与机械性能之间的定量关系、微量合金元素N b、V的强化机理、控制轧制机理等方面的研究。

这些研究为以后在世界范围内采用控制轧制工艺生产高强韧性钢板作出了积极的贡献。

60 年代后期，日本各大钢铁公司进行了控制轧制基础理论的研究和控制轧制工艺的开发。

1969 年新日铁等三家公司共同承接了横贯阿拉斯加输油管线用Nb-V系X65钢板的制造合同。

70年代前期，欧洲和日本等国的钢铁公司完成了X70制造技术的开发和实际应用。

与此同时，控制轧制技术渐趋成熟。

但是，随着用户对钢板强度、低温韧性及可焊性要求的日益严格化，仅用控制轧制工艺无法满足，从而导致了控制冷却技术的研究及冷却装置的开发。

1980年日本钢管(NKK)在福山制铁所厚板厂安装了世界上第一套控制冷却装置，即:OLAC(On Line Accelerated Cooling)装置，在短短的几年内，日本各大钢铁公司都拥有了类似的控制冷却装置及技术。

现在，世界上主要的现代化宽厚板厂均设置了控制冷却装置。

国际钢铁业界将此控制轧制和控制冷却组合工艺称为TMCP(Ther Momechanical control process)，亦译作热机械控制工艺。

控轧控冷工艺, 在合理的化学成分设计基础上，通过控制板坯出炉温度、低温阶段轧制累积压下率及温度、轧后冷却速度和终冷温度等工艺参数，以达到控制奥氏体状态、相变产物及其组织状态，从而实现钢板高强度、高韧性、可焊性的统一，可生产出通过常规轧制和热处理组合工艺无法生产出的品种，满足用户的需求。

与传统工艺相比, 采用控轧控冷工艺后, 在保证原有强度的前提下，可降低钢中合金元素含量，不必采用热处理工艺，从而降低了生产成本。

同时，由于韧性及焊接性能的提高，增强了产品的市场竞争力。

目前，控轧控冷(TMCP)已成为国外宽厚板厂主导生产工艺。

高强度船板、管线用钢均通过TMCP工艺来生产。

住友鹿岛宽厚板厂TMCP率达52%，德国米尔海姆宽厚板厂TMCP率高达80%。

而国内几家主要船板生产厂仍采用手动控温轧制和热处理组合工艺生产普通型高强度船板，生产工艺落后国外近三十年，优质高强度、高韧性用钢均需依赖进口。

因而，在我国建设一套具有TMCP工艺的现代化宽厚板轧机，也越来越受到关注。

2 控轧控冷技术的冶金学原理2.1 钢的强化机理及对韧性的影响钢的强化机理主要有：固溶强化、析出强化、位错强化、细晶强化(晶界强化、亚晶强化)、相变强化等。

固溶强化，通过添加C、Mn、Si、Ni等合金元素来获得。

通过添加N b、V、Ti微合金元素及采用控制轧制工艺可实现细晶强化、析出强化、位错强化。

在采用强化手段提高钢的强度的同时，还必须考虑到强化手段对钢韧性的影响。

通常固溶强化(Ni元素除外)、析出强化、位错强化的结果导致脆性转变温度升高；而细晶强化使脆性转变温度下降。

因此通过控轧工艺以获得细小铁素体晶粒及采用奥氏体和铁素体两相区轧制获得铁素体亚晶组织，在提高钢的强度的同时，又可以降低脆性转变温度。

加入Nb、Ti微合金元素后，由于析出强化使屈服强度上升，同时脆性转变温度也上升。

当采用控轧工艺后，细晶强化与析出强化共存，使屈服强度上升，脆性转变温度下降, 即提高了钢的强韧性。

V微合金元素细晶强化不明显，对改善钢的韧性不利，一般需与Nb组合使用，发挥V 的析出强化和Nb的细晶强化的综合使用，以改善钢的强韧性。

钢中第二相组织的存在，对脆性转变温度有不利影响，因而尽可能降低其体积比或细化第二相组织使其均匀分布。

综合上述，细晶强化是提高钢强韧性的最佳手段。

2.2 获得细小铁素体晶粒的途径——三阶段控制轧制原理图1给出了多种控制轧制工艺与相变后组织之间的对应关系。

如上所述，细晶强化可获得高的强韧性，它可通过奥氏体再结晶区域控轧、奥氏体未再结晶区域控轧、奥氏体和铁素体两相区控轧来获得细小铁素体晶粒。

图1 各温度区域轧制后相变终了组织示意图2.2.1 奥氏体再结晶区域轧制(≥950℃)在奥氏体再结晶区域轧制时, 轧件在轧机变形区内发生动态回复和不完全再结晶。

在两道次之间的间隙时间内, 完成静态回复和静态再结晶。

加热后获得的奥氏体晶粒随着反复轧制——再结晶而逐渐变细。

图中第Ⅰ阶段, 由于轧件温度较高, 奥氏体再结晶在短时间内完成且迅速长大，未见明显的晶粒细小。

随着轧制温度的降低, 轧制道次的增多(即: 再结晶次数的增多)，在低温再结晶区域(图中第Ⅱ阶段)轧制时，晶粒细化效果明显，强化作用充分体现出来，相变后的组织为细小等轴的铁素体晶粒和珠光体组织。

2.2.2 奥氏体未再结晶区域轧制(<950℃～Ar3)在奥氏体未再结晶区域(图中第Ⅲ阶段)轧制时，由于轧后的奥氏体不产生再结晶，因此随着轧制道次的增加，变形奥氏体晶粒沿轧制方向逐渐拉长，且在变形奥氏体晶粒中形成大量的变形带和位错。

变形奥氏体的晶界、变形带及位错等处是铁素体形核部位。

随着变形量的增大，变形带数量增多，而且分布更均匀。

另外奥氏体晶粒被拉长后，将阻碍铁素体晶粒的长大，因而相变后可获得更加细小的铁素体及珠光体组织。

对于微合金钢而言，微合金元素的碳氮化合物在相变时，优先在奥氏体晶界、变形带、位错处析出，从而阻碍铁素体、珠光体晶粒的长大。

2.2.3 奥氏体和铁素体两相区轧制(<Ar3)在(C+A)两相区(图中第Ⅳ阶段)高温区域轧制一定的道次，达到一定累积变形量，未相变的变形奥氏体由于变形而继续被拉长。

同时晶粒内形成的变形带及位错，在这些部位形成新的等轴铁素体晶粒。

而先析出的铁素体晶粒，由于塑性变形在晶粒内部形成大量的位错，并经回复形成亚晶结构。

这些亚晶结构使钢的强度提高，脆性转变温度降低。

经(C+A)两相区轧制后，室温条件下金相组织较复杂，通常为由极细小的等轴铁素体、拉长的铁素体、具有亚晶结构的变形铁素体、极细小的珠光体组成的混合组织。

两相区轧制使相变后组织更加细小，同时产生了位错强化及亚晶强化，从而进一步提高了钢的强度和韧性。

2.3 控制冷却的强韧性机理尽管控制轧制能有效地改善钢材的性能，但由于热变形因素的影响，使得钢的相变温度(Ar3)提高，致使铁素体在较高温度下析出, 在空冷过程中铁素体晶粒长大，从而使控制轧制效果受到限制。

因此，控制轧制必须配合加速冷却(即: 控制冷却)工艺，降低相变温度，进一步细化铁素体及珠光体组织，同时使Nb、Ti、V微合金元素的碳氮化合物更加弥散析出，进一步提高析出强化效应。

当冷却速度达到一定值时，轧后加速冷却得到的相变组织从铁素体和珠光体组织变成更细小的铁素体和贝氏体组织，贝氏体量随着冷却速度加快而增加，且生成的贝氏体组织极细，从而使钢板强度进一步提高。

体现钢韧性指标的脆性转变温度受多种因素影响。

晶粒细化使脆性转变温度降低，而析出强化效应增强，珠光体和贝氏体的体积分量增加，使脆性转变温度升高。

加速冷却后最终脆性转变温度是降低还是升高，取决于上述两方面因素的综合作用结果。

只要合理选取加速冷却工艺，能在提高钢的强度的同时，维持高的韧性指标。

3 现代化宽厚板厂控制轧制技术3.1 控制轧制工艺参数的确定原则3.1.1 板坯出炉温度在确保钢中微合金元素碳氮化合物溶解的前提下，应尽可能采用低的出炉温度，以获得细小的原始奥氏体组织。

板坯加热温度过高，碳氮化合物完全固溶后，奥氏体晶粒将迅速长大，影响控轧效果，对钢的强度和韧性有负面影响，同时延长了控制轧制中间待温冷却时间，降低轧机产量。

采用控制轧制工艺时，板坯的出炉温度一般控制在1050～1200℃之间，具体出炉目标温度的确定应根据钢的化学成分、控轧工艺、成品厚度以及规格难轧程度而定。

3.1.2 再结晶区域轧制后中间坯厚度及温度为了保证该阶段轧制后变形奥氏体完全再结晶，此时中间坯目标温度一般> 950℃，在确定板坯出炉目标温度时，必须考虑这一因素。

该阶段累积压下率通常占总压下量的60%～80%，轧后中间坯厚度为成品厚度的3～4倍，以确保后阶段轧制时奥氏体有足够的延伸，发挥控制轧制的强化作用。

3.1.3 未再结晶区域轧制开轧温度和两相区轧制累积压下率及终轧温度奥氏体未再结晶区域轧制开轧温度，通常在900～800℃之间，尽可能避开奥氏体部分再结晶区域，防止因出现奥氏体混晶组织对性能造成不利影响。

对于在未再结晶区域结束轧制的控轧工艺而言，终轧温度高于Ar3。

Ar3取决于钢的化学成分、变形量等影响因素，应通过试验方法确定，这对制定目标终轧温度是必要的。

对于需在(C+A)两相区进行轧制的控轧工艺而言，终轧温度低于Ar3。

在确定终轧温度时，必须考虑到两相区轧制的累积变形量，一般取20%～30%，使未相变变形奥氏体晶粒在两相区轧制时，继续拉长；相变获得的铁素体晶粒产生塑性变形，形成亚晶结构及位错，以进一步提高钢板的强度及韧性。

高牌号管线钢终轧温度一般选680～720℃。

随着终轧温度的降低，钢板强度提高，但过低的终轧温度使得韧性恶化。

由于各宽厚板厂设备不同，轧制条件不同，对于具体的某一产品由于所要求的性能、化学成分、板厚等不同，因而无法确定标准控制轧制工艺参数，而应根据具体的轧制条件及所期待的产品性能，通过工厂试验，优化确定。

3.2 控制轧制生产工艺宽厚板厂控制轧制工艺与常规轧制工艺相比，由于增加了中间待温冷却，后阶段需在规定温度范围内轧制且累积压下率有特殊要求，因此轧钢工艺很复杂。