控轧控冷

关于对控轧控冷与正火的认识
1、TMCP技术
TMCP(Thermo Mechanical Controlled Processing: 热机械控制工艺)技术是以控制轧制和控制冷却技术相结合的特点，也就是低温轧制和在线热处理的综合处理手段，在控制形变组织的基础上，又控制随后的冷却速度，获得理想的相变组织。

其要点是将连铸坯低温加热到1000℃左右，在具有较小晶粒的奥氏体区开始轧制，在适当的Ar3温度附近的亚稳态奥氏体区或γ+α两相区变形。

随后控制冷却，使加工后未再结晶组织进行恒温转变，通过晶粒内变形带上形成的大量晶核，实现细晶铁素体的转变。

在同样的变形量下，恒温转变温度越低，铁素体的形核率越高，组织晶粒越细。

TMCP技术的实质就是传统的形变热处理工艺在轧制生产中在线完成，从而得到高强度化及高韧性化。

各种轧制程序的模式图，如图1—1所示：
（1）控制轧制的类型[3]
控制轧制(Controlled Rolling)是通过严格控制热轧工艺参数，充分发挥微合金元素的作用，以达到细化晶粒、改善钢的组织结构和机械性能的目的，从而可直接轧制成材和取消一些热处理工序，取得节能降耗的效果。

最初的控制轧制是在奥氏体低温区进行大的压下量，它是指在比常规轧制温
度稍低的条件下，采用强化压下和控制冷却措施来提高热轧钢材的强度和韧性等综合性能的一种轧制方法。

现在人们对控制轧制广义地解释为是通过微合金化处理，从轧前的加热到最终轧制道次结束为止的整个轧制过程实行最佳控制的全新工艺，以控制奥氏体状态和相变产物的组织状态，达到改变钢板的综合机械性能的目的。

控制轧制技术多用于结构钢生产中，因为对结构钢的要求是高强度、高韧性和良好的焊接性能。

而为使结构钢获得最佳综合性能，最好的方法是使钢的晶粒细化，主要是细化铁素体晶粒，它可以通过两种途径来完成:一种是细化奥氏体晶粒，然后通过相变得到细化的铁素体晶粒;另一种是直接细化铁素体晶粒。

这两种方法的机理是不同的，细化奥氏体的机理首先要细化原始奥氏体晶粒，即从加热温度、加热时间和加入微量合金元素这三方面入手，然后采用形变再结晶的方法。

而直接细化铁素体晶粒主要是在(γ十α)两相区轧制。

为此将控轧形式分为三种，即奥氏体再结晶，奥氏体未再结晶区和(奥氏体+铁素体)两相区控制轧制。

在奥氏体高温区(即再结晶区)进行控轧(I型控轧)，通常是在950℃以上温度范围进行大量变形，当奥氏体变形达到临界动态再结晶变形量时，变形奥氏体晶粒在轧制道次之间进行再结晶，即、奥氏体晶粒通过轧制—再结晶—轧制—再结晶的反复进行而逐渐得到细化，随着变形量的加大，得到的奥氏体晶粒越细小均匀。

但在奥氏体再结晶区终轧后所得到的铁素体晶粒尺寸最小只能达到8一9级。

在奥氏体低温区(即未再结晶区)进行控制轧制(II型控轧)，轧制温度范围一
般为950℃~Ar3。

由于再结晶需要一个临界温度T
再，在T
再
以下温度轧制时，变
形量再大也不能产生再结晶现象。

一般将T
再
至相变点Ar3这一区域内称为奥氏体未再结晶区。

在此区域内轧制时，变形奥氏体晶粒不发生再结晶，而是沿轧制方向伸长，在奥氏体晶粒内产生形变带和大量位错，晶粒内部的变形带等价于晶界，且意味着一个奥氏体晶粒可以被形变带分割成几个小部分，显著增加了有效晶界（Sv=奥氏体晶界+形变带)。

而增加奥氏体有效晶界面积又是细化相变后的铁素体晶粒的极重要的措施。

当未再结晶区的压下率为20%时，Sv仅增加1.7%;而当压下率达到80%时，Sv则增大一倍多，（图1—2）为压下率与形变带密度、晶界有效面积Sv的关系图，由图可见增加未再结晶区累积压下量对细化晶粒可以起促进作用，因为此时不仅由于奥氏体晶界的增加而提高了α的形核密度，而
且也在奥氏体晶粒内形变带上出现大量的α晶核。

相变形核部位的增加，使相变后的铁素体组织更细小、均匀。

当未再结晶区压下率大于40%时，形变带密度随压下量的增加而迅速增加，形变带将成为铁素体形核的有利位置，因此相变后的α晶粒随着奥氏体未再结晶区总压下率的增加而变细，其细化程度可达11—12级。

但是如果在未再结晶区内的变形量不足，就会得到粗细不均的铁素体晶粒。

和I型控轧相比，在II型控轧阶段终轧后的材料强度将提高，脆性转化温度将下降。

(γ+α)两相区轧制，这是在Ar3以下的(γ+α)两相区轧制，未相变的奥氏体晶粒更加伸长，在晶内形成变形量更大的形变带，铁素体在形变带和晶界上形核，转变成细小等轴的晶粒;另一方面，己相变后的铁素体晶粒在受压时，晶粒内部位错增高形成亚结构，因此在两相区轧制后的组织中，既有由变形的未再结晶奥氏体转变的等轴细小铁素体晶粒，还有被变形拉长的铁素体晶粒，所以相变结束时形成的组织更加细小。

同时，在低温区的变形，促进了含Nb、Ti、V等微合金化钢中碳化物的析出(变形诱导析出)。

在两相区轧制，析出物增多、细小的铁素体亚晶数量增多以及位错密度的增加，都有利于屈服强度增加和脆性转化温度下降。

故控制轧制后使钢材的显微组织结构细化或超细化，从而使钢材的强度提高、韧性改善。

控制轧制与相应的显微组织变化模型，如图1—3所示
图1—2 奥氏体再结晶温度以下轧制晶界面积增加和变形带密度
图1—3 控制轧制与相应的显微组织变化模型
（2）控制冷却
控制冷却(Controlled Cooling，缩写cc)其实质是对控制轧制后的奥氏体用高于空冷的速度从Ar3以上的温度冷却至相变温度区域，对铁素体进行控制冷却，并使其进一步细化。

控制冷却引起的Ar3降低，对再结晶后的奥氏体进行控制冷却时，铁素体发生某种程度的晶粒细化，但效果并不显著。

如对未再结晶奥氏体进行控制冷却，则不仅在变形后的奥氏体晶界面或变形带产生晶核，在奥氏体晶粒内也产生铁素体核，实现了铁素体的大幅度晶粒细化。

控冷将控轧后钢板快冷，控制其相变与碳化物析出，在不降低韧性条件下提高强度;在不降低强度条件下，减少碳当量，从而改善焊接性。

控制冷却离不开控冷装置，控冷装置中喷水方式选择是一个关键，采用较多的是水幕、层流、雾化、喷花四种方式。

有单一的喷水方式，也有两种或多种喷水方式相配合，以达到快速、均匀、不同工艺的要求。

国内外典型中厚板控冷装置，各种型式基本齐全，有单一ACC、有ACC和DQ共用，有ACC和DQ分开，也有预留将来上DQ可能性的。

2、控轧、控冷提高性能的机理
2.1控制轧制
控制轧制的目的就是在热轧条件下，通过细化铁素体晶粒，生产出具有韧性好，强度高的钢材。

所以，控制轧制工艺的优点首先在于在提高强度的同时，可以提高低温韧性。

例如，正常轧制工艺铁素体晶粒最好的情况也是7一8级，直
径>20μm，而控制轧制工艺得到的铁素体晶粒为12级，其直径为5μm，这样细的晶粒是控制轧制最突出的优点。

（1）细晶强化
细晶强化是一种既能提高钢材强度又能提高韧性的强化手段。

控制轧制就是通过严格控制轧制过程的工艺参数，减小奥氏体相变后铁素体晶粒的尺寸来达到细化晶粒，改善组织结构，从而提高钢强韧性的目的。

晶粒细化对于钢的强度、韧性等性能指标的强化，其理论依据如下面的公式所示:
①屈服强度σs：
σs=σ0 + K×D-1/2
②韧性断裂强度σC:
σC= (2G r/k)×D-1/2
:
③脆性转变温度T
转变
T转变=A - mD-1/2
式中:G —材料切变模量;
r —材料的表面能;
k —常数;
D —铁素体晶粒直径.
A, m —常数;
从以上公式不难看出，钢材的屈服强度、断裂强度与铁素体晶粒尺寸的D-1/2成正比，即晶粒尺寸越细小，屈服强度和断裂强度越高。

钢材的脆性转变温度与晶粒尺寸的D-1/2成线性关系，铁素体晶粒越细，脆性转变温度越低，低温韧性越好。

相反，钢材的组织越粗大，则钢的强度、特别是低温韧性就差。

（2）微合金化元素
无论是控轧还是控冷，目的都是为了使得钢板的晶粒度增加，使晶粒细化从而达到强化的目的。

而在钢中起到细化晶粒和析出强化作用的是微合金化元素。

微合金化元素主要有Nb、V、Ti、Al。

这些元素目前在钢中微合金化作用已得到广泛应用，加入量均在0.1%以下。

桥梁用微合金化钢是充分运用微合金化元素综合作用典型代表，其中铌是取得良好的控轧效果最有效的微合金化元素之一。

其量的最佳配比是研究的关键。

我国从1979年引入钢的微合金化技术以来，经历了用微合金化技术改造
我国原有的低合金高强度钢体系、微合金化技术与控轧控冷技术结合开发微合金化新产品等阶段，进步十分显著。

①微合金化元素的强化机理
在控制轧制工艺中微合金元素(Nb、Ti、V等)得到广泛应用，这是因为Nb、Ti、V等元素能与C、N元素结合成碳化物、氮化物或碳氮化物。

这些化合物在高温下溶解，在低温下析出，因此加热时阻碍奥氏体晶粒长大，轧制时抑制再结晶及再结晶后晶粒长大，低温时起到沉淀强化的作用。

在细化晶粒和析出强化起主要作用。

②微合金化元素的溶解[11]
铌(Nb)在奥氏体中的一般溶解度关系可用下式表示:
lg[Nb][C]= —6770/T+2.26
lg[Nb][N]= —8500/T+2.80
通常含妮钢加热到1200℃、均热2h后，钢中90%的铌可固溶于奥氏体中。

这种固溶铌在加热过程中可阻碍奥氏体晶粒长大，在轧制中会在位错、亚晶界、晶界上沉淀析出铌的碳、氮化物，阻碍奥氏体动态再结晶，这些都有利于晶粒细化。

钒在奥氏体中的一般溶解度关系可用下式表示:
lg[V][C]= —9500/T+6.72
lg[V][N]= —8830/T+3.46
与铌和钛相比，钒的溶解温度较低，它几乎不形成奥氏体中的析出物。

其阻止再结晶的作用较弱，仅在900℃以下才对再结晶起推迟作用，具有轻微的细化组织作用和一定的沉淀强化作用。

钛在奥氏体中的一般溶解度关系可用下式表示:
lg[Ti][C]== —7000/T+2.75
lg[Ti][N]= —15200/T+3.9
可见，TIC与NbC的固溶温度十分接近，而TIN的固溶温度很高，在一般加热温度下固溶量极低。

热力学计算表明[8],在设定的成分条件下,加热温度在1250～1300℃时有80%～100%的Ti溶解, 100%的Nb溶解;加热温度在1200～1250℃时，有60%～80%的Ti溶解, 100%的Nb溶解;加热温度在1150～1200℃时,有40%～60%的Ti 溶解, 90%以上的Nb溶解。

因此, V, Nb强化钢在1200℃左右的加热是足够的,但
如果以高Ti含量作为强化,必须提高加热温度。

综合考虑Nb, Ti,V等碳、氮化物的溶解和析出行为并结合热力学计算结果,将板坯加热温度控制在1200～1250℃。

③微合金化元素在控制轧制中的作用
Ⅰ、加热时阻止奥氏体晶粒的长大
随温度的提高，保温时间的延长，奥氏体晶粒变粗大，对钢材机械性能不利。

加入Nb、V、Ti等元素阻止奥氏体晶粒长大，提高钢的粗化温度。

微量元素形成高度弥散的碳氮化合物小颗粒，对奥氏体晶界起固定作用，从而阻止奥氏体晶界的迁移，阻止晶粒的长大。

Ⅱ、抑制奥氏体再结晶
微量元素作用是影响奥氏体再结晶的临界变形量、再结晶温度、再结晶速度、及再结晶晶粒大小。

微合金元素原子的固溶阻塞、拖曳作用、及碳氮化合物动态析出，阻滞了相变奥氏体动态再结晶，使再结晶数量降低。

Ti扩大部分再结晶区，推迟再结晶的进行;Nb加大再结晶开始和终了的临界变形量，固溶于奥氏体中的Nb与奥氏体中缺陷交互作用，使奥氏体更稳定，使再结晶的核心形成更困难。

只有Nb从奥氏体中析出，Nb固溶量降低才能发生再结晶，使再结晶数量增多，速度加快。

如图2一1所示，
图2一1 Nb(C、N)析出与再结晶关系
④微合金化元素化合物强化作用区别与联系
对微合金化效果认知状况大致如图2—2所示：
图2—2 钢铁公司对微合金化效果的认知状况
在管线钢的控轧控冷中使用微合金元素Nb、V、Ti ,其作用与这些元素碳氮化物的溶解和析出行为有关。

其主要作用表现在: (1) 在高温加热过程中难溶的微合金碳氮化物TiN 和Nb (C ,N) 多数处于奥氏体晶界上,并通过质点钉扎晶界的机制阻止奥氏体晶界迁移,从而阻碍高温奥氏体晶粒长大,即提高了钢的粗化温度。

(2) 在轧制过程中抑制奥氏体晶粒的再结晶及再结晶后的晶粒长大。

高温固溶于奥氏体中的微合金元素与位错相互作用阻止晶界或亚晶界的迁移,从而抑制奥氏体的再结晶。

而在高温轧制过程中析出的Nb (C ,N) 颗粒大量分布在奥氏体晶界和亚晶界上,同样通过析出质点钉扎晶界和亚晶界而阻止奥氏体晶粒的再结晶和再结晶后的晶粒长大,从而达到细化晶粒的效果。

(3) 在γ未再结晶区控轧过程中,大量弥散细小析出的Nb (C ,N) 能为γ+α相变提供有利的形核位置,从而有效地起到细化晶粒的作用。

研究表明,Nb 较Ti 、V 更能显著提高奥氏体的再结晶终止温度,扩大γ未再结晶区,通过控轧使铁素体晶粒细化,从而改善钢的综合性能。

在铁素体晶粒边界和晶内析出的大量弥散细小的Nb (C ,N) 会产生沉淀强化作用,提高钢的强度,其中NbC的作用大些。

Ti 加入管线钢中的作用主要体现在用Ti 来固定钢中的N ,由于Ti 与N 的结合能力比Nb 与N 的结合能力强,可以有效阻止Nb 与N 的结合,从而提高Nb 在奥氏体中的固溶度,进一步发挥Nb 在控轧中的作用;此外Ti 能提高材料的焊接性能,并能有效改善钢管焊接热影响区的低温冲击韧性,但Ti 含量过高也是有害的。

另外,在轧后冷却过程中析出的V(C ,N) 会产生沉淀强化,从而提高钢的强度,其中VN 的作用大些;V 的沉淀强化对焊接性能和韧性有负
面的影响。

总之,微合金钢的晶粒强化方式主要有晶粒强化、沉淀强化和位错强化。

从细化铁素体晶粒的效果来看,Nb > Ti > V。

钛的作用主要是其未溶解的碳、氮化合物颗粒分在奥氏体晶界上，尤其是TiN，可阻碍钢在热加工前的加热时奥氏体晶粒的长大。

由于形成难溶的TiN而消除了钢中的自由氮，从而改善钢的韧性。

桥钢中，用微钛来固定钢中氮，提高奥氏体状态下铌的固溶度，进一步发挥的细化晶粒和沉淀强化作用。

另外，为了保证在焊接热影响区具有高韧性，加入微量钛，以防止在热影响区出现“粗晶”。

钛的加入量过多，会形成对性不利的TiC。

一般认为，钛氮含量比应满足[Ti]/[N]≥3.42即可，以桥梁结构钢为例，桥钢用的标准规定T i≤0.02%，因此，钢中Ti含量应控制在0.01%~0.02%范围内。

用钛处理的意义还在于，钛有助于减少铸坯和钢板的裂纹发生几率。

[C%]=0.10%~0.17%的钢，由于包晶相变(L+D→C)收缩特征，气隙过早形，导致坯壳生长不均匀，同时含Nb、V钢的高温塑性差，裂纹敏感性强，铸坯和钢板裂纹的发生率增高。

分析发现，C—Mn—Ti—Nb—V—Al钢的TiN析物多存在于晶粒内部，奥氏体晶界处无此析出物。

当Ti加入钢中时，由于与N原子的亲和力比Al和Nb的大，因此在高温下，Ti先与N结合成TiN，低钢中游离N含量，减少或避免AlN或NbN在奥氏体晶界上析出，TiN的出温度高于变形奥氏体的再结晶温度，防止了它在再结晶奥氏体晶界上的出，从而明显改善钢的热塑性，可以减少铸坯和钢板裂纹的发生几率。

同时Nb、Ti、V这三种元素对晶界的钉扎作用是依次降低的。

同时，合金元素的加入可以提高奥氏体再结晶温度，因而抑制了奥氏体的再结晶，保持了变形效果从而细化铁素体晶粒。

提高奥氏体再结晶温度，就相当于扩大奥氏体未再结晶区，有利于低温区控制轧制工艺的进行。

各种微合金元素对奥氏体再结晶温度的影响见图2—3
图2—3 各种微合金元素对奥氏体再结晶温度的影响Mo 是高级管线钢中的重要元素之一。

在连续冷却转变曲线中,Mo使铁素体和珠光体区域右移,抑制了先共析铁素体的形成,但对贝氏体转变的推迟作用较小,从而明显分离珠光体转变和贝氏体转变的C 曲线,使得在相同冷却条件下更容易发生贝氏体转变。

总之,Mo是固溶强化的元素,能有效降低γ+α相变速率,抑制多边形铁素体和珠光体形核,促进高密度位错亚结构的针状铁素体或微细结构超低碳贝氏体的形成,保证管线钢高强度高韧性的综合性能。

在合金元素中,钼（Mo）和铌是提高钢的高温强度最为有效的合金元素,Nb2Mo复合添加是提高钢的高温强度的有效途径.研究表明,含铌钢中主要是通过NbC在铁素体中的析出强化来提高钢的高温强度;含钼钢主要是依靠钼的固溶强化以及Mo2C和Mo富集区的沉淀强化增加高温强度;Nb2Mo复合添加的钢中,除了上述添加Nb、Mo的强化作用外,Mo还能在NbC基体界面上偏聚,阻止了NbC颗粒的粗化,从而大大提高了钢的高温强度。

因此,Nb-Mo复合添加对钢的强化效果更大。

合金元素除对高温强度的贡献外,粒状贝氏体本身对高温强度的作用也较为明显。

有利于高温强度的提高。

（3）终轧温度
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。

终轧温度是钢板最后一道次经过轧机的温度。

3、控轧控冷与正火
亚共析钢加热到Ac3+30℃—50℃，共析钢和过共析钢加热到Accm+30℃—50℃冷却，得到珠光体型组织的热处理工艺，称为普通正火（通称正火）。

低碳钢正火后，可得到较细的片状珠光体，硬度较退火略高，利于切削加工。

由于所得铁素体晶粒较细，钢的韧性较好，板、管、带及型材等大多采用正火处理，以保证较好的力学性能组合。

中碳钢普通工件，正火后组织细化，得到一定的力学性能，可代替调质处理作为最后热处理或为感应加热表面淬火前的预处理。

此外还能消除魏氏组织。

过共析钢（工具钢、轴承钢等）和渗碳工件可用正火消除网状碳化物。

在用正火代替渗碳件的第一次淬火时，还能减少工件变，还能减少工件变形。

普通正火工艺示意图如图5—1所示：
图5—1 普通正火工艺示意图：
正火工艺相对于控轧控冷来说比较简单，只要适当的控制加热温度即可。

控轧控冷之后对钢板进行正火，
（1）可以在轧制过程中的成分偏析，钢中化学成分会在奥氏体内部进行再溶解，使得钢的组织均匀。

从而再加热过程中充分发挥细晶元素的作用。

（2）在控冷后钢板的强度提高，冲击韧性下降，通过正火消除在控冷过程中产生的少量贝氏体与马氏体，从而提高了冲击韧性。

（3）控轧控冷过程中对于含Nb钢，如14MnNbq若没有适当的控制终轧温度和控冷的冷却速度，微合金元素Nb的作用将不能得到发挥,进而得不到细小的铁素体晶粒。

而Nb的C、N化合物溶解度很高（溶解温度在加热温度已提到），而正火的加热温度有限，同样无法发挥合金元素的作用，强化作用并不明显。

（4）在控冷后钢中已经产生相当细小的铁素体晶粒，而在以后的正火加热时晶粒会长大，进行空冷由于过冷度较小晶粒将无法到达控冷的细化程度，对强度的提高未增反降。

另外控冷后的钢板由于产生了少量的贝氏体和马氏体，而且对于含铌钢来说有合金元素Nb的析出强化作用，钢的韧性也会增强。

而钢板通过正火后贝氏体、马氏体在空冷时消失再一次转变成珠光体和铁素体，强度同样会降低。

（5）贝氏体钢在加热炉加热时，若由于加热温度过高，过热而产生的网状碳化物由于组织遗传的作用，既是经过多次正火也无法消除，进而钢板的性能无法通过正火得到改善。

（6）TiN微合金化元素化合物在淬火炉若加热的温度不够，将不会充分的溶解于奥氏体中，一是对晶粒的长大起不到抑制的作用，再者对淬火裂纹变形同样无法起到应有的作用。