1、帶鋼典型鋼種加熱制度制定第1頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三 一般認為在碳素鋼和碳錳鋼控制軋制時，板坯的加熱溫度為12001300 . 提高加熱溫度可以減輕軋機負荷，加熱溫度過大所造成的危害大量的能源（主要為燃料）浪費嚴重的氧化燒損，降低成材率，并使爐底積渣嚴重，縮短爐子運行周期熱軋帶鋼表面氧化鐵皮去除不良，影響產品實物質量長期承受高溫熱負荷的加熱爐高溫區內襯耐火材料剝落嚴重，壽命縮短，不僅增大了維檢費用，而且降低了爐子作業率。所以不希望進一步提高板坯的加熱溫度。第2頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三 加熱溫度過低則要求很長的均熱時間，降低了加熱爐

2、的生產能力。并導致軋機的過負荷. 經驗表明，降低碳素鋼的加熱溫度對改善鋼板的性能不十分明顯，但是從控制軋制要求來看，為了縮短軋制過程中中間待溫時間，適當降低板坯的加熱溫度對提高軋機產量還是有利的。同時，對提高加熱爐的使用壽命也是有好處的，因而在選擇坯料的加熱溫度時應當綜合考慮。第3頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三鋼的化學成分與加熱溫度的關系 微合金化鋼采用控軋控冷工藝,有降低板坯加熱溫度的趨勢. 降低板坯的加熱溫度:縮短軋制過程中中間冷卻的待溫時間,提高軋機的生產率明顯改善控軋鋼板的綜合力學性能. 低合金高強度鋼和微合金化鋼的原始奧氏體晶粒尺寸隨板坯的加熱溫度的降低而細

3、化.第4頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三 從圖中看出:為原始奧氏體晶粒尺寸隨加熱溫度改變的變化曲線，可以看出普通高碳鋼的原始奧氏體晶粒尺寸隨加熱溫度升高而有規律地增大。，加熱溫度從1050升高至1200，奧氏體晶粒尺寸增大約40um. 而含鈮的高碳鋼在1050加熱時，仍保持均勻細小的晶粒，與相同溫度下加熱的不含鈮高碳鋼相比，奧氏體晶粒尺寸減小了大約30um.第5頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三 試樣以5/S的速度分別加熱至1050、1100 、1150 和1200 后，保溫5min，然后淬火處理。 軋前加熱時鋼內發生兩個過程:碳化物的固溶和奧氏體

4、晶粒長大.奧氏體晶粒大小與碳化物殘余顆粒固溶的程度有關,當碳化物質點全部固溶到奧氏體之后,奧氏體晶粒開始劇烈長大. 圖中,加熱溫度從1050升高至1100 ，含鈮鋼的奧氏體晶粒有小幅度的長大；而從 1100 升高至1150 ，奧氏體晶粒尺寸幾乎沒有變化。導致這種奧氏體晶粒無明顯長大的主要原因是，加熱溫度從1050 升高至1100 時，盡管尺寸較小的Nb(C，N）析出物開始溶解，但它們在基體中所占的體積百分數較少，而在基體中所占的百分數較高的大尺寸析出物仍然穩定地釘扎在晶界上，未導致奧氏體晶粒的過度長大. 當加熱溫度從1100 升高至1150 時，在低溫下未溶解的析出物仍保持較高穩定性，且它們在

5、基體中所占的體積分數較大，因此，能有效地抑制著奧氏體晶粒的長大。第6頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三 但是，當加熱溫度從1150 升高至1200 時，奧氏體晶粒尺寸迅速地增大，增大幅度接近30um 。根據文獻，晶體結構類型為NbC 的析出物在奧氏體中的溶解度積公式如下： 代入本試驗鋼的Nb和C的化學成分計算得T=1175。由此，可以說明在加熱溫度從1150 升高至1200 過程中，尺寸較大的Nb（C，N）析出物已經開始溶解，對奧氏體晶界的釘扎作用在減弱，奧氏體晶粒產生異常粗化現象。 一般認為,在加熱時碳化物的質點能阻止奧氏體晶界的移動,妨礙奧氏體晶粒的合并.低溫加熱可以

6、減小奧氏體晶粒的長大,這是由于存在部分Nb或V的碳化物質點阻止奧氏體晶粒聚集和長大的作用.第7頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三不同加熱溫度下釩對車輪鋼強韌性的影響 強度和韌性一直是結構材料研究和開發的一對矛盾體,在車輪鋼中更是如此。長期以來,在滿足強度和硬度的情況下,車輪鋼的韌性,尤其是- 20 的沖擊韌性很難滿足要求,通過降低碳含量來提高低溫沖擊韌性時又常常使強度達不到要求。在成分設計方面,曾試圖采用降低碳含量并進行微合金化的方法來改善車輪鋼的強韌性。各國對微合金化元素釩在車輪鋼中的作用的看法各不相同。前蘇聯的研究表明,加入少量的釩有利于提高車輪鋼的低溫沖擊韌性,拉伸

7、性能保持不變 ;而日本和法國的研究卻顯示釩的加入可大幅度提高強度但損害韌性或保持韌性不變。 研究了不同加熱溫度下V 微合金化的不同作用,并探討其強韌化機理。第8頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三 在實驗室真空感應爐上冶煉了基本成分相同的2 爐鋼,其化學成分見表1 所示,其中2 號鋼加入少量的V。鋼水澆注成50 kg 的鋼錠,鋼錠經鍛造開坯后在實驗室軋機上軋成18 mm 厚鋼板。鍛造、軋制工藝為:鋼錠加熱到1200 ,保溫2 h ,然后鍛成60 mm 130 mm L 鋼坯,終鍛溫度為10001 100。將毛坯加熱到1150 進行軋制,軋成18 mm 130 mm L 鋼板

8、,終軋溫度約900 ,軋后空冷。 將試樣進行正火處理,正火溫度分別為820 ,860 ,880 ,900 和950 ,然后在500 回火3 h。對處理后的試樣進行拉伸和沖擊等力學性能測試。 表第9頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三力學性能的測試結果如圖所示圖 含V鋼和無V鋼力學性能對比 在整個試驗溫度范圍內,含V 鋼的強度和韌性基本都高于無V 鋼。在較低的加熱溫度(820 或860) ,含V 鋼的低溫沖擊韌性是無V 鋼的2 倍以上,而強度基本相同。隨著加熱溫度的提高,加V 對沖第10頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三擊韌性提高的幅度逐漸減小,而提高強

9、度的作用逐漸增強。當加熱溫度升至950 ,與無V 鋼相比,含V 鋼強度增加達50 MPa 以上,而韌性的增幅幾乎降低為零。因此,從力學性能可以看出,在較低的加熱溫度下,加V 主要起改善材料韌性的作用;而在較高的加熱溫度下,加V 主要起提高材料強度的作用。 在二者之間存在一個中間溫度,鋼的強度和韌性都有一定程度的提高。例如,在880 加熱,和無V 鋼相比,韌性增加8 J ,增幅近2 倍,可彌補車輪鋼經常出現的低溫韌性不足的缺點;而強度也增加20 MPa 左右,硬度( HB) 增加HB 510 ,有利于進一步提高車輪鋼的耐磨性和抗接觸疲勞性能。因此,通過本次試驗可以認為,880 左右是含V 車輪鋼

10、獲得較好強韌性匹配的適中加熱溫度。第11頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三原始奧氏體組織含V 鋼在820 加熱; (b) 無V 鋼在820 加熱; (c) 含V 鋼在900 加熱; (d) 無V 鋼在900 加熱 圖3 原始奧氏體組織第12頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三 含V 鋼和無V 鋼在不同加熱溫度下原始奧氏體顯微組織如圖3 所示。可以看出,隨著奧氏體化溫度的升高,含V 鋼和無V 鋼的奧氏體晶粒尺寸都增大,但含V 鋼的晶粒長大速度明顯低于無V 鋼。無V 鋼到900 就出現大量異常長大晶粒,而含V鋼直至950 才開始出現奧氏體晶粒的異常長大。

11、試驗鋼在不同溫度下的正火組織如圖4 。隨著加熱溫度的升高,含V 鋼和無V 鋼2 種材料的轉變產物中先共析鐵素體的面積分數都逐漸減少。例如,在820 正火加熱時,含V 鋼中的先共析鐵素體的面積分數為30 %以上,至900 正火時,降至22 %左右,到950 正火時,僅10 %左右。無V 鋼也有類似的變化規律。而在相同的加熱溫度下,含V鋼的鐵素體面積分數遠高于無V 鋼。例如, 在860 ,含V 鋼和無V 鋼的鐵素體面積分數分別為25 %和9 % ,說明加V 可以有效地促進鐵素體的形成。另外,含V 鋼的鐵素體形態和尺寸和無V 鋼大不相同,分布的均勻性也優于無V 鋼。第13頁，共35頁，2022年，5

12、月20日，5點16分，星期三第14頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三V( C, N) 析出物分析 V 的作用在很大程度上取決于其溶解和析出行為,析出物的數量、大小和分布也影響材料的組織與性能。含V 鋼中析出物的化學相分析結果如表2所示。在軋制狀態,鋼中大于50 %的V 元素從基體中析出。在以后的正火加熱過程中,這些析出的V (C , N) 粒子必然要部分回溶,加熱溫度越高,析出粒子回溶得越多。在820 均熱,只有約43 %的V 析出物溶解,而860 的均熱溫度就使近60 %的V 析出物重新溶解,900 和950 的加熱溫度下,V 的回溶率分別達到78 %和96 %。不同溫

13、度下的正火態和軋制態的析出物情況基本類似。表第15頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三含V 析出物與顯微特征的關系 含V 鋼中晶粒較為細小的原始奧氏體組織與尚未全部回溶的V 析出物有很大關系。以820 加熱為例,軋制態析出的V (C , N) 粒子只有小部分溶解,剩余的未溶解粒子對阻止奧氏體晶粒的長大起著重要作用。由于加熱溫度較低,奧氏體晶粒本身的長大速率也不高,所以,無V 鋼和含V 鋼的奧氏體晶粒尺寸差別不是很大。隨著加熱溫度的提高,無V 鋼的奧氏體晶粒長大速率增加,而含V 鋼的未溶析出物對奧氏體晶粒尺寸的阻礙作用變得明顯起來,含V 鋼和無V 鋼的奧氏體晶粒尺寸差別逐漸加

14、大。當然,由于加熱溫度的升高,未溶析出物的數量顯著下降,而且未溶析出物顆粒在熱的驅動作用下聚集長大,V 對奧氏體晶粒長大的阻礙作用受到一定的限制。第16頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三未溶析出物的另一個作用還表現為對鐵素體形核的促進作用.根據國內外的研究,鐵素體容易以VN 為核心形核長大。在奧氏體向鐵素體的轉變之前,如果在奧氏體晶界或晶內存在許多分散的一定尺寸大小的VN 或V (C , N) 粒子,則促進鐵素體轉變。而固溶V 對珠光體轉變還有一定的推遲作用,客觀上相當于擴大了先共析鐵素體轉變的溫度區間,從而增加了鐵素體轉變的面積分數。含V 鋼和無V 鋼的先共析鐵素體的面

15、積分數比較如圖7 所示。圖7 含V鋼和無V鋼先共析鐵素體的面積分數第17頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三含V析出物和力學性能的關系 車輪鋼的服役組織為鐵素體+ 珠光體。鐵素體是材料中的軟相,韌性較好,和鐵素體相比,珠光體的韌性較差,基本沒有吸收沖擊載荷的能力。一般情況下,鐵素體的體積分數越高,材料的沖擊韌性越好。在較低的加熱溫度下,含V 鋼的鐵素體含量較多,因而沖擊韌性較高。隨加熱溫度提高,鐵素體含量減少,含V 鋼的沖擊韌性降低。雖然在較高的加熱溫度下,含V 鋼的鐵素體含量比無V 鋼多,但此時V 在鐵素體中析出的量增大,析出強化作用增強,使鐵素體脆化,韌化和脆化兩種效果

16、相互作用,使含V 鋼的沖擊韌性降至和無V 鋼基本處于同一水平。當然,含V 鋼的沖擊韌性提高,和奧氏體晶粒的細化也有一定的關系。 在較高的加熱溫度下,含V 鋼的抗拉強度明顯提高,這與V 的析出強化作用有關。在900 或950 加熱,V 元素基本都溶解于基體中,見表2 。在隨后的正火過程中,V 在鐵素體轉變和珠光體轉變中和轉變后彌散析出,對先共析鐵素體和珠光體中的鐵素體產生較強烈的析第18頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三出強化作用,從而提高材料的強度。V在先共析鐵素體和珠光體中的析出情況如圖8 所示。可以看出,在鐵素體和珠光體中,都有大量的V (C , N) 粒子彌散析出,

17、對基體的析出強化起了重要作用,這也是高溫正火的含V 鋼比無V 鋼的強度高出許多的重要原因。第19頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三(a) V(C , N) 在鐵素體中彌散析出; (b) V(C , N) 在珠光體中彌散析出圖8 V( C, N)在鐵素體、珠光體中析出( 900 正火)第20頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三管線鋼加熱溫度的研究 高韌性管線鋼要求具有良好的綜合性能，既要有高的強度和韌性、尤其是低溫韌性，又要有良好的工藝性能（如彎曲、焊接性能等）。其化學成分的特點是低碳、高錳、低硫和添加微合金元素（如OK、P、&3），而微合金元素對鋼強韌

18、性的貢獻主要是依賴于控軋控冷工藝，因此，立足現有設備條件，優化管線鋼熱軋工藝制度，對改善管線鋼質量，提高其綜合性能具有重要作用。 鋼的奧氏體化溫度（即板坯的加熱溫度）是鋼卷控制軋制工藝的主要控制參數之一。板坯加熱溫度控制是否合理，直接影響到鋼的初始奧氏體晶粒尺寸和微合金元素的固溶程度，從而直接影響到軋制過程中奧氏體再結晶過程，變形后的奧氏體晶粒狀態以及碳氮化物的析出狀態和數量，這些因素都會影響熱軋鋼卷的綜合力學性能。因此，制定合理的加熱制度十分必要。第21頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三 對X60管線鋼中第二相粒子隨加熱溫度升高在鋼中的固溶情況進行了定量分析，測試了奧氏

19、體晶粒粗化溫度，并對控軋控冷工藝中加熱溫度的選擇進行了探討。 試驗用料從工業試制的X60級管線鋼連鑄板坯上截取加工而成，化學成分見表1 試樣在箱式電阻爐內進行了不同溫度的固溶處理；在高溫金相顯微鏡下采用不同的加熱制度、相同的保溫時間，模擬了原始奧氏體晶粒長大情況。第22頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三 不同固溶處理工藝條件下Nb、V、Ti的固溶量見表2。表2 Nb、V、Ti固溶量隨加熱溫度的變化第23頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三奧氏體晶粒長大情況隨加熱溫度的變化見表3。表3 奧氏體晶粒尺寸隨加熱溫度的變化第24頁，共35頁，2022年，5月2

20、0日，5點16分，星期三加熱溫度對Nb、V、Ti固溶的影響 隨著加熱溫度從950升高到1250，鋼中./的固溶量呈增大趨勢，見圖#，在9501150的加熱范圍內，隨加熱溫度升高，Nb在鋼中的固溶量增大較快；加熱溫度達到1200以后，Nb的固溶量隨加熱溫度升高的變化逐步減小。在加熱溫度升高至管線鋼通常使用的板坯再熱溫度1200時， Nb在鋼中的固溶量達到0.022%，約占Nb總量的60%圖1 加熱溫度對固溶Nb的影響第25頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三 加熱溫度對V在鋼中固溶的影響見圖2，在950時，V的固溶量已達到了0.062%，約占V總量的89%；在1200時，V的

21、固溶量為0.0695%，約占V總量的99%，幾乎已全部固溶。 在所有加熱溫度條件下，固溶Ti量極低，即Ti仍然以第二相粒子的形式存在，如圖3所示。 圖 加熱溫度對固溶V的影響 圖3 加熱溫度對固溶Ti的影響第26頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三加熱溫度對奧氏體晶粒長大的影響 加熱溫度對奧氏體晶粒長大的影響見圖4。從圖4可知，在1200以下加熱時奧氏體晶粒比較小，且長大比較緩慢，1150時，奧氏體平均晶粒直徑為56.6um，在1200時，平均晶粒直徑已長大為100um。如加熱溫度繼續升高，晶粒直徑更大.圖4 奧氏體晶粒隨加熱溫度升高的長大情況第27頁，共35頁，2022年

22、，5月20日，5點16分，星期三管線鋼合適的加熱溫度 微合金元素要在控制軋制過程中發揮作用，板坯再加熱時要保證固溶，但要保證在奧氏體高溫區發生完全再結晶，需要將初始奧氏體晶粒尺寸限制在100um以下，因此制定管線鋼的加熱時要考慮如下兩個因素：較細小的奧氏體晶粒尺寸（100um以下）； 較高的固溶Nb、V量。 從試驗結果來看，要保證初始奧氏體的晶粒尺寸在100um以下，加熱溫度不得高于1200，要保證較高的Nb、V固溶量，加熱溫度不得低于1150，因此，管線鋼合適的加熱溫度范圍為11501200 。第28頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三St14深沖板加熱溫度制度 深沖鋼板

23、在使用過程中主要是利用板材的塑性變形，經過一次或多次沖壓加工以形成所需穩定的最終形狀。 普通沸騰鋼是5060年代開發并廣泛應用的第一代深沖鋼產品，只能用于制造普通沖壓件. 第二代產品為低碳鋁鎮靜鋼，產生于6080年代，具有優良的深沖性能. 80年代以后出現了以無間隙原子鋼為代表的第三代超低碳超深沖鋼。目前，在超深沖壓級鋼的基礎上開發的超深沖高強度鋼板和超深沖烘烤硬化鋼板已在歐、美、日等汽車生產大國大量使用.第29頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三汽車用深沖板的質量要求:(1) 優良的成形性能。 在各種不同應變狀態下沖壓成形而不發生破裂或起皺外，同時具有較高的變形協調能力和

24、良好的厚向異性強度，即塑性應變比r值、均勻延伸率s和總延伸率t較高，屈服強度s 、時效指數AI和屈服伸長降低.(2)良好的表面狀態和形貌。(3)嚴格的尺寸精度和性能均勻性。 本鋼生產的St14冷軋薄板，主要用于制作轎車、客車的外覆蓋件及內部件，如沈陽金杯客車制造有限公司采用本鋼生產的冷軋深沖板制造輕型客車的橫梁。第30頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三本鋼沖壓St14 冷軋薄鋼板內控化學成分見下表 對成形用鋼Stl4而言，需要的是較低的屈服強度、高的均勻伸長率和總伸長率;以往研究表明，隨著鋼中固溶碳含量的增加，使得垂直于鋼板法向的111取向織構密度降低，鋼的時效問題明顯，

25、鋼中碳含量變化對鋼的力學性能有影響，尤其是對衡量鋼的重要成形性能指標塑性應變比值 影響較大，降低碳含量是提高 值的根本措施。因此，作為深沖用冷軋薄鋼板的St14希望得到較低的碳含量。第31頁，共35頁，2022年，5月20日，5點16分，星期三 鋁主要以第二相AIN的形式控制成品鋼板的組織和間隙原子的位置，從而改善鋼板沖壓性能，消除應變時效，提高低溫塑性并防止沖壓過程中產生滑移線。鋁鎮靜鋼中的AIN對再結晶織構的產生具有重要影響。當有AIN存在時，鋁鎮靜鋼顯示出強的111織構和弱的001織構。加熱溫度的確定采用罩式退火爐生產的低碳鋁鎮靜鋼，板坯加熱溫度、終軋溫度和卷曲溫度對成品組織和性能影響最大。在熱軋生產過程中，研究的重點是控制第二相氮化鋁的固溶和析出，保證熱軋卷板中氮化鋁的最大固溶量，為冷