带钢典型钢种加热制度制定精选PPT.ppt

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1、带钢典型钢种加热制度制定第1页，此课件共35页哦 一般认为在碳素钢和碳锰钢控制轧制时，板坯的加热温度为12001300.提高加热温度可以减轻轧机负荷，加热温度过大所造成的危害大量的能源（主要为燃料）浪费严重的氧化烧损，降低成材率，并使炉底积渣严重，缩短炉子运行周期热轧带钢表面氧化铁皮去除不良，影响产品实物质量长期承受高温热负荷的加热炉高温区内衬耐火材料剥落严重，寿命缩短，不仅增大了维检费用，而且降低了炉子作业率。所以不希望进一步提高板坯的加热温度。第2页，此课件共35页哦 加热温度过低则要求很长的均热时间，降低了加热炉的生产能力。并导致轧机的过负荷.经验表明，降低碳素钢的加热温度对改善钢板的性

2、能不十分明显，但是从控制轧制要求来看，为了缩短轧制过程中中间待温时间，适当降低板坯的加热温度对提高轧机产量还是有利的。同时，对提高加热炉的使用寿命也是有好处的，因而在选择坯料的加热温度时应当综合考虑。第3页，此课件共35页哦钢的化学成分与加热温度的关系 微合金化钢采用控轧控冷工艺,有降低板坯加热温度的趋势.降低板坯的加热温度:缩短轧制过程中中间冷却的待温时间,提高轧机的生产率明显改善控轧钢板的综合力学性能.低合金高强度钢和微合金化钢的原始奥氏体晶粒尺寸随板坯的加热温度的降低而细化.第4页，此课件共35页哦 从图中看出:为原始奥氏体晶粒尺寸随加热温度改变的变化曲线，可以看出普通高碳钢的原始奥氏体

3、晶粒尺寸随加热温度升高而有规律地增大。，加热温度从1050升高至1200，奥氏体晶粒尺寸增大约40um.而含铌的高碳钢在1050加热时，仍保持均匀细小的晶粒，与相同温度下加热的不含铌高碳钢相比，奥氏体晶粒尺寸减小了大约30um.第5页，此课件共35页哦 试样以5/S的速度分别加热至1050、1100 、1150 和1200 后，保温5min，然后淬火处理。轧前加热时钢内发生两个过程:碳化物的固溶和奥氏体晶粒长大.奥氏体晶粒大小与碳化物残余颗粒固溶的程度有关,当碳化物质点全部固溶到奥氏体之后,奥氏体晶粒开始剧烈长大.图中,加热温度从1050升高至1100 ，含铌钢的奥氏体晶粒有小幅度的长大；而从

4、 1100 升高至1150 ，奥氏体晶粒尺寸几乎没有变化。导致这种奥氏体晶粒无明显长大的主要原因是，加热温度从1050 升高至1100 时，尽管尺寸较小的Nb(C，N）析出物开始溶解，但它们在基体中所占的体积百分数较少，而在基体中所占的百分数较高的大尺寸析出物仍然稳定地钉扎在晶界上，未导致奥氏体晶粒的过度长大.当加热温度从1100 升高至1150 时，在低温下未溶解的析出物仍保持较高稳定性，且它们在基体中所占的体积分数较大，因此，能有效地抑制着奥氏体晶粒的长大。第6页，此课件共35页哦 但是，当加热温度从1150 升高至1200 时，奥氏体晶粒尺寸迅速地增大，增大幅度接近30um。根据文献，晶

5、体结构类型为NbC 的析出物在奥氏体中的溶解度积公式如下：代入本试验钢的Nb和C的化学成分计算得T=1175。由此，可以说明在加热温度从1150 升高至1200 过程中，尺寸较大的Nb（C，N）析出物已经开始溶解，对奥氏体晶界的钉扎作用在减弱，奥氏体晶粒产生异常粗化现象。一般认为,在加热时碳化物的质点能阻止奥氏体晶界的移动,妨碍奥氏体晶粒的合并.低温加热可以减小奥氏体晶粒的长大,这是由于存在部分Nb或V的碳化物质点阻止奥氏体晶粒聚集和长大的作用.第7页，此课件共35页哦不同加热温度下钒对车轮钢强韧性的影响 强度和韧性一直是结构材料研究和开发的一对矛盾体,在车轮钢中更是如此。长期以来,在满足强度

6、和硬度的情况下,车轮钢的韧性,尤其是-20 的冲击韧性很难满足要求,通过降低碳含量来提高低温冲击韧性时又常常使强度达不到要求。在成分设计方面,曾试图采用降低碳含量并进行微合金化的方法来改善车轮钢的强韧性。各国对微合金化元素钒在车轮钢中的作用的看法各不相同。前苏联的研究表明,加入少量的钒有利于提高车轮钢的低温冲击韧性,拉伸性能保持不变;而日本和法国的研究却显示钒的加入可大幅度提高强度但损害韧性或保持韧性不变。研究了不同加热温度下V 微合金化的不同作用,并探讨其强韧化机理。第8页，此课件共35页哦 在实验室真空感应炉上冶炼了基本成分相同的2 炉钢,其化学成分见表1 所示,其中2 号钢加入少量的V。

7、钢水浇注成50 kg 的钢锭,钢锭经锻造开坯后在实验室轧机上轧成18 mm 厚钢板。锻造、轧制工艺为:钢锭加热到1200,保温2 h,然后锻成60 mm 130 mm L 钢坯,终锻温度为10001 100。将毛坯加热到1150 进行轧制,轧成18 mm 130 mm L 钢板,终轧温度约900,轧后空冷。将试样进行正火处理,正火温度分别为820,860,880,900 和950,然后在500 回火3 h。对处理后的试样进行拉伸和冲击等力学性能测试。表第9页，此课件共35页哦力学性能的测试结果如图所示图 含V钢和无V钢力学性能对比 在整个试验温度范围内,含V 钢的强度和韧性基本都高于无V 钢。

8、在较低的加热温度(820 或860),含V 钢的低温冲击韧性是无V 钢的2 倍以上,而强度基本相同。随着加热温度的提高,加V 对冲第10页，此课件共35页哦击韧性提高的幅度逐渐减小,而提高强度的作用逐渐增强。当加热温度升至950,与无V 钢相比,含V 钢强度增加达50 MPa 以上,而韧性的增幅几乎降低为零。因此,从力学性能可以看出,在较低的加热温度下,加V 主要起改善材料韧性的作用;而在较高的加热温度下,加V 主要起提高材料强度的作用。在二者之间存在一个中间温度,钢的强度和韧性都有一定程度的提高。例如,在880 加热,和无V 钢相比,韧性增加8 J,增幅近2 倍,可弥补车轮钢经常出现的低温韧

9、性不足的缺点;而强度也增加20 MPa 左右,硬度(HB)增加HB 510,有利于进一步提高车轮钢的耐磨性和抗接触疲劳性能。因此,通过本次试验可以认为,880 左右是含V 车轮钢获得较好强韧性匹配的适中加热温度。第11页，此课件共35页哦原始奥氏体组织(a)含V 钢在820 加热;(b)无V 钢在820 加热;(c)含V 钢在900 加热;(d)无V 钢在900 加热 图图3 原始奥氏体组织原始奥氏体组织第12页，此课件共35页哦 含V 钢和无V 钢在不同加热温度下原始奥氏体显微组织如图3 所示。可以看出,随着奥氏体化温度的升高,含V 钢和无V 钢的奥氏体晶粒尺寸都增大,但含V 钢的晶粒长大速

10、度明显低于无V 钢。无V 钢到900 就出现大量异常长大晶粒,而含V钢直至950 才开始出现奥氏体晶粒的异常长大。试验钢在不同温度下的正火组织如图4。随着加热温度的升高,含V 钢和无V 钢2 种材料的转变产物中先共析铁素体的面积分数都逐渐减少。例如,在820 正火加热时,含V 钢中的先共析铁素体的面积分数为30%以上,至900 正火时,降至22%左右,到950 正火时,仅10%左右。无V 钢也有类似的变化规律。而在相同的加热温度下,含V钢的铁素体面积分数远高于无V 钢。例如,在860,含V 钢和无V 钢的铁素体面积分数分别为25%和9%,说明加V 可以有效地促进铁素体的形成。另外,含V 钢的铁

11、素体形态和尺寸和无V 钢大不相同,分布的均匀性也优于无V 钢。第13页，此课件共35页哦第14页，此课件共35页哦V(C,N)析出物分析 V 的作用在很大程度上取决于其溶解和析出行为,析出物的数量、大小和分布也影响材料的组织与性能。含V 钢中析出物的化学相分析结果如表2所示。在轧制状态,钢中大于50%的V 元素从基体中析出。在以后的正火加热过程中,这些析出的V(C,N)粒子必然要部分回溶,加热温度越高,析出粒子回溶得越多。在820 均热,只有约43%的V 析出物溶解,而860 的均热温度就使近60%的V 析出物重新溶解,900 和950 的加热温度下,V 的回溶率分别达到78%和96%。不同温

12、度下的正火态和轧制态的析出物情况基本类似。表第15页，此课件共35页哦含V 析出物与显微特征的关系 含V 钢中晶粒较为细小的原始奥氏体组织与尚未全部回溶的V 析出物有很大关系。以820 加热为例,轧制态析出的V(C,N)粒子只有小部分溶解,剩余的未溶解粒子对阻止奥氏体晶粒的长大起着重要作用。由于加热温度较低,奥氏体晶粒本身的长大速率也不高,所以,无V 钢和含V 钢的奥氏体晶粒尺寸差别不是很大。随着加热温度的提高,无V 钢的奥氏体晶粒长大速率增加,而含V 钢的未溶析出物对奥氏体晶粒尺寸的阻碍作用变得明显起来,含V 钢和无V 钢的奥氏体晶粒尺寸差别逐渐加大。当然,由于加热温度的升高,未溶析出物的数

13、量显著下降,而且未溶析出物颗粒在热的驱动作用下聚集长大,V 对奥氏体晶粒长大的阻碍作用受到一定的限制。第16页，此课件共35页哦未溶析出物的另一个作用还表现为对铁素体形核的促进作用.根据国内外的研究,铁素体容易以VN 为核心形核长大。在奥氏体向铁素体的转变之前,如果在奥氏体晶界或晶内存在许多分散的一定尺寸大小的VN 或V(C,N)粒子,则促进铁素体转变。而固溶V 对珠光体转变还有一定的推迟作用,客观上相当于扩大了先共析铁素体转变的温度区间,从而增加了铁素体转变的面积分数。含V 钢和无V 钢的先共析铁素体的面积分数比较如图7 所示。图7 含V钢和无V钢先共析铁素体的面积分数第17页，此课件共35

14、页哦含V析出物和力学性能的关系 车轮钢的服役组织为铁素体+珠光体。铁素体是材料中的软相,韧性较好,和铁素体相比,珠光体的韧性较差,基本没有吸收冲击载荷的能力。一般情况下,铁素体的体积分数越高,材料的冲击韧性越好。在较低的加热温度下,含V 钢的铁素体含量较多,因而冲击韧性较高。随加热温度提高,铁素体含量减少,含V 钢的冲击韧性降低。虽然在较高的加热温度下,含V 钢的铁素体含量比无V 钢多,但此时V 在铁素体中析出的量增大,析出强化作用增强,使铁素体脆化,韧化和脆化两种效果相互作用,使含V 钢的冲击韧性降至和无V 钢基本处于同一水平。当然,含V 钢的冲击韧性提高,和奥氏体晶粒的细化也有一定的关系。

15、在较高的加热温度下,含V 钢的抗拉强度明显提高,这与V 的析出强化作用有关。在900 或950 加热,V 元素基本都溶解于基体中,见表2。在随后的正火过程中,V 在铁素体转变和珠光体转变中和转变后弥散析出,对先共析铁素体和珠光体中的铁素体产生较强烈的析第18页，此课件共35页哦出强化作用,从而提高材料的强度。V在先共析铁素体和珠光体中的析出情况如图8 所示。可以看出,在铁素体和珠光体中,都有大量的V(C,N)粒子弥散析出,对基体的析出强化起了重要作用,这也是高温正火的含V 钢比无V 钢的强度高出许多的重要原因。第19页，此课件共35页哦(a)V(C,N)在铁素体中弥散析出;(b)V(C,N)在

16、珠光体中弥散析出图8 V(C,N)在铁素体、珠光体中析出(900 正火)第20页，此课件共35页哦管线钢加热温度的研究 高韧性管线钢要求具有良好的综合性能，既要有高的强度和韧性、尤其是低温韧性，又要有良好的工艺性能（如弯曲、焊接性能等）。其化学成分的特点是低碳、高锰、低硫和添加微合金元素（如OK、P、&3），而微合金元素对钢强韧性的贡献主要是依赖于控轧控冷工艺，因此，立足现有设备条件，优化管线钢热轧工艺制度，对改善管线钢质量，提高其综合性能具有重要作用。钢的奥氏体化温度（即板坯的加热温度）是钢卷控制轧制工艺的主要控制参数之一。板坯加热温度控制是否合理，直接影响到钢的初始奥氏体晶粒尺寸和微合金元

17、素的固溶程度，从而直接影响到轧制过程中奥氏体再结晶过程，变形后的奥氏体晶粒状态以及碳氮化物的析出状态和数量，这些因素都会影响热轧钢卷的综合力学性能。因此，制定合理的加热制度十分必要。第21页，此课件共35页哦 对X60管线钢中第二相粒子随加热温度升高在钢中的固溶情况进行了定量分析，测试了奥氏体晶粒粗化温度，并对控轧控冷工艺中加热温度的选择进行了探讨。试验用料从工业试制的X60级管线钢连铸板坯上截取加工而成，化学成分见表1 试样在箱式电阻炉内进行了不同温度的固溶处理；在高温金相显微镜下采用不同的加热制度、相同的保温时间，模拟了原始奥氏体晶粒长大情况。第22页，此课件共35页哦 不同固溶处理工艺条

18、件下Nb、V、Ti的固溶量见表2。表2 Nb、V、Ti固溶量随加热温度的变化第23页，此课件共35页哦奥氏体晶粒长大情况随加热温度的变化见表3。表3 奥氏体晶粒尺寸随加热温度的变化第24页，此课件共35页哦加热温度对Nb、V、Ti固溶的影响 随着加热温度从950升高到1250，钢中./的固溶量呈增大趋势，见图#，在9501150的加热范围内，随加热温度升高，Nb在钢中的固溶量增大较快；加热温度达到1200以后，Nb的固溶量随加热温度升高的变化逐步减小。在加热温度升高至管线钢通常使用的板坯再热温度1200时，Nb在钢中的固溶量达到0.022%，约占Nb总量的60%图1 加热温度对固溶Nb的影响第

19、25页，此课件共35页哦 加热温度对V在钢中固溶的影响见图2，在950时，V的固溶量已达到了0.062%，约占V总量的89%；在1200时，V的固溶量为0.0695%，约占V总量的99%，几乎已全部固溶。在所有加热温度条件下，固溶Ti量极低，即Ti仍然以第二相粒子的形式存在，如图3所示。图 加热温度对固溶V的影响 图3 加热温度对固溶Ti的影响第26页，此课件共35页哦加热温度对奥氏体晶粒长大的影响 加热温度对奥氏体晶粒长大的影响见图4。从图4可知，在1200以下加热时奥氏体晶粒比较小，且长大比较缓慢，1150时，奥氏体平均晶粒直径为56.6um，在1200时，平均晶粒直径已长大为100um。

20、如加热温度继续升高，晶粒直径更大.图4 奥氏体晶粒随加热温度升高的长大情况第27页，此课件共35页哦管线钢合适的加热温度 微合金元素要在控制轧制过程中发挥作用，板坯再加热时要保证固溶，但要保证在奥氏体高温区发生完全再结晶，需要将初始奥氏体晶粒尺寸限制在100um以下，因此制定管线钢的加热时要考虑如下两个因素：较细小的奥氏体晶粒尺寸（100um以下）；较高的固溶Nb、V量。从试验结果来看，要保证初始奥氏体的晶粒尺寸在100um以下，加热温度不得高于1200，要保证较高的Nb、V固溶量，加热温度不得低于1150，因此，管线钢合适的加热温度范围为11501200 。第28页，此课件共35页哦St14

21、深冲板加热温度制度 深冲钢板在使用过程中主要是利用板材的塑性变形，经过一次或多次冲压加工以形成所需稳定的最终形状。普通沸腾钢是5060年代开发并广泛应用的第一代深冲钢产品，只能用于制造普通冲压件.第二代产品为低碳铝镇静钢，产生于6080年代，具有优良的深冲性能.80年代以后出现了以无间隙原子钢为代表的第三代超低碳超深冲钢。目前，在超深冲压级钢的基础上开发的超深冲高强度钢板和超深冲烘烤硬化钢板已在欧、美、日等汽车生产大国大量使用.第29页，此课件共35页哦汽车用深冲板的质量要求:(1)优良的成形性能。在各种不同应变状态下冲压成形而不发生破裂或起皱外，同时具有较高的变形协调能力和良好的厚向异性强度

22、，即塑性应变比r值、均匀延伸率s和总延伸率t较高，屈服强度s、时效指数AI和屈服伸长降低.(2)良好的表面状态和形貌。(3)严格的尺寸精度和性能均匀性。本钢生产的St14冷轧薄板，主要用于制作轿车、客车的外覆盖件及内部件，如沈阳金杯客车制造有限公司采用本钢生产的冷轧深冲板制造轻型客车的横梁。第30页，此课件共35页哦本钢冲压St14 冷轧薄钢板内控化学成分见下表 对成形用钢Stl4而言，需要的是较低的屈服强度、高的均匀伸长率和总伸长率;以往研究表明，随着钢中固溶碳含量的增加，使得垂直于钢板法向的111取向织构密度降低，钢的时效问题明显，钢中碳含量变化对钢的力学性能有影响，尤其是对衡量钢的重要成

23、形性能指标塑性应变比值 影响较大，降低碳含量是提高 值的根本措施。因此，作为深冲用冷轧薄钢板的St14希望得到较低的碳含量。第31页，此课件共35页哦 铝主要以第二相AIN的形式控制成品钢板的组织和间隙原子的位置，从而改善钢板冲压性能，消除应变时效，提高低温塑性并防止冲压过程中产生滑移线。铝镇静钢中的AIN对再结晶织构的产生具有重要影响。当有AIN存在时，铝镇静钢显示出强的111织构和弱的001织构。加热温度的确定采用罩式退火炉生产的低碳铝镇静钢，板坯加热温度、终轧温度和卷曲温度对成品组织和性能影响最大。在热轧生产过程中，研究的重点是控制第二相氮化铝的固溶和析出，保证热轧卷板中氮化铝的最大固溶

24、量，为冷轧生产过程得到有利于提高成形性能的再结晶组织和织构提供前提条件。第32页，此课件共35页哦由于钢在热轧过程中要发生氮化铝的固溶和析出以及奥氏体的形变和再结晶，所以热轧带钢的微观组织和析出物形态直接影响到冷轧板的组织和性能。为了获得良好的冲压性能，应该使111再结晶织构发展很强，尽可能地控制100和110织构的发生。铝镇静低碳钢在冷轧后罩式退火加热过程中，热轧带钢中过饱和固溶的氮化铝在再结晶开始之前以极微细的颗粒析出，成为铝镇静钢获得111织构的重要条件。所以在制定St14热轧工艺时，紧紧围绕控制氮化铝的固溶析出和强化111织构这一主题。借鉴目前低碳深冲钢成熟的“三高一低”即板坯高温加热

25、、高温轧制、高温终轧和低温卷曲的热轧工艺制度，根据本钢生产设备的实际情况，采取提高板坯加热温度、精轧机组的开轧温度及提高轧制速度等措施来保证高的终轧温度，以避开氮化铝的析出温度，并在快速冷却低温卷取时避免氮化铝析出。第33页，此课件共35页哦 在热轧温度和不同连续加热温度条件下，氮化铝析出曲线如图2.1所示。从图中可以看出，当钢坯加热到600时，钢中氮化铝开始析出，温度继续升高析出增加，到1000时氮化铝大部分溶解，到1200时氮化铝则全部溶解。为保证氮化铝充分固溶，同时保证有一个高的终轧温度，确定板坯加热温度为1200一1250 、R1开轧温度1150、精轧开轧温度 950、Ar3以上高温终轧有利于使氮化铝保持固溶，同时得到均匀的再结晶晶粒，根据本钢设备特点确定终轧温度为 870.第34页，此课件共35页哦 图 2.1 带钢热轧温度变化及不同连续加热温度条件 下氮化铝析出曲线1从板坯到卷取带钢的温度 2连续加热炉中的板坯温度11503连续加热炉中的板坯温度1250 4 氮化铝析出开始和结束曲线第35页，此课件共35页哦