低碳钢超低碳钢铁素体区轧制技术
低碳钢、超低碳钢铁素体区轧制技术
一、项目简介
本项目是基于现代热连轧带钢生产工艺，开发出适合大生产的低碳钢、超低碳钢铁
素体区轧制生产技术和相应的铁素体热轧和相关的冷轧带钢产品。
铁素体区轧制工艺，又称为温轧（Warm Rolling），是一种出产可直接使用或供随后
冷轧生产的价格便宜、质软、非时效的热轧板的方法。由于超低碳钢的→转变温度较
高，很难保证这类钢在奥氏体区终轧，相反容易实现铁素体区轧制，因此超低碳钢的铁
素体区轧制技术得到了推广。铁素体区轧制工艺与传统的超低碳钢生产工艺区别在于传
统热轧生产中粗轧和精轧温度均在Ar3以上，即在奥氏体区轧制，而铁素体区轧制时精
轧在Ar3以下，即铁素体区进行。在铁素体区轧制的带钢拉伸、屈服强度低，延伸率高，
而且因其要求的轧制温度低，非常利于生产的深冲性能要求高的热轧薄规格品种。这也
是目前国际带钢市场上以热代冷这一趋势的有利工艺保证条件。
二、主要技术指标
通过应用铁素体区轧制工艺，开发出适合推广企业的热连轧带钢机组的铁素体轧制
工艺，生产出薄规格超低碳热轧带钢和热轧深冲带钢产品（热轧、冷轧和热镀锌产品）。
具体技术指标如下：
1．在推广企业实现铁素体轧制，形成铁素体轧制工艺规程；
2．铁素体精轧模型轧制力设定精度不低于常规热轧设定精度；
3．生产出铁素体区轧制的最终产品（热轧、冷轧或热轧热镀锌产品），且产品的尺
寸和温度精度高于或不低于目前常规轧制的同规格产品的精度。其中：
（1）热轧酸洗板的表面质量优于常规热轧酸洗板，延伸性能提高5%；
（2）热轧热镀锌产品表面质量优于常规热轧酸洗板，r值达到1.2以上；
（3）铁素体热轧+冷轧+退火IF钢产品表面质量优于常规冷轧板，r值不低于常规冷
轧产品；
（4）铁素体热轧+中间退火+冷轧+退火IF钢产品表面质量优于常规冷轧板，r值高
于常规产品0.3。
三、应用范围及市场分析
1．应用范围
（1）在卷板以热代冷方面的应用
可直接应用的热轧薄带钢，属软而有韧性的钢种，它可取代传统的冷轧退火钢。
适用于直接退火，尤其是酸洗后热镀锌处理的薄和超薄带钢。
（2）在超低碳、IF钢等超深冲性卷板生产中的应用
采用铁素体轧制技术轧制IF钢，具有强γ织构和弱α织构，并可遗传到冷轧，因
此其最终冷轧产品比奥氏体轧制的冷轧退火钢具有更好的深冲性能。
2．市场分析
该技术投入后，可使同样质量水平钢板生产成本降低300元/吨，按照保守估计，若
推广企业年生产同类钢板40000吨计，将可以带来1200万元的经济效益。此外，该项
技术还可与超级钢生产技术结合起来，给30%以上带钢生产工艺带来革命性的改变，极
大提高中国钢铁产品的竞争力。
四、项目完成情况
本项技术首先在1999年在中国上海宝山钢铁股份有限公司得到了应用，在2002年
又在中国鞍山钢铁集团公司得到应用。
五、合作方式
技术推广及合作。
通钢超薄热带轧制过程中的新工艺与控制过程中的新技术
通钢超薄热带轧制过程中的新工艺与控制过程中的新技术
通钢培训 中 心 孙晓艳 吉林通化 １ ３轧制过程中的新工艺与控制过程中的 ＡＷＣ）。 新 技 术 的描述 ， 介绍了 通钢热 轧厂整 个生产工艺过 程 中所用的新工艺和 （ ３ ） ． ＲＦ — Ａ ＷＣ（ 轧制 力Ａ ＷＣ ）： 沿轧 件长 度方 向上 轧件 温 度波 新技术， 并对现 场各 种控制 阐述 了 各种 新Ｊ － Ｅ的原理 以及在 通钢生产 中 动 会 引起 其 变 型抗 力值 不 同 ， 因而 造成 宽 度波 动 ， Ｒ Ｆ — Ａ ＷＣ 就 是 对 的实际应 用。 这 种变 型抗 力的变 化进行 补偿 ， 是 一种反馈控 制。
【 关键词】 新工艺； 新技术； 控制功能
３ ．ＡＷ Ｃ
Ｓ Ｓ — Ａ ＷＣ （ 短 行程 控 制 ） ： 也 叫头尾 校 正 ， 用于克 服 测压 过 程 中 近年来 ， 轧钢生产中所涌现的新技术、 新工艺主要是 围绕节约能 产生 的头 尾失宽 ， 从 而控制 鱼 尾及切 损 ， 提 高热 轧带成 材率 。 源、 降低成本、 提高产品质量、 开发新产品所进行的。 在节能降耗上， 基本思想： 根据侧压造成 的板坯头尾失宽的轮廓曲线， 在轧制 主要技术是 ： 连铸坯热送热装技术、 薄板坯连铸连轧技术、 先进的 过程中不断改变立辊轧机的辊缝 ， 使辊缝的改变恰好补偿头尾失宽， 节能 加 热 炉等 ； 在 提高 产品性能 、 质量上 ， 主 要技 术是 ： Ｔ ＭＣ Ｐ 技术、 从而 使水平轧 制后 的头尾 宽度 接近 于 目标宽 度。 ４、Ｃ ＴＣ 高精 度 轧制 技 术 、 先 进 的板 形 、 板 厚控制 技 术 、 计算 机 生产 管 理技 术 等； 在 技术 装 备上 ， 主要 是大 型化 、 连 续化 、 自动化 ， 这些 技术 的应 用 Ｃ ＴＣ （ 卷取温度控制）包括预设功能和动态控制功能 ， 控制在 可极大地提高产品的竞争能力。 ＲＯ Ｔ Ａ ＝ 带钢的冷却水量。 主要的计算过程在ｌ ｅ ｖ ｅ ｌ ２ 计算机和ｌ ｅ ｖ ｅ ｌ 新 工艺 １ ． ５ 计算 机进 行， 水 阀的控 制在 ｌ ｅ ｖ ｅ ｌ Ｉ Ｐ Ｌ Ｃ 内进 行。 作 为 当今 世界 最先 进 的短 流 程 生产 线 ， 通钢 热连 轧 机 生产 线 采 Ｃ ＴＣ 功能包括：（ Ｉ ） 、 预设功能 （ ２ ） 、 动态控制功能 。 Ｃ ＴＣ 的 冷却 方 式 ： １ ） 前 段冷 却２ ） 后段 冷 却３ ）慢 冷４ ）头 ／ 尾不 用 了许多先 进 的新技 术 。 １ ． 辊 底 式 加热 炉 。 可调 节 连铸 机 与 轧 机 之 间的 生 产节 奏 ， 起 到 冷 ５ ）头／ 尾 弱冷 ５． ＳＳ ＵＣ 缓 冲 作用 。 炉 内采用长 寿 命 水冷 炉辊 和低 氧化 氮烧 嘴 。 板 坯在 炉 内的 运 输 过程 为全 自动控 制 ， 燃 烧 过程 实行 计算 机 自动管 理 。 Ｓ Ｓ ＵＣ 设 定 交 叉 角度 与 弯 辊 力 值 ； 轧 制 力跟 随 控 制 ，自动 凸度 ２ ． 铁素体轧制。 对于低碳钢、 超低碳钢及极低碳钢可以采用铁 控制与自动平直度控制反馈Ｎｓ ｓ ｕｃ； 轧辊的热膨胀与磨损将影响 素体轧制工艺。 采用铁素体区轧制工艺时， 粗轧机组的２ 架轧机在奥 Ｓ Ｓ ＵＣ 的设定 值 。 ６ Ｍ ＳＵ Ｃ 氏体组织状态中Ｓ Ｅ Ｎ， 在轧制过程中通过 中间冷却装置将轧轧件冷 却至Ａｔ ３ 以下温度， 完成由奥氏体向铁素体的转变。 在精轧５ 架轧机内 ＭＳ Ｕ Ｃ － ０ ｔ ｈ： 连铸摆式剪剪切板坯尾部完成 ， 加 热炉将板坯的 以铁 素 体组 织状 态 进行 轧制 。 带 钢 出精 轧机 组 后 ， 通 过输 出辊道 空冷 实际值传送给轧机二级后Ｉ ＭＳ ＵＣ －Ｉ ｓ ｔ ： 当板坯头部 目 标 点到达加 送 至地下卷 取机 进行 卷取 。 热炉出炉区时 ＭＳ ＵＣ － ２ ｎ ｄ ： 当板坯头部 目 标点到达ＲＥ Ｔ 高温计时ｌ ３ 三次除鳞 。 热连轧工艺生产的连铸坯表面氧化铁皮细小、 致 ＭＳ ＵＣ － ３ ｒ ｄ ： 当板 坯头 部 目标 点到达 ＲＤ Ｔ 高温计 时 ｝ ＭＳ ＵＣ 一 ４ ｔ ｈ ： 当 密且 不易清 除干 净， 并 与金属 机体 粘结 很紧 ， 从 而不 易清除 。 为此 ， 在 板坯 头部 目 标 点 到达 Ｆ Ｅ Ｔ高温计 时。 ７ 、ＡＳ Ｃ 连铸 摆 剪 前设 置了旋 转 除 鳞机 对 连铸 坯 进行 一 次 除 鳞 ， 在 粗轧 机 入 口处安装了高压粗轧除鳞机用于清除板坯的炉生氧化铁皮 ， 在精轧 在带钢轧制过程中， ＡＳ Ｃ 通过改变工作辊弯辊力来调节 目 标 板 机 入 口处 安 装 了高压 精 轧 除鳞 机 用 于清 除 中间坯 表 面的 氧化 铁 皮 。 型。 Ａ Ｓ Ｃ 包 括 以下功 能 。 １ 、自 动 板 型反馈 控制 ＡＳ Ｐ Ｃ， ２ 、 自动平 直 度 这种 除 鳞方 式 效果 好， 可提 高带 钢表 面的 质量 。 Ａ Ｓ Ｆ Ｃ 反馈 控￣ ＡＳ Ｆ Ｂ， ３ 、 轧 制 力跟 随 控 制 Ｆ Ｆ Ｃ ， ４ 、 轧 辊 热 凸度 补 ４ 采用了Ｐ Ｃ ￥ Ｌ 制技术。 增加了板形控制能力， 该系统可提高带钢 偿 ： Ｒ Ｐ Ｃ 。 凸度和平直度控制能力， 从面提高板形质量。 在精轧出口， 自动板型反馈控制测量带钢的凸度， 并调节工作辊 ５ 热轧油润滑系统 。 各架轧机均设有热轧油集管和喷嘴， 对工 弯辊 力。 在精轧出口， 自动平直度反馈控制测量带钢的平直度， 并调 轧制力跟随控制和轧辊热凸度补偿是辅助功能 。 作辊辊缝 喷射 油水混合液进行润滑。 从而降低Ｓ Ｌ Ｓ Ｕ 力， 减 少轧制能 节工作辊弯辊 力。 由于轧制 力 的变化 ， 轧制 力跟 随控 制补 偿 带钢 的凸度 变化 。 由于工作 耗， 减少轧辊磨损， 有利于提高带钢表面质量。 轧辊 热 凸度补 偿控 制补 偿 带钢 的凸度 变化 。 这 一功能 ６ ． 采用液压活套技术。 在精轧５ 架轧机之间安装了液压活套装置 辊 凸度 的变 化 ， 主要用来分别控制两机架间的张力， 以保证轧制过程中所需的最低带 主要补偿热凸度和轧辊磨损。 交叉辊（ ａ ｔ Ｆ １ ， ２ ａ ｎ ｄ ３ ） 仅在不进行轧制 钢 张 力， 实 现机 架 间轧制 状态 的稳 定 。 因而 要求具 有 高 的响应 速 度， 的过程 中来进行 交叉 ， 在 轧制过 程 中不 交叉 。 只有液压活套具有这种高响应速度。 钢铁 材 料具 有成 本低 、 强度 高 、 易 回收 、 能 再 生等 特 点， 广泛 应 ７ ． 输 出辊 道设 置 层 流冷 却 系统 。 采 用 层流 冷 却 工艺 ， 将 带 钢快 用 于 国民建设 的各 个 领域 。 在人们 能够 所 预见 的未来 ， 还没有任 何一 种 材 料 能 够动 摇钢 铁 材料 的霸 主地 位 ， 而 作为钢 材成 型 的 支柱 技 术 速冷却到目标卷取温度， 以满足卷取温度的要求。 ＝． 新技 术 ： 控 制 功 能简 介 的 轧钢 生产 工艺 也无 法取 代 。 因此 ， 近些 年 我 国钢 产 量迅 猛 发 展 ， 一 １ ． Ａ Ｇ Ｃ ： 精轧 机 自 动 厚度 控制 （ ＡＧ Ｃ ） 的 目的就 是 通 过 调节 轧制 些 企 业 都 在忙 于建 设 新 项 目。 但 由于 国际市场 钢 材 需 求量 已呈下 降 辊 缝来 达 到和 保持 目 标 的 带钢 厚度 。 液 压 自动厚 度控 制系统 对Ｆ Ｉ － Ｆ ５ 趋势 ， 我 国钢材 需 求也 接近 饱和 状 态 ， 相 当一 部分 都 是低 水平重复 建 机架均适用。 系 统 包 括 以下 功 能 ：（ Ｉ ） 绝 对 值 厚 度仪 Ａ ＧＣ （ ＡＤ Ｓ － 设， 缺乏竞争力。 因此， 要想在激烈的竞争中占领市场 ， 必须要淘汰落
超低碳IF钢铁素体动态再结晶研究
摘 要 : 在热模拟实验机上研究了超低碳 IF 钢铁素体区变形行为 ,结果表明 ,该钢种发生动态再结晶的变形条件 为 : 变形温度 850 ℃,应变速度 1 s - 1 以下 。在研究了变形工艺参数对该钢种动态再结晶影响的基础上建立了超低 碳 IF 钢铁素体动态再结晶动力学方程 。给出的超低碳 IF 钢铁素体变形动态再结晶动力学模型与试验结果吻合 。 关键词 : 超低碳 IF 钢 ; 铁素体 ; 动态再结晶 ; 动力学模型 中图分类号 : T G335. 11 文献标识码 : A 文章编号 : 04492749X(2006) 0620063204
Study on Dynamic Recrystallization of Ferrite in Ultra low Carbon IF Steel
XU Guang1 , XU Chu2shao 2 , ZHAO J ia2ro ng1 , L IU Xian2jun1 , XION G J un2wei1
铁素体轧制技术是一种新的轧制工艺 , 一般用 于生产超薄带钢 ,这种新的轧制技术尤其适合于超 低碳 IF 深冲用钢板的生产 , 可以替代部分冷轧产 品 ,降低生产成本 。目前 ,国外一些企业已经成功地 将铁素体轧制技术用于工业化生产超低碳 IF 钢 [ 1 ] 。 国内目前只有宝钢 2 050 mm 热带轧机成功地用铁 素体轧制新技术生产出了部分产品 [ 2 ] 。 在铁素体轧制技术研 究领 域 , 国 外的 研究 很 [ 3～ 5 ] 多 。国内的研究主要集中在该钢种的流变应力 上 。对于该钢种铁素体轧制时的静动态再结晶研究 极少 。本文研究了超低碳 IF 钢的热变形行为 ,目的 是确定该钢种铁素体轧制时发生动态再结晶的条 件 ,探讨变形工艺参数对该钢种铁素体轧制时动态 再结晶的影响规律 , 并在试验的基础上建立该钢种 铁素体轧制时的动态再结晶动力学方程 。
铁素体钢
铁素体钢侠义上是指含碳量低的，热轧或正火组织为铁素体+珠光体的低碳钢或低合金钢，广义上与奥氏体相对，包括贝氏体组织和马氏体组织的钢，这些钢本质上都是体心立方结构，所以铁素体耐热钢就是这样的叫法
铁素体不锈钢是不可热处理强化的不锈钢，铬含量最低12%，但对应的含碳量要求极低，因为碳是最强的奥氏体化元素，随着铬含量的升高，碳含量可允许稍微增加。
低铬的铁素体不锈钢有00Cr12 ，0Cr13，一般铬含量都在17以上，如1Cr17.高铬铁素体可能加入铝，钼等铁素体形成元素，提高热稳定性。
IF钢的工艺性能及概述
图1 Nb、Ti对IF钢奥氏体区进行的, 为了使 热带晶粒细化, 采用高的终轧压下率和终轧后 快速冷却。IF钢在奥氏体再结晶区热轧时, 其 道次变形量不能太小, 否则, 就会产生奥氏体 部分再结晶, 形成混晶组织, 对IF钢的深冲性 能不利。在奥氏体再结晶区热轧总变形量越 大, 则在轧制时发生的形变再结晶次数越多, 热轧后得到的铁素体晶粒就越均匀, 越有利于 得到等轴状的铁素体晶粒, 研究表明晶粒呈等 轴状时有利于IF 钢深冲性能的提高。
2.3.2 加热温度
IF钢的终轧方式有两种即奥氏体区轧制、铁素区轧制, 奥 氏区轧制是无论精轧还是粗轧, 轧制温度均在Ar3以上, 而铁 素体区轧制时粗轧温度在Ar3以上而精轧温度在A r3以下, 即 在铁素体区轧制。由于终轧温度的不同, 加热温度也有差别。 传统工艺多采用奥低体区轧制, 由于IF 钢中含有T i和Nb, Ti和 Nb对钢再结晶性能的影响如下图1所示。 由于钢中Ti和Nb存在致使IF钢的γ→α转变温度升高, 为 了使其充分奥氏体化, IF钢的出钢温度较普通钢高据某钢厂的 实际生产数据表明, IF钢的出钢温度一般较普碳钢高20℃左 右。由于铁素体轧制可以降低加热温度, 节约能源, 轧后产生 粗大的二相粒子和细小铁素体晶粒, 在随后的冷轧和退火处 理过程中产生分布均匀和强的再结晶织构等优点, 铁素体轧 制技术作为一项新技术而得到广泛的应用。CSP生产中由于 不存在γ→α → γ的转变, 所以可采用较低的加热温度和终轧 温度, 容易实现铁素体区轧制, 生产一些薄规格的IF钢。
3 IF钢的合金元素和性能特点 3.1 IF钢的合金元素的含量 C≦0.003；Si≦0.03；Mn：0.10～0.20； P≦0.006；S≦0.007； Al：0.02～0.05； Ti：0.04～0.08；O≦0.003；N≦0.004； Nb：0.06～0.25。
低碳钢
低碳钢低碳钢（mild steel）为碳含量低于0.25%的碳素钢，因其强度低、硬度低而软，故又称软钢。
它包括大部分普通碳素结构钢和一部分优质碳素结构钢，大多不经热处理用于工程结构件，有的经渗碳和其他热处理用于要求耐磨的机械零件。
低碳钢退火组织为铁素体和少量珠光体，其强度和硬度较低，塑性和韧性较好。
因此，其冷成形性良好，可采用卷边、折弯、冲压等方法进行冷成形。
这种钢还具有良好的焊接性。
含碳量从0.10%至0.30%低碳钢易于接受各种加工如锻造，焊接和切削，常用于制造链条，铆钉，螺栓，轴等。
特性：低碳钢退火组织为铁素体和少量珠光体，其强度和硬度较低，塑性和韧性较好。
因此，其冷成形性良好可采用卷边、折弯、冲压等方法进行冷成形。
这种钢材具有良好的焊接性。
碳含量很低的低碳钢硬度很低，切削加工性不佳，正火处理可以改善其切削加工性。
低碳钢有较大的时效倾向，既有淬火时效倾向，还有形变时效倾向。
当钢从高温较快冷却时，铁素体中碳、氮处于过饱和状态，它在常温也能缓慢地形成铁的碳氮物，因而钢的强度和硬度提高，而塑性和韧性降低，这种现象称为淬火时效。
低碳钢即使不淬火而空冷也会产生时效。
低碳钢经形变产生大量位错，铁素体中的碳、氮原子与位错发生弹性交互作用，碳、氮原子聚集在位错线周围。
这种碳、氮原子与位错线的结合体称岁柯氏气团（柯垂耳气团）。
它会使钢的强度和硬度提高而塑性和韧性降低，这种现象称为形变时效。
形变时效比淬火时效对低碳钢的塑性和韧性有更大的危害性，在低碳钢的拉伸曲线上有明显的上、下两个屈服点。
自上屈服点出现直到屈服延伸结束，在试样表面出现由于不均匀变形而形成的表面皱褶带，称为吕德斯带。
不少冲压件往往因此而报废。
其防止方法有两种。
一种高预形变法，预形变的钢放置一段时间后冲压时也会产生吕德斯带，因此预形变的钢在冲压之前放置时间不宜过长。
另一种是钢中加入铝或钛，使其与氮形成稳定的化合物，防止形成柯氏气团引起的形变时效力学性能：低碳钢为塑性材料。
用低碳钢制备表层铁素体金相显微试样
第 ３期
朱洪江 ： 用低碳钢制备表层铁素体金相显微试样
Ｆ
织如 图 ４所示 ．
氧化 层 脱 碳 层 原 始组 织
图 ３ 珠光体 （ Ｐ）
图 ４ 处 理 后 的 显 微 组织 （ 面 ） 截
２ 表 层 铁 素 体试 样 的制 备
２ １ ＰＦ转 变机 理 ． — 在 常规 的碳 钢 热 处 理 工 艺 中 ， 一 种 现 象 是 有 要求 尽量 避 免 的 ， 就是 工件 表 面 的脱 碳 现象 ． 这 但 在实 践 中发 现 ， 种 现象恰 好 有其 实用 性 ． 这 如果 能 够将 普通 的低 碳 钢通 过无 保 护加 热而 使其 表层 发 生严 重脱 碳 ， 么 在平 衡组 织 转变 的过 程 中 ， 定 那 一 深度 内 的表层 就 不 会 有 渗碳 体 析 出 ， 而 也 就 极 从 少有珠光 体 （ ） Ｐ 的生成． 根据杠 杆定 律 Ｆ＋ Ｐ：
在 金相分 析 以及金 属材 料热 处理 的实 验教学
中 ， 常遇 到对 铁 素体 组织 的研 究． 于铁 素体组 经 对
织 的金 相显微 试 样 的 制备 ， 常采 用 的材 料 是含 通
心立方 晶格 ． ３ ～ ％ 的硝 酸酒 精溶 液 侵蚀 后 用 ％ ４ 在显微 镜下 呈现 明亮 的等 轴 晶粒 …． 用工 业 纯 铁
场 上很 少见 到． 特 别 需 要 也 只能 通 过 特 殊途 径 如
取 得 ． 对 于随时 都 需 要 进 行 常规 分 析 的 基础 金 这 相 实验教 学来 说是 十分 不便 的 ． 凭 多年 的试样 制 备 经 验 ， 索 出 了一种 简单 摸 易行 的用 低碳 钢取 代工 业纯 铁制 备铁 素体金 相试
铁 素体 （ ） Ｆ 是碳 在 —ｅ铁 中的 固溶 体 ， 体 Ｆ 为
低碳贝氏体钢的开发
02
低碳贝氏体钢的制造工艺
冶炼工艺
低碳贝氏体钢的冶炼工艺主要包括电弧炉熔炼和炉外精炼等 。电弧炉熔炼是低碳贝氏体钢的主要冶炼方法，通过加入适 量的合金元素，控制钢的化学成分，以满足后续轧制和热处 理工艺的要求。
炉外精炼是提高钢的纯净度和均匀性的重要手段，通过真空 处理、脱气、合金元素调整等手段，进一步优化钢的化学成 分和显微组织。
低碳贝氏体钢的开发
• 引言 • 低碳贝氏体钢的制造工艺 • 低碳贝氏体钢的性能研究 • 低碳贝氏体钢的开发前景与挑战 • 低碳贝氏体钢的应用案例 • 结论
目录
01
引言
低碳贝氏体钢的定义
低碳贝氏体钢是一种低碳含量的钢材 ，其碳含量一般在0.2%以下。
低碳贝氏体钢是通过控制轧制和冷却 工艺，使钢中贝氏体组织占主导地位 的钢材。
低碳贝氏体钢的应用领域
船舶制造
低碳贝氏域。
压力容器
在压力容器制造中，低碳贝氏体 钢由于其优良的耐腐蚀性能和较 高的强度，被用作重要的结构材 料。
桥梁工程
在桥梁工程中，低碳贝氏体钢由 于其高强度和良好的韧性，被用 于制造桥梁结构件和重要连接件。
感谢观看
THANKS
低碳贝氏体钢具有较好的耐腐蚀性能， 能够适应各种腐蚀环境。
VS
详细描述
通过降低钢中的碳含量，减少夹杂物和显 微组织中的缺陷，低碳贝氏体钢的耐腐蚀 性能得到提高。此外，适当的合金元素添 加也可以增强其耐腐蚀性能，使其在海洋 环境、化工设备等领域具有广泛的应用前 景。
焊接性能
要点一
总结词
低碳贝氏体钢具有良好的焊接性能，易于加工成型。
低碳贝氏体钢的特性
高强度
低碳贝氏体钢具有较高的强度，其抗拉强度一般在800MPa以上， 同时具有较好的韧性。
低碳钢在Ae3温度之上的形变诱导铁素体(一种马氏体)的相变研究
低碳钢在Ae3温度之上的形变诱导铁素体（一种马氏体）的相变研究℃(3+98℃).同时发现一个有趣的现象是,在870-一920℃区间内变形时,随变形温度下降,应力上升;而在830_一870℃℃(Ae3+98℃).Aninterestingphenomenon iSfoundthatwhenthedeformationtemperatureiSbetween870—920℃.thetot alstressisincreasedwithdeformationtemperaturedecreasing.However,whendeformedbetween 83一870℃℃)之间发生.Hodgson与其合作者【MJ在稍高于A3温度,通过单道次变形在普碳钢中获得了形变诱导铁素体细晶.以上针对形变诱导铁素体相变的研究主要是介于A.3一A3之间进行的,而对在A.3温度之上的形变诱导铁素体相变研究甚少.这主要有三个方面原因:第一,通常人们认为变形温度是控制晶粒细化的一个关键参数,变形温度越低晶粒越细,当变形温度降低到稍高于A.3温度时,能得到均匀超细晶粒.Bleck等人【J发现在C—Mn—Nb钢中真应变为1.2时,通过降低变形温度可以细化铁素体晶粒.第二,在稍高于A3温度变形能够为形变诱导铁素体相变提供较大的过冷度.第三,介于A.3一A3温度之间变形得到的形变诱导铁素体比较稳定,高于A.3温度以上时铁素体不稳定,在变形结束后的很短时间内便发生向奥氏体的逆相变[16,17J,提高变形温度显然也增加实验难度.然而由于过冷度的干扰,使得研究介于A.3一A3之间单纯热塑性变形的存储能对形变诱导铁素体相变作用异常困难.因而,排除过冷度干扰,研究在A.3温度之上的形变诱导铁素体相变有着重要意义.Priestner等人【J近期工作否定了低温轧制是形变诱导铁素体相变的必要条件.Yang 等[19,2oJ在变形温度介于(A.3+30℃)--(A3—20℃)之间通过多道次变形在低碳钢中获得了体积分数为90%一95%,晶粒尺寸为2—3m的铁素体.前期的实验也发现【21J在A.3+10℃时仍有大量的形变诱导铁素体形成.因此为了研究形变诱导铁素体相变的上限温度及其演变规律,在本研究中将变形温度设定在A.3温度以上,在Gleeble3500热模拟实验机上对低碳钢Q235进行一系列高温形变诱导铁素体相变的实验研究.利用X射线衍射仪研究了热变形试样表面的微观组织结构,利用纳米压痕仪测定了试样表面微区硬度和弹性模量.1实验方法采用Q235低碳钢中间坯,化学成分(质量分数,%)为:C0.13,Si0.19,Mn0.49,P0.012,S0.013.950℃正火1h后,经机械加工成尺寸为直径8mm,长15mm的圆柱试样.用软件计算出该材料的奥氏体铁素体平衡转变温度A.3=848℃.压缩实验在Gleeble3500热模拟实验机上进行,该实验机最大载荷为100kN,反应时间为0:1S,温度测量误差小于土1℃.将需变形的试样加热到950℃并在此温度保温5min,以1℃/s的速度冷却到不同温度保温30S后进行单轴压缩实验,变形一结束,立即对试样淬火.下列实验方案1,2和3考察了工艺参数对形变诱导铁素体相变的影响,方案4和5是为了得到形变诱导铁素体(样品A)和先共析铁素体(样品B)从而进一步研究发生在A.3温度之上的形变诱导铁素体相变机制. 方案(1)应变速率的影响:名义应变E=80%,变形温度为850℃,应变速率分别取=0,0.01,5,15,20,30S--1:方案(2)应变的影响:变形温度为850℃,应变速率=20S_.,名义应变分别取E=50%,60%,70%,80%:方案(3)温度的影响:名义应变E=80%,应变速率=20S_.,变形温度分别取为940,920,900,880,870,860,850,830℃;方案(4)样品A:名义应变E=80%,变形温度为850℃,应变速率=20S;方案(5)样品B:试样经950℃保温5min,以1℃℃.采用连续刚度测量方法测定不同压痕深度的纳米压痕硬度和弹性模量.纳米压痕的位置全部处于样品心部.为了获得相对可靠的数据,对每一个样品都进行了60次纳米压痕实验,60个压痕点构成了一个以10m为间距的6×10矩形网格.压头以10nm/s的速度接触样品的表面;加载,保载和卸载时间都为5S,测量的热漂移率小于0.05nm/s.样品表面的光洁程度直接影响到实验结果,由于腐蚀后的样品表面不平,所以将样品再次轻抛光去掉表面腐蚀层.对样品表面微区的纳米压痕硬度和弹性模量分析结束后再用3% 的硝酸酒精溶液腐蚀,在扫描电镜下观察,从而确定残余的纳米压痕位置.2实验结果与讨论实验过程中记录的温度一时问曲线表明从开始升温到变形前,实际温度与设定温度非常吻合,没有任何波动, 说明Gleeble3500热模拟实验机温度控制非常精确.而在变形的瞬间,温度急剧上升20—35℃,这是由于变形过程中塑性功转化为热量引起的温升.因此,在计算实际变形温度应在设定的初始值上加上由变形引起的温升值.本文中只有形变诱导铁索体相变上限温度为实际温度,其它变形温度还是初始设定值,并未加上由变形引起的温升值. 另外,从记录的温度一时间曲线上估箅,试样在淬火时实际冷却速度在800℃s左右.2.1应变速率对组织的影响图1为变形温度为945℃,名义应变e=80%,不同应变速率下所对应的真应力一应变曲线.变形开始后,随着应变量增加,流变应力先是快速增加,当应变达到一定值时,随着应变量继续增加,流变应力下降或持续增加.同一应变量下,随应变速率增加,应力提高.在低应变速率(=0.01S-1)时,曲线达到峰值后流变应力出现下降的现象(见图1中曲线a),这是因为当变形开始时,奥氏体发生了动态再结晶[7,22J,同时形变诱导铁素体在原奥氏体晶界等局部畸变能较高部位形核,则在曲线上对应着真应力一应变曲线应力的减小,即硬化速率的降低.而当应变速率~----5,15和30S.1时,真应力一应变曲线在经过变形早期的迅速升高之后经历了继续升高的阶段(见图1中曲线b,C和d).本文作者认为在较高应变速率下,相变在极短的时间完成,来不及向奥氏体扩散的碳被保留在铁素体中,形成与奥氏体硬度接近的过饱和形变诱导铁素体.同时加工硬化也使得形变诱导铁素体强度提高,所以真应力一应变曲线表现为变形早期的迅速升高之后经历了持续缓慢升高的阶段.通过图2的组织分析,可以清t口苫巴己I--图1低碳钢Q235在变形温度为850℃,名义应变80%时不同应变速率下压缩变形时80%的真应力一应变曲线Fig.1Truestress-straincurvesobtainedbyhotcompres—siontests(T=850℃,e=80%)ofthelowcarbonsteelQ235atdifferentstrainratesof0.0lS一(a),5S一(b),15S一(C)and30S一(d)楚地看出这一点.图2是不同应变速率条件下所对应的显微组织.图2a的显微组织是在850℃保温30S后未变形立即淬火得到的,这些组织全部是板条状马氏体,说明在850℃℃℃.-~--20_..,,j 叫I互堂址1鉴旨的淬l止做甥Fig.3M]cro~[iI1~~LI1rol’Pk,wcarbons~ee[235quenchedafterdefornt~tiO LLat850℃andastrainrateor20s’t虬】s1150,martenMnstrnctlIrfaJ.e;0%,equia.xiMrerrlteandDIF 【bl70%,ferriteiii(re~Pda…lrefined】1(I0%:rerrit~?r1herirI{~reaseda1]drefinedfdJ 体平衔数蛙的制约,形核苹和转变连率降低.转变初冉铁素1盍=E要噢氏体品界I二形成,-界I坷哪仃宽分的生长空间.固町导撤品垃R-J较人,而n?转变刺,铣素体难品界陌删及品叫变形带上}建形牛戋,而高的彤棱密度必然会眼制铁索忙的牛K,从而l特帅.埘过Gleeble35(}0热模拟凄监l进|彳形变诱导铁索体相变研究,削断其实验成功与否町l一曲过记录的温度曲线.电-r通过最所碍刊的组织袒.更准确的疗法是查看所记球的真应,J戍变曲哉拉真验过程中L叮看应变上升过程中没有发现曲戏肯史卫现象,牛丑真应,J应受曲线都是乩丽肝婧i已求圈4为低麟钠Q235::l刮应变下变形时的其应也变曲线.从中可营出在曲线I:升的过任中H一序量新对应的应力一致当接近变『I;结束时山r嘭变淆导铁素阵转变宠成曲续现下降的现象2.3形变诱导铁素体相变上限温度为r研究嘭变旃导铁索体相壹的上限温度,将试佯f??应变速率=20s变形温度分别为q4f】,920,900,880,870,860.850,83{)((当变形温度设定在830℃时温度时曲线1录的实际温度为853℃,该温度高1:’4温I芝1等温压缩到符义应变=s0-,圉4低最t,JQ235在.聋形温度勾850c,--2(]s变形时1盹世F皿缩变形时曲真直山变曲线Fig.4Truestr~str81ncurvesobtainedbvhotcompres-sionte5ofthelowcarbonsteelQ235underdif-fere~ttdi~erentstrainsfa:50%b60%c-70%:ds0%l变形结求君立即淬火圈5为试样在不同温度r变形后淬火的显做组织图5a的组织是由马氏体和原奥【乇体品界处产生的极少量的魏氏织绀成,段有膨变濡导铁素体生成,这说明当应变速率=20S.名义应变=80%在变形温度为1l32金禧4I卷圉5鄄钠Q23Z在酱艾壹--80%,=一f同温度r压缩空时显敲组趴Flg.5Mlfr’ostrLllr…rI1lt_lowrtrb(|『lsteelQ235quncheda=8n%andd--21)s 一compre~eddeformationsI,hedet~rnlIdternper;~llJr…I-Ibe9I(1℃.mtlrtensil,esa11dWidnmnstattenR tboundaryfa).920℃(bJ900℃1(】,JC((“.s1ce).860℃(r针状先共析铁素体析出,当缓慢冷却时会有块状先共析铁素体析出【J.这些先共析铁素体混在形变诱导铁素体当中,对形变诱导铁素体形成机制的研究以及组织性能的测定都不利.Dube等J将先共析铁素体按形态分为六类,即晶界非整形铁素体, 魏氏组织侧片铁素体,魏氏组织锯齿铁素体,晶内整形铁素体,晶内魏氏组织片状铁素体和块形铁素体.而从图5b—e可看出,当变形温度为920,900,880,870,860,850和830℃时,得到组织为马氏体和铁素体,其中铁素体为等轴状的,且量较大,并没有拉长的层状或片状及锯齿状的铁素体出现,因等轴状的铁素体一般是在过冷度较小或冷却速度较慢的情况下形成的,由于变形后的冷却速度很快,在高温段没有足够的时间形成这些等轴状的铁素体,所以这些铁素体是在淬火前变形过程中产生的,也就是形变诱导铁素体.所以在该工艺条件下,形变诱导铁素体相变的上限温度为实验设定值920℃.加上所记录的因变形而引起的温度提升值25℃,即在应变速率叠=20S_.,名义应变￡=80%时,低碳钢Q235的形变诱导铁素体相变的上限温度约为945℃.因奥氏体变形使奥氏体自由能增加,导致奥氏体向铁素体相变的开始温度提高,产生形变诱导铁素体.在奥氏体低温区进行变形,该温度范围造成奥氏体动态再结晶和晶粒内”变形带”的增加,变形带的密度随应变的加大而增加.这些变形带在形变诱导铁素体相变形核方面与奥氏体晶界有相同的作用.所以由于有效晶界面积的增加,促进了铁素体的形核,细化了铁素体晶粒.从图5b—f看出这些铁素体随变形温度的降低体积分数增加且尺寸减小.但是通过比较图5b—e和图5e—h组织,可看出介于870_一920℃这一温度区间变形,随变形温度的降低,形变诱导铁素体晶粒体积分数增加不明显,晶粒尺寸没有明显减小.介于830—870℃这一温度区间内变形,随着变形温度的下降,铁素体的体积分数却显着增加,晶粒尺寸也明显减小.这说明在830—870℃这一温度区间内变形,形变诱导铁素体相变受到变形温度的影响程度大于87O一920℃这一温度区间.从图6可见,介于870—920℃变形,随着温度的降低,应力上升,而介于830～870℃变形时,随变形温度的降低,应力下降,结合图5b—e,本文作者认为,介于87O一920℃变形会发生形变诱导铁素体相变,但随着温度的下降,形变诱导铁素体的体积分数并没有明显的增多(如图5),而随温度的降低材料在不断硬化,所以表现为应力上升.而在奥氏体低温区83O一870℃变形会同时发生形变诱导铁素体相变和铁素体的动态再结晶【22l,从图5e—h可看出随着温度的下降,铁素体的体积分数显着增加.由于在同一温度下同一种材料含碳浓度低的铁素体要比含碳浓度高的奥氏体相软,铁素体的动态再结晶也使图6低碳钢Q235在e=80%,￡=20S-1不同温度下压缩变形时的部分真应力一应变曲线Fig.6Partialtruestress-straincurvesobtainedbyhot compressiontestsoflowcarbonsteelQ235atde-f0rmationtemperatures830℃(a),860℃(b),870℃(c),880℃(d),900℃e)and920℃(f)(￡=80%,g=20S--)得位错密度大幅度下降,所以在830_一870℃这一温度区间变形,随变形温度的下降,应力反而下降.2.4形变诱导铁素体晶体结构分析因C,Mn和Si等元素对铁素体晶格常数的影响,不能用纯铁的铁素体晶格常数或衍射峰来比较形变诱导铁素体的晶格常数或衍射峰,所以本研究中使用同一种材料通过不同处理方式得到的样品B作为比较.图7a,b和C分别是样品A中的形变诱导铁素体和样品B中的先共析铁素体110,200和211衍射峰.由图可见,形变诱导铁素体的110和211衍射峰明显向小角度方向漂移.原因是晶格中固溶了大量C原子导致晶格四方化,或是残余应力的影响.在本研究中,这两种因素都有可能存在,一种是因为在形变诱导铁素体相变过程中,来不及扩散的C原子保留在形变诱导铁素体中而导致晶格四方化,另一种是因在变形和热膨胀以及后期研磨和抛光过程中,在样品中存在的宏观残余应力.为了分清这两种因素的影响,在X射线应力测定仪测得的样品A中形变诱导铁素体211晶面残余应力为一232MPa,样品B中先共析铁素体211晶面残余应力为-224MPa,这两个样品中的残余应力都为压应力,单纯压应力的影响在X射线测量过程中表现为使衍射峰向大角度方向漂移,所以扣除掉压应力的影响,实际C原子固溶导致的形变诱导铁素体晶格四方化而引起的衍射峰向小角度方向漂移程度比图7c 中还要大,所以进一步证明了形变诱导铁素体是过饱和的推断.比较形变诱导铁素体和先共析铁素体200衍射峰发现形变诱导铁素体峰宽化,这是因为形变诱导铁素体晶粒比先共析铁素体晶粒细小得多和形变诱导铁素体因变形而使得晶格缺陷增多,产生了静应力.Ⅲ=.∞∞巴苗.己卜1l34金属4l卷]mi三64O644648B5265666O820822824日268282deg囤7彤耍I竟导镑剌乖.j七析缺豢怍x种姨忻刳峰比较Fig.7ffk)mpari~onsofdifh’~ctioupeaksI10fal,2001bland2li1c1inXRDofDlFif1smnpleAandproet~I,ecl~idferril…isampleH2.5形变诱导铁薷体纳米压痘硬度与弹性模量测定同8a是扫描f镜下样-AI{r残余的压痕位置,中町以胥…纳米爪痕仪分析I五域没马氏悼,所分析的雏织全新是I【]形变导铣素体组成这J铣素体品粒卦Ⅱ小均匀所何的铁素J车丰l1甘?tt均匀的纳米压疟度值,范围如2c卜25Ga.界的纳米痕硬度与晶1q的纳求痕硬度比较,慨可惝高,也不懈基本一敛图8b是样品B扫描电镜F样品{l,I.1邑区域为球光1术组织,照色区域勾先共祈铁素体域,为了便丁【t较同一种材料彤变瞎导铣索肄秆『先共析铁索怍的纳求赝痕硬度区别,对r伴BI』舒析谴余压痕爪先共忻铁索体上的那数据.帆实验结米香,这些钱索体的纳米痕硬度值在l_824GPa之间.如州晾球兆体附近的先—F>meutectoidlerdle●DIF304050PosilionNO圈8窆诱导铁索体与觅J锭藉悼蚺袋u三壤分析Fig.8hena】1ndenl~tionanalysisofDIFandproeu—tecoldTlte)SEMimage0rI;heresidualnanoindentat.ionsonDIFinspecimenAlhlEMimageof{heresidhaln~nolndentations1)”proeutectoidferrilPfdarklandpear[irecwhi~e】irlspeciII/~llBllthenanoindenZationelaIicmoduIusv~luesofDIFjⅡspecimenAa¨dproeutecloldferriteinspecimenB并析铁素肄的纳米痕硬旺的数值(困殊光体相的硬度远一笥r铁素悼相.受其}}{响,蛛光悼附近的先共析铁索体纳米¨痕硬度耍高J邵远离球光体相爱球光体怄影响稍小的先其析铁索体晶粒),剩惫的先共析铁索悻的品内硬度在182]GP&之司很明显,形变埒导铁素{聿纳米压壤硬度明覆要高于先共析铁索体这是因为形变诱导铁索俸相变在椒短的时间内完成.来不及扩散的c原子保3=c～c11期刘朝霞等:低碳钢在s温度之上的形变诱导铁素体(一种马氏体)的相变研究1135留在形变诱导铁素体中,导致形变诱导铁素体中的碳浓度高于由奥氏体铁素体平衡转变得到的先共析铁素体的碳浓度,所以表现为纳米压痕硬度的上升.该结果符合上述2.4节中X射线衍射分析所得形变诱导铁素体是碳过饱和这一结果,纳米压痕硬度在样品中均匀分布的实验结果也可认为是形变诱导铁素体相变是非碳扩散控制一个非常有力的证明,即形变诱导铁素体是碳过饱和的有人称之为块状铁素体[18,19,25,261.因为碳固溶于铁素体晶格中会使铁素体的弹性模量增加,所以纳米压痕技术同样被用来比较形变诱导铁素体与先共析铁素体的弹性模量.因上面所测两种样品的压应力基本接近,所以比较所测的形变诱导铁素体与先共析铁素体的弹性模量不用考虑残余应力的影响.图8c为形变诱导铁素体与先共析铁素体的弹性模量数值比较.形变诱导铁素体的弹性模量在16o_一210GPa之间且分布均匀,明显高于先共析铁素体的弹性模量110—130GPa.固溶于铁素体晶格中碳的浓度越高,弹性模量越高,所以形变诱导铁素体的碳浓度要远高于先共析铁素体.这就证明上述观点,即形变诱导铁素体相变机制不同于先共析铁素体相变机制.在相变过程中,由于应变速率=20s很大,相变在极短的时间内完成,C原子来不及扩散也无须由C原子扩散控制,导致了形变诱导铁素体相变在储能足够大的情况下,直接由储能来提高相变点.因此,只要形变储能足够大,相变就会在很高的温度下发生.3结论(1)在A3温度以上适当工艺条件下变形,低碳钢Q235中可以发生形变诱导铁素体相变,在变形温度为850℃时,当应变速率=20s时,名义应变须超过50%才能发生形变诱导铁素体相变.随应变的增大,虽产生的形变诱导铁素体的体积分数在增多,但铁素体的晶粒尺寸进一步细化程度不明显.当固定名义应变,仅须很小的应变速率就可以产生形变诱导铁素体.随着应变速率的提高,铁素体晶粒尺寸明显减小,且体积分数明显增加. (2)在应变速率=20s_.,名义应变e=80%时,在低碳钢Q235中产生形变诱导铁素体相变的上限温度约为945℃.在870—920℃区间内变形时,随变形温度下降,应力上升;而在830—870℃区间变形时,随变形温度的下降,整体应力反而下降.(3)与先共析铁素体X射线衍射峰比较,形变诱导铁素体的X射线衍射峰明显向小角度漂移,纳米压痕硬度和弹性模量亦明显大于先共析铁素体,说明形变诱导铁素体晶格中固溶了大量的C原子,导致立方晶格四方化,进而使得硬度和弹性模量这些物理性能发生了显着改变.这揭示在高温区形变诱导的具有过饱和碳含量的铁素体本质上是一种马氏体,但在生成机制,形貌及取向关系上与普通热处理形成的马氏体有所不同.参考文献[1】PriestnerR,HodgsonPD.MaterSciTechnol,1992;8: 849【2】HuangYD,YangWY,SunZQ.JMaterProcTechnol, 2003;134:19【3】HodgsonPD,HicksonMR,GibbsRK.ScrMater,1999; 40:ll79[4】HurleyPJ,HodgsonPD,MuddleBc.ScrMater,1999; 40:433[5】HurleyPJ,HodgsonPD.MaterSciTechnol,2001;17: 1360[6]HicksonMR,HodgsonPD.MaterSciTechnol,1999; 15:85[7】YangP,FuYY,CuiFE,SunZQ.ActaMetallSin,2001; 37:900(杨平,傅云义,崔凤娥,孙祖庆.金属,2001;37:900)【8】QiJJ,YangWY,SunZQ.ActaMetallSin,2002;38: 629(齐俊杰,杨王碉,孙祖庆.金属,2002;38:629)[9】HicksonMR,GibbsRK,HodgsonPD.,sⅣ/nt,1999; 39:l176[10】YadaH,MatsumuraY.T~an8IronSteelInstJpn,1987;27:492[11】MatsumuraY,YadaH.MetaUSocTechnolPaper,1986;A86—28:l[12】YadaH,LicM,YamagataH.,sⅣ/nt,2000;40:200[13】MintzB,LewisJ,JonasJJ.MaterSci—HorrYM,IbraheemAK.Mat?。