控制轧制技术的高度发展..doc

控制轧制技术的高度发展 6．2控制轧制技术的高度发展　　6．2．1? 控制轧制机理的系统化　　有关控制轧制的研究到这一时期已经积累了很多，但是，由于控制轧制是在各轧钢厂的制约条件下实施的，要得到相同性能的具体方法会因不同情况而有差异。因此，有必要将控制轧制的机理系统化、通用化，通过对各种理论的整理得到适用于各种情况的控制轧制方法。作者等在已经建立的理论基础上加上独自的研究结果，归纳总结为“高温加工热处理的热轧)，到现在也常被引用，在此稍作详细介绍。 　　首先，在铁素体·珠光体钢的控制轧制中，大量引入“奥氏体中相变为铁素体相变核的特异点(heterogeneities)工艺，通过由此引起的相变组织的微细化来改善机械性质。铁素体粒的有效晶粒细化和由此带来的机械性质的改进如同图6-1所示那样受到多种因素的复合作用，该报告还对铌钢的例子进行了考察研究。铌钢的粗晶粒奥氏体加工后的再结晶并不发展(见图5-3)。在前面的图2-12已经表示了为发展再结晶所必需的加工程度及与加工前奥氏体晶粒的关系，阐明了多道次轧制时各道次进行的渐进晶粒细化有利于再结晶的发展。如图2-13所示，一般认为在高温、高应变范围发生动态再结晶，在此，若处于动态再结晶的临界应变以上，则再结晶粒径与初期粒度、应变量无关，仅由加工温度来决定动态再结晶的高温、高压下，这在实际轧制中很难实现，而且由于再结晶粒度粗，对实际控制轧制的晶粒细化本身没有太大意义。在中间温度加工量中，初期粒度和加工量对再结晶影响大。因此，最好是一边使再结晶产生的同时，分阶段使晶粒细化。实际的连续冷却轧制，在中等程度加工量时，即使发展再结晶，也不具有现实意义。但是，如果加工前晶粒很细，这时对再结晶进行充分加工的话，再结晶将于数秒内结束，变成二者择一的处理。在该范围如果给再结晶以必要的轧制道次压下量，则压下量越大，且温度越低，则再结晶粒越微细。通常的轧制是一个道次压下是在20％以下居多，因此1个道次的压下量不再结晶的情况占多，但是一般认为再结晶有某种程度的压下累积效果。　　奥氏体未再结晶区的轧制在粒内引人类似于双晶的变形带，与奥氏体晶界同样为铁素体的核生成点。图2-15表示了奥氏体晶粒伸长造成的晶界面积增加和晶粒内变形带的密度，这些不依赖于加工温度而与未再结晶温度区的累积压下量成比例。将这些铁素体核生成有效的界面积合在一起作为单位体积的有效界面积(Sv（v下标），mm2/mm3（2 3上标）)与未再结晶区的累积压下量之间的关系示于图2-16。当然未再结晶粒径越小，且未再结晶变形的压下量越大，则Sv（v下标）越大。图2-20表示出了Sv（v下标）和铁素体粒度的关系，铁索体与Sv（v下标）同时细化。尤其是与再结晶奥氏体相比，未再结晶奥氏体产生的相变晶粒细化的原因可认为是加工状态的界面上核的产生更具活性化，相变的驱动力也更大。此外在该报告中，还提到了对未再结晶加工引起相变温度上升、贝氏体状组织的问题、集合组织以及合金元素的影响等等，在此省略。但是，在以奥氏体的晶粒细化为主时，仅仅在以连续轧制的前提下，可将精轧温度确定在控制轧制的程度。另外，在以未再结晶区轧制为主时，取再结晶温度(950-850℃以下的累积压下率是较合理的。事实上针对断口转变温度为－40—－60℃的要求，不论是以细晶粒再结晶为主的轧制，还是以未再结晶区为主的轧制，二者都可以适应。但是，对于—100℃以下的要求，则必须综合两方面因素来处理，可以说从加热开始的全轧制工艺的最佳化是必须的。　　6．2．2? 双相(γ＋α)区轧制及其他新的轧制方法　　田中等人提出了“控制轧制3阶段工艺”，即第1阶段是在1000℃以上轧制的同时再结晶阶段；第2阶段是从950℃到A在未再结晶状态加工奥氏体的阶段，该阶段铁素体晶粒细化已经广为人知；第3阶段是在低于Ar3（r3下标）温度的γ＋α区的轧制，由铁素体轧制集合组织(100)的强度来判断铁素体的相变量及加工度。根据测定结果，奥氏体加工时，若施加30％的加工量Ar3（r3下标）就会因应变诱发相变升高50％。系统化地改变铁素体相变量进行轧制时的强度、韧性变化示于图6-2。如果增加第3阶段的加工程度，可得到强度的上升和转变温度的降低，同时冲击试样断裂的分离(Separation)会增加。在此强度上升主要是铁素体加工带来的位错下部组织引起的，转变温度明显降低，除了铁素体的晶粒细化之外，还因(100)集合组织发展促使分离增加。此外，在第1阶段的粗大奥氏体轧制中，如果一个道次的压下率为8％，会造成应变诱发引起的奥氏体晶界的移动，生成局部粗大晶粒，同一作者在另一篇报告中也论述了同样的现象，避免这一现象的方法之一可采用低温加热措施。　　后来桥本等人对双相区轧制的效果作了同样报告。该范围的轧制是轧制温度低，加工量越大，强度上升越