材料加工組織性能控制新2022/12/2材料加工組織性能控制新材料加工組織性能控制新2022/12/1材料加工組織性能控制1控制軋制(Controlledrolling)：熱軋過程中通過對金屬加熱制度、變形制度和溫度制度的合理控制，使熱塑性變形與固態相變結合，獲得細小晶粒組織，使鋼材具有優異的綜合力學性能的軋制新工藝。TMCP(ThermoMomechanicalControlledProcessing)：

材料加工組織性能控制新控制軋制(Controlledrolling)：熱軋過程中2圖3-l各種軋制程序的模式圖CR-—控制軋制；AcC一控制冷卻低溫軋制的優點：細化鐵素體晶粒。材料加工組織性能控制新圖3-l各種軋制程序的模式圖低溫軋制的優點：細化鐵素體晶33.1.2鐵素體晶粒尺寸的控制3.1.2.1鐵素體晶粒尺寸的計算式

奧氏體相變過程示意圖材料加工組織性能控制新3.1.2鐵素體晶粒尺寸的控制奧氏體相變過程示意圖材料加4奧氏體晶粒直徑鐵素體晶核按拋物線規律長大的速度常數鐵素體晶粒的形核速率

材料加工組織性能控制新奧氏體晶粒直徑鐵素體晶核按拋物線規律長大的速度常數鐵素體晶53.1.2.2變形奧氏體對鐵素體晶粒的細化作用結論：由加工硬化（變形）奧氏體相變得到的鐵素體晶粒比相同尺寸的未變形奧氏體或再結晶奧氏體相變后得到的鐵素體晶粒要細得多。原因：（1）變形使奧氏體的晶界上形成了許多臺階

材料加工組織性能控制新3.1.2.2變形奧氏體對鐵素體晶粒的細化作用結論：由加工6（2）變形奧氏體除了在晶界上生成鐵素體晶核以外，原來奧氏體中的退火孿晶邊界以及由于變形而形成的變形帶，也是鐵素體的形核基地。材料加工組織性能控制新（2）變形奧氏體除了在晶界上生成鐵素體晶核以外，原來材料加工73.1.2.3冷卻速度對鐵素體晶粒尺寸的影響（1）細化相變前的奧氏體晶粒；（2）在細化奧氏體晶粒的前提下，進一步使奧氏體處于加工硬化狀態；（3）在相變溫度區間加速冷卻。3.1.2.4合金元素的作用（微合金元素作用時再講）材料加工組織性能控制新3.1.2.3冷卻速度對鐵素體晶粒尺寸的影響（1）細化相變83.1.3控制軋制的類型控制軋制方式示意圖(a)奧氏體再結晶區控軋；(b)奧氏體未再結晶區控軋；(c)(+)兩相區控軋材料加工組織性能控制新3.1.3控制軋制的類型控制軋制方式示意圖材料加工組織性能9（1）奧氏體再結晶區控制軋制(又稱I型控制軋制)條件：950℃以上再結晶區域變形。主要目的：對加熱時粗化的初始晶粒軋制再結晶細化相變后細小的晶粒。相變前的晶粒越細，相變后的晶粒也變得越細。材料加工組織性能控制新（1）奧氏體再結晶區控制軋制(又稱I型控制軋制)材料加工組織10（2）奧氏體未再結晶區控制軋制(又稱為Ⅱ型控制軋制)條件：950C～Ar3之間進行變形。目的：晶粒沿軋制方向伸長，晶粒內部產生形變帶。晶界面積，的形核密度，進一步促進了晶粒的細化。材料加工組織性能控制新（2）奧氏體未再結晶區控制軋制(又稱為Ⅱ型控材料加工組織性能11(3)(+)兩相區軋制

條件：Ar3點以下軋制。目的：1）未相變晶粒更加伸長，在晶內形成形變帶，相變形成微細的多邊形晶粒；2）已相變后的晶粒變形，于晶粒內形成亞結構，因回復變成內部含有亞晶粒的晶粒。組織：大傾角晶粒和亞晶粒的混合組織。影響：強度升高，脆性轉變溫度（亞晶的出現）。材料加工組織性能控制新(3)(+)兩相區軋制材料加工組織性能控制新12控制軋制三階段示意圖和各階段的組織變化再結晶與未再結晶型控軋示意圖材料加工組織性能控制新控制軋制三階段示意圖和各階段的組織變化再結晶與未再結晶型控133.1.4控制軋制工藝特點(1)控制加熱溫度：

加熱溫度決定軋制前奧氏體晶粒的大小，溫度越低晶粒越細。低溫加熱優點：（1）避免奧氏體晶粒變粗大。（2）縮短延遲冷卻時間，粗軋和精軋幾乎可連續進行。缺點：（1）要減小板坯的厚度。（2）含鈮鋼中鈮未固溶，達不到預期的析出強化效果。材料加工組織性能控制新3.1.4控制軋制工藝特點(1)控制加熱溫度：加熱溫14(2)控制軋制溫度奧氏體區軋制：要求最后幾道次的軋制溫度要低。原因：一般低碳結構鋼終軋溫度：830C或者更低些。軋制含Nb鋼：控制在750C左右。材料加工組織性能控制新(2)控制軋制溫度一般低碳結構鋼終軋溫度：830C或者更15I型控制軋制原則：1)連續軋制，不要間歇，尤其在的高溫側(動態再結晶區)，原因：

2)道次變形量應大于臨界變形量，使全部晶粒能進行再結晶，避免混晶產生。原因：(+)兩相區軋制：壓下率的增加會使位錯密度增大，亞晶發達和產生織構等，使鋼材的強度升高，低溫韌性得到改善。II型控制軋制：要有足夠的總變形量，可以不過分強調道次變形量。原因：(3)控制變形程度

材料加工組織性能控制新I型控制軋制原則：1)連續軋制，不要間歇，尤其在的高溫(16(1)盡可能降低加熱溫度，目的：(2)在中間溫度區通過反復再結晶使奧氏體晶粒微細化。(3)加大奧氏體未再結晶區的累積壓下量，增加奧氏體每單位體積的晶粒界面積和變形帶面積。3.1.5控制軋制的實質材料加工組織性能控制新(1)盡可能降低加熱溫度，目的：3.1.5控制軋制的實17圖3-3多道次軋制時軋制溫度的影響(實驗室數據)0.18C-1.36Mn鋼，各道次壓下率20％，9個道次軋制到20mm軋制溫度變化范圍(開始一結束)為200C材料加工組織性能控制新圖3-3多道次軋制時軋制溫度的影響(實驗室數據)材料加工18圖3-4軋制溫度對鐵素體晶粒直徑、屈服點及斷口轉變溫度的影響(0.14C-1.3Mn-0.03Nb系鋼)

加熱溫度終軋溫度材料加工組織性能控制新圖3-4軋制溫度對鐵素體晶粒直徑、屈服點及斷口轉變溫度的19(1)使鋼材的強度和低溫韌性有較大幅度的改善。原理：細化晶粒。常規軋制工藝：鐵素體晶粒7～8級；控制軋制工藝：鐵素體晶粒可達12級，直徑可為5m。(2)可節省能源和使生產工藝簡化。

途徑：1）降低鋼坯的加熱溫度；2）取消軋后的常化處理或淬火回火處理。(3)可以充分發揮微量合金元素的作用（后面講）。3.1.6控制軋制的效應材料加工組織性能控制新(1)使鋼材的強度和低溫韌性有較大幅度的改善。3.1.6控20表3-136CrSi鋼用控軋工藝和用常規工藝后的機械性能機械性能

加工方式b(N/mm2)0.2(N/mm2)5(%)(%)(J／cm2)HRC

高溫控制軋制工藝常規工藝1000103085085078583560064012148384640426075404531-材料加工組織性能控制新表3-136CrSi鋼用控軋工藝和用常規工藝后的機械性能21冷加工與高溫變形：3.2鋼的奧氏體形變與再結晶（I型控制軋制）3.2.1熱變形過程中的奧氏體再結晶行為3.2.1.1動態再結晶OABC真應力-應變曲線由三階段組成：第一階段（OA段）：高溫小變形時奧氏體結構發生兩個方面的變化：加工硬化及材料的軟化。特點：OA材料加工組織性能控制新冷加工與高溫變形：3.2鋼的奧氏體形變與再結晶（I型控制軋22OABC第二階段：發生動態再結晶。(AB段)臨界變形量:cAB材料加工組織性能控制新OABC第二階段：發生動態再結晶。(AB段)臨界變形量:23曲線的最大應力值p(或s)、、T之間可用Zener-Hollomon因子Z表示：溫度補償變形速率因子變形活化能氣體常數絕對溫度常數應力指數材料加工組織性能控制新曲線的最大應力值p(或s)、、T之間可用溫度補24第三階段，兩種情況：1）連續動態再結晶條件：c<r(r：由動態再結晶產生核心到全部完成一輪再結晶所需的變形量)。材料加工組織性能控制新第三階段，兩種情況：材料加工組織性能控制新252）間斷動態再結晶條件：c>r材料加工組織性能控制新2）間斷動態再結晶材料加工組織性能控制新26圖3-3Q235鋼變形條件對真應力-真應變曲線的影響(a)變形溫度的影響，變形速度；(b)變形速度的影響，變形溫度T=1000C材料加工組織性能控制新圖3-3Q235鋼變形條件對真應力-真應變曲線的影響材料加273.2.1.2動態再結晶的控制（1）動態再結晶發生條件動態再結晶難發生的原因：發生動態再結晶的條件：>c影響動態再結晶臨界變形量的因素：1）變形溫度和變形速度；2）鋼的化學成分，如奧氏體型Fe-Ni-Cr合金的c

比純的-Fe大得多；3）材料的初始晶粒尺寸的影響。材料加工組織性能控制新3.2.1.2動態再結晶的控制材料加工組織性能控制新2818-8不銹鋼起始晶粒尺寸（D0）對高溫形變組織和加工因子（Z、、）關系的影響材料加工組織性能控制新18-8不銹鋼起始晶粒尺寸（D0）對高溫形變組織和加工材料加29（2）動態再結晶的組織動態再結晶是一個混晶組織，平均晶粒尺寸只由加工條件（變形溫度、變形速率）決定。變形溫度低、變形速率大，則愈小。動態再結晶是存在一定加工硬化程度的組織。材料加工組織性能控制新（2）動態再結晶的組織材料加工組織性能控制新303.2.2熱變形間隙時間內鋼的奧氏體再結晶行為靜態再結晶：形變停止后發生的再結晶過程。靜態回復：作用？材料加工組織性能控制新3.2.2熱變形間隙時間內鋼的奧氏體再結晶行為靜態再結晶：31(1)應力應變曲線圖11000℃，5s-1時不同道次間隔時間的雙道次應力-應變曲線材料加工組織性能控制新(1)應力應變曲線圖11000℃，5s-1時不同道次間隔32（2）靜態再結晶動力學曲線

X——靜態再結晶率，%；m——第一道次卸載時對應的應力值，MPa；0——第一道次塑性變形時的屈服應力值，MPa；r——第二道次熱壓縮時的屈服應力值，MPa。圖2靜態再結晶率各應力值的確定材料加工組織性能控制新（2）靜態再結晶動力學曲線X——靜態再結晶率，%；圖233圖3-8原始晶粒直徑和軋制溫度對再結晶所必需的臨界壓下率的影響

Si—Mn鋼臨界變形量小，原始晶粒度和變形量的影響也小。3.2.3靜態再結晶的控制（1）靜態再結晶的臨界變形量影響臨界變形量的因素：1)變形溫度、原始奧氏體晶粒度、微合金元素。

與Si—Mn鋼比，Nb鋼的再結晶臨界變形量明顯增大。材料加工組織性能控制新圖3-8原始晶粒直徑和軋制溫度對再結晶所必需的臨界壓下率342）變形后的停留時間變形后停留時間長，再結晶所需要的臨界變形量就小。

圖3-91050C加熱，在不同溫度下軋制，軋后停留時間不同對奧氏體再結晶臨界變形量的影響1-再結晶開始曲線，軋后停留2s；2-再結晶開始曲線，軋后停留20s；3-再結晶終了曲線，軋后停留2s；4-再結晶終了曲線，軋后停留20s材料加工組織性能控制新2）變形后的停留時間圖3-91050C加熱，在不同溫度35(2)靜態再結晶速度1）熱加工工藝的影響：變形量、變形速度、變形后的停留溫度

回復和再結晶速度；

2）微量元素將強烈地阻止再結晶的發生。影響因素：材料加工組織性能控制新(2)靜態再結晶速度1）熱加工工藝的影響：變形量、變形36圖3-100.2%C鋼與Nb鋼等溫再結晶的動力學曲線（實線為碳鋼；虛線為鈮鋼）

材料加工組織性能控制新圖3-100.2%C鋼與Nb鋼等溫再結晶的動力學曲線（實37(3)靜態再結晶數量

圖3-11軋制溫度、軋后空延時間對奧氏體再結晶百分數的影響

1.1000C軋制，停留15S；2.1000C軋制，停留2S；3.850C軋制，停留15S；4.850C軋制，停留2S；

奧氏體再結晶百分數隨變形量與變形溫度的增加而增加。材料加工組織性能控制新(3)靜態再結晶數量圖3-11軋制溫度、軋后空延時間對38微合金元素對靜態再結晶數量的影響：1)抑制奧氏體再結晶。2)和不含微合元素的鋼相比，在同樣變形條件下，再結晶數量減少，奧氏體平均晶粒尺寸增大。材料加工組織性能控制新微合金元素對靜態再結晶數量的影響：材料加工組織性能控制新39(4)再結晶區域圖作用：劃分：三個區域，即再結晶區、部分再結晶區和未再結晶區。

圖3-12壓下溫度和壓下率對再結晶行為和再結晶晶粒直徑產生影響的再結晶區域圖材料加工組織性能控制新(4)再結晶區域圖圖3-12壓下溫度和壓下率對再結晶40試驗用試樣：由該階梯試樣可獲得一次軋制后不同變形程度（10%～80%，輥縫：7.2mm）下的再結晶組織。動態再結晶實驗方法：材料加工組織性能控制新試驗用試樣：由該階梯試樣可獲得一次軋制后不同變形程度動態再結41試驗鋼再結晶規律研究試驗工藝材料加工組織性能控制新試驗鋼再結晶規律研究試驗工藝材料加工組織性能控制新42試驗結果與分析：1）變形量對奧氏體再結晶百分數的影響材料加工組織性能控制新試驗結果與分析：材料加工組織性能控制新43圖3.2試驗用X70W管線鋼在T=1100℃時的再結晶金相照片1—10%；2—20%；3—30%；4—40%；材料加工組織性能控制新圖3.2試驗用X70W管線鋼在T=1100℃時的再結晶金相442）變形溫度對奧氏體再結晶百分數的影響（℃）圖3.3X70W管線鋼變形溫度對再結晶百分數的影響材料加工組織性能控制新2）變形溫度對奧氏體再結晶百分數的影響圖3.3X70W管45圖3.4試驗用X70W管線鋼在T=850℃時的再結晶金相照片1—10%；2—20%；3—30%；4—40%；材料加工組織性能控制新圖3.4試驗用X70W管線鋼在T=850℃時的再結晶金相照46圖3.4試驗用X70W管線鋼在T=850℃時的再結晶金相照片5—50%；6—60%；7—70%；8—80%材料加工組織性能控制新圖3.4試驗用X70W管線鋼在T=850℃時的再結晶金相照47X70W鋼再結晶區域圖材料加工組織性能控制新X70W鋼再結晶區域圖材料加工組織性能控制新48圖2靜態再結晶率各應力值的確定

X——靜態再結晶率，%；m——第一道次卸載時對應的應力值，MPa；0——第一道次塑性變形時的屈服應力值，MPa；r——第二道次熱壓縮時的屈服應力值，MPa。材料加工組織性能控制新圖2靜態再結晶率各應力值的確定X——靜態再結晶率，%493.3未再結晶區奧氏體的變形3.3.1再結晶的延遲晶粒細化有極限。

圖3-1熱軋態及熱態普碳鋼中，相變瞬間前的晶粒尺寸與、相變率（晶粒尺寸與晶粒尺寸的比值）之間的關系(1)0.10%C-0.25Si%-1.4%Mn鋼；(2)0.05%.C-0.25%Si-1.20%Mn鋼轉換比（A／F）：轉變前的奧氏體晶粒直徑與轉變后的鐵素體晶粒直徑之比，與化學成分有關。材料加工組織性能控制新3.3未再結晶區奧氏體的變形晶粒細化有極限。圖3-1熱50控制軋制過程的三個階段及各階段微觀組織隨變形而變化的示意圖特點：晶粒伸長，晶內產生形變帶，此形變帶可起到晶核生成晶界面的作用。材料加工組織性能控制新控制軋制過程的三個階段及各階段微觀組織隨變形而變化的示意圖特51總結：由未再結晶變形

的轉變比由已再結晶的無變形轉變所生成的晶粒要細得多，得到變形非常重要。可以通過變形后抑制或延遲再結晶的進行來實現。延遲回復和再結晶的因素有兩個：（放第4章講）1)合金元素；2)溫度。材料加工組織性能控制新總結：由未再結晶變形的轉變比由已再結材料加工組織性能523.3.2變形帶的形成和作用圖3-8(a)具有變形帶的拉長晶粒，其中變形帶是未再結晶區變形所產生的；(b)部分轉變的晶粒組織中形成的先共析變形帶的作用：提供鐵素體形核點，使晶粒細化。材料加工組織性能控制新3.3.2變形帶的形成和作用圖3-8(a)具有變形帶的拉長53影響變形帶的因素：1)變形量：變形<30％時，增加很微弱，易造成混粒組織，原因：（值得注意！）

變形>30％時，迅速增加。2)變形溫度：變形帶密度幾乎不受未再結晶區變形溫度的影響（超過1000C時，迅速減少）。圖3-9含0.03%Nb的鋼中，晶界面積(a)和變形帶密度(b)同未再結晶區壓下率的關系材料加工組織性能控制新影響變形帶的因素：圖3-9含0.03%Nb的鋼中，晶界面54常規熱軋和控制軋制在組織轉變上的區別：前者的晶粒全部在晶界處成核，后者則在晶粒內部和晶界成核。 對成核率而言，變形帶等價于晶界，意味著一個晶粒可以被變形帶分割成幾個小的部分。材料加工組織性能控制新材料加工組織性能控制新55圖3-10熱軋態及熱處理態鋼中晶粒成核地點及所生成的晶粒組織材料加工組織性能控制新圖3-10熱軋態及熱處理態鋼中晶粒成核地點及所生成的晶56圖3-12表明，未再結晶區軋制變形30％的工具鋼中，珠光體相變的成核地點不同：a)相變初期，珠光體優先于晶界成核；b)隨著變形的進行，珠光體在退火孿晶界和晶界處均發生成核；c)珠光體于變形帶上成核；d)珠光體于晶粒內部成核。材料加工組織性能控制新圖3-12表明，未再結晶區軋制變形30％的工具鋼中，珠材料加573.4變形后奧氏體向鐵素體的轉變（1）從再結晶奧氏體晶粒生成鐵素體晶粒特點：鐵素體晶粒在奧氏體晶界上生成，在晶內不成核。生成的鐵素體魏氏組織的形成取決于：鋼的化學成分（C含量在0.15～0.5%之間易形成魏氏組織）；奧氏體晶粒的大小（奧氏體晶粒小于5級）和冷卻速度（快）。加快冷卻速度可以細化鐵素體晶粒，改善材料的力學性能，條件：不產生魏氏組織。塊狀(等軸的)先共析鐵素體(魏氏組織鐵素體)材料加工組織性能控制新3.4變形后奧氏體向鐵素體的轉變塊狀(等軸的)先共析鐵素體58圖3-1熱軋條件與所得到的魏氏組織級別關系材料加工組織性能控制新圖3-1熱軋條件與所得到的魏氏組織級別關系材料加工組織性能59（2）從部分再結晶奧氏體晶粒生成鐵素體晶粒部分再結晶奧氏體晶粒由兩部分組成：再結晶晶粒：

特點：

未再結晶晶粒：

特點：

存在問題：鐵素體不均勻，對強度、韌性的影響：

解決方法：多道次軋制，產生形變帶，轉變后也可得到細小的鐵素體晶粒。材料加工組織性能控制新（2）從部分再結晶奧氏體晶粒生成鐵素體晶粒材料加工組織性能控60

奧氏體向鐵素體轉變可分成以下類型：

IA型：熱軋后奧氏體發生再結晶，轉變前粗化，轉變時易形成魏氏組織鐵素體和珠光體。

IB型：熱軋后奧氏體發生再結晶，轉變前晶粒度6級，鐵素體晶核在奧氏體晶界上形成，獲得具有等軸鐵素體與珠光體的均勻組織。再結晶型的控制軋制。Ⅱ型：熱軋溫度低，熱軋后變形的奧氏體晶粒不發生再結晶，鐵素體在剛軋完后就在變形帶邊界處和晶界處成核，形成細小的等軸晶粒。隨后在奧氏體晶內也形成多邊形的鐵素體晶粒和珠光體。Ⅱ型轉變中不形成魏氏組織和上貝氏體。未再結晶型的控制軋制。鐵素體細化的程度：Ⅱ型>IB型>過渡>IA型，Ⅱ型最細。材料加工組織性能控制新奧氏體向鐵素體轉變可分成以下類型：材料加工組613.5變形條件對奧氏體向鐵素體轉變溫度Ar3的影響3.5.1變形條件對Ar3溫度的影響兩種情況：1）在奧氏體再結晶區變形造成奧氏體晶粒的細化，影響Ar3溫度；2）在奧氏體未再結晶區變形造成變形帶的產生和畸變能的增加，影響Ar3溫度。形變誘導相變：

材料加工組織性能控制新3.5變形條件對奧氏體向鐵素體轉變溫度Ar3的材料加工組62（1）加熱溫度的影響：原始奧氏體晶粒愈粗大，Ar3溫度愈低。圖3-6初始奧氏體晶粒度(加熱溫度)和變形量對Ar3溫度的影響(軋制溫度900C)材料加工組織性能控制新（1）加熱溫度的影響：原始奧氏體晶粒愈粗大，Ar3溫度愈低。63(2)軋制溫度的影響圖3-7變形溫度對Ar3的影響材料加工組織性能控制新(2)軋制溫度的影響圖3-7變形溫度對Ar3的影響材料64（3）變形量的影響高溫變形時：低溫變形時：低溫大變形，形變誘導相變的結果。

圖3-8含鈮16Mn鋼的道次變形量與Ar3的關系(加熱溫度1180C，20min)材料加工組織性能控制新（3）變形量的影響圖3-8含鈮16Mn鋼的道次變形65Nb鋼在再結晶溫度以下變形對C曲線的影響，加熱溫度為1250C880C，30%變形；-----無變形材料加工組織性能控制新Nb鋼在再結晶溫度以下變形對C曲線的影響，加熱溫度為125066（4）冷卻速度的影響冷卻速度，Ar3。有無變形，規律相同。在同樣的冷卻速度下，變形使Ar3，其影響是隨冷卻速度的提高而增大。圖3-9冷卻速度對Ar3的影響（加熱溫度1200℃，沒有形變試樣的相變溫度）；-870℃軋制形變30%試樣的相變溫度材料加工組織性能控制新（4）冷卻速度的影響圖3-9冷卻速度對Ar3的影響材料加67貝氏體轉變以擴散型與共格型轉變的混合機制發展的。變形使連續轉變時的貝氏體轉變開始溫度上升，縮短了孕育期。轉變結束的溫度曲線向右下方移動，表明變形使貝氏體轉變結束階段變慢。變形使珠光體轉變加速，從而使鋼的淬透性變壞。3.5.2變形條件對奧氏體向珠光體、貝氏體轉變的影響材料加工組織性能控制新貝氏體轉變以擴散型與共格變形使連續轉變時轉變結束的溫度曲線向68應變初期，流變應力迅速增加，隨后緩慢增加，最后達到某一穩定值。曲線中沒有峰值應力，意味著穩態區域發生的是動態回復而不是動態再結晶。在加工硬化區產生胞狀組織。在穩定區則產生亞晶粒并相應地發生動態回復。3.6兩相區控制軋制3.6.1鐵素體的變形與再結晶3.6.1.1鐵素體熱加工中的組織變化鐵素體為體心立方結構，層錯能較高，容易進行位錯的攀移和交滑移過程。因此在熱加工過程中易于發生動態回復，而且動態回復可以完全和應變硬化相平衡，從而使應變能難以達到使鐵素體發生動態再結晶的水平，因而在熱加工過程中一般是不易發生動態再結晶的。鐵素體熱加工時的動態軟化方式是：材料加工組織性能控制新應變初期，流變應力迅速增加，隨后緩慢增加，最后達到某一穩定值693.6.1.2在變形間隙時間里鐵素體發生的組織變化鐵素體在變形的間隙時間里也將發生靜態回復和再結晶軟化過程。產生靜態再結晶:>s（s：靜態再結晶臨界變形量）

形變量對鐵素體靜態再結晶50%所需時間的影響st材料加工組織性能控制新3.6.1.2在變形間隙時間里鐵素體發生的組織變化鐵素體在703.6.2（+）兩相區的變形行為兩相區控制軋制的目的：材料加工組織性能控制新3.6.2（+）兩相區的變形行為兩相區控制軋制的目的711)變形體積百分數一定時，性能與變形程度的關系圖3-2拉伸強度和沖擊功同（+）區變形程度的關系(a)普碳鋼；(b)含鈮鋼bs脆性轉變溫度材料加工組織性能控制新1)變形體積百分數一定時，性能與變形程度的關系圖3-2拉72圖3-3含鈮鋼微觀組織與（+）區壓下率的變化關系(a)和(b)壓下率為0%；(c)和(d)壓下率為30%區變形：僅產生由低位錯密度等軸晶粒組成的微觀織；兩相區變形：生成一種混合晶粒組織：變形轉變成多邊晶粒及變形依賴回復轉變成胞狀組織和亞晶粒。等軸亞晶粒材料加工組織性能控制新圖3-3含鈮鋼微觀組織與（+）區壓下率的變化關系等軸73圖3-4普碳鋼、含釩鋼和含鈮鋼中，在-區進行壓下率為50%軋制時，變形體積百分數與拉伸性能的關系2)一定變形程度下，性能隨變形體積分數的變化關系每一種鋼的屈服和拉伸強度均隨變形體積百分數變化而成線性地增加，但普碳鋼比含鈮鋼或含釩鋼的增加幅度要小些。材料加工組織性能控制新圖3-4普碳鋼、含釩鋼和含鈮鋼中，在-區進行壓下率為5743.6.3兩相區軋制時組織和性能的變化3.6.3.1兩相區控制軋制時鋼材的強韌性能變化(1)溫度的影響

材料加工組織性能控制新3.6.3兩相區軋制時組織和性能的變化材料加工組織性能控制75再結晶軋制+兩相區軋制未再結晶軋制+兩相區軋制材料加工組織性能控制新再結晶軋制+兩相區軋制未再結晶軋制+兩相區軋制材料加工組織性76（2）壓下量的影響不論軋制類型和鋼種如何，TS、YS均隨壓下率增加而單調增加。材料加工組織性能控制新（2）壓下量的影響不論軋制類型和鋼種如何，TS、材料加工組織773.6.3.2（+）兩相區控制軋制時強韌化的定量關系強度關系式：

式中i-內摩擦應力；d-大角度晶粒直徑；fs-亞晶占的體積分數；ky-僅由大角度晶浪構成時y跟晶粒直徑相關的系數；ks-全部組織由亞晶粒構成時y跟亞晶粒直徑相關的系數；ds-亞晶粒直徑。韌性關系式：

式中T-由化學成分決定的值；A、B、C-常數；-由亞晶界存在位錯引起的硬化量；de-亞晶粒集團尺寸（有效晶粒直徑），并ddeds；p-沉淀強化；d-位錯強化。材料加工組織性能控制新3.6.3.2（+）兩相區控制軋制時強韌化的定量關系材783.6.4（+）兩相區軋制時顯微組織的變化（1）微觀組織未相變的晶粒更加拉長，在晶內形成形變帶。相變后的晶粒在受壓縮時在晶粒內形成亞結構。在軋后冷卻過程中，前者發生相變成為微細的多邊形晶粒，后者成為內部包含亞晶粒的晶粒。材料加工組織性能控制新3.6.4（+）兩相區軋制時顯微組織的變化（1）微觀組79（2）鐵素體晶粒尺寸（+）兩相區軋制，軋制溫度740C時壓下率對平均直徑的影響變形程度增加，晶粒變細。材料加工組織性能控制新（2）鐵素體晶粒尺寸（+）兩相區軋制，軋制變形程度增材料80軋制溫度變化引起晶粒大小的變化。材料加工組織性能控制新軋制溫度變材料加工組織性能控制新813.7.4（+）兩相區軋材的織構和分層3.7.4.1（+）兩相區軋材的織構和各向異性圖3-25（+）兩相區軋制的Nb鋼三維織構圖圖3-27各理想取向的屈服強度各向異性（計算值）材料加工組織性能控制新3.7.4（+）兩相區軋材的織構和分層圖3-25（823.7.4.2分層兩相區軋材，即使極低硫化，在以脆性斷口溫度為中心相當廣泛的試驗溫度范圍內也有平行于軋制面的分層。原因：帶狀層由{100}和{111}織構組成，兩種織構變形難易程度不同。材料加工組織性能控制新3.7.4.2分層兩相區軋材，即使極低硫材料加工組織性能控83

溫度顯微組織強度缺口韌性屈服強度加工硬化析出硬化轉變溫度ESA100析出物的數量（100）織構第I階段》950C再結晶區由于反復的再結晶而細化dr=2040m低（取決于晶粒尺寸）00高（取決于晶粒尺寸）高無無第II階段950CAr3不發生再結晶的區晶粒被拉長導入變形帶和位錯使晶粒細化低（取決于晶粒尺寸）00低（取決于晶粒尺寸）高微量無第III階段<Ar3（+）區晶粒不再進一步細化，析出硬化和（100）織構的產生高（晶粒尺寸和其它的影響）少量大量極低（晶粒尺寸和其它的影響）低大量形成表3-2控制軋制三個階段的物理性能變化材料加工組織性能控制新

溫度顯微組織強度缺口韌性屈服強度加工硬化析出硬化轉變溫度E843.8鐵素體區控制軋制3.8.1概述為什么提出鐵素體軋制？鐵素體區熱軋的兩個關鍵：（1）在鐵素體區精軋及終軋；（2）良好的熱軋潤滑條件。鐵素體區軋制特點：粗軋在奧氏體區進行，粗軋后完成奧氏體向鐵素體的轉變，精軋在鐵素體區進行。材料加工組織性能控制新3.8鐵素體區控制軋制材料加工組織性能控制新85材料加工組織性能控制新材料加工組織性能控制新86圖3-12ELC和ULC-Ti鋼的變形抗力圖3-13碳含量對鐵素體區軋制后(終軋溫度：800750C，卷曲溫度：700650C)的斷面屈服強度和韌性的影響材料加工組織性能控制新圖3-12ELC和ULC-Ti鋼的圖3-13碳含量對鐵素873.8.2鐵素體軋制適宜的參數（1）鐵素體軋制適應的產品（2）鐵素體軋制工藝要求1）直接應用的熱軋薄帶鋼，可以替代常規冷軋退火薄板；2）一般用冷軋用鋼；3）深沖、超深沖冷軋用鋼；4）鐵素體區域熱軋后直接退火的鋼板。粗軋在盡可能低的溫度下使奧氏體發生變形，以增加鐵素體的形核率，精軋在鐵素體區進行，隨后采用較高的卷取溫度，以得到粗晶粒的鐵素體，降低熱軋板卷的強度及硬度。

材料加工組織性能控制新3.8.2鐵素體軋制適宜的參數1）直接應用的熱軋薄帶鋼，可883.8.3成分對熱軋深沖板的影響表1SPHC鋼化學成分控制單位：%成分標準CSiMn不大于PS內控＜0.05≤0.040.180.300.0150.008材料加工組織性能控制新3.8.3成分對熱軋深沖板的影響表1SPHC鋼化學成893.8.4熱軋工藝及潤滑條件的影響圖3-14傳統熱軋工藝和新的鐵素體區潤滑軋制工藝的比較材料加工組織性能控制新3.8.4熱軋工藝及潤滑條件的影響圖3-14傳統熱軋工藝90（1）精軋入口和終軋溫度終軋溫度一般控制在730±10℃。碳含量為0.04%的低碳鋼，入口溫度應控制在850800℃。原因：1）的溫度在867℃左右；2）鐵素體較奧氏體軟，在800℃變形不會引起軋機負荷的過高變化。材料加工組織性能控制新（1）精軋入口和終軋溫度終軋溫度一般控制在730±10℃。碳91（2）卷取溫度卷取溫度過高：使帶鋼晶粒粗大，影響產品力學性能；溫度過低：加大卷取功率，且不易卷緊。卷取溫度設定在690±10℃。有利于利用軋后余熱使帶卷實現再結晶退火。（3）壓下量大道次壓下率的熱軋退火板的r值明顯高于小道次壓下率的熱軋退火板的r值。材料加工組織性能控制新（2）卷取溫度材料加工組織性能控制新92（4）潤滑條件圖3-15采用潤滑和不采用潤滑時板材r值的變化a-軋制溫度和潤滑條件對IF鋼熱軋退火板值的影響；b-冷軋退火鋼板在鐵素體區熱軋時采用潤滑和不采用潤滑時r值的差別無潤滑：隨著剪切應變的增大，110的密度增大，111密度減小，板厚方向上存在織構的不均勻性，在再結晶過程結束之后仍然存在，r值不高。有潤滑：表層部位的110密度減小，整個板厚方向上的軋制織構變得均勻，111織構組分占有優勢，使r值提高。

材料加工組織性能控制新（4）潤滑條件圖3-15采用潤滑和不采用潤滑時板材r值的變93圖3-17摩擦系數與熱軋退火板材r值之間的關系材料加工組織性能控制新圖3-17摩擦系數與熱軋退火板材r值之間的關系材料加工組94圖3-18熱軋潤滑對AK鋼和IF鋼變形行為的影響材料加工組織性能控制新圖3-18熱軋潤滑對AK鋼和IF鋼變形行為的影響材料加工組95表2鐵素體軋制試驗序號鋼號規格mmReLRmA1SPHC2.3*125019030545.02SPHC2.3*125018528030.03SPHC2.3*125018030042.54SPHC1.8*125019029032.55SPHC1.8*125018028042.06SPHC3.0*125018528544.0最大

19030545.0最小

18028030.0平均

18529039.0材料加工組織性能控制新表2鐵素體軋制鋼號規格mmReLRmA1SPHC2.3*196表3非鐵素體軋制板卷產品性能檢測情況

序號鋼種規格ReLRmA1SPHC2.50*125032039041.52SPHC2.50*125032539041.53SPHC2.50*125023532035.04SPHC2.50*125024533036.05SPHC2.30*125027536546.06SPHC2.00*125029036545.07SPHC1.80*125032039538.08SPHC1.60*125030037537.0最大32539535.0最小23532046.0材料加工組織性能控制新表3非鐵素體軋制板卷產品性能檢測情況97

a常規軋制b鐵素體軋制常規軋制與鐵素體軋制板卷顯微組織比較材料加工組織性能控制新a常規軋制98對于超低碳熱軋深沖鋼板：（1）加入充分的Ti或Nb使再結晶溫度提高，此時在鐵素體未再結晶區軋制變得容易，軋制織構與冷軋板相似；（2）決定再結晶織構最重要的冶金因素是熱軋過程中固溶C含量，如果通過添加Ti或Nb和采用適當的熱軋條件使固溶C量為零，則可獲得高的；（3）熱軋時必須有良好的潤滑條件。材料加工組織性能控制新對于超低碳熱軋深沖鋼板：材料加工組織性能控制新99圖3-19通過限制終軋道次的固溶碳含量改進熱軋薄板的深沖性能材料加工組織性能控制新圖3-19通過限制終軋道次的固溶碳含量改進熱軋薄板的深沖性100演講完畢，謝謝聽講!再見，seeyouagain3rew2022/12/2材料加工組織性能控制新演講完畢，謝謝聽講!再見，seeyouagain3rew101材料加工組織性能控制新2022/12/2材料加工組織性能控制新材料加工組織性能控制新2022/12/1材料加工組織性能控制102控制軋制(Controlledrolling)：熱軋過程中通過對金屬加熱制度、變形制度和溫度制度的合理控制，使熱塑性變形與固態相變結合，獲得細小晶粒組織，使鋼材具有優異的綜合力學性能的軋制新工藝。TMCP(ThermoMomechanicalControlledProcessing)：

材料加工組織性能控制新控制軋制(Controlledrolling)：熱軋過程中103圖3-l各種軋制程序的模式圖CR-—控制軋制；AcC一控制冷卻低溫軋制的優點：細化鐵素體晶粒。材料加工組織性能控制新圖3-l各種軋制程序的模式圖低溫軋制的優點：細化鐵素體晶1043.1.2鐵素體晶粒尺寸的控制3.1.2.1鐵素體晶粒尺寸的計算式

奧氏體相變過程示意圖材料加工組織性能控制新3.1.2鐵素體晶粒尺寸的控制奧氏體相變過程示意圖材料加105奧氏體晶粒直徑鐵素體晶核按拋物線規律長大的速度常數鐵素體晶粒的形核速率

材料加工組織性能控制新奧氏體晶粒直徑鐵素體晶核按拋物線規律長大的速度常數鐵素體晶1063.1.2.2變形奧氏體對鐵素體晶粒的細化作用結論：由加工硬化（變形）奧氏體相變得到的鐵素體晶粒比相同尺寸的未變形奧氏體或再結晶奧氏體相變后得到的鐵素體晶粒要細得多。原因：（1）變形使奧氏體的晶界上形成了許多臺階

材料加工組織性能控制新3.1.2.2變形奧氏體對鐵素體晶粒的細化作用結論：由加工107（2）變形奧氏體除了在晶界上生成鐵素體晶核以外，原來奧氏體中的退火孿晶邊界以及由于變形而形成的變形帶，也是鐵素體的形核基地。材料加工組織性能控制新（2）變形奧氏體除了在晶界上生成鐵素體晶核以外，原來材料加工1083.1.2.3冷卻速度對鐵素體晶粒尺寸的影響（1）細化相變前的奧氏體晶粒；（2）在細化奧氏體晶粒的前提下，進一步使奧氏體處于加工硬化狀態；（3）在相變溫度區間加速冷卻。3.1.2.4合金元素的作用（微合金元素作用時再講）材料加工組織性能控制新3.1.2.3冷卻速度對鐵素體晶粒尺寸的影響（1）細化相變1093.1.3控制軋制的類型控制軋制方式示意圖(a)奧氏體再結晶區控軋；(b)奧氏體未再結晶區控軋；(c)(+)兩相區控軋材料加工組織性能控制新3.1.3控制軋制的類型控制軋制方式示意圖材料加工組織性能110（1）奧氏體再結晶區控制軋制(又稱I型控制軋制)條件：950℃以上再結晶區域變形。主要目的：對加熱時粗化的初始晶粒軋制再結晶細化相變后細小的晶粒。相變前的晶粒越細，相變后的晶粒也變得越細。材料加工組織性能控制新（1）奧氏體再結晶區控制軋制(又稱I型控制軋制)材料加工組織111（2）奧氏體未再結晶區控制軋制(又稱為Ⅱ型控制軋制)條件：950C～Ar3之間進行變形。目的：晶粒沿軋制方向伸長，晶粒內部產生形變帶。晶界面積，的形核密度，進一步促進了晶粒的細化。材料加工組織性能控制新（2）奧氏體未再結晶區控制軋制(又稱為Ⅱ型控材料加工組織性能112(3)(+)兩相區軋制

條件：Ar3點以下軋制。目的：1）未相變晶粒更加伸長，在晶內形成形變帶，相變形成微細的多邊形晶粒；2）已相變后的晶粒變形，于晶粒內形成亞結構，因回復變成內部含有亞晶粒的晶粒。組織：大傾角晶粒和亞晶粒的混合組織。影響：強度升高，脆性轉變溫度（亞晶的出現）。材料加工組織性能控制新(3)(+)兩相區軋制材料加工組織性能控制新113控制軋制三階段示意圖和各階段的組織變化再結晶與未再結晶型控軋示意圖材料加工組織性能控制新控制軋制三階段示意圖和各階段的組織變化再結晶與未再結晶型控1143.1.4控制軋制工藝特點(1)控制加熱溫度：

加熱溫度決定軋制前奧氏體晶粒的大小，溫度越低晶粒越細。低溫加熱優點：（1）避免奧氏體晶粒變粗大。（2）縮短延遲冷卻時間，粗軋和精軋幾乎可連續進行。缺點：（1）要減小板坯的厚度。（2）含鈮鋼中鈮未固溶，達不到預期的析出強化效果。材料加工組織性能控制新3.1.4控制軋制工藝特點(1)控制加熱溫度：加熱溫115(2)控制軋制溫度奧氏體區軋制：要求最后幾道次的軋制溫度要低。原因：一般低碳結構鋼終軋溫度：830C或者更低些。軋制含Nb鋼：控制在750C左右。材料加工組織性能控制新(2)控制軋制溫度一般低碳結構鋼終軋溫度：830C或者更116I型控制軋制原則：1)連續軋制，不要間歇，尤其在的高溫側(動態再結晶區)，原因：

2)道次變形量應大于臨界變形量，使全部晶粒能進行再結晶，避免混晶產生。原因：(+)兩相區軋制：壓下率的增加會使位錯密度增大，亞晶發達和產生織構等，使鋼材的強度升高，低溫韌性得到改善。II型控制軋制：要有足夠的總變形量，可以不過分強調道次變形量。原因：(3)控制變形程度

材料加工組織性能控制新I型控制軋制原則：1)連續軋制，不要間歇，尤其在的高溫(117(1)盡可能降低加熱溫度，目的：(2)在中間溫度區通過反復再結晶使奧氏體晶粒微細化。(3)加大奧氏體未再結晶區的累積壓下量，增加奧氏體每單位體積的晶粒界面積和變形帶面積。3.1.5控制軋制的實質材料加工組織性能控制新(1)盡可能降低加熱溫度，目的：3.1.5控制軋制的實118圖3-3多道次軋制時軋制溫度的影響(實驗室數據)0.18C-1.36Mn鋼，各道次壓下率20％，9個道次軋制到20mm軋制溫度變化范圍(開始一結束)為200C材料加工組織性能控制新圖3-3多道次軋制時軋制溫度的影響(實驗室數據)材料加工119圖3-4軋制溫度對鐵素體晶粒直徑、屈服點及斷口轉變溫度的影響(0.14C-1.3Mn-0.03Nb系鋼)

加熱溫度終軋溫度材料加工組織性能控制新圖3-4軋制溫度對鐵素體晶粒直徑、屈服點及斷口轉變溫度的120(1)使鋼材的強度和低溫韌性有較大幅度的改善。原理：細化晶粒。常規軋制工藝：鐵素體晶粒7～8級；控制軋制工藝：鐵素體晶粒可達12級，直徑可為5m。(2)可節省能源和使生產工藝簡化。

途徑：1）降低鋼坯的加熱溫度；2）取消軋后的常化處理或淬火回火處理。(3)可以充分發揮微量合金元素的作用（后面講）。3.1.6控制軋制的效應材料加工組織性能控制新(1)使鋼材的強度和低溫韌性有較大幅度的改善。3.1.6控121表3-136CrSi鋼用控軋工藝和用常規工藝后的機械性能機械性能

加工方式b(N/mm2)0.2(N/mm2)5(%)(%)(J／cm2)HRC

高溫控制軋制工藝常規工藝1000103085085078583560064012148384640426075404531-材料加工組織性能控制新表3-136CrSi鋼用控軋工藝和用常規工藝后的機械性能122冷加工與高溫變形：3.2鋼的奧氏體形變與再結晶（I型控制軋制）3.2.1熱變形過程中的奧氏體再結晶行為3.2.1.1動態再結晶OABC真應力-應變曲線由三階段組成：第一階段（OA段）：高溫小變形時奧氏體結構發生兩個方面的變化：加工硬化及材料的軟化。特點：OA材料加工組織性能控制新冷加工與高溫變形：3.2鋼的奧氏體形變與再結晶（I型控制軋123OABC第二階段：發生動態再結晶。(AB段)臨界變形量:cAB材料加工組織性能控制新OABC第二階段：發生動態再結晶。(AB段)臨界變形量:124曲線的最大應力值p(或s)、、T之間可用Zener-Hollomon因子Z表示：溫度補償變形速率因子變形活化能氣體常數絕對溫度常數應力指數材料加工組織性能控制新曲線的最大應力值p(或s)、、T之間可用溫度補125第三階段，兩種情況：1）連續動態再結晶條件：c<r(r：由動態再結晶產生核心到全部完成一輪再結晶所需的變形量)。材料加工組織性能控制新第三階段，兩種情況：材料加工組織性能控制新1262）間斷動態再結晶條件：c>r材料加工組織性能控制新2）間斷動態再結晶材料加工組織性能控制新127圖3-3Q235鋼變形條件對真應力-真應變曲線的影響(a)變形溫度的影響，變形速度；(b)變形速度的影響，變形溫度T=1000C材料加工組織性能控制新圖3-3Q235鋼變形條件對真應力-真應變曲線的影響材料加1283.2.1.2動態再結晶的控制（1）動態再結晶發生條件動態再結晶難發生的原因：發生動態再結晶的條件：>c影響動態再結晶臨界變形量的因素：1）變形溫度和變形速度；2）鋼的化學成分，如奧氏體型Fe-Ni-Cr合金的c

比純的-Fe大得多；3）材料的初始晶粒尺寸的影響。材料加工組織性能控制新3.2.1.2動態再結晶的控制材料加工組織性能控制新12918-8不銹鋼起始晶粒尺寸（D0）對高溫形變組織和加工因子（Z、、）關系的影響材料加工組織性能控制新18-8不銹鋼起始晶粒尺寸（D0）對高溫形變組織和加工材料加130（2）動態再結晶的組織動態再結晶是一個混晶組織，平均晶粒尺寸只由加工條件（變形溫度、變形速率）決定。變形溫度低、變形速率大，則愈小。動態再結晶是存在一定加工硬化程度的組織。材料加工組織性能控制新（2）動態再結晶的組織材料加工組織性能控制新1313.2.2熱變形間隙時間內鋼的奧氏體再結晶行為靜態再結晶：形變停止后發生的再結晶過程。靜態回復：作用？材料加工組織性能控制新3.2.2熱變形間隙時間內鋼的奧氏體再結晶行為靜態再結晶：132(1)應力應變曲線圖11000℃，5s-1時不同道次間隔時間的雙道次應力-應變曲線材料加工組織性能控制新(1)應力應變曲線圖11000℃，5s-1時不同道次間隔133（2）靜態再結晶動力學曲線

X——靜態再結晶率，%；m——第一道次卸載時對應的應力值，MPa；0——第一道次塑性變形時的屈服應力值，MPa；r——第二道次熱壓縮時的屈服應力值，MPa。圖2靜態再結晶率各應力值的確定材料加工組織性能控制新（2）靜態再結晶動力學曲線X——靜態再結晶率，%；圖2134圖3-8原始晶粒直徑和軋制溫度對再結晶所必需的臨界壓下率的影響

Si—Mn鋼臨界變形量小，原始晶粒度和變形量的影響也小。3.2.3靜態再結晶的控制（1）靜態再結晶的臨界變形量影響臨界變形量的因素：1)變形溫度、原始奧氏體晶粒度、微合金元素。

與Si—Mn鋼比，Nb鋼的再結晶臨界變形量明顯增大。材料加工組織性能控制新圖3-8原始晶粒直徑和軋制溫度對再結晶所必需的臨界壓下率1352）變形后的停留時間變形后停留時間長，再結晶所需要的臨界變形量就小。

圖3-91050C加熱，在不同溫度下軋制，軋后停留時間不同對奧氏體再結晶臨界變形量的影響1-再結晶開始曲線，軋后停留2s；2-再結晶開始曲線，軋后停留20s；3-再結晶終了曲線，軋后停留2s；4-再結晶終了曲線，軋后停留20s材料加工組織性能控制新2）變形后的停留時間圖3-91050C加熱，在不同溫度136(2)靜態再結晶速度1）熱加工工藝的影響：變形量、變形速度、變形后的停留溫度

回復和再結晶速度；

2）微量元素將強烈地阻止再結晶的發生。影響因素：材料加工組織性能控制新(2)靜態再結晶速度1）熱加工工藝的影響：變形量、變形137圖3-100.2%C鋼與Nb鋼等溫再結晶的動力學曲線（實線為碳鋼；虛線為鈮鋼）

材料加工組織性能控制新圖3-100.2%C鋼與Nb鋼等溫再結晶的動力學曲線（實138(3)靜態再結晶數量

圖3-11軋制溫度、軋后空延時間對奧氏體再結晶百分數的影響

1.1000C軋制，停留15S；2.1000C軋制，停留2S；3.850C軋制，停留15S；4.850C軋制，停留2S；

奧氏體再結晶百分數隨變形量與變形溫度的增加而增加。材料加工組織性能控制新(3)靜態再結晶數量圖3-11軋制溫度、軋后空延時間對139微合金元素對靜態再結晶數量的影響：1)抑制奧氏體再結晶。2)和不含微合元素的鋼相比，在同樣變形條件下，再結晶數量減少，奧氏體平均晶粒尺寸增大。材料加工組織性能控制新微合金元素對靜態再結晶數量的影響：材料加工組織性能控制新140(4)再結晶區域圖作用：劃分：三個區域，即再結晶區、部分再結晶區和未再結晶區。

圖3-12壓下溫度和壓下率對再結晶行為和再結晶晶粒直徑產生影響的再結晶區域圖材料加工組織性能控制新(4)再結晶區域圖圖3-12壓下溫度和壓下率對再結晶141試驗用試樣：由該階梯試樣可獲得一次軋制后不同變形程度（10%～80%，輥縫：7.2mm）下的再結晶組織。動態再結晶實驗方法：材料加工組織性能控制新試驗用試樣：由該階梯試樣可獲得一次軋制后不同變形程度動態再結142試驗鋼再結晶規律研究試驗工藝材料加工組織性能控制新試驗鋼再結晶規律研究試驗工藝材料加工組織性能控制新143試驗結果與分析：1）變形量對奧氏體再結晶百分數的影響材料加工組織性能控制新試驗結果與分析：材料加工組織性能控制新144圖3.2試驗用X70W管線鋼在T=1100℃時的再結晶金相照片1—10%；2—20%；3—30%；4—40%；材料加工組織性能控制新圖3.2試驗用X70W管線鋼在T=1100℃時的再結晶金相1452）變形溫度對奧氏體再結晶百分數的影響（℃）圖3.3X70W管線鋼變形溫度對再結晶百分數的影響材料加工組織性能控制新2）變形溫度對奧氏體再結晶百分數的影響圖3.3X70W管146圖3.4試驗用X70W管線鋼在T=850℃時的再結晶金相照片1—10%；2—20%；3—30%；4—40%；材料加工組織性能控制新圖3.4試驗用X70W管線鋼在T=850℃時的再結晶金相照147圖3.4試驗用X70W管線鋼在T=850℃時的再結晶金相照片5—50%；6—60%；7—70%；8—80%材料加工組織性能控制新圖3.4試驗用X70W管線鋼在T=850℃時的再結晶金相照148X70W鋼再結晶區域圖材料加工組織性能控制新X70W鋼再結晶區域圖材料加工組織性能控制新149圖2靜態再結晶率各應力值的確定

X——靜態再結晶率，%；m——第一道次卸載時對應的應力值，MPa；0——第一道次塑性變形時的屈服應力值，MPa；r——第二道次熱壓縮時的屈服應力值，MPa。材料加工組織性能控制新圖2靜態再結晶率各應力值的確定X——靜態再結晶率，%1503.3未再結晶區奧氏體的變形3.3.1再結晶的延遲晶粒細化有極限。

圖3-1熱軋態及熱態普碳鋼中，相變瞬間前的晶粒尺寸與、相變率（晶粒尺寸與晶粒尺寸的比值）之間的關系(1)0.10%C-0.25Si%-1.4%Mn鋼；(2)0.05%.C-0.25%Si-1.20%Mn鋼轉換比（A／F）：轉變前的奧氏體晶粒直徑與轉變后的鐵素體晶粒直徑之比，與化學成分有關。材料加工組織性能控制新3.3未再結晶區奧氏體的變形晶粒細化有極限。圖3-1熱151控制軋制過程的三個階段及各階段微觀組織隨變形而變化的示意圖特點：晶粒伸長，晶內產生形變帶，此形變帶可起到晶核生成晶界面的作用。材料加工組織性能控制新控制軋制過程的三個階段及各階段微觀組織隨變形而變化的示意圖特152總結：由未再結晶變形

的轉變比由已再結晶的無變形轉變所生成的晶粒要細得多，得到變形非常重要。可以通過變形后抑制或延遲再結晶的進行來實現。延遲回復和再結晶的因素有兩個：（放第4章講）1)合金元素；2)溫度。材料加工組織性能控制新總結：由未再結晶變形的轉變比由已再結材料加工組織性能1533.3.2變形帶的形成和作用圖3-8(a)具有變形帶的拉長晶粒，其中變形帶是未再結晶區變形所產生的；(b)部分轉變的晶粒組織中形成的先共析變形帶的作用：提供鐵素體形核點，使晶粒細化。材料加工組織性能控制新3.3.2變形帶的形成和作用圖3-8(a)具有變形帶的拉長154影響變形帶的因素：1)變形量：變形<30％時，增加很微弱，易造成混粒組織，原因：（值得注意！）

變形>30％時，迅速增加。2)變形溫度：變形帶密度幾乎不受未再結晶區變形溫度的影響（超過1000C時，迅速減少）。圖3-9含0.03%Nb的鋼中，晶界面積(a)和變形帶密度(b)同未再結晶區壓下率的關系材料加工組織性能控制新影響變形帶的因素：圖3-9含0.03%Nb的鋼中，晶界面155常規熱軋和控制軋制在組織轉變上的區別：前者的晶粒全部在晶界處成核，后者則在晶粒內部和晶界成核。 對成核率而言，變形帶等價于晶界，意味著一個晶粒可以被變形帶分割成幾個小的部分。材料加工組織性能控制新材料加工組織性能控制新156圖3-10熱軋態及熱處理態鋼中晶粒成核地點及所生成的晶粒組織材料加工組織性能控制新圖3-10熱軋態及熱處理態鋼中晶粒成核地點及所生成的晶157圖3-12表明，未再結晶區軋制變形30％的工具鋼中，珠光體相變的成核地點不同：a)相變初期，珠光體優先于晶界成核；b)隨著變形的進行，珠光體在退火孿晶界和晶界處均發生成核；c)珠光體于變形帶上成核；d)珠光體于晶粒內部成核。材料加工組織性能控制新圖3-12表明，未再結晶區軋制變形30％的工具鋼中，珠材料加1583.4變形后奧氏體向鐵素體的轉變（1）從再結晶奧氏體晶粒生成鐵素體晶粒特點：鐵素體晶粒在奧氏體晶界上生成，在晶內不成核。生成的鐵素體魏氏組織的形成取決于：鋼的化學成分（C含量在0.15～0.5%之間易形成魏氏組織）；奧氏體晶粒的大小（奧氏體晶粒小于5級）和冷卻速度（快）。加快冷卻速度可以細化鐵素體晶粒，改善材料的力學性能，條件：不產生魏氏組織。塊狀(等軸的)先共析鐵素體(魏氏組織鐵素體)材料加工組織性能控制新3.4變形后奧氏體向鐵素體的轉變塊狀(等軸的)先共析鐵素體159圖3-1熱軋條件與所得到的魏氏組織級別關系材料加工組織性能控制新圖3-1熱軋條件與所得到的魏氏組織級別關系材料加工組織性能160（2）從部分再結晶奧氏體晶粒生成鐵素體晶粒部分再結晶奧氏體晶粒由兩部分組成：再結晶晶粒：

特點：

未再結晶晶粒：

特點：

存在問題：鐵素體不均勻，對強度、韌性的影響：

解決方法：多道次軋制，產生形變帶，轉變后也可得到細小的鐵素體晶粒。材料加工組織性能控制新（2）從部分再結晶奧氏體晶粒生成鐵素體晶粒材料加工組織性能控161

奧氏體向鐵素體轉變可分成以下類型：

IA型：熱軋后奧氏體發生再結晶，轉變前粗化，轉變時易形成魏氏組織鐵素體和珠光體。

IB型：熱軋后奧氏體發生再結晶，轉變前晶粒度6級，鐵素體晶核在奧氏體晶界上形成，獲得具有等軸鐵素體與珠光體的均勻組織。再結晶型的控制軋制。Ⅱ型：熱軋溫度低，熱軋后變形的奧氏體晶粒不發生再結晶，鐵素體在剛軋完后就在變形帶邊界處和晶界處成核，形成細小的等軸晶粒。隨后在奧氏體晶內也形成多邊形的鐵素體晶粒和珠光體。Ⅱ型轉變中不形成魏氏組織和上貝氏體。未再結晶型的控制軋制。鐵素體細化的程度：Ⅱ型>IB型>過渡>IA型，Ⅱ型最細。材料加工組織性能控制新奧氏體向鐵素體轉變可分成以下類型：材料加工組1623.5變形條件對奧氏體向鐵素體轉變溫度Ar3的影響3.5.1變形條件對Ar3溫度的影響兩種情況：1）在奧氏體再結晶區變形造成奧氏體晶粒的細化，影響Ar3溫度；2）在奧氏體未再結晶區變形造成變形帶的產生和畸變能的增加，影響Ar3溫度。形變誘導相變：

材料加工組織性能控制新3.5變形條件對奧氏體向鐵素體轉變溫度Ar3的材料加工組163（1）加熱溫度的影響：原始奧氏體晶粒愈粗大，Ar3溫度愈低。圖3-6初始奧氏體晶粒度(加熱溫度)和變形量對Ar3溫度的影響(軋制溫度900C)材料加工組織性能控制新（1）加熱溫度的影響：原始奧氏體晶粒愈粗大，Ar3溫度愈低。164(2)軋制溫度的影響圖3-7變形溫度對Ar3的影響材料加工組織性能控制新(2)軋制溫度的影響圖3-7變形溫度對Ar3的影響材料165（3）變形量的影響高溫變形時：低溫變形時：低溫大變形，形變誘導相變的結果。

圖3-8含鈮16Mn鋼的道次變形量與Ar3的關系(加熱溫度1180C，20min)材料加工組織性能控制新（3）變形量的影響圖3-8含鈮16Mn鋼的道次變形166Nb鋼在再結晶溫度以下變形對C曲線的影響，加熱溫度為1250C880C，30%變形；-----無變形材料加工組織性能控制新Nb鋼在再結晶溫度以下變形對C曲線的影響，加熱溫度為1250167（4）冷卻速度的影響冷卻速度，Ar3。有無變形，規律相同。在同樣的冷卻速度下，變形使Ar3，其影響是隨冷卻速度的提高而增大。圖3-9冷卻速度對Ar3的影響（加熱溫度1200℃，沒有形變試樣的相變溫度）；-870℃軋制形變30%試樣的相變溫度材料加工組織性能控制新（4）冷卻速度的影響圖3-9冷卻速度對Ar3的影響材料加168貝氏體轉變以擴散型與共格型轉變的混合機制發展的。變形使連續轉變時的貝氏體轉變開始溫度上升，縮短了孕育期。轉變結束的溫度曲線向右下方移動，表明變形使貝氏體轉變結束階段變慢。變形使珠光體轉變加速，從而使鋼的淬透性變壞。3.5.2變形條件對奧氏體向珠光體、貝氏體轉變的影響材料加工組織性能控制新貝氏體轉變以擴散型與共格變形使連續轉變時轉變結束的溫度曲線向169應變初期，流變應力迅速增加，隨后緩慢增加，最后達到某一穩定值。曲線中沒有峰值應力，意味著穩態區域發生的是動態回復而不是動態再結晶。在加工硬化區產生胞狀組織。在穩定區則產生亞晶粒并相應地發生動態回復。3.6兩相區控制軋制3.6.1鐵素體的變形與再結晶3.6.1.1鐵素體熱加工中的組織變化鐵素體為體心立方結構，層錯能較高，容易進行位錯的攀移和交滑移過程。因此在熱加工過程中易于發生動態回復，而且動態回復可以完全和應變硬化相平衡，從而使應變能難以達到使鐵素體發生動態再結晶的水平，因而在熱加工過程中一般是不易發生動態再結晶的。鐵素體熱加工時的動態軟化方式是：材料加工組織性能控制新應變初期，流變應力迅速增加，隨后緩慢增加，最后達到某一穩定值1703.6.1.2在變形間隙時間里鐵素體發生的組織變化鐵素體在變形的間隙時間里也將發生靜態回復和再結晶軟化過程。產生靜態再結晶:>s（s：靜態再結晶臨界變形量）

形變量對鐵素體靜態再結晶50%所需時間的影響st材料加工組織性能控制新3.6.1.2在變形間隙時間里鐵素體發生的組織變化鐵素體在1713.6.2（+）兩相區的變形行為兩相區控制軋制的目的：材料加工組織性能控制新3.6.2（+）兩相區的變形行為兩相區控制軋制的目的1721)變形體積百分數一定時，性能與變形程度的關系圖3-2拉伸強度和沖擊功同（+）區變形程度的關系(a)普碳鋼；(b)含鈮鋼bs脆性轉變溫度材料加工組織性能控制新1)變形體積百分數一定時，性能與變形程度的關系圖3-2拉173圖3-3含鈮鋼微觀組織與（+）區壓下率的變化關系(a)和(b)壓下率為0%；(c)和(d)壓下率為30%區變形：僅產生由低位錯密度等軸晶粒組成的微觀織；兩相區變形：生成一種混合晶粒組織：變形轉變成多邊晶粒及變形依賴回復轉變成胞狀組織和亞晶粒。等軸亞晶粒材料加工組織性能控制新圖3-3含鈮鋼微觀組織與（+）區壓下率的變化關系等軸174圖3-4普碳鋼、含釩鋼和含鈮鋼中，在-區進行壓下率為50%軋制時，變形體積百分數與拉伸性能的關系2)一定變形程度下，性能隨變形體積分數的變化關系每一種鋼的屈服和拉伸強度均隨變形體積百分數變化而成線性地增加，但普碳鋼比含鈮鋼或含釩鋼的增加幅度要小些。材料加工組織性能控制新圖3-4普碳鋼、含釩鋼和含鈮鋼中，在-區進行壓下率為51753.6.3兩相區軋制時組織和性能的變化3.6.3.1兩相區控制軋制時鋼材的強韌性能變化(1)溫度的影響

材料加工組織性能控制新3.6.3兩相區軋制時組