各種機(jī)械熱處理工藝與傳統(tǒng)工藝的對(duì)比

TMR－熱機(jī)械軋制；L－L處理（中間淬火）；R－熱軋；AC－加速冷卻

CR－控制軋制；N－正火；DQ－直接淬火；RQ－再加熱淬火；T－回火3.控制軋制技術(shù)的進(jìn)展34/47

3.控制軋制技術(shù)的進(jìn)展35/47

奧氏體狀態(tài)：蓄積能量奧氏體晶粒尺寸的大??；奧氏體內(nèi)蓄積能量的高低；奧氏體內(nèi)部缺陷的多少。奧氏體狀態(tài)控制：奧氏體相變條件的控制：通過(guò)控制開(kāi)始冷卻溫度、冷卻速度、冷卻終止溫度、冷卻路徑等，最終實(shí)現(xiàn)相變類(lèi)型、相變產(chǎn)物形態(tài)的控制。鐵素體、珠光體相變貝氏體相變馬氏體相變鐵素體、貝氏體相變相變方向3.控制軋制技術(shù)的進(jìn)展36/47

依據(jù)現(xiàn)代軋制過(guò)程特點(diǎn)（連續(xù)大變形、高應(yīng)變速率、短間歇時(shí)間、低變形溫度）和冷卻過(guò)程特點(diǎn)（變形后短時(shí)間內(nèi)立即進(jìn)入冷卻區(qū)，高冷卻速率），從溫度軸和時(shí)間軸兩方面考慮，提出低碳超細(xì)晶粒鋼的強(qiáng)化機(jī)制：利用軋制過(guò)程得到形變硬化的奧氏體，再通過(guò)快速冷卻過(guò)程對(duì)形變奧氏體的相變進(jìn)行有效控制，實(shí)現(xiàn)細(xì)晶強(qiáng)化和相變強(qiáng)化，可以得到綜合性能滿(mǎn)足工業(yè)應(yīng)用的超細(xì)晶粒鋼。3.1高性能鋼板的研究開(kāi)發(fā)

超細(xì)晶粒鋼37/47

雙相鋼（DP鋼）雙相鋼的顯微組織是軟相鐵素體和（體積分?jǐn)?shù)依賴(lài)于強(qiáng)度）的硬相（通常是馬氏體）組成；軟的鐵素體相通常是連續(xù)的，賦予該鋼優(yōu)良的塑性。當(dāng)它變形時(shí)，變形是集中在低強(qiáng)度的鐵素體相，因而這種鋼顯示出很高的加工硬化率。JSTP，1038，F(xiàn)4DP鋼與HSLA鋼的力學(xué)性能比較3.1高性能鋼板的研究開(kāi)發(fā)38/47

連續(xù)的鐵素體基體；分散的硬質(zhì)第二相：馬氏體和（或）貝氏體該鋼還含有殘余奧氏體，體積分?jǐn)?shù)大于5％；典型：50％鐵素體，35％貝氏體，15％奧氏體?；瘜W(xué)成分：C：0.1～0.4%,Mn：1.0～2.0%，Si：1.0～2.0%，Cr,Nb,Mo,….微量JSTP，1038，F(xiàn)4

相變誘發(fā)塑性效應(yīng)：是指鋼中穩(wěn)定存在的殘余奧氏體在變形過(guò)程中向馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)發(fā)生了相變強(qiáng)化，同時(shí)使塑性提高。相變誘發(fā)塑性鋼（TRIP鋼）3.1高性能鋼板的研究開(kāi)發(fā)39/47

TRIP鋼板與其它高強(qiáng)鋼板的力學(xué)性能比較3.1高性能鋼板的研究開(kāi)發(fā)DP鋼變形時(shí)，分散在軟相中的硬相會(huì)引起高的加工硬化速率；TRIP鋼變形時(shí)殘余奧氏體發(fā)生馬氏體相變，進(jìn)一步提高了高應(yīng)變時(shí)的硬化速率。TRIP在低變形量時(shí)，其硬化速率低于DP鋼，但是這種硬化速率將持續(xù)到高應(yīng)變階段，而DP鋼的硬化速率在高應(yīng)變階段變化不顯著。

40/47

UFC系統(tǒng)的設(shè)置與冷卻制度E1.R1E2.R2E3.R3E4.R4粗軋區(qū)精軋區(qū)層冷區(qū)卷取區(qū)CSFSBF1F2F3F4F5F6F7ACCCL1CL2CL3超快冷卻I超快冷卻II00.54.53.2超快速冷卻技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用41/47

蒂森－克虜伯熱帶軋機(jī)的超快速冷卻3.2超快速冷卻技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用42/47

NKK福山1號(hào)熱軋機(jī)的超快速冷卻3.2超快速冷卻技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用43/47

不同冷卻路徑示意圖I–

后段冷卻II–

兩段冷卻III–

前段冷卻3.3冷卻路徑控制技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用44/47

典型實(shí)例分析：在Gleeble1500熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)上，對(duì)Φ8×15mm的HP295焊瓶鋼試樣進(jìn)行800℃變形后，采用不同冷卻路徑時(shí)的金相照片。其中試樣（a）為800變形之后直接快冷至640℃終冷；而試樣（b）、（c）為800℃變形后先快冷至720℃分別空冷4s、6s后，再快冷至640℃終冷。TtimeTT4s6stimetime(a)FGS:3.14μm(b）4.33μm(c）6.34μm3.3冷卻路徑控制技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用45/47

B1B2B3B4前段冷卻＋660℃卷取

后段冷卻＋660℃卷取

兩段冷卻＋660℃卷取兩段冷卻＋690℃卷取

兩段冷卻（B2）由于在鐵素體轉(zhuǎn)變的臨界溫度區(qū)間內(nèi)空冷，將有利于鐵素體的充分析出，且有利于后析出的細(xì)小鐵素體晶粒長(zhǎng)大，從而使鐵素體的百分含量增加、鐵素體晶粒的大小分布趨于均勻化和等軸化，雖然鐵素體晶粒尺寸稍有增大，但鐵素體量的增加將使珠光體的百分含量顯著降低，珠光體球團(tuán)變小并趨于彌散分布。3.3冷卻路徑控制技術(shù)的工業(yè)應(yīng)用46/47

不同冷卻路徑時(shí)B鋼的珠光體TEM照片

兩段冷卻（B2）所獲得的珠光體球團(tuán)相對(duì)較小且碳化物片層較厚，這是由于兩段式冷卻過(guò)程中，一段冷卻的主要作用是通過(guò)增加過(guò)冷度提高相變驅(qū)動(dòng)力，促進(jìn)鐵素體形核，增加鐵素體百分含量，由于鐵素體析出量的增大必然使鐵