F40高强度船板钢的TMCP工艺及低温韧性研究_学霸学习网
F40高强度船板钢的TMCP工艺及低温韧性研究
山东大学 硕士学位论文 F40高强度船板钢的TMCP工艺及低温韧性研究 姓名：徐洪庆 申请学位级别：硕士 专业：材料工程 指导教师：李胜利;孙卫华
山东大学硕士学位论文摘要针对济钢集团有限公司粗、精轧机的能力及特点，探索了批量生产Ｆ４０船板钢的工艺，首先用济钢生产的连铸坯在中厚板厂进行试验轧制，通过分析轧制工艺与组织性能的关系优化了钢的成分和生产工艺，在初步掌握待开发钢组织、性 能与生产工艺参数关系的基础上进行Ｆ４０船板钢小批量试产，进一步完善工艺， 重点解决了试产中的工艺稳定性及性能合格率。另外，还深入研究了不同工艺条件下Ｆ４０船板钢组织与低温韧性之间的关系。通过系统研究得出以下结果：（１）根据测定的再结晶曲线及ＣＣＴ曲线结合济钢其他级别船板钢的试制经验优化出钢成分和轧制方案：控制轧制时的开轧温度为８４０℃左右，终轧温度８２０ ℃左右，未再结晶区总的压下率６５％左右，轧后采用冷速５℃旭左右控冷，终冷温度４５０℃左右，控冷后的终冷段采取直接堆垛缓冷。（２）用优化后的工艺轧制Ｆ４０船板钢，可以获得针状铁素体＋多边形铁素体混合组织，这种混合组织是一种稳定的组织，在（６００＂Ｃ左右）以下１小时回火 或５５０℃长时间时效，组织改变不显著。微合金碳化物对位错及晶界的钉扎是组织稳定性的主要原因，时效过程中Ｎｂ碳氮化物的进一步析出将提高材料的强度 和硬度。（３）用优化轧制工艺批量生产的三种厚度规格Ｆ４０船板钢的强度、塑性、低温冲击韧性、冷弯性能和焊接性等性能均达到国标要求，这些数据证明本研究确 定的Ｆ４０船板钢成分、工艺是合理可行的，可以用于大批量工业生产。 （４）影响Ｆ４０船板钢低温韧性的最主要因素是铁素体和珠光体的晶粒尺寸。终冷阶段采用直接堆垛冷却时，较快的冷速导致晶粒长大被抑制，从而形成极细 小针状铁素体加准多边形铁素体的复合组织，其韧脆转变温度Ｔｋ达到．７０℃～．８０ ℃；终冷阶段加盖保温罩时，较缓的冷速导致铁素体得以充分生长，最终得到尺 寸相对较大的等轴铁素体晶粒加片状珠光体组织，韧脆转变温度Ｔｋ远高于．６０＂Ｃ。关键词：船板钢，微合金化，控制轧制，控制冷却，低温韧性山东大学硕士学位论文ＡＢＳＴＲＡＣＴＴｈｅ ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｏｆ ｍａｓｓ ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ ｏｆ Ｆ４０ ｓｈｉｐ ｐｌａｔｅ ｓｔｅｅｌ ｗａｓ ｓｔｕｄｉｅｄ ｉｎ ｔｈｅ ｐａｐｅｒ ｉｎｃｏｎｎｅｃｔｉｎｏｎ诵ｍｔｈｅ ｅｑｕｉｐｍｅｎｔ ｓｔａｔｕｓ ｏｆ Ｊｉｎａｎ Ｉｒｏｎ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｇｒｏｕｐ．Ｆｉｒｓｔ，ｏｕｔ ｏｎｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ ｒｏｌｌｉｎｇ Ｗａｓ ｃａｒｄｅｄｔｈｅ ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ ｌｉｎｅ ｏｆ Ｍｅｄｉｕｍ Ｐｌａｔｅ Ｐｌａｎｔ，ｂｙａｎａｌｙｓｉｎｇ ｔｈｅ ｒｅｌａｔｉｏｎｓ ｂｅｔｗｅｅｎ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓａｎｄ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ，ｔｈｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ ａｎｄ ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｗｅｒｅ ｏｐｔｉｍｉｚｅｄ．Ｏｎ ｔｈｅ ｂａｓｉｓ ｏｆ ｍａｓｔｅｒｉｎｇ ｉｎｉｔｉａｌｌｙ ｔｈｅｒｅｌａｔｉｏｎｓ ｏｆ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ，ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｗａｓ ｐｕｔ０１１ａｎｄ ｐｒｏｃｅｓｓ ｐａｒａｍｅｔｅｒｓｔｈｅ Ｆ４０ ｓｈｉｐ ｐｌａｔｅ ｓｔｅｅｌｏｎｓｍａｌｌ ｍａｓｓ ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ ｔｏ ｍａｋｅ ｆｕｒｔｈｅｒ ｉｍｐｒｏｖｅｍｅｎｔｔｈｅｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇａｎｄ ｓｏｌｖｅ ｔｈｅｐｒｏｂｌｅｍｓ ｔｈａｔ ｉｎｖｏｌｖｅ ｃｏｎｓｉｓｔｅｎｃｙ ｏｆ ｔｈｅ ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ａｎｄ ｔｈｅｑｕａｌｉｆｉｅｄｒａｔｅ ｏｆ ｐｒｏｐｅｒｔｙ．Ｔｈｅ ｒｅｌａｔｉｏｎｓｂｅｔｗｅｅｎ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｌｏｗ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｉｍｐａｃｔ ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｕｎｄｅｒ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ ｗｅｒｅ ａｌｓｏ ｓｔｕｄｉｅｄ ｉｎ ｔｈｅ ｐａｐｅｒ．Ｔｈｅｃｏｎｃｌｕｓｉｏｎｓ ｂｙｍｅａｎｓｏｆ ｓｙｓｔｅｒｍ ｓｔｕｄｙａｒｅ ａｓｆｏｌｌｏｗｓ：（１）Ｔｈｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ ａｎｄ ｒｏｌｌｉｎｇ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ ｗｅｒｅ ｏｐｔｉｍｉｚｅｄ ａｃｃｏｒｄｉｎｇ ｔｏ ｔｈｅｓｔａｔｉｃ ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ ｋｉｎｅｔｉｃｓ ｃｕｒｖｅ，ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ ｃｏｏｌｉｎｇ ｔｒａｎｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｃｕｒｖｅｍｅａｓｕｒｅｄａｎｄ ｔｈｅｅｘｐｅｒｉｅｎｃｅ ｏｆ ｐｒｏｄｕｃｉｎｇ ｏｔｈｅｒ ｇｒａｄｅ ｏｆ ｓｔｅｅｌ：ｔｈｅ ｓｔａｒｔｉｎｇ ｒｏｌｌｉｎｇ ａｉｍｓ ｔｏ ８４０＂Ｃ，ｔｈｅ ｆｉｎａｌｚｏｎｅｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｏｆ ｆｉｎｉｓｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ａｉｍｓｔｏ８２０＂（２，ｔｈｅｔｏｔａｌ ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ ｏｆ ｎｏｎ－ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙｃａＩｌｒｏｌｌｉｎｇ ａｉｍｓ ｔｏ ６５％，ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ ｃｏｏｌｉｎｇｂｅ ｕｓｅｄ ａｆｔｅｒ ｒｏｌｌｉｎｇ，ｔｈｅ ｃｏｏｌｉｎｇ ｖｅｌｏｃｉｔｙ ａｉｍｓ ｔｏ ５＂Ｃ／ｓａｎｄ ｔｈｅｆｉｎａｌｃｏｏｌｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ａｉｍｓ ｔｏ４５０＂Ｃ．Ｔｈｅ ｐｌａｔｅｓ Ｃａｎｂｅ ｓｔａｃｋｅｄａｎｄ ｃｏｏｌｅｄｎａｔｕｒｅｌｙ． ｆｅｒｒｉｔｅＣａｌｌ（２）Ｍｉｘｅｄ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｃｏｎｓｉｓｔｉｎｇ ｏｆ ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅａｎｄ ｐｏｌｙｇｏｎｏｕｓａｂｅ ｏｂｔａｉｎｅｄ ｂｙ ｔｈｅ ｏｐｔｉｍｉｚｅｄ ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ，ｔｈｅ ｍｉｘｅｄ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｉｓｋｉｎｄ ｏｆ ｓｔａｂｌｅｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｗｈｉｃｈ ｃｈａｎｇｅｓ ｌｉｔｔｌｅ ｄｕｒｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ ｆｏｒ １ ｈｏｕｒ（ｕｎｄｅｒ ６００＂Ｃ）ｏｒ ａｇｉｎｇ ｆｏｒｌｏｎｇ ｔｉｍｅ ａｔ ５５０＂Ｃ，ｔｈｅ ｐｉｎｎｉｎｇ ｅｆｆｅｃｔｏｎｄｉｓｌｏｃａｙｉｏｎ ａｎｄ ｇｒａｉｎｂｏｕｎｄａｒｙｏｆ ｉｎｔｅｎｓｉｔｙｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｉｎｇ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ Ｗａｓ ｔｈｅ ｒｅａｓｏｎ ｔｈｅ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ Ｗａｓａｎｄ ｈａｒｄｎｅｓｓ ｗｉｌｌｓｔａｂｌｅ．Ｔｈｅｂｅ ｉｎｃｒｅａｓｅｄ ｄｕｅｔｏ ｔｈｅｆｕｒｔｈｅｒ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ ｏｆ ｃａｒｂｏｎｉｔｒｉｄｅｓｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ Ｎｂ ｄｕｒｉｎｇ ａｇｉｎｇ．（３）Ｔｈｅ ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ，ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ，ｌｏｗ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｉｍｐａｃｔ ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ，ｃｏｌｄ ｂｅｎｄｉｎｇｐｒｏｐｅｒｔｙ，ｗｅｌｄａｂｉｌｉｔｙ ａｎｄ ｏｔｈｅｒ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｔｈｅ ｔｈｒｅｅ ｋｉｎｄ ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ ｏｆ Ｆ４０ ｓｈｉｐ ｐｌａｔｅｓｔｅｅｌ ｐｒｏｄｕｃｅｄ ｂｙ ｏｐｔｉｍｉｚｅｄ ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｗｅｒｅ ａｌｌ ｕｐ ｔｏ ｔｈｅ ｒｅｑｕｉｒｅｍｅｎｔｓ ｏｆ ｔｈｅＩＴ山东大学硕士学位论文Ｎａｔｉｏｎａｌ Ｓｔａｎｄａｒｄ．Ｉｔ ｓｈｏｗｓ ｔｈａｔ ｔｈｅ ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ ａｎｄ ｐｒｏｃｅｓｓ ｐａｒａｍｅｔｅｒｓ ｔｈｅ ｐａｐｅｒ ｄｅｓｉｇｎｅｄａｒｅｆｅａｓｉｂｌｅａｎｄ Ｃａｎｂｅ ｐｕｔｏｎｍａｓｓ ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ．ｉｍｐａｃｔ ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ ｏｆ Ｆ４０ ｓｈｉｐ ｐｌａｔｅｓａｌｅ（４）Ｔｈｅ ｍａｉｎ ｆａｃｔｏｒ ｔｈａｔ ａｆｆａｃｔｓ ｔｈｅ ｌｏｗ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｐｌａｔｅ ｓｔｅｅｌ ｉｓ ｔｈｅ ｇｒａｉｎ ｓｉｚｅ ｏｆ ｆｅｒｒｉｔｅａｎｄ ｐｅａｒｌｉｔｅ．Ｗｈｅｎ ｔｈｅｓｔａｃｋｅｄ ａｎｄｃｏｏｌｅｄ ｎａｔｕｒｅｌｙ ａｆｔｅｒ ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ ｃｏｏｌｉｎｇ，ｔｈｅ ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ ｇｒａｉｎ ｉｓ ｉｎｈｉｂｉｔｅｄ ｄｕｅ ｔｏ ｒｅｌａｔｉｖｅｌｙ ｒａｐｉｄ ｃｏｏｌｉｎｇ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ，ｍｉｘｅｄ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｃｏｎｓｉｓｔｉｎｇ ｏｆ ｆｉｎｅ ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ ａｎｄｐｏｌｙｇｏｎｏｕｓｆｅｒｒｉｔｅ ｉｓ ｏｂｔａｉｎｅｄ、＾，ｉｍ ｌｏｗ ｆｒａｃｔｕｒｅ ａｐｐｅａｒａｎｃｅｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｒｅａｃｈｅｄ－７０。Ｃ－－８０。Ｃ；Ｗｈｅｎ ｔｈｅ ｐｌａｔｅｓ ａｒｅ ｐｕｔ ｕｎｄｅｒ ｂｅａｔ ｃｏｖｅｒ，ｔｈｅ ｆｅｒｒｉｔｅｗｉｌｌ ｇｒｏｗ ｆｕｌｌｙ ｄｕｅ ｔｏ ｒｅｔａｒｄｅｄ ｃｏｏｌｉｎｇ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ，ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｃｏｎｓｉｓｔｉｎｇ ｏｆ ｒｅｌａｔｉｖｅｌｙ ｌａｒｇｅ－ｓｉｚｅ ｆｅｒｒｉｔｅａｎｄ ｌａｍｅｌｌａｒｐｅａｒｌｉｔｅ ｉｓ ｏｂｔａｉｎｅｄ、历ｔｌｌ ｆｒａｃｔｕｒｅ ａｐｐｅａｒａｎｃｅｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｆａｒ ｈｉｇｈｅｒ ｔｈａｎ－６０＂Ｃ．Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ：ｓｈｉｐ ｐｌａｔｅ ｓｔｅｅｌ，ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｉｎｇ，ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ ｒｏｌｌｉｎｇ，ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ ｃｏｏｌｉｎｇ，ｌｏｗ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｔｏｕｇｈｎｅｓｓＩＩＩ原创性声明本人郑重声明：所呈交的学位论文，是本人在导师的指导下，独立进 行研究所取得的成果。除文中已经注明引用的内容外，本论文不包含任何 其他个人或集体已经发表或撰写过的科研成果。对本文的研究作出重要贡 献的个人和集体，均己在文中以明确方式标明。本声明的法律责任由本人 承担。论文作者签名：么金ｉ星叁日期：暨丝！！：竺关于学位论文使用授权的声明本人同意学校保留或向国家有关部门或机构送交论文的印刷件和电 子版，允许论文被查阅和借阅；本人授权山东大学可以将本学位论文的全 部或部分内容编入有关数据库进行检索，可以采用影印、缩印或其他复制 手段保存论文和汇编本学位论文。 （保密论文在解密后应遵守此规定）论文作者签名：燃导师签名期：鼍哑托山东大学硕士学位论文第一章绪论１．１船板钢的技术要求和技术现状１．１．１船板钢的技术要求船体结构用钢又称船板钢，主要用于制造远洋、沿海和内河航运船舶的船体、 甲板等。自上世纪５０年代起，船舶向大型化、高速化、自动化方向发展。仅以 船体而言，船壳耗用钢材量占全船重量的６０％左右【１１。船舶工作环境恶劣，船体外壳要承受海水的化学腐蚀、电化学腐蚀和海生物、微生物的腐蚀；还要承受较大的风浪冲击和交变负荷作用；再加上船舶加工成型复杂等原因，所以对船体结构用钢要求严格。对船板钢的技术要求集中在以下几点： （１）为适应船体的大型化和高参数化，首先应尽量减少壁厚和质量，要求提供强 度更高的钢板；为尽量减少船体焊缝长度，要求钢厂提供长度和宽度更大的钢板。（２）为确保船体的安全可靠性，防止脆断产生，要求提供韧性更好的钢板。 （３）要求提供纯度更高（硫、磷及其它有害元素含量更低），偏析更小，非金属夹杂物更少的钢板。（４）要求提供焊接性好，抗裂性好，不预热或预热温度低的钢板，以适应低成本自动化焊接的要求。（５）要求钢板尺寸精确，厚度均匀，耐蚀性好‘１１。 １．１．２船板钢分类 我国船板钢分为一般强度船体结构用钢和高强度船体结构用钢，一般强度船 体结构用钢主要应用于建造沿海、内河和万吨级以下的海洋航区的船舶壳体，高 强度船体结构用钢一般用于万吨级以上的船舶壳体。一般强度船体结构用钢分为 Ａ，Ｂ，Ｄ，Ｅ四个等级，其物理意义分别为不要求冲击韧性和在Ｏ℃、．２０℃、－４０℃下船板钢应达到的冲击韧性标准１２４１。高强度船体结构用钢按最小屈服应力划分级别分为３１５Ｎ／ｍｍ２、３５５ Ｎ／ｍｍ２、３９０Ｎ／ｍｍ２三个等级，其中又按其缺口韧性的不同，每个强度级再分为Ａ、Ｄ、Ｅ、Ｆ四个级别，即Ａ３２，Ｄ３２，Ｅ３２，Ｆ３２，Ａ３６，Ｄ３６，Ｅ３６，Ｆ３６，Ａ４０，Ｄ４０，Ｅ４０和 Ｆ４０共１２个等级【２训。山东大学硕士学位论文１．１．３Ｆ４０高强度船板钢的技术要求由于船舶运行环境恶劣，一旦发生事故后损失巨大，因此船东、船级社、造 船厂对船板的要求较高。船级社的规范中对船板的成分、性能、交货状态等各种 技术参数都做了严格的要求。Ｆ４０是船板中的高级别产品，其技术要求尤为严格。规范对Ｆ４０船板的成分要求见表１．１【３，４】。除表中的常规成分外，还对Ｃｒ、Ｎｉ、 Ｃｕ、Ｍｏ等残余元素的量做了要求，Ｃｒ４０．２０％、Ｎｉ≤０．８０％、Ｃｕ≤０．３５％、Ｍｏ≤Ｏ．０８％。 表１．１、Ｆ４０船板的成分要求 钢级ＦＨ４０ Ｃ ＳｉＭｎ０．９０＂－＂ＰＳＮｂＶＴｉＡｌｓ≤０．１６≤０．５０１．６０ ０．０２５ ０．０２５ ０．０５ ０．１０ ０．０２０ ０．０１５≤≤０．０２～０．０５～≤≥对于以ＴＭＣＰ工艺生产的ＦＨ４０船板，船级社规范还对钢的碳当量进行了规定，要求弋＜５０ｍｍ以下厚度的钢板碳当量要低于０．４０％，而５０ｍｍ－－－＂１００ｍｍ的钢板碳当量应低于０．４２％。 船级社规范对各级船板的交货状态有严格的要求，并根据不同的成分和细化晶粒元素，对船板的交货状态有详细的规定。在国际船级社协会的规范中，船板 的交货状态主要分为ＡＲ（常规热轧）、Ｎ（正火）、ＣＲ（控轧）、ＱＴ（淬火加回火）和ＴＭ等五种，各种交货状态的工艺示意图如图１．１【５１，对于Ｆ４０船板，各 国船级社规范规定了三种交货状态：Ｎ、ＴＭ和ＱＴ。Ｔｙｐｏ ｏｆ Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｒ．帕ｐ●柚Ｉ俺ＡＲＮｏｎｎ■Ｓｂｂ Ｈｅａｔｉｎｇ １０ｒ－ｒｉｐＣｏｎｖｅｎｔｉｏｎａＩ Ｐｒｏｃｅｓｓｅｓ ＮＴｈ．ｒｍｏ－Ｍｅｏｈａｎｉｃａｌ Ｐｒｏｃｅｓｓｅｓ ＴＭＣＲ（ＮＲ’ＯＴＲｅｃｒｙｓｌａｌｌｌｚｅ４Ａ‘憾姆ｎＨｅ ＮｏｒｍａＺＵ．ｈ０ Ⅳ｛ 奎ＩＲ）ｌ、≥Ｒ专＿Ｏｕ斛ｌｄ帅Ｔｅｍｐ． Ｈｏｎ－ｒｅｘ：ｒｙｓｔａｌｔｌｚｅｄ Ａｕｓｔｅｎｌｅ奢Ｒ ｌ专Ｒ强ｌ毫 １毛Ｒ１ｌ＾ｎｏｒＡｃ－●舞飞Ｒ 叁备努垒Ｉ挚妻ＲＪＡｌｉｌｓｌｌｅｆｌｉｔｅ?Ｆ簟ｒｒＮｅＡｒｔｏｒ＇▲空Ｉｌｌ重Ｒ Ｉ ｌ ｌＡｃＣ ｉ蛾■。Ｆｅｎｔｔｅ?Ｐ●憎■ｏｒＸｅｍｐｅｄｎｇＴ―ｒｍ．Ｆｅｎｔｌｅ＋ＢａＪｎｎｅ｝ｌ畦３ｉ●｛●１●『＇Ｐ图１．１国际船级社对船板交货状态的工艺示意图２山东大学硕士学位论文表１．２ Ｆ４０船板的力学性能要求 钢级ＦＨ４０屈服强度（Ｍｐａ） ≥３９０抗拉强度（Ｍｐａ）５１０－－－－６６０伸长率（％） ≥２０一６０℃冲击功（Ｊ） 纵向≥４１横向≥２７表２．１是船级社规范对Ｆ４０船板的性能要求，从表中可看出，规范对Ｆ４０船 板的低温韧性要求很高。 １．１．４国外船板钢生产及技术现状 基础理论研究的突破是新一代船板钢发展的关键，在国际第三次低合金高强度钢会议上，在基础理论方面取得的新进展有两个：一是日本的Ｔ．Ａｒａｋｉ对极低碳ＨＳＬＡ钢中的金相组织分类及特征做了系统论述，为识别低合金高强度钢中的显微 组织提供了理论依据；二是英国的Ｙ．Ｇｌａｄ ｍａｎ阐明了晶粒强化与脱溶强化、固溶强化及其他强化的统一位错机制，为低合金高强度钢的合金设计和工艺探索提 供了理论依据１６］。早在２０世纪６０年代，Ｉｒｗｉｎ和Ｐｉｃｋｅｒｉｎｇ发现当钢中的Ｃ含量接近零时，钢 的连续冷却转变曲线中贝氏体鼻子就会左移以至于在很宽范围的冷却速率下形成贝氏体组织，而且在该条件下马氏体和贝氏体组织两者之间的强度差异达到可 以忽略的程度，Ｃｏｌｄｒｅｎ等人给出贝氏体开始转变温度与强度的线性关系。由于缺少Ｃ的强化作用，可以通过固溶强化获得超过ｌＯＯｋｇ的高屈服强度１７］。 美国海军为了降低高屈服强度钢（ＨＹ８０、１００、１３０等系列钢）的焊接制造成本，从２０世纪８０年代以来开始开发新的高强度微合金钢（ＨＳＬＡ８０，１００，１３０等 系列钢）作为ＨＹ系列钢的替代钢种，新钢种主要是低碳、Ｃｕ析出强化钢或超低 碳贝氏体（ＵＬＣＢ）钢，既满足了ＨＹ系列钢的强度和韧性要求并且易于焊接，在焊接施工中无需预热，所以制造和维修成本都得到降低。ＭｃＥｖｉｌｙ等人强调钢的洁净度同超低碳一样能改善轧制钢板的韧性（这也是 新一代钢铁材料的高强韧性的理论基础）。Ｌｅｓｌｉｅ等人认为去掉间隙元素能消除材 料夏比冲击转变温度对晶粒尺寸的依赖性。虽然早在４０多年前就认识到ＵＬＣＢ 钢的重要性，然而由于当时冶炼超低碳钢（＜Ｏ．０３％Ｃ）在工艺上存在许多困难而 未能实现，现在最新的冶炼技术已为生产ＵＬＣＢ钢提供了条件。 目前，日本、德国、美国、法国、英国、意大利及俄罗斯等国均大力提高中 厚板生产技术，实现了原料连铸化、品种高级化、价格低廉化、板厚精度化。产３山东大学硕士学位论文品具有平直度高、平面板形准确、成材率高和物耗低等优点。１．１．５我国船板生产与发展状况 上世纪九十年代之前我国各中厚板厂装备水平和质量控制能力较低，大多仅 能生产一般强度级别的船板，高强度船板不能满足要求，形成了“造出口船，用进口板＂的局面。近年来，各钢厂对原有中厚板生产线进行改建、扩建，并新建了许多装备先进的生产线，我国船板供应能力大幅度提高。不仅满足了国内船舶 制造业的需求，还能够大量出口。各大钢厂能够生产的船板牌号、厚度、获得认可的船级社数量大大增加。如宝钢集团的浦钢和舞阳钢厂能够生产１２０ｒａｍ以下的Ａ、Ｂ、Ｅ、ＡＨ３６、ＤＨ３２、ＥＨ３６船板，鞍钢的Ａ、Ｂ级船板能够生产到１００ｍｍ， 宝钢８０ｍｍ以下的ＥＨ３０级船板通过了九国船级社的工厂认可，湘潭、新余、济钢等企业４０＂－－－６０ｍｍ的ＥＨ３６、ＦＨ４０船板也具备了生产资格。目前，较大的中厚板生产企业均在开发厚度更大、级别更高的船板，以适应我国造大船、造高附 加值船和海洋采油平台的需要。近年来各钢厂船板产销量见表１．３ｆｓ】。表１．３我国主要船板生产企业近年来的产量 产量，万吨 序号ｌ ２ ３ ４ ５ ６ ７ ８ ９钢厂 鞍钢 浦钢 济钢 新余 重钢 南钢 韶钢 宝钢股份 上述各钢 ｒ合计２００４年７１．６２ ８０．１７ ２２．９０ ｌＯ．７７ ４１．４９ ２６．９６ １７．５４２００５年８７．２４ １１１．７１ ２９．３８ ２６．３０ ４７．６３ ４４．４４ ３４．７ｌ ９．４４２００６年８８．７０ ７２．８４ ６１．８２ ７３．６ｌ ６８．４６ ４６．８８ ３１．４０ ５７．２３ ５００．９４２００７年１２１．８８ ２２．６０ １３１．２ｌ １３１．０６ ７９．８６ ７１．２９ ８３．４０ ６２．９８ ７０４．２８四年合计３６９．４４ ２８７－３２ ２４５．３１ ２４１．７４ ２３７．４４ １８９．５７ １６７．０５ １２９．６５ １８６７．５２２７１．４５３９０．８５１０全国产量３１４．５０ ８６．３ｌ４４６．２２ ８７．５９５９３．２６ ８４．４４１００４．６９ ７０．１０２３５８．６７ ７９．１８八家钢厂船板产量占 全国的比例，％由于高强度船板强度高于一般强度船板，船体设计时，能够降低整船自重， 提高运输效率，一般大型船舶采用高强度钢可使钢材节省１０，－－．，２０％１９１，因此高强 度船板的需求量越来越大【３】。上世纪末，我国各中厚板厂生产高强度船板的能力 不能满足造船业的需求，船体设计时高强度船板的用量较少，一般高强度船板的４山东大学硕士学位论文使用量占全部船板的１５－－－＇２０％左右，丽当时日本高强度船板的使用比例达到３０ ％左右。近年来，随着我国冶金企业能力的提高，高强度船板的使用比例不断扩大，使用的级别也越来越高。以济钢船板为例，尽管济钢的ＡＨ３２、ＡＨ３６船板 于２００１年就通过了九国船级社的工厂认可，但在２００５年之前产销量很少，２００５ 年的产量不足１万吨，占所有船板的比例不到３％，但到２００６年高强度船板的 产销量就达到了１０．４６万吨，比例达到了１６．９％，２００８年高强度船板的产量又提高到７４．２０万吨，比例提高到４８％。１．２ＴＭＣＰ工艺评述自上世纪五十年代起，国际上高质量钢板的生产工艺经历了热轧（ＡＲ）、热轧＋正火（Ｎ）、控轧（ＣＲ）、控轧控冷（ＴＭＣＰ）工艺的不断提高与完善。２０世纪７０年代以后，人们对厚板的强度、低温韧性和焊接性能提出了更高要求，进而研究开发了通过轧制后的快速冷却来控制钢相变组织【１ ｏ】的生产工艺，并发展 成为控轧控冷技术。热机械控制工艺（ｔｈｅｒｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄｐｒｏｃｅｓｓ）简称为ＴＭ或ＴＭＣＰ工艺。以ＴＭＣＰＴ艺生产的钢的特点是强度、韧性和可焊性的良好 组合，良好的强度和韧性的结合不是单一的热处理可以达到的效果，而低的碳含量不仅有利于焊接还益于冷成型【１１Ｊ。所谓ＴＭＣＰ工艺就是热轧过程中，在控制加热温度、轧制温度和压下量的控制轧制（ＣＲ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｒｏｌｌｉｎｇ）基础上，再实施空 冷或控制冷却（加速冷却／ＡＣＣ：Ａｃｃｅｌｅｒａｔｅｄ Ｃｏｏｌｉｎｇ）的技术总称，也称热机轧制。ＴＭＣＰ技术是通过控制轧制温度和轧后冷却速度、冷却的开始温度和终止温度，来控制钢材高温的奥氏体组织形态以及控制相变过程，最终控制钢材的组 织类型、形态和分布，提高钢材的组织和力学性能。针状和多边形铁素体微结构，拥有高密度位错的优良铁素体，小的或者及其细微的脱溶相以及很薄的马氏体层是低碳微合金ＴＭＣＰ钢的主要特征【１２】。控轧控冷工艺具有节约能耗、简化生产工序、提高钢材综合力学性能等优点，所以国内外生产高强度船体结构用钢板均采用ＴＭＣＰＩ剖１３】。近二十年来，控制轧制与控制冷却技术将细化晶粒、沉淀强化、亚晶强化等规律应用于热轧钢材生产，通过调整轧制工艺参数来控制钢的晶粒度，第二相沉淀以及亚晶的尺寸与数量。控轧可细化晶粒，提高强度和韧性，而控冷则可降低合金元素和碳当量，提 高焊接性，且放宽其控轧条件，提高终轧温度，使性能的各向异性减轻。水冷型５山东大学硕士学位论文ＴＭＣＰ将控轧与控冷有效地相结合，使钢板性能大大改善，生产成本明显降低， 节约了贵重合金元素。由于将热轧与热处理有机地结合在一起，所以获得了强度和韧性都很好的钢材。控轧控冷已成为２０世纪钢铁工业标志性进步，它和氧气转炉炼钢精炼、连续铸钢一起并列为推动钢铁工业进步的三大技术１１钔。１．２．１控制轧制的类型及工艺要求 １．２．１．１控制轧制的类型 控制冷却钢的强韧性取决于轧制条件和控制冷却条件。控制冷却实施之前钢的组织状态又取决于控制轧制工艺参数、奥氏体状态、晶粒大小、碳化物析出状态，这些都将直接影响钢相变后的组织结构和形态。 熔融金属在连铸之后经过轧制成为所需的钢件、钢坯或钢锭。轧制过程，尤其是平板轧制中已经应用了复杂的控制体系，这有效促进了高品质，高效率，高 收益率和低能源消耗生产【１５】。控制轧制是在热轧过程中通过对金属加热制度、变形制度和温度制度的合理控制，使热塑性变形与固态相变结合，以获得细小晶粒组织，使钢材具有优异的综合力学性能的新工艺。对于低碳钢、低合金钢来说，采用控制轧制工艺主要是通过控制轧制工艺参数，细化变形奥氏体晶粒使之形成 细化的铁素体晶粒和较为细小的珠光体球团，从而达到提高钢的强度、韧性和焊 接性能的目的。为了达到上述目的，对控轧过程中的工艺参数应该给予控制，其中主要参数是再加热温度，形变量和形变温度。这些参数的作用机制及组织变化如图１．２【１６１、图１．３【１７】所示。再热淫疰Ｉ－Ｉ韧始品较大小Ｈ再结矗矗较纯纯Ｉ－４鑫粒缀佬ｂ一强震台盒元幂Ｈ阻止再结晶謦壁曩度彤蹙量童次谬鬈日篱 癸托盘鹰震蠡形成形变诱发况淀门燃图１．２控制轧制工艺参数示意图６山东大学硕士学位论文●－：－●ｋ■ａ．ｔ簟一ＴｉｒｎＱ图１．３微合金钢控制轧制晶粒变化示意图关于控制轧制的分类目前尚未统一，但大部分学者将控制轧制分为３种，即 奥氏体再结晶区控制轧制（Ｉ型控轧）、奥氏体未再结晶区控制轧制（１Ｉ型控轧） 和（Ｙ＋ａ）两相区控制轧制，如图１．４【ｌ‘丌。也有人将这三种方式称为控制轧制 的三个阶段，奥氏体再结晶区控制轧制为第一阶段，奥氏体未再结晶区控制轧制 为第二阶段，（Ｙ＋ａ）两相区控制轧制为第三阶段。在实际的控轧过程中，根据 钢的化学成分、使用要求、轧机和冷却设备能力等的不同，既可以采用单一的控 轧工艺，也可以两种或者三种混合使用。型 蹊时间 （ａ）奥氏体再结晶区轧制；（ｂ）奥氏体未再结晶区轧制；（ｃ）（Ｙ＋Ｑ）两相区轧制图１．４控制轧制方式示意图７山东大学硕士学位论文 （１）奥氏体再结晶区控制轧制再结晶型控制轧制，是将钢加热到奥氏体化温度，然后进行塑性变形（形变 温度一般为１０００＂Ｃ以上），在每道次的变形过程中或者在两道次之间发生动态或 静态再结晶，并完成其再结晶过程。这种轧制过程的基本特点是，只要道次变形 量大于奥氏体再结晶（静态）临界变形量，每轧一道可自发产生奥氏体再结晶１１２】。原始奥氏体晶粒的大小影响轧制的临界变形量，当轧制温度一定时，奥氏体晶粒 较粗大者，其要求的临界变形量也较大，反之亦然。经多道次轧制后，奥氏体晶 粒通过反复形变一再结晶而逐渐得到细化，而且由于温度的不断下降，再结晶后 的晶粒长大速度降低，故相变后得到的铁素体晶粒也较细小。这种控轧方式主要适用于低碳优质钢和普通碳素钢及低合金高强度钢。（２）奥氏体未再结晶区控制轧制将钢加热到奥氏体化温度后，在奥氏体再结晶温度以下发生塑性变形（一般 为再结晶温度以下至Ａｒ。之间），奥氏体变形后不发生再结晶（即不发生动态或静 态再结晶）。在奥氏体未再结晶区控轧后，奥氏体晶粒沿轧制方向被拉长，最终 成为扁平状，且在晶粒内部形成大量变形带。奥氏体晶粒被拉长，阻碍铁素体晶粒的生长，随着变形量的增加，奥氏体晶粒内部变形带增加且分布逐渐均匀，而 这些变形带则为相变时铁素体的形成提供形核位置，故奥氏体未再结晶区控轧能 有效细化铁素体晶粒，对提高钢的强度和韧性起重要作用。 （３）（Ｙ＋Ｑ）两相区控制轧制 两相区控制轧制是指钢加热到奥氏体化温度后，经过一定变形，然后冷却到奥氏体＋铁素体两相区再继续进行塑性变形（即在Ａｒ３＿Ａｒ．之间进行），使得奥氏 体和铁素体均受到变形的轧制。它是加工硬化与继续相变阶段，可进一步提高钢板的强韧性【１３】。该过程中形变奥氏体向铁素体转变，未相变的奥氏体晶粒经形变被拉长，内部产生大量变形带，而也相变的铁素体晶粒受到压下，内部产生大 量亚晶组织，随着变形量增加，亚晶更细小，数量更多。对于微合金钢，内部的Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等元素更是能促使碳氮化物的析出。由于亚晶强化和沉淀强化的共同 作用，达到了细化晶粒的效果，因此两相区控制轧制能进一步提高钢的强度和韧 性。８山东大学硕士学位论文 １．２．１．２控制轧制的工艺要求控锘Ｕ＊ＬＮ是通过控制轧制过程中的主要参数来达到大幅度提高热轧钢材综合性能的目的。对轧制过程中主要参数的控制如下：（１）控制加热温度：我国中厚板厂、板带连轧厂的生产一般皆采用常规轧制，其板坯在连续式加热炉内的加热温度为１２５０。Ｃ左右【１７１。而在控制轧制中，在加热含铌钢时，当加热温度达１０５０℃时铌的化合物Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）开始分解和固溶，因而 奥氏体品粒开始长大，至１１５０℃晶粒长大还比较均匀，但达到１２００＂（２晶粒就开 始粗化。为了使加工后钢材具有细小而均匀的晶粒，加热温度应以１１５０＂Ｃ为宜。 从节能的角度而言，对于不含特殊元素的普通钢，人们认为采用普通低温加热制度即可，由于不含有Ｎｂ和Ｔｉ元素，不存在这些元素的固溶问题。所以，可 以把钢坯的加热温度下降到Ｙ细晶粒区的１０５０℃以下。（２）控制轧制温度：对于奥氏体再结晶区控制轧制，终轧温度越高，奥氏体晶粒 越粗大，转变后的铁素体晶粒亦越粗大，因此一般要求其终轧温度尽可能接近奥氏体转变温度。当采用（Ｙ十Ｑ）两相区控制轧制时，要根据对钢材性能的不同要 求来选择轧制温度。 （３）控制变形程度：不同的轧制温度下，铁素体晶粒的尺寸均随着变形量的增加而减小，但减小的程度逐渐变慢。在细化铁素体晶粒方面，压下率与原始奥氏体晶粒尺寸有较强的交互关系，原始晶粒越细，相同压下率引起的细化效果就越明 显。在奥氏体再结晶区进行轧制时要求压下量必须大于临界压下量，且最好连续 ＊ＬＮ，以保证再结晶的充分进行，得到细小的奥氏体晶粒，否则容易出现混晶。在奥氏体未再结晶区轧制含Ｎｂ钢时不必过分强调道次变形量，只要总变形量足 够即可。一般要求总变形量大于５０％，最好接近７０％。但也有人认为增加道次变 形量可增加奥氏体内部的为错密度和滑移带，为铁素体相变时行可提高有利条 件，便于形成细小的铁素体组织。而在（Ｙ十Ｑ）两相区轧制时，随着变形量的增 加，铁素体晶粒变细，为错密度增大，亚晶增多，使得钢材强度增强，低温韧性 得到改善，因此变形量的的大小应根据产品的性能要求和生产条件来决定。１．２．２控制冷却工艺控制冷却是通过控制轧后钢材的开冷温度、冷却速度和终冷温度以达到控制 相变类型，细化晶粒和控制析出，改善钢材的组织性能，提高钢材的强度和韧性。９山东大学硕士学位论文控轧控冷钢的强韧性主要取决于轧制条件和控制冷却条件。实施控冷之前钢的性能又取决于控轧的工艺参数以及钢的化学成分和冶炼条件等，这些都影响到控轧后钢的组织形态和结构【ｌ引，并且进一步影响控冷后钢的性能。而控制冷却 条件（开始控冷温度、冷却速度、控冷停止温度）对变形后、相变前的组织也有影响，对相变机制、析出行为、相变产物更有直接影响。因此，控制冷却工艺参数 对获得理想的钢板组织和性能是极其重要的。根据控制冷却过程中不同阶段冷却的三个主要工艺参数，可以将控冷分为三个阶段，分别为一次冷却、二次冷却和三次冷却。一次冷却是指从终轧温度到奥氏体向铁素体开始转变温度Ａｒ。之间的冷却。 一次冷却的目的是控制热变形后的奥氏体状态，阻止奥氏体晶粒长大或碳化物析 出，固定由于变形而引起的位错，加大过冷度，降低相变温度，为相变做组织上的准备。一次冷却的开始快冷温度越接近终轧温度，细化奥氏体和增大有效晶界 面积的效果越明显。一次冷却主要控制开冷温度、冷却速度和终冷温度。 二次冷却是一次冷却结束后进入由奥氏体向铁素体转变和碳化物析出的相 变阶段。二次冷却通过控制开冷温度、冷却速度（快冷、慢冷、等温相变等）和终冷温度来控制相变过程，得到理想的相变产物形态、组织。 三次冷却是指相变之后直到室温这一温度区间之间的冷却。对于一般钢板， 相变完成，形成铁素体和珠光体。相变后多采用空冷，使钢板冷却均匀、不发生 因冷却不均匀而造成的弯曲变形，确保板形质量。另外，固溶在铁素体中的过饱 和碳化物在空冷中不断弥散析出，产生沉淀强化【１９１。 在中厚板生产中，主要的控制冷却方式主要有压力喷射冷却、层流冷却、水幕冷却、雾化冷却、喷淋冷却、板湍冷却、水一气喷雾法加速冷却、直接淬火等 几种方式【２０１。根据控制冷却手段不同，有不同的控制冷却装置。如日本住友金属开发的动态加速冷却技术（ｄｙｎａｍｉｃ开发的在线加速冷却技术（ｏｎｌｉｎｅａｃｃｅｌｅｒａｔｅｄｃｏｏｌｉｎｇ，ＤＡＣ）【２ｌ】；日本ＮＫＫａｃｃｅｌｅｒａｔｅｄｃｏｏｌｉｎｇ，ＯＬＡＣ），特点是能够灵活调节冷却速度，满足不同钢种对冷却速度范围的要求；日本神户制钢开发的 ＫＯＮＴＣＯＯＬ工艺［２２１；国内开发的高密度管层流技术等等。不同的冷却方式所能达到的钢板冷却速度、均匀性有所不同。当轧制后进行水冷时，必须保证良好的温 度均匀性、平整度和形状控制，以保证冷却均匀。我国控制冷却设备和技术同国１０山东大学硕士学位论文 外先进水平相比差距相当大。 １．２．３控轧控冷的国内外发展状况 由于ＴＭ工艺具有常规轧制、正火、控轧等工艺不可比拟的优势，早在上世 纪八十年代，国际上ＴＭ技术已经发展成熟。由于日本的中厚板轧机轧制压力大、 刚度高，轧后基本装备了加速冷却设施，因此日本的ＴＭＣＰ技术处于世界领先 水平。本世纪初，日本的ＴＭＣＰ钢已占全部中厚板数量的２０％。尤其是，在抗 拉强度４９０ＭＰａ以上的高强度钢中，ＴＭＣＰ钢的占有量实际上达到４０％左右，ＴＭＣＰ钢的市场占有率已越来越大。而且，今后随着用户对钢的强度和韧性要求的进一步提高，还将对钢的新功能提出要求，因此ＴＭＣＰ将会得到进一步的发展ｆ２３】。ＴＭＣＰ技术已经成功应用于船板、海洋结构钢板、建筑和桥梁钢板、管线 钢板、压力水管用钢、油罐钢板的生产【２４１。在日本，ＴＭＣＰ技术的利用率已经达到了７０％以上【２５１。而在我国，由于中厚板轧机长期以来存在的一大问题是未装备轧后水冷设备或水冷能力不足，被认为世界上最“干旱＂的轧机。只有酒钢在九十年代引进了法国的汽雾冷却装置，可采用控轧控冷工艺。过去为了得到需要的材料性能，常用的方法是增加材料的合金含量【２６１。 国内ＴＭＣＰ工艺一般只在北京钢铁研究总院、东北大学、北京科技大学等科研院所的实验室中进行，实际应用很少。而在近年来，由于国民经济的发展， 中厚板价格持续高涨，吸引大量投资流向中厚板制造领域，自２００２年起开始兴建的宝钢５米、沙钢５米、湘潭３．８米、新余３．８米等十多条中厚板生产线已经 建成投产，并有包钢４．３米、莱钢４．３米等十几条生产线正在建设。这些新建的中厚板生产线单位辊面宽轧制力达到２０ＫＮ／ｍｍ，单位辊面宽的轧制力矩达到１．ＳＫＮ．ｍ，单位辊面宽的轧制功率达到４ＫＷ／ｍｍ，轧机刚度达到１０ＭＮ／ｍｍ的高水平，多数配备了先进的轧后加速冷却装置，具备实施ＴＭＣＰ工艺的能力。近年来各中厚板企业对ＴＭＣＰ工艺的研究和产品开发也大大加强。１．３微合金钢低温韧性研究状况 １．３．１微合金钢的韧脆转变温度建造船舶的船板钢在使用过程中，受到各种载荷的综合作用，包括冲击、扭山东大学硕士学位论文转、疲劳以及腐蚀等，另外由于船舶的特殊结构型式，加上局部联结处受到波浪、 风力等冲击所造成的应力集中，使得联结处比船体更易发生脆性破坏。因此，如果钢材的韧性不足，在遭遇突然冲击或者过载的情况下，由于不能发生相应的外型变形来松弛所受到的应力而发生断裂。历史上曾发生过多起因韧性不足导致的 重大事故，造成重大损失。例如二战时因需大量船只，战争结束前大约建造了超过４０００艘不同种类的船只，但是到１９５３年这些船中已有超过２５％的出现了脆性断裂，一些严重的甚至直接断裂为两部分ｆ２７】。因此，必须要求钢材具有良好的 韧性，特别是在寒冷的环境中，更需要有良好的低温韧性。 体心立方晶体金属及合金或某些密排六方金属及合金，特别是一些工程中使 用的中、低强度结构钢，在常温下具有良好的冲击韧性，但是当使用温度低于某 一温度时，其冲击韧性会显著下降，断口特征由纤维状变为结晶状，断裂机理由 微孔聚集型变为穿晶解理型。转变温度ｔｋ称为韧脆转变温度，也称为冷脆转变温 度。面心立方金属及合金一般没有冷脆现象。这是因为，体心立方晶体的金属及合金或某些密排六方晶体的金属及合金，当温度降低时，材料的屈服强度０。升高，而材料的断裂强度Ｏ。却变化很小，因此在某一温度ｔｋ时两曲线相交于一点 （如图１．５）【２引。温度高于ｔｋ时，材料受载后先屈服后断裂，为韧性断裂；当温 度低于ｔｋ时，材料表现为脆性断裂。而对于面心立方晶体的金属及合金而言，由 于其屈服强度０。随温度的变化很小，在很低的温度下仍未与０。相交，因此其脆性断裂现象不明显。 不同金属的韧脆转变温度ｔｌ【不同，ｋ越低，说明其脆性断裂倾向越小，在低温下使用的危险性越小。因此，对于在寒冷环境下使用的材料，需测定其韧脆转 变温度ｔＩ【来保证安全性。ｔＩ【是从韧性角度选用金属材料的重要依据之一。由于钢 材的韧脆转变温度并不是一个温度，而是～个温度区间。目前尚无简单判据求韧脆转变温度，通常就根据能量、塑性变形或端口形貌随温度的变化定义ｔＩ【。ｋ一般采用标准夏比Ｖ型缺口冲击试样来测定，需要在不同温度下做大量冲击弯曲 试验，根据试验结果作冲击吸收功．温度曲线、断口形貌中各区所占面积与温度的曲线、试验断裂后塑性变形量与温度的曲线等，根据这些曲线来确定韧脆转变温度ｔｋ。 材料的冲击韧性是金属材料对冲击负荷的抵抗能力，即材料在冲击载荷作用１２山东大学硕士学位论文下吸收塑性变形功和断裂功的能力。冲击韧性的数值随试样缺口形式和使用试验机的不用而异。１９８８年６越国家标准局发布了新的国家标准《碳素结构钢》（ＧＢ７００．８８），规定采用夏比Ｖ型缺口试件，在夏比试验机上进行，结果以所消耗的功Ｃｖ表示，单位Ｊ，结果不除以缺口处的截面面积。另外一种表示方法为Ａｒ，即采用梅氏试件在梅氏试验机上进行，ＡＫ为单位截面积上所消耗的冲击功，单位为Ｊ／Ｃｍ２。冲击韧性目前仍是衡量材料力学性能的一个重要指标，但是其作为一个衡量材料韧性指标时却存在着不足之处。用此值估计材料的韧性大小时往往是偏高的【１６１。图１．５ｏ。、０。、ｏ。随温度变化示意图１．３．２微合金钢韧脆转变温度的影响因素材料韧脆转变温度对材料的内部结构、宏观缺陷和试验条件等都比较敏感，影响ｋ的主要因素有以下几个方面：（１）材料的化学成分：固溶强化是提高钢材强度的最经济、最有效的方式，但是加入基体中的间隙溶质原子会引起点阵发生畸变，使钢中裂纹形成和扩展直至断裂所需的能量降低，韧脆转变温度上升（Ｎｉ和一定量的Ｍｎ除外）。各合金元素对 ｔＩ【的影响如图１．６所示【２９】。固溶元素中，【Ｃ％】对Ａｋ值的提高十分不利，而【Ｐ％】 和【Ｓ％】对丸值的影响较为复杂，它们在不同的温度范围内对冲击韧性的影响趋 势不同，常温下它们综合起来对冲击韧性影响甚小，低温下对改善韧性表现为有 利趋势【３０１。１３山东大学硕士学位论文ｐ ＼蜊赠 制簿 罄 器合金元素质量分数（％）图Ｌ ６合金元素对韧脆转变温度的影响（２）晶体点阵：体心和密排六方晶体的金属及合金比较容易发生冷脆现象，而面心立方晶体的金属及合金的韧脆转变温度一般较低。 （３）晶粒大小：细化晶粒能提高钢材韧性，降低韧脆转变温度。铁素体晶粒直径与ｔ。的关系可用Ｐｅｔｃｈ方程描述：１３ ｔｋ＝ｌｎＢ―ｌｎＣ－ｌｎｄ。１庀 式中：１３、Ｃ，常数；１３与ｏ；有关；Ｃ为裂纹扩展阻力的度量；Ｂ，常数；ｄ，铁 素体晶粒直径。研究发现，不仅铁素体晶粒的大小与韧脆转变温度呈线性关系，马氏体板条 束宽度，上贝氏体铁素体板条束宽度以及原始奥氏体晶粒尺寸均与ｔ。之间也呈线性关系。（４）显微组织：钢的组织类型、相对数量和形貌对钢材的韧性有很大影响。提高 微合金钢中铁素体的体积分数，并使其细化，可提高钢材的韧性。珠光体量一定 时，减小珠光体片层间距，使其达到最佳值，可提高钢的强度和韧性。当材料中出现混晶时，混晶越严重，某一低温下变脆的部位就越多，宏观表现为材料的冲 击功就越低【３ｌ】。因此要尽量避免混晶的出现。缺陷、钢中夹杂物、白点、带状组织等一般都会降低钢材韧性，提高韧脆转变温度，因此净化钢液，减少夹杂物 等是十分必要的。 （５）第二相：铌、钒、钛的碳氮化物均为脆性第二相，它们的析出均会降低钢的 韧性，但是在不同的成分和工艺条件下对韧性的影响不同，制定和执行工艺制度来减小对韧性的不利影响。因此只能通过正确１４山东大学硕士学位论文 １．３．３微合金元素铌、钒、钛等在钢中的作用 船板钢是高强度低合金钢，在确定化学成分时主要考虑其强度、韧性和焊接 性能，其良好的综合性能是轧制过程中固溶强化、位错强化、沉淀强化、晶界强 化、亚晶强化和相变强化等机制共同作用的效果。高强度低合金钢的首要优点就 是高强度和高韧性的充分结合，焊接性能也很优异。通常，根据所添加的合金元 素可以考虑两条路径来获得要求的机械性能：奥氏体晶粒大小控制和沉淀强化【３２】Ｏ高强度船板钢的成分主要有以下几类：微合金元素：铌（Ｎｂ）、钒（Ｖ）、钛（Ｔｉ）， 硼（Ｂ）等； 置换元素：硅（Ｓｉ）、锰（Ｍｎ）、钼（Ｍｏ）、镍（Ｎｉ）、铬（Ｃｒ）等；夹杂物及硫化物形状控制的添加元素：磷（Ｐ）、硫（Ｓ）、钙（Ｃａ）、稀土元素（ＲＥＭ）等。 目前生产高强度结构钢板的主要途径之一是在普通Ｃ―Ｍｎ钢或Ｃ―Ｍｎ―Ｓｉ钢基础 上添加少量合金元素（如铌、钒、钛等）而形成的，通过微合金元素控轧控冷工艺 的有机结合，控制微合金元素的析出行为，如控制其沉淀析出量，沉淀析出相的 形状、大小及分布，达到最大程度细化晶粒的目的，从而有效地改善钢材的组织 与性能。各种合金元素在钢中的作用是十分复杂的，在不同的过程中起到的作用 也不相同，且各合金元素之间还存在着交互作用。控轧钢中加入微合金元素，其 主要目的是为了与控制轧制相配合，最大程度地细化晶粒。Ｎｂ，Ｔｉ和Ｖ是最常用 的细化晶粒的元素，它们能在钢中形成碳化物、氮化物或碳氮化物，这些析出物 的细小质点可以钉扎晶界，具有强烈阻碍晶粒长大的作用。以上三种元素的析出 物对晶界的钉扎作用是依次降低的，在微合金钢中，复合微合金化的作用大于单 独加入某种元素的总和。Ｎｂ，Ｔｉ和Ｖ这三种元素都可以在奥氏体或铁素体中沉淀， 因为在奥氏体中的溶解度大而扩散率小，故在奥氏体中沉淀比在铁素体中缓慢。 形变加速了沉淀的过程，而沉淀钉扎了晶界抑制了再结晶。一般应使在奥氏体中 的沉淀减至最少，在固溶体中保持较多的合金元素而留到铁素体中沉淀。 含Ｎｂ微合金钢引起人们的极大关注是因为加入少量的Ｎｂ即可引起机械性 能的剧烈提高。Ｎｂ的这种效果主要与在奥氏体和铁素体或者在Ｙ／Ｑ相变过程中 细小的Ｎｂ的碳氮化物的形成有关１３３１。Ｎｂ能产生显著的晶粒细化和中等的沉淀 强化作用，铌细化晶粒的强烈效果与在轧制时碳氮化铌析出延迟奥氏体的再结晶 有关系，在再结晶温度以上，铌元素对再结晶的影响为溶质拖曳机制，在再结晶１５山东大学硕士学位论文温度以下为钉扎作用。铌的另一个重要影响是在低碳钢中降低转变温度促使贝氏 体组织形成。铌有增加焊接热影响区再热裂纹的倾向，焊缝中单独加入铌时，使韧性显著变坏，但当Ｔｉ－Ｎｂ．Ｍｏ共存时会呈现良好的韧性。 铌在微合金钢中起到的强韧化效果的机理如下：铌在钢中的存在形式主要有以置换溶质原子的形式固溶于铁基体中或者形成碳氮化铌第二相。当铌以溶质原子形式存在时，对再结晶的抑制作用与其和铁原子尺寸及电负性差异有关，即所谓的溶质拖曳机制【３４】。铌对再结晶的阻碍作用要大于Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ，更是Ｍｎ、Ｃｒ、 Ｎｉ阻碍作用的几十倍甚至上百倍。铌是强碳氮化物形成元素，在钢中可形成ＮｂＣ、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）等多种中间相。在约１１００℃以下，铌的碳氮化物在轧钢时可以起 到明显的钉扎作用，抑制晶粒长大。Ｖ是钢中的强化元素，由于ＶＣ、Ｖ（ＣＮ）的沉淀强化，可使钢的强度明显提 高。但是提高韧脆转变温度，其含量一般控制在Ｏ．１０％以下【”】。钒能显著地改善低碳合金钢的焊接性能，一般焊缝中含０．１１％左右的钒可以固定氮，例如 １５ＭｎＶＮ钢。在Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ共存的情况下，适当的钒含量对提高和焊缝韧性具有良好的作用。资料表明，当含有０．００８％Ｔｉ时，最佳含钒量为０．０５％。与Ｎｂ和Ｔｉ相比，Ｖ的主要性能是：（１）Ｖ（Ｃ，Ｎ）的溶解度很大，在高温下更显著，这意味着Ｖ（Ｃ，Ｎ）的溶解温度较低，或者说在给定温度下，大量的钒都能溶解。（２）钒的碳化物和氮化物的溶解度有较大的差异，这一点与Ｎｂ相反，与Ｔｉ相近。ｖＮ 的溶解度比ＶＣ的约低两个数量级，这表明氮在钒微合金化钢中作为一种微合金化元素起着决定性作用，特别是氮促进析出强化的作用【３６１。 钒微合金钢的强韧化机理主要有：细晶强化、沉淀强化和固溶强化。在钒微 合金化钢中，～般采用再结晶区控制轧制，使得钢在奥氏体中充分获得再结晶， 从而获得较细的奥氏体晶粒。一般来说，钒在细化晶粒方面起的作用较弱，在含氮较高的情况下才可起到一定的细化作用【３４１。在所有微合金化元素中，钒是最适合产生稳定而强烈的沉淀强化元素，主要是因为其碳氮化物溶解度积大，导致了较低的固溶温度和高温下较大的溶解能力。Ｔｉ能产生强烈的沉淀强化作用，使钢的强度提高，还能阻止奥氏体再结晶。 它能产生晶粒细化作用，提高钢材屈服强度，但对韧性的贡献不大。ｎ对焊接 热影响区处的硬度也有好的影响作用。作为一种重要的微合金元素，Ｔｉ与Ｃ形成１６山东大学硕士学位论文的碳化物结合力很稳定、不易分解，只有当加热温度达１ ０００℃以上时，才开始缓慢地溶入固溶体中，而在未溶入前，ＴｉＣ微粒有阻止钢晶粒长大粗化的作用‘３７１， 从而得到较为细小的奥氏体显微组织。另外，钛的氮化物颗粒的存在可抑制焊接 热影响区的晶粒粗化。当铝含量较低时（低于约Ｏ．００５％），钛可形成一种氧化物， 可细化焊接热影响区的显微组织。ｎ的含量一般控制在０．０２％以下，过多的钛含 量会引起钛的氮化物的粗化，对低温韧性不利ｐ８４０１。 钛微合金钢的强韧化机理主要是：细晶强化和沉淀强化。钛的氮化物ＴｉＮ 在抑制奥氏体晶粒长大，细化晶粒方面起到重要作用。在钢中加入铌、钒、钛等合金元素时，必须配合采用控冷控轧工艺才能充分发挥各元素的细化晶粒和沉淀 强化等作用，提高钢材的强度和韧性，获得良好的综合机械性能。 １．４研究目的和主要内容１．４．１本研究目的 （１）在济钢集团有限公司现有粗轧机、精轧机及工装条件下优化出批量生产Ｆ４０ 船板钢的工艺，要求工艺稳定性及性能合格率高；（２）研究不同工艺条件下Ｆ４０船板钢组织与低温韧性之间的关系，给出影响韧脆转变温度的主要因素。 １．４．２主要研究内容 （１）测定钢板的再结晶曲线和ＣＣＴ曲线，制定和优化控轧和控冷工艺参数； （２）通过分析轧制工艺与组织性能的关系，优化成分和生产工艺： （３）测定批量生产的三种厚度规格Ｆ４０船板钢的强度、塑性、低温冲击韧性、冷 弯性能和焊接性等性能指标，达到船级社要求； （４）研究显微组织、晶粒尺寸分布特征以及影响钢韧脆转变温度的因素。１７山东大学硕士学位论文第二章试验内容与方法２．１试样制备 模拟实验和小批量试验所用坯料为济钢第三炼钢厂冶炼的２７０ Ｘ ２１００ｍｍ连 铸坯，取样后，锻造成１００×２６０ｍｍ样坯，然后轧制成１６ｍｍ钢板，再取成中８Ｘ １５ｍｍ试样，将试样放在热模拟试验机的真空室，由计算机按预定的程序对其进行加热（采用电阻加热）和变形。批量化生产的Ｆ４０船板钢样品取自济钢中厚板厂３５００ｍｍ中厚板生产线生产 的成品钢板，铸坯取自中厚板厂生产的Ｆ４０铸坯。工艺路线：铸坯一加热一高压水除鳞一粗轧一精ＳＬ－喷淋冷却一矫直一检验。３４图２．１工艺布置简图 １．加热炉２．高压水除磷３．粗轧机４．精轧机５．喷淋冷却装置６．热矫直机７．冷床２．２再结晶曲线和ＣＣＴ曲线的测定 再结晶曲线和ＣＣＴ曲线在济钢技术中心ＭＭＳ．１００热模拟试验机上测定，表２．１是ＭＭＳ．１０００热模拟试验机的性能参数。 （１）再结晶曲线测定：采用双道次压缩方法和补偿法确定实验钢在不同变形 温度Ｔ变形后（变形量￡）不同道次间隔时间ｔ时的静态软化率，将各温度下不同 时间对应的软化率连成曲线即得到静态再结晶曲线。（２）ＣＣＴ曲线测定：采用单道次压缩法测定实验钢变形后（变形温度Ｔ，变 形量ｅ）不同冷却速度Ｖ条件下的温度一膨胀曲线，用切线法估测相变开始、结 束温度，将不同冷却速度下的相变开始温度和结束温度分别连成曲线，即得到实验钢的ＣＣＴ曲线。１８山东大学硕士学位论文表２．１ ＭＭＳ．１００热模拟试验机主要性能参数 项目 热温度范围 温度测量精度 最大压力或拉力 最大扭矩 最大扭矩位移 锤头最大位移 锤头最大速度 最小变形时间：恒应变速率时 最小变形时间：非恒应变速率时 高速主液压缸伺服阀的反应速度 扭转液压马达伺服阀的反应速度 采样频率 闭环控制时间 性能指标．２０～ｌ ７００℃±１℃１０，０００ｋｇ；（９８ＫＮ）５０Ｎｍ９０转１２５ｍｍ ２０００ｍｍ／ｓ １８ｍｓ ６ｍｓ０．００６ｓ ０．００８ｓ≤３３３ｌ洮≤１ｍｓ２．３组织观察与分析 利用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜上观察分析试样的组织形貌、夹杂物 分布等。 ２．３．１金相组织观察 在钢板要求部位切取样品制成金相试样，用３％硝酸酒精腐蚀后，在Ｎｉｋｏｎ Ｅｐｉｐｈｏｔ３００型金相显微镜上观察试样金相组织。依据ＧＢｆｒ １３２９９．９１评定带状组织级别，金相显微镜放大倍数设为１００Ｘ，将观察到的组织形貌与国标中提供的标准图片加以比较，判断试样的带状组织级 别。采用直线截点法测定试样的晶粒度，分别在三个方向进行截点计数，每个方 向保证最少截获５０个截点，按式（２．１）计算晶粒度级别。Ｇ：６．６４３８５６１９掣）一３．２８８Ｌ（２－１）式中：卜所使用的测量线段总长度，单位为毫米（Ｉ砌）；Ｍ一观察用放大倍数； 卜测量线段上的总截点数。２．３．２扫描电镜（ＳＥＭ）观察 在钢板要求部位切取试样，试样尺寸不宜过大，一般要求高度＜１５ｍｍ，长度 及宽度＜２０ｎ帅，以保证方便放入样品室，经抛光腐蚀后，在ＱＵＡＮＴＡ２００型扫描电 子显微镜上进行分析，扫秒电镜电压２５ＫＶ，分辨率３．５ｎｍ。 扫描电镜较光学显微镜放大倍数更高，可以观察到更细微的组织形貌，包括１９山东大学硕士学位论文晶界形态、夹杂物形态，第二相粒子分布等，利用能谱分析做点扫描可以测定夹 杂物、析出物的成分，做线扫描、面扫描可以测定某一元素沿指定方向或在整个 平面的分布情况。２．３．３透射电镜（ＴＥＭ）观察用线切割切取Ｏ．１－４）．２ｍｍ厚度薄片试样，在水砂纸上将试样减薄至５０～７０ｕｍ， 冲出巾３圆片试样，在ＴｅｎｕＰ０１．５型双喷电解减薄仪上减薄穿孔，电解液采用 ９１．７％乙醇＋８．３％高氯酸，工作电压设定在１０～１５Ｖ。试样穿孔后，在酒精中反复 清洗去除电解液残留，待试样干燥之后即可放入透射电镜中观察，未观察的试样应放入干燥箱中以防氧化。 在ＦＥＩ的ＴＥＣＮＡＩ Ｇ２Ｆ３０Ｓ．ＴＷＩＮ型场发射透射电镜下观察晶界、亚晶、位 错的形态以及析出物的形貌、分布与基体的位向关系等，通过测定夹杂物、析出物的衍射花样，可以准确判断其物相特征。 ２．４性能检测 通过拉伸试验、夏比冲击试验、冷弯试验、焊接试验、硬度试验测定试样的相应性能。 ２．４．１拉伸试验 参照ＧＢ／Ｔ ２２８．２００２的要求，将截取板料加工成标准试样，在６０吨ＷＥ．１ ５０型号万能试验机上做拉伸试验，拉伸速率为１０Ｎ／ｍｍ２?ｓ～，屈服强度ｏ。、抗拉强度ｏ。值直接在试验机上读取，伸长率按式（２－２）计算。６：生玉厶（２―２）式中：三。一断后标距；Ｌｏ－原始标距。２．４．２硬度试验 将试样上下两平面磨平，试样厚度要大于５ｍｍ，上下面相互平行，在ＨＢ一３０００Ｃ电子布氏硬度计上测定布氏硬度，选用巾２．５ｍｍ钢球压头，试验力１８７．５Ｋｇｆ，保 持时间１５ｓ，施加时间８ｓ。压痕中心距试样边缘距离不小于３ｍｍ，两压痕中心距 离不小于５ｍｍ，用千分尺测量压痕的直径，然后由ＣＢ／Ｔ ２３１．１－２００２附表查找各压痕直径对应的布氏硬度值。山东大学硕士学位论文２．４．３夏比冲击试验在相应位置取材后，按照图２．２所示加工成标准试样，每一位置处加工３个 试样，在ＪＢ３０Ｂ型冲击试验机上做冲击试验，摆锤选用大锤（冲击能量３００Ｊ）， 试样在冷却介质中冷透，从冷却介质移出至打击的时间应在３＂～５ｓ之内，冷却介 质的选择及温度补偿如表２．２。冲击功直接在试验机刻度盘上读取，每一位置处 的冲击功取三个试样冲击功的算术平均值。表２－２冷却介质的选择及温度补偿 试验温度（℃）０～－６０介质 乙醇＋干冰 无水乙醇＋干冰 液氮过冷温度（℃）ｌ－－－２－６０～．１００．１００～．１９２２～３ ３～４ｉ：ｔｏ．ＷＩ上ｆ ｎ．－Ｉ一卜．舯！‘ｌＯ一ＪＩ ｌ ｋｔ…Ｉ１分ＱＱ＇７／２－＾批．．尊、卜缸一ｉ１乡ｌ Ｉ●０州－Ｉ■曩．蕾：仉豫摹．形震勿一 Ｑ饧 倍畛叨＾Ｚ ８―＿上Ｗ Ｙ胃百图２．２标准夏比Ｖ型缺口冲击试样２．４．３冷弯试验 在翻板式冷弯试验机上做冷弯试验，冷弯过程如图２．３所示。钢板厚度小于 ３０ｍｍ时，试样厚度取钢板原始厚度值，钢板厚度大于３０ｍｍ时，先将试样加工 到３０ｒｎｍ厚，并保留一个轧制面，轧制面为弯曲外面。试样宽度Ｂ－－２ａ（ａ为钢板 原始厚度），长度Ｌ＝４３．５矗（ｄ＋ａ）＋１４０ｒｎｍ。翻板间距离为两翻板的试样支承面同时 垂直于水平轴线时两支承面间的距离（图２．３（ｃ）），按照式２－３确定：２１山东大学硕士学位论文 （２－３）式中：ｅ可取值２＂－－６ｍｍ。Ｉ一『Ｌ硎：广硎ｆ码。ｏ图２．３翻板式冷弯过程２．４．４焊接试验 采用埋弧焊焊接，通过硬度试验、拉伸试验、冲击试验测定接头处的焊接性 能，试验在中船重工第７２５研究所完成。山东大学硕士学位论文第三章Ｆ４０船板钢控轧控冷工艺优化为探索Ｆ４０船板钢的生产工艺，用济钢生产的连铸坯在中厚板厂进行试验轧 制，通过分析轧制工艺与组织性能的关系，优化成分和生产工艺，为批量化生产提供工艺指导。３．１热模拟试验试验轧制前，首先测定了Ｆ４０船板钢的再结晶曲线和ＣＣＴ曲线，用以掌握Ｆ４０船板钢的组织转变和再结晶特点。试验在济钢技术中心ＭＭＳ．１００热模拟试验机上进行，所用铸坯的成分如表３．１。表３．１热模拟试验用钢的成分，Ｗｔ％ 钢种Ｆ４０ Ｏ．０９ ０．４５ １．６０ Ｃ ＳｉＭｎ１．３０＂－＂ＰＳＮｂＶ币０．０ｌＯ ＂－－０．０２Ａｌｓ≤０．２５～≤０．０２０≤０．００８０．０５０ ０．０３０ ０．０１５０．０３０～０．０１５～≥３．１．１静态再结晶曲线的测定通过双道次压缩试验研究试验钢在热变形的间隔道次期间的奥氏体软化行为，以绘制出Ｆ４０船板的再结晶曲线，试验工艺如图３．１所示。ｐ 、、魁 赠时阃旭 图３．１双道次压缩试验工艺示意图将试样以２０℃／ｓ的速度加热到１ １５０。Ｃ，保温５ｍｉｎ后以５℃／ｓ的速度冷却 到一定变形温度，保温３０ｓ以消除试样的温度梯度，然后进行第一次压缩，应变为０．２，等温保持一定时间Ｔ（分别为１、５、１０、５０、１００和２００ｓ）后进行第二次压缩，应变为Ｏ．２。记录变形过程中的应力一应变曲线，并从中计算得出在不２３山东大学硕士学位论文同的变形温度下的不同保温时间内的软化率。变形温度范围７５０。Ｃ，－．－，１１５０。Ｃ，具体工艺制度如表３－２所示。试验测得的静态再结晶曲线如图３．２所示。表３．２Ｆ４０实验用钢单道次压缩实验工艺参数零 ｏ ｏｔ－Ｘ语 基辫时间，ｓ 图３．２ Ｆ４０船板的静态再结晶曲线由图３．２可以看出温度是影响再结晶的主要因素。再结晶过程是一个热激活 过程。随着温度的升高形变储存能下降，再结晶的形核率和长大率都随温度的升高呈指数关系增大，所以软化速度加快，即软化率随变形温度的升高和间隔时间 的增加而提高。当变形温度较高时，如１１００＂Ｃ以上，变形后只需５ｓ软化率就超过５０％，ｌＯｓ后接近７０％，基本完成再结晶。可以认为此时的再结晶晶粒已经恢复至再结晶前的尺寸，因此变形抗力变化不大。在１０５０～９５０℃之间，变形ｌＯｓ２４山东大学硕士学位论文后软化率随温度下降而降低，分别为５８％、３６％、２１％，可以认为在这个温度区 间的静态再结晶使晶粒细化，晶界面积增加，变形抗力提高显著。在９５０℃以下， 如在８５０℃时的变形，即使保温时间为２００ｓ软化率也不超过２０％，可以认为在 此温度内变形的（“压扁＂的）未再结晶奥氏体占绝大多数，此温度以下至Ａｒ３就是所谓的“未再结晶区’’。另外，随道次间隔时间的增加静态软化量增加。由 图可知，在１１００℃停留１０ｓ软化率约为７０％，停留１００ｓ软化率约为８５％，再结 晶基本完成：在９５０℃以下停留１０ｓ之后软化率并没有明显增大，而是出现了一 个平台，这主要是由于合金碳化物析出而引起的，合金碳化物在晶界和位错线上 析出阻止了位错和晶界的移动，从而阻止了再结晶进行，甚至使静态再结晶中止， 使软化率曲线上出现了平台。当温度更低如在８５０、８００℃时，合金碳化物的析 出强化大于再结晶引起的软化，材料的强度获得提高，软化曲线开始下降。 综合以上分析，当设计成分的Ｆ４０轧制温度为１１００℃时，变形２０％后１０ｓ，再结晶率已接近８０％，可视为发生了完全再结晶。而变形温度在１０５０一－９５０℃时，变形后几十秒的时间再结晶率也不能达到８０％，所以在１０５０一－９５０℃温度区间为 不完全再结晶区。当变形温度为９００℃时，１００ｓ后的再结晶率不足２０％，可视 为完全未再结晶，说明这种成分的Ｆ４０船板在９００℃以下轧制时，就已经进入了未再结晶区。根据计算再结晶温度（Ｔｎｒ）的经验公式Ⅲ】：７０＝８８７＋４６４（７＋８９０Ｔｉ＋３６３Ａ１―３５７Ｓｉ＋６４４５Ｎｂ一６４４√Ｎｂ＋７３２Ｖ一２３０４Ｖ（３．１．）计算出Ｆ４０试轧钢的再结晶温度为９５０℃左右，这与再结晶曲线的测试结果 比较接近。根据以上分析，第一阶段轧制开轧温度定为１１５０℃，第二阶段开轧 温度为９２０℃以下。３．１．２ＣＣＴ曲线的测定为了研究在不同冷却条件下奥氏体相变行为，利用恒速冷却对Ｆ４０实验钢进 行了ＣＣＴ曲线的绘制。将试样以１０℃／ｓ的速率升到１２００℃，保温３ｍｉｎ之后， 以１０℃／ｓ降到８５０℃，再分别以ｌ℃／Ｓ、２℃／ｓ、５℃／ｓ、１０℃／ｓ、１５℃／ｓ、２０℃／ｓ、２５℃／ｓ冷速将试样冷却至２００℃以下，测量其膨胀曲线，采用切线法估测相变开 始和结束温度，将不同冷却速度下的相变开始温度和结束温度分别连成曲线，结 合各试样的金相组织，即得到实验钢的ＣＣＴ曲线，静态ＣＣＴ指连续降温前试样 无变形，动态ＣＣＴ曲线是在连续降温前有变形的前提下得到的。图３．３为试验山东大学硕士学位论文钢ＣＣＴ曲线测定的实验方案。图３．４分别为８５０＂Ｃ连续降温的动态和静态ＣＣＴ 曲线，每一条冷却曲线下端的数字代表一定的冷却速度。 从图３．４可以看出，随着冷速的提高，变形后Ｙ―ａ的转变温度有所降低。 这一方面是由于变形后组织处于不稳定的高自由能状态，具有一种向着变形前自 由能较低状态恢复的趋势；另一方面ｙ―ａ为受界面控制的扩散型相变，冷却速 度提高，过冷度增大，使Ｙ―Ｑ的自由焓差增大。随着过冷度的加大，晶界、位错等处的临界形核自由能与均匀形核时的临界形核自由能相比逐渐变小。这就意味着过冷度越大，在晶界上越容易形核，故轧后冷却过程中铁素体相变越易在较低温度下进行，即导致相变温度Ａｒ３降低。相变温度Ａｔ３低，奥氏体区域大，对 于获得细晶粒铁素体较为有利。ｐ、、ｐ ＼魁 赠型 赙（ａ）时间，Ｓ（ｂ）时ｌ＇司／ｓ图３－３恒速冷却法热膨胀试验工艺示意图 （ａ）动态ＣＣＴ曲线测定试验工艺；（ｂ）静态ＣＣＴ曲线测定试验工艺啪 蛳 湖 瑚 鼬ｐ＼世赠｜；｜ 椭 湖 撕ｌＯｌ∞时间／Ｓ２６山东大学硕士学位论文ｐ型 赠时间／Ｓ 图３．４ Ｆ４０级试验钢横速冷却ＣＣＴ曲线（ａ）８５０℃变形３０％动态ＣＣＴ曲线；（ｂ）静态ＣＣＴ曲线图３．５为变形３０％试验钢在８５０℃加热后，经不同速度冷却的显微组织，可 以看出，当冷却速度小于ｌ℃／ｓ时，显微组织由先共析铁素体和珠光体组成；在 高温阶段先共析铁素体首先在奥氏体晶界形核长大，同时，在原奥氏体晶界上可 有极少量的多边形铁素体组织；当冷却速度大于２℃／Ｓ时，出现了贝氏体组织， 并且随冷速的增大，贝氏体比例增加，铁素体及珠光体比例减小；当冷速为５．１０ ℃／ｓ时，转变产物以贝氏体为主同时伴有少量铁素体，当冷速为１０．２０℃／Ｓ时， 铁素体极少，主要是贝氏体组织，并且随着冷速加大，贝氏体的晶粒更加细小。 比较变形、未变形试样的ＣＣＴ曲线可以发现，实验钢变形后相变点要高于未变 形实验钢，如冷速为ｌ℃／Ｓ时８５０℃变形３０％与未变形实验钢的相变开始、终了 温度之差分别为６０、１４０℃，冷速为１０℃／ｓ时，二者之差分别为３０、７５℃，变 形使相变点升高，这可能是由于奥氏体自由能增加、形核晶界面面积的增加、变 形使扩散速度增加、以及由于在晶界面附近变形使界面本身提供的形核生成能量 增加的缘故［４３，４４１。变形扩大了铁素体与珠光体形成的冷速范围，未变形实验钢在 冷速大于２。Ｃ／Ｓ时，组织已基本全部为贝氏体，而变形后在冷速大于５℃时，仍 能观察到少量多边形铁素体。这是由于变形条件下先共析铁素体有较高形核率， 能够很快从晶界等处析出，并有一定程度的长大（图３．５（ｃ）（ｄ）（ｅ）），铁素体 的快速形核长大也加剧了Ｃ元素的扩散，在碳元素富集区形成珠光体。２７山东大学硕士学位论文 Ｆ４０船板钢对韧性要求较高，组织应以准多边形铁索体＋球光体为主，钢板 冷速不宜超过ＩＯ＇Ｃ／ｓ；变形钢板晶核易于长大，为获得细小晶粒，冷速应大于２ ＂Ｃ／ｓ。当钢板以５＇Ｃ／ｓ冷却时，７３０℃左右就开始发生铁素体转变，这时会导致先 共析铁素体的析出和带状组织的出现，因此钢板的开冷温度不能低于７３０℃，根 据从终轧到冷却区钢板温降约３０～６０℃的规律，终轧温度不能低于７９０℃。图３．５试验钢￥５０＂Ｃ变形后不同玲速下的显微组织（ａ）Ｉ℃／ｓ；（ｂ）２＂Ｃ／ｓ：（ｃ）５＂Ｃ／ｓ：（ｄ）１０℃／ｓ：（ｅ）１５℃／ｓ；（ｆ）１７℃／ｓ山东大学硕士学位论文３．２试验轧制 ３．２．１轧制工艺设计 根据试验测定的再结晶曲线及ＣＣＴ曲线结合济钢前期生产线试制经验，参 照各种工艺和成分对组织性能的影响，优化出轧制Ｆ４０船板钢的试验方案。确定 的钢成分如表３．３。钢坯热装炉，装炉温度约为６００＂－＇６３０＂Ｃ，为使铸坯便于实现 再结晶轧制，使钢中的铌钒钛等微合金元素能够充分溶于奥氏体中，结合中厚板 厂粗轧机能力较差的弱点，钢坯加热时间约为２．０＂－２．５小时，出炉温度约为 １１５０～１１８０℃。钢坯粗轧按照常规工艺轧制，针对粗轧机最大轧制力仅有３０００ 吨的特点，要求稍稍降低轧制速度，粗轧完成后，中间坯厚度为５５ｍｍ。第二阶 段精轧后钢板进入冷却区，通过冷却水速度、流量调节冷却区的开冷温度、终冷 温度及钢板冷速等，从冷却区出来后钢板进入风冷区或保温罩冷至室温。表３－３试轧用钢的成分，Ｗｔ％ｌ钢种Ｆ４０Ｃ Ｏ．０８Ｓｉ ０．３０Ｍｎ １．４８Ｐ ０．００８Ｓ ０．００１Ｎｂ ０．０３４Ｖ ０．０３７Ｔｉ ０．０１３ｈｌｓ．， ０．０１９３．２．２性能测试 为研究不同轧制和冷却工艺对钢板强度和韧性指标的影响，在各钢板上取 样，观察金相组织，将试样加工成标准试样后，在拉伸试验机上测定各板的屈服 强度、抗拉强度及伸长率，在夏比冲击试验机上测定各板－６０。Ｃ横向、纵向冲击 功，结果见表３―４。精轧、控冷工艺参数也列在表３－４中，其中１－５号板成品厚 度为２０ｍｍ，６―８号板厚度为３０ｍｌ。表３―４试轧Ｆ４０船板钢的工艺设计及性能 标 号ｌ开轧温 度（℃）８９７终轧温 度（℃）８０５ ８０５ ８１０７８０ ８１６ ８００ ８１５ ８１０开冷温 度（℃）８１３ ８１０８１０ ７８０终冷温冷速Ｏｌｏｂ６Ａｌ【ｖ（Ｊ）度（℃）（＇Ｃ／ｓ）７１４ ６８５ ８．９ ７．９ ８．７ ４．７ ４．０ ７ ５．２ ５．０（ＭＰａ）４７０（ＭＰａ）６１５（％）２４．５ １９ ２４．５ ２１ ２５．５ ２５ ２６ ２４．５横向１９３ ３１．３３０．７纵向２５３ ３４ ２１．７ ７７２ ３４ ５ ６ ７８９１ ９０３９０５ ９０７ ８７１ ８８０ ８６１４７５４４５６６５５７０ ５８５ ５６５ ５５５ ５５０ ５６５６８６６９０ ７２５ ７１４ ７４５ ７３５４８０４５５ ４４５ ４３０ ４６５３３ １３９３８ ８９８００ ８００８１４ ８１０２１３１５．３ １０７ １７４８９３山东大学硕士学位论文３．２ ３夹杂物分析冲击试验发现．部分钢板的冲击功波动较大，如５号板一６０＂Ｃ的横向冲击功三 次测量值分别为１６２、７０、１８５；８号板三次测量值分别为１２８、１２９、２３．９，这可 能与夹杂物的存在有关。夹杂物破坏基体的连续性，在冲击过程中很容易成为裂 纹源。少量的夹杂物就将使钢的冲击功急剧下降，韧脆转变温度显著升高。钢中 的夹杂物主要有硫化物、硅酸盐，还有部分球状氧化物、氧化铝等，为判断Ｆ４０ 船板钢中夹杂物的成分、来源，取铸坯试样做扫描电镜分析。图３ ６是铸坯内部 夹杂物的形貌，表３―５是对应的各夹杂物能谱成分分析结果。从图３．６可以看出． Ｆ４０船板钢的夹杂物多为球状、不规则点状，部分夹杂物群状聚集；夹杂物的尺寸大部分在１０岬左右，较大的夹杂物直径达２２ｐｒｏ。能谱成分分析显示图（ａ）中夹杂物为ＣａＯ－Ａ１２０３－Ｓｉ０２系复合夹杂物，圈（ｂ）中夹杂物为ＭｎＳ夹杂。Ｆ４０船 板钢钢水是通过铝系脱氧，钢中含有不规则形状的Ａ１２０３夹杂，到ＬＦ炉通过钙处 理后，一部分Ａ１２０３夹杂物被改性，变为球状的钙铝酸盐类夹杂物Ⅲｊ。由于钢中 Ｍｎ含量较高，铸坯凝固过程中，【Ｍｎ】易与钢中的ＦｅＳ反应，生成高熔点ＭｎＳ夹杂。 图（ａ）夹杂物还含有Ｍｇ等其它元素，产生的原因可能是中间包耐材冲刷脱落、 保护渣中的Ｍｇｏ被还原生成溶解镁和钙，又与低稳定性氧化物系夹杂物反应生 成Ｍｇｏ而进入钢水中形成外来夹杂Ｈ”。 夹杂物是冶炼过程中难以避免的。可以通过严格控制各工艺过程尽量减少夹 杂物含量，如ＣＡＳ站预脱氧、ＬＦ炉精炼过程中都应保证有足够的时间使夹杂物 上浮；连铸时选择正确的保护渣、稳定拉速和波面．保证保护浇注套管的密封性等。图３．６铸坯中夹杂物形貌山东大学硕士学位论文表３．５铸坯夹杂物能谱成分分析结果元素Ｏ Ｆ图（ａ）夹杂物成分 （Ｗｔ％）３９．６２ ７．０８图（ｂ）夹杂物成分（Ｗｔ％） 夹杂物１ 夹杂物２ 夹杂物３３．１０５．２７ＭｇＡｌ Ｓ１．７３１３ｔ４７ ８．４８ ６．８５ Ｏ．４２ １４．４ｌ １５．０４ ５５．８２ ７．０６ ６０．５５ ４．０１ ４７．７０ １７．８９ ３０．０４ ３２．３５１．３４２６．８６ ０．８５Ｃａ 蔚ＭｎＦｅ３．２．４试轧结果的分析讨论（１）冷却区终冷温度对组织性能的影响 当终冷温度较高时，金相组织为典型的铁素体＋珠光体（图３．７，１、５、７、８ 号板），终冷温度降低，组织中出现了部分贝氏体（图３．７，２、４号板）。根据ＣＣＴ 曲线，冷速大于２＂Ｃ／ｓ连续冷却至５００℃以下时，转变产物中存在一定比例的贝 氏体，但当终冷温度较高时，奥氏体转变未进入贝氏体区域而只在铁素体＋珠光 体区域停留，因而最终组织全部为铁素体＋珠光体，没有贝氏体。从试验结果来看，终冷温度是影响组织类型的主要因素，终冷温度控制在７１０℃以上时，组织基本由铁素体＋珠光体组成。终冷温度也会影响组织形态，对比７号和５号板的 金相发现，７号板铁素体晶粒较为粗大，且粒度不均，铁素体与珠光体大体沿轧制方向交替呈带状分布；５号板晶粒相对细小均匀，带状组织亦不明显。这种形 态差异可以从晶粒长大及原子扩散的角度解释：奥氏体转变完成后，晶粒有自发 长大的趋势，驱动力是总界面能的降低，晶粒尺寸与时间、温度的关系可由以下方程来表示【４６１：ｄ＝ｄｏ＋爿’ｔｅｘｐ（一Ｑ名／ＲＴ）其中Ａ ７是常数；如是晶粒长大的激活能。（３―２）根据扩散理论，扩散系数可由下式表示ｆ４．７】：Ｄ＝Ｄｏｅｘｐ（鲁）（３＿３）其中Ｄ。是扩散常数，Ｑ是扩散激活能。 从式３－２及３－３可看出，温度越高，原子热激活能量越大，扩散系数越大，山东大学硕士学位论文 晶粒长大速率越快，最终尺寸越大。７号板的终玲温度要比５号板高２０℃，其晶 粒明显太于后者。由晶粒长大的微观过程可知，造成晶界迁移的直接原因晶粒界 面曲率的不同，晶界总是向着曲率中心的方向移动，尺寸较大的晶粒往往处于有 利地位，在生长过程中不断吞并周围尺寸较小的晶粒，当ｄ、晶粒未完全被吞并时． 则出现晶粒大小不均的形貌（图３ ７（ｂ））。奥氏体转变过程中，铁索体更多在变 形拉长的晶界处形核，向晶内生长并不断向后排出碳原子，终冷温度较高时，碳 原子容易扩散，易在拉长奥氏体晶界处形成富碳区域，温度降低时这部分富碳区 域共析转变成珠光体，与先形成的铁索体交替分布，形成带状组织形貌，终冷温 度较低时，碳原子扩散能力减弱，带状形貌不明显（图３．７（ａ）（ｂ））。比较各板 的性能测试结果发现，终冷温度较高的钢板其强度相对较低，如５、７、８号板的 屈服强度都在４７０ＭＰａ以下，７号板终冷温度最高，屈服强度只有４３０ＭＰａ，而终 冷温度较低的２、４号板屈服强度则在４７０ＭＰａ以上．显然贝氏体的出现使钢板的 强度获得了提高。但冲击试验结果显示，２、３、４板的冲击韧性普遍较差，一６０ ℃横向冲击功都只有３０Ｊ左右，５、７、８号板的横向冲击功Ⅲ０都在８０Ｊ以上，１ 号板的横向冲击功更高达１９３Ｊ。相对于强度Ｆ４０船板钢对低温韧性要求更高， 因此生产中不宜将终冷温度控制在６８０～７００℃之间，避免出现Ｆ＋Ｐ＋Ｂ的混合组 织。但终冷温度控制过高时，会导致晶粒过于租大。钢板的强度及韧性都将下降， 这可由Ｈａｌｌ―ｐｅｒｃｈ公式及扩展的Ｈａｌ卜ｐｅｒｃｈ公式１４３Ｉ判断，而且终冷温度过高蘸瓣 震藤ｄ，（‘）茁ｋｙｄ。”（３－４） 式中ａ。是屈服强度，Ｔ。是脆性转变温度，ｋ为常数，ｄ为晶粒尺寸。导致带状组织严重，直接影响钢板横向冲击韧性。山东大学硕士学位论文图３ ７试轧船板铜的金相组织 ａ）１号板：（ｂ）２号板；（ｃ）４号板；（ｄ）５号扳；（ｅ）７号板；（ｆ）８号扳（２）终轧温度对组织性能的影响 Ｙ区变形仅产生由等轴ａ组成的微观组织，两相区变形则能生成一种混合晶 粒组织，这种晶粒组织包含有等轴ａ和变形ｎ。４号板终轧温度控制在７８０＂Ｃ． 从图３．７（ｅ）可看到ｎ大部分呈等轴状，局部区域ｑ则沿轧制方向被拉长，且 与珠光体紧邻，形成轻微带状组织形貌，这可以做如下解释：奥氏体转变过程中， 首先在晶界处生成部分先共析铁素体，这些先期形成的铁素体在两相区轧制过程 中被变形拉长，奥氏体转变末期，晶界附近成为富碳区域并发生共析转变，在紧 靠变形铁素体的位置处生成了珠光体。由于变形铁素体进行的非常缓慢，因而冷 却之后铁素体保持变形形态。 两相区变形能提高钢板的屈服强度如表３－４，４号板在所有钢板中强度最高 的，显然ｎ的变形提高了钢板强度，文献ｌ｜９１对变形。更细微的观察发现：变形 ａ内部存在胞状组织和亚晶粒，这相当于细化了晶粒，是变形ａ强化的主要原因。 晶粒在变形过程中内部产生大量位错，动态回复过程中位错滑移、攀移，或重排 成稳定亚晶界，或相互缠结在一起形成胞状组织。位错在回复过程中的这些变化山东大学硕士学位论文会降低变形晶粒的强度，但相对于未变形晶粒强度仍有很大提高。两相区变形温 度越低，轧制阻力越大，晶粒内部位错密度越高，回复软化也会更容易，但对于 Ｆ４０船板钢，同时要考虑细小析出物的影响，事实上由于诱发碳氮化铌和碳氮化钒沉淀析出对位错的钉扎，位错在回复过程中的运动受到很大限制，因而两相区变形将显著提高Ｆ４０船板钢的强度。两相区变形对钢板的低温韧性是有害的，４号板的横向冲击功很低只有３３Ｊ。两相区变形过程中，会产生晶体学织构包括：１）＜１１０＞∥ＲＤ（＊ＬＮ方向）纤维织构；２）＜１００＞＃ＮＤ（垂直方向，其中＜１００＞轴垂直于板表面）织构；３）由强｛５５４）＜２２亏＞组成的织构【５０１，织构会引起平面的各向异性，对横向冲击韧性的影响尤为严重。织构的发展还将使板材内部产生分层［５ｌ】，这是由于织构促进了平行于轧制面上 的结晶平面的解理，具有｛１００）取向的结晶晶粒群容易成为分层裂纹的来源，织构密度越大，分层的数量越多。分层会造成厚度方向的脆化，对韧性也有极大损害。 从以上分析可以看出，两相区虽然能够提高板材的强度，但却严重损害其低 温韧性，因此终轧温度一般都应控制在Ａｒ３以上，避免在两相区＊ＬＮ。在ｈｒ３以上温度＊ＬＮ时，则应尽量降低终轧温度，轧制温度越低，板材在变形过程中的储存能越大，内部缺陷越多，奥氏体相变后能够形成更细小的晶粒。３．３本章小结通过对试轧Ｆ４０船板钢组织及性能的分析可以得出，影响Ｆ４０船板钢组织类型的主要因素是终冷温度，终冷温度在７１０＂Ｏ以上时，组织为Ｆ＋Ｐ。终冷温度越高，晶粒越粗大，带状组织越明显，终冷温度在６８０～６９０℃之间时，组织为 Ｆ＋Ｐ＋Ｂ；Ｆ＋Ｐ的组织强度稍低，但冲击韧性较好，基本能够满足Ｆ４０船板的要求，Ｆ＋Ｐ＋Ｂ的组织冲击韧性较差，生产中应当避免；终轧温度应控制在Ａｔ３以上， 避免两相区轧制；Ｆ４０船板中的夹杂物主要是氧化物夹杂和ＭｎＳ夹杂，冶炼过 程中需进一步严格控制。３４山东大学硕士学位论文第四章Ｆ４０船板钢的小批量试产工艺及性能通过船板钢的试验轧制，基本掌握了这种微合金低碳钢的组织性能与生产工 艺参数的关系，但要做到批量生产还需进一步完善工艺，由于试轧之初，更多的 考虑Ｆ４０船板的低温冲击韧性，很多文献的研究都认为贝氏体的存在不利于低温 韧性的改善【５２巧４】，因此在试验设计时，终冷温度控制都在较高值，以避开贝氏体 转变区。性能检测表明，Ｆ＋Ｐ组织的钢大部分能够满足ＧＢ ７１２－２０００中对Ｆ４０的 要求，但在厚板生产中，若终冷温度较高，板材心部晶粒将会十分粗大，且带状 组织严重，其强度、韧性都难以保证达到要求，另外，Ｆ４０船板采用微合金设计， 终冷温度过高，析出微合金碳氮化物易于粗化，不利于充分发挥微合金元素的作 用，基于这些考虑，有必要降低终冷温度。终冷温度降低时，组织中贝氏体的比 例增大，板材强度的增加是无疑的。关于低温韧性方面，国内外已有大量文献进 行了这方面的研究【５５．５羽，其结论基本一致，即在高冷速、低终冷温度的控冷条件 下，微合金钢可以获得针状铁素体＋多边形铁素体混合组织，这种混合组织不但 有较高的强度，而且有良好的低温冲击韧性。本章在试轧基础上进行Ｆ４０船板小 批量试产，重点解决试产中的工艺稳定性及性能合格率。 ４．１化学成分确定 小批量试产所用Ｆ４０钢的成分参照了第三章的结果，具体如表４―１，其中Ｆ４０Ａ 用于生产厚度为１４、４０１ｎｍ的钢板，Ｆ４０Ｂ用于生产厚度为６０ｍｍ的钢板，两者的 成分差异主要在于增加了厚规格板中的改善淬透性元素。表４－１ Ｆ４０船板钢冶炼成分 成分Ｆ４０Ａ Ｆ４０Ｂ Ｃ ０．０７ Ｏ．０８Ｓｉ０．３０ Ｏ．３１Ｍｎ１．３９ １．４３Ｐ ０．０１ ０．００８Ｓ ０．００４ ０．００３Ａｌｔ ０．０３６ ０．０４４而０．０２ ０．０２Ｎｂ ０．０３５ＣｕＣｒＮｉ微量 微量 微量 微量０．０３５４．２轧制工艺确定 铸坯在加热炉中加热后，粗轧按照常规工艺轧制， １４、４０ｒｍ板粗轧开轧温度控制在１１００＂Ｃ左右，６０ｍｍ板由于冷速较缓开轧温度可适当提高，采用多道次 轧制，前几道次轧制，压下量控制在４％＂－－６％之间，后面道次压下量控制在８ ％～１０％之间，粗轧结束后，中间坯后度分别为６０、１００、１３０ｍｍ，温度一般在３５山东大学硕士学位论文１０３０℃左右，厚板温度稍高。 根据计算再结晶温度（Ｔｎｒ）的经验公式（３－１），计算出Ｆ４０Ａ和Ｆ４０Ｂ钢的 在结晶温度分别为９３４、９３８℃，综合其他考虑因素，１４ｍｍ扳精轧开轧温度控制 在９２０１］左右，４０、６０ｍｍ板开轧温度控制在８３０℃左右，多道次轧制，压下量在 ８％～１２％之间．薄板（１４ｒａｍ）压下量在２０％左右，其他工艺参数如表４―２。表４－２精轧及控冷工艺参敛 标号 规格（ｒａｍ）１４ １４ １４ ４０ ４０ ４０ ７开轧温度（℃）９２０ ９１５ ９１８终轧温度（℃）８６０ ８６１开冷温度（℃）７８４终冷温度（℃） ７３４玲速 （℃／ｓ）９ ７７８０ ７５５～７６５ ８００～８１０ ８００～８２０ ８００４８１５ ８３０８２５―８３５６７０～６９０６４０～６５５１０ ２１１ ８ ６ ２８００ ８２０８３０８３８ ８４Ｉ８１６６４０～６７０５２０４５３０ ５８０～６１０ ５２０～５５０ ５３０～５５５ ５５０～５７０９ ５ ７ ５５ ７ ９ ３８１０ ８２７ ８０４８３２６０ ６０ ６０８４２ ８３１８３６８ ９８３０～８４０６ ０４．３试产船扳铜的组织与性能４．３１不同温度回火后钢的组织图４ １是８号试样的典型金相组织，其余试样的组织与此类似。即，各组试样具有大致相同的显微组织，都是针状铁素体加上一定量准多边形铁素体的复合 组织，只是准多边形铁索体的相对量略有差异。闰４１Ｆ４０船板钢的组织形貌山东大学硕士学位论文为了观察钢板组织的时效稳定性，对试样进行了一系列温度的回火试验。图 ４．２是８号试样不同时间５５０＂Ｃ回火后的组织变化，可以看到回火后针状铁素体 晶粒略有长大，其长短轴之比减小，回火后针状铁素体晶粒的取向仍然是杂乱的， 晶粒沿不同方向长大，同时观察到相邻的平行晶粒在长大过程中相互合并，晶粒 间的尚未分解的Ｍ１Ａ岛被包围在大晶粒中，构成粒状贝氏体的形貌，随着回火时 间延长，粒状贝氏体在回火过程中体积分数有所增加，随回火时间延长其形状越 趋于不规则，晶粒内呈流线分布的Ｍ叶岛逐渐分解。图４，２８号试样不同时间５５０＇Ｃ回火的组织（８）１小时；（ｂ）３小时；（ｃ）６小时：（ｄ～ｆ）８小时山东大学硕士学位论文８导试样不同温度回火１小时后的组织变化如图４ ３所示，可以看出日火温 度小于６００＂Ｃ时，试样的组织改变不显著，仍然是针状铁素体加准多边形铁素体 的复合组织，晶粒较回火前略有长大。回火温度在７００℃时，组织发生明显变化， 针状铁索体大多转变成等轴铁素体，晶粒粗大，同时在晶界处出现了大量再结晶 颗粒，由此可以判断Ｆ４０船板钢宣温组织的再结晶温度在６００℃一７００℃之间。 Ｍ―Ａ岛６００＂Ｃ以上温度加热时开始分解，多边形铁素体内的Ｍ－Ａ岛较晶界处的Ｍ－Ａ 岛分解容易，６００＂Ｃ回火后的试样中，多边形铁素体内的Ｍ―Ａ岛已基本分解完毕。：蕊≯努ｌ蠢《‘Ｉ‘‘ 攀鬻鍪萎蚤一！鬈ｏ？ｊｊ：三王圉４３隧ｏ：。ｒ，．一，．ｊ’｝－：８号试样不同温度回火１小时后的组织（ａ）未回火；（ｂ）５００＂（２；（ｃ）５５０＂（２：（ｄ）６００＂Ｃ：（ｅ）６５０＂Ｃ：（砷７００＂Ｃ山东大学硕士学位论文 ４．３．２不同温度回火后钢的硬度变化 图４．４（ａ）给出了不同温度１小时回火后钢的硬度变化情况，可以看出５００。Ｃ以 下回火后硬度随温度的升高而下降，５００＂Ｃ以上硬度值开始上升，在６００＂Ｃ达到最 大值，之后又持续下降，硬度极大值１９５ＨＢＳ，相对于未回火试样上升了２ＨＢＳ，极 小值１８４ＨＢＳ，相对于未回火试样下降Ｔ９ＨＢＳ。图４．４（ｂ）为８号试样５５０℃回火不 同时间回火后的硬度变化，可以看出硬度值起初略有下降，５分钟后出现回升， 在３小时时达到最大值，之后硬度下降，４小时以后又有所上升。硬度最大值 １９５ＨＢＳ，相对于未回火试样上升了６ＨＢＳ，最小值１８５ＨＢＳ，相对于未回火试样下降了４ＨＢＳ。从测量数值看，不同温度回火和５５０℃不同时间回火过程中硬度值变化范 围较小，硬度最大值与最小值的差值不超过１ １ＨＢＳ，可见Ｆ４０船板钢硬度变化比 较稳定，从曲线的形状看，两组试样回火过程中，硬度值都经历了先减少再增大 再减小的过程，不同的是５５０℃长时间回火后硬度值又有所回升。 船板钢在未再结晶区轧制的多道次变形中，奥氏体晶粒内会形成大量位错， 这些位错受应变诱导析出的碳氮化物的钉扎不易消失，在变形奥氏体中呈缠结或 网格组态，能够在相变过程中保存下来【５９１。控冷阶段由奥氏体向铁素体转变过 程中，由于体积效应也将产生一定的位错，这类位错比较平直，没有碳氮化物的 钉扎。透射电镜实验证实了这两种位错的存在删。低温回火及短时间回火过程 中，材料处于回复状态，涉及位错组态变化及位错密度降低，材料的硬度值将会 下降。船板钢在控轧过程中，Ｎｂ的碳氮化物只是部分析出，轧后采取控冷，相 变温度低，时间较短，由析出动力学的ＰＴＴ（Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．ｔｉｍｅ）关系 可知，析出过程将十分缓慢，Ｎｂ在铁素体中处于过饱和状态，重加热后Ｎｂ将 以碳氮化物的形式继续析出【６１】。这些析出物极为细小，尺寸在纳米数量级，将 产生一定的沉淀强化作用。可见回火过程中，材料的硬度值高低是由回复软化与 沉淀强化两种因素综合作用的结果。 在低温回火及５５０。Ｃ回火初期，回复软化起主导作用，材料的硬度值下降， 在较高温度（５００＂－－－６００℃）和进一步回火时（５ｍｉｎ＇－－３ｈｏｕｒ），析出强化起主导作 用，材料的硬度值开始上升，并在６００＂ＣＪＪｌ热和回火３小时时达到最大值，６００ ℃及回火３小时以后，细小的碳氮化物逐渐长大，对位错、晶界的钉扎}