.
(1) 细晶强化 控制轧制和控制冷却技术主要是针对 HSLA 钢, 通过添加
微合金元素提高钢材的再结晶温度, 扩大未再结晶区, 在未再结晶区进行低温大
压下, 促使材料内部形成大量的变形带、 亚晶、 位错等晶体 “缺陷”, 这些 “缺
陷” 在后续的相变中成为铁素体形核的核心。 “缺陷” 的大量存在, 造成后续相
变中材料内部大量形核, 因而可以大幅度细化材料的晶粒, 实现细晶强化。 在材
料中添加微合金元素, 特别是 Nb, 会在800~900℃的温度区间由于形变诱导而
析出大量碳氮化物, 从而提高材料的再结晶温度, 强化材料的硬化效果。 对于
HSLA 钢来说, 细晶强化是主要的强化方式。 当采用 NG-TMCP 技术时, 尽管
材料是在较高的温度下完成热变形过程, 但是变形后的短时间内, 材料还未来得
及发生再结晶, 仍然处于含有大量 “缺陷” 的高能状态。 如果对其实施超快速冷
却, 就可以抑制再结晶的发生, 从而将材料的硬化状态保持下来, 一直到相变
点。 在随后的相变过程中, 保存下来的大量 “缺陷” 成为形核的核心, 因而可以
得到与低温轧制相似的强化效果。
(2) 析出强化 在钢中添加微合金元素和合金元素, 析出相会以微小颗粒析
出, 造成基体晶格的畸变, 提高材料的强度, 这称为析出强化。 析出强化的效果
与析出相粒子数量、 尺寸等因素有关, 在各 类 钢 中 都 有 应 用。 自 从 成 功 开 发
HSLA 钢以来, 析出强化的作用日益显著, 目前析出强化已经成为材料强化的
重要手段。 颗粒尺寸越小, 析出物的数量越多, 则材料抗拉强度的提高值越大。
采用传统的控轧控冷工艺时, 含铌 HSLA 钢通常会在热加工温度 (800~900℃)
范围由于形变诱导析出铌的碳氮化物, 因而可能由于析出而提高材料的强度。 但
是由于是在奥氏体中析出, 随后还有析出粒子的长大, 所以最终析出粒子尺寸达
数十纳米, 强化效果不佳。 在采用新一代 TMCP 技术后, 通过超快冷抑制碳氮
化物在奥氏体的析出, 迅速通过形变诱导析出的温度范围, 令动态的铁素体相变
第五章 板带钢的控轧控冷 461温度区间和碳氮化物析出温度区间重叠。 此时碳氮化物可能由于很大的析出驱动
力而发生相间析出, 或在铁素体晶内大量、 微细、 弥散析出, 使铁素体基体得到
强化, 大幅度提高材料的强度水平。 T 的碳化物或 V 的碳氮化物大量析出的温
度在650~700℃, 利用超快冷冷却到此温度区间, 有利于发生相间析出或铁素
体内析出, 强化效果十分明显。 因此, 采用 NG-TMCP 技术, 针对不同合金元
素的析出特点, 制定合理的冷却制度, 可以更好地发挥各种微合金元素的强化作
用, 提高合金元素的强化效果。
(3) 相变强化 相变强化又称组织强化, 是通过相变过程改变钢材的组织组
成, 从而提高钢材强度的一种强化方法。 钢铁材料的一个重要特点, 是在冷却过
程中会发生复杂的相变。 如果对冷却条件加以控制, 即对相变过程进行控制, 在
钢中引入一定数量的硬相组织, 就可以提高钢材的强度。 先进高强钢 (AHSS)、
超高强钢即是通过相变来获得含有硬相马氏体、 贝氏体的复相组织而得以强化。
相变强化的核心是冷却路径控制, 即使材料化学成分和轧制条件相同, 但是冷却
过程不同, 则会得到不同的组织性能。 例如 DP钢, 在冷却的开始阶段, 是利用
前部加速冷却 (或超快速冷却) 将奥氏体冷却到铁素体相变开始温度, 随后进入
保温状态, 即材料处于空冷状态, 以利于铁素体的析出。 析出一定比例的铁素体
(如85%) 后, 对材料进行第二次加速冷却 (或超快速冷却), 当终冷温度在马
氏体点以下, 则剩余的奥氏体部分或全部转变为马氏体, 这样可得到以软相铁素
体和硬相马氏体组成的复相组织, 即双相组织。 当终冷温度处于300~500℃ 的
贝氏体转变温度区间, 则剩余的奥氏体可全部或部分转变为贝氏体。 如果剩余奥
氏体部分转变为贝氏体, 则得到以铁素体、 贝氏体、 残余奥氏体组成的 TRIP
钢; 如果剩余奥氏体全部转变为贝氏体, 则得到铁素体和贝氏体组成的铁素体-
贝氏体双相钢。 在热连轧过程中, 前部和后部冷却应首选超快冷。 前部超快冷有
利于铁素体晶粒的细化, 同时也有利于铁素体的快速析出, 这对于缩短热连轧机
输出辊道的长度是有利的。 同时, 前部超快冷对于析出过程和相变过程的控制具
有更好的效果。 后部超快冷更有利于马氏体相变。 所以, 在实施新一代 TMCP
技术的过程中, 如果能够发挥超快冷的优势, 对冷却路径进行适当控制, 则可以
在更大的范围内, 按照需要对材料的组织性能进行更有效的控制, 甚至开发出全
新的高性能产品。