第36卷第10期 北京科技大学学报 Vol.36 No.10 2014年10月 Journal of University of Science and Technology Beijing 0ct.2014 特厚板温度梯度轧制有限元模拟与实验研究 李高盛，余 伟区，蔡庆伍 北京科技大学高效轧制国家过程研究中心，北京100083 ☒通信作者，E-mail:yuwei@nercar.usth.cdu.cm 摘要针对特厚板再结晶型轧制，板坯中心难以变形导致心部晶粒粗大的问题，使用Q345B钢，采用有限元方法建立了特 厚板轧制的仿真模型，以研究在特厚板轧制过程中引入厚度方向上的温度梯度对钢板心部应变的影响，并与传统均温轧制进 行对比，预测了两种温度场条件下奥氏体再结晶的晶粒尺寸.采用大试样平面应变实验对模拟结果进行验证.研究结果表 明，温度梯度轧制有利于增加坯料心部应变量，最大增加了61.35%.计算和实验结果显示温度梯度轧制可以减小特厚板心部 晶粒尺寸，晶粒度级别提高了一个等级，说明该工艺对提高特厚板中心区域性能有利. 关键词钢板：轧制：温度梯度：有限元分析：再结晶：大试样：平面应变 分类号TG156.1:TG142.2 Finite element simulation and experimental investigation of temperature gradient rolling for ultra-heavy plates LI Gao-sheng,YU Wei,CAI Qing-wu National Engineering Research Center of Advanced Rolling,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:yuwei@nercar.ustb.edu.cn ABSTRACT A finite element model of Q345B ultra-heavy plate rolling was established and the effect of temperature gradient on the strain in the plate core was investigated during the rolling process.The grain size after austenite recrystallization was calculated and compared with tradition processes.The result of simulation was proved by large specimen plane stain experiment and indicated that the process with temperature gradient is favor of strain increasing in the plate core,and the maximum of increment is 61.35%.The calcu- lation and experiment proclaim that the grain size in the plate core is refined by temperature gradient rolling,moreover,increasing the mechanical properties of the ultra-heavy plate. KEY WORDS steel plate;rolling:temperature gradient;finite element analysis:recrystallization:large specimens:plane strain 特厚板广泛应用于桥梁、造船、海洋平台、压力 再结晶型控轧难以进一步提高特厚板性能.单纯通 容器等的结构建设和关键部位的承重件，因此对其 过增加压下率使轧制力渗透到心部会在提高再结晶 性能也提出了更高的要求.除要求强度外，还要求 形核率的同时增加再结晶长大驱动力，如果控制不 有较好的韧性、焊接性、疲劳性、耐海水腐蚀性、抗层 当则会产生混晶并增加形成魏氏组织的几率：并且 状撕裂性、冷热加工性等.但是，由于特厚板坯料和 压下过大必然增加轧制力，提高轧机负荷造成资源 成品厚度大，受轧制压缩比的限制，往往需要采用大 浪费回 型铸锭或特厚连铸坯轧制.大型铸锭和特厚连铸坯 因此，如何降低坯料尺寸，采用较小规格连铸坯 的质量难以保证，在轧制时变形难以渗透到心部，微 生产特厚板，并改进工艺改善特厚板心部质量就成 裂纹难以压合四.另外，由于钢板中心再结晶不充 为今后研究的重点。金属变形的难易程度取决于材 分，心部和表面晶粒度差距较大，这些原因使得传统 料尺寸、高温力学性能及变形时的应力状态.轧制 收稿日期：201307-25 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.10.007:http:/jourals.ustb.edu.cn
第 36 卷 第 10 期 2014 年 10 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 No． 10 Oct． 2014 特厚板温度梯度轧制有限元模拟与实验研究 李高盛，余 伟，蔡庆伍 北京科技大学高效轧制国家过程研究中心，北京 100083 通信作者，E-mail: yuwei@ nercar． ustb． edu． cn 摘 要 针对特厚板再结晶型轧制，板坯中心难以变形导致心部晶粒粗大的问题，使用 Q345B 钢，采用有限元方法建立了特 厚板轧制的仿真模型，以研究在特厚板轧制过程中引入厚度方向上的温度梯度对钢板心部应变的影响，并与传统均温轧制进 行对比，预测了两种温度场条件下奥氏体再结晶的晶粒尺寸． 采用大试样平面应变实验对模拟结果进行验证． 研究结果表 明，温度梯度轧制有利于增加坯料心部应变量，最大增加了 61. 35% ． 计算和实验结果显示温度梯度轧制可以减小特厚板心部 晶粒尺寸，晶粒度级别提高了一个等级，说明该工艺对提高特厚板中心区域性能有利． 关键词 钢板; 轧制; 温度梯度; 有限元分析; 再结晶; 大试样; 平面应变 分类号 TG 156. 1; TG 142. 2 Finite element simulation and experimental investigation of temperature gradient rolling for ultra-heavy plates LI Gao-sheng，YU Wei ，CAI Qing-wu National Engineering Ｒesearch Center of Advanced Ｒolling，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: yuwei@ nercar． ustb． edu． cn ABSTＲACT A finite element model of Q345B ultra-heavy plate rolling was established and the effect of temperature gradient on the strain in the plate core was investigated during the rolling process． The grain size after austenite recrystallization was calculated and compared with tradition processes． The result of simulation was proved by large specimen plane stain experiment and indicated that the process with temperature gradient is favor of strain increasing in the plate core，and the maximum of increment is 61. 35% ． The calculation and experiment proclaim that the grain size in the plate core is refined by temperature gradient rolling，moreover，increasing the mechanical properties of the ultra-heavy plate． KEY WOＲDS steel plate; rolling; temperature gradient; finite element analysis; recrystallization; large specimens; plane strain 收稿日期: 2013--07--25 DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． 10． 007; http: / /journals． ustb． edu． cn 特厚板广泛应用于桥梁、造船、海洋平台、压力 容器等的结构建设和关键部位的承重件，因此对其 性能也提出了更高的要求． 除要求强度外，还要求 有较好的韧性、焊接性、疲劳性、耐海水腐蚀性、抗层 状撕裂性、冷热加工性等． 但是，由于特厚板坯料和 成品厚度大，受轧制压缩比的限制，往往需要采用大 型铸锭或特厚连铸坯轧制． 大型铸锭和特厚连铸坯 的质量难以保证，在轧制时变形难以渗透到心部，微 裂纹难以压合［1］． 另外，由于钢板中心再结晶不充 分，心部和表面晶粒度差距较大，这些原因使得传统 再结晶型控轧难以进一步提高特厚板性能． 单纯通 过增加压下率使轧制力渗透到心部会在提高再结晶 形核率的同时增加再结晶长大驱动力，如果控制不 当则会产生混晶并增加形成魏氏组织的几率; 并且 压下过大必然增加轧制力，提高轧机负荷造成资源 浪费［2］． 因此，如何降低坯料尺寸，采用较小规格连铸坯 生产特厚板，并改进工艺改善特厚板心部质量就成 为今后研究的重点． 金属变形的难易程度取决于材 料尺寸、高温力学性能及变形时的应力状态． 轧制
第10期 李高盛等：特厚板温度梯度轧制有限元模拟与实验研究 ·1323· 过程中，控制厚度方向上温度梯度的轧制方法还没 有系统研究.因此，将这种温度梯度轧制方法与传 统工艺进行对比，分析其对特厚板心部应变与变形 奥氏体再结晶的影响及改善心部特厚板心部组织和 性能的作用是一项有意义的工作 1有限元模型的建立与实验方法 图1使用Marc软件建立的有限元模型 1.1有限元模型的建立 Fig.1 Finite element model constructed by MSC.Mar 使用有限元Mac软件建立特厚板轧制模型，见 图1.模拟轧制厚板的材质为Q345B,采用热力耦合 1100 种444 单元plane strain solidl1单元大小2.5mm×2.5mm, Q345B的变形抗力数据见文献[3].轧辊材质 1000 5 CrNiMo,采用热传导单元plane?39.模拟的工况为： ·一温度梯度1道次 轧辊辊径1110mm,板坯厚度250mm,终轧板厚125 ·一温度梯度2道次 900 ·一温度梯度3道次 mm,变形条件见表1.采用热力耦合边界条件，考虑 一均温1道次 ◆一均温2道次 了轧制过程中的自然温降以及板坯和轧辊的接触热 ←一均温3道次 传导，包括塑性功转变为热、表面摩擦生热等 800 分别对温度梯度轧制和传统均温轧制两种工艺 -100102030405060708090100110120130 进行模拟，两种工艺下各道次轧前厚度方向温度分 厚度mm 布见图2，温度梯度轧制第1道次温度梯度的形成 图2各道次轧前温度分布 采取1200℃出炉，在1100℃开始冷却，冷却速度6 Fig.2 Temperature distribution before rolling ℃·s,冷却时间60s,随后返温与水冷交替进行三 次的方式，温降曲线见图3.第2、3道次采用先返温 1100 后水冷的方式保证表面温度稳定在800℃，道次间 1000 隔时间控制在10s.均温轧制1200℃出炉，1100℃ 开轧，道次间隔时间10s.由于特厚板成品宽度很 900 大，通常为工作辊长的1/3至1/2，中心位置温度比 表面 800 1/ 较稳定，因此忽略宽度方向热传导，读取各道次变形 12 区出口处应变、应变速率、温度数值，计算两种工艺 700 50 100 下奥氏体再结晶完成后的晶粒尺寸. 时间s 表1有限元模拟的轧制规程 图3温度梯度轧制有限元模拟第1道次轧前温降曲线 Table I Rolling process of finite element simulation Fig.3 Temperature drop curve of cooling process before first pass in 道次 h/mm h'/mm △h/mm E/% rolling with temperature gradient 1 250 200 50 20.0 2 200 155 45 22.5 种采用Q345B,合金组分（质量分数)为0.16%C- 3 155 125 30 19.4 1.21%Mn-0.037%Nb-0.14%V-0.10%Ti.中频加 注：h一入口厚度：h一出口厚度：△h一压下量：e一压下率 热至1200℃保温5min.压缩规程保证与有限元模 拟压缩比相同：60mm→48mm→37mm→30mm.试 1.2大试样多道次平面应变实验 样规格见图4(b),心部插热电偶记录中心温度变 采用北京科技大学新材料技术研究院的平面应 化.温度梯度压缩（试样1）与均温压缩（试样2）表 变压缩机而在实验室模拟实际轧制过程，见图4 面温度对比见表2，其中试样1出炉后采用小水流 (a).平面应变压缩机的特点为：能够模拟轧制时板 多次冷却的方式将表面冷却至800℃.两试样均在 坯的受力状态；试样大，可以模拟热轧钢多道次变 心部温度达到1100℃时开始压缩，道次间隔采用时 形，并可满足随后性能测试的要求；采用计算机控制 间控制，固定为10s.压缩完成后直接水淬，取试样 系统可以对压缩过程实施精确的实时控制.实验钢 中心12mm×12mm全厚度金相样，而后再加热至
第 10 期 李高盛等: 特厚板温度梯度轧制有限元模拟与实验研究 过程中，控制厚度方向上温度梯度的轧制方法还没 有系统研究． 因此，将这种温度梯度轧制方法与传 统工艺进行对比，分析其对特厚板心部应变与变形 奥氏体再结晶的影响及改善心部特厚板心部组织和 性能的作用是一项有意义的工作． 1 有限元模型的建立与实验方法 1. 1 有限元模型的建立 使用有限元 Marc 软件建立特厚板轧制模型，见 图 1． 模拟轧制厚板的材质为 Q345B，采用热力耦合 单元 plane strain solid11 单元大小 2. 5 mm × 2. 5 mm， Q345B 的 变 形 抗 力 数 据 见 文 献［3］． 轧 辊 材 质 5CrNiMo，采用热传导单元 plane39． 模拟的工况为: 轧辊辊径 1110 mm，板坯厚度 250 mm，终轧板厚 125 mm，变形条件见表 1． 采用热力耦合边界条件，考虑 了轧制过程中的自然温降以及板坯和轧辊的接触热 传导，包括塑性功转变为热、表面摩擦生热等． 分别对温度梯度轧制和传统均温轧制两种工艺 进行模拟，两种工艺下各道次轧前厚度方向温度分 布见图 2，温度梯度轧制第 1 道次温度梯度的形成 采取 1200 ℃ 出炉，在 1100 ℃ 开始冷却，冷却速度 6 ℃·s － 1，冷却时间 60 s，随后返温与水冷交替进行三 次的方式，温降曲线见图 3． 第 2、3 道次采用先返温 后水冷的方式保证表面温度稳定在 800 ℃，道次间 隔时间控制在 10 s． 均温轧制 1200 ℃ 出炉，1100 ℃ 开轧，道次间隔时间 10 s． 由于特厚板成品宽度很 大，通常为工作辊长的 1 /3 至 1 /2，中心位置温度比 较稳定，因此忽略宽度方向热传导，读取各道次变形 区出口处应变、应变速率、温度数值，计算两种工艺 下奥氏体再结晶完成后的晶粒尺寸． 表 1 有限元模拟的轧制规程 Table 1 Ｒolling process of finite element simulation 道次 h /mm h' /mm Δh /mm ε /% 1 250 200 50 20. 0 2 200 155 45 22. 5 3 155 125 30 19. 4 注: h—入口厚度; h'—出口厚度; Δh—压下量; ε—压下率． 1. 2 大试样多道次平面应变实验 采用北京科技大学新材料技术研究院的平面应 变压缩机［4］ 在实验室模拟实际轧制过程，见图 4 ( a) ． 平面应变压缩机的特点为: 能够模拟轧制时板 坯的受力状态; 试样大，可以模拟热轧钢多道次变 形，并可满足随后性能测试的要求; 采用计算机控制 系统可以对压缩过程实施精确的实时控制． 实验钢 图 1 使用 Marc 软件建立的有限元模型 Fig． 1 Finite element model constructed by MSC． Marc 图 2 各道次轧前温度分布 Fig． 2 Temperature distribution before rolling 图 3 温度梯度轧制有限元模拟第 1 道次轧前温降曲线 Fig． 3 Temperature drop curve of cooling process before first pass in rolling with temperature gradient 种采用 Q345B，合金组分( 质量分数) 为 0. 16% C-- 1. 21% Mn--0. 037% Nb--0. 14% V--0. 10% Ti． 中频加 热至 1200 ℃保温 5 min． 压缩规程保证与有限元模 拟压缩比相同: 60 mm→48 mm→37 mm→30 mm． 试 样规格见图 4 ( b) ，心部插热电偶记录中心温度变 化． 温度梯度压缩( 试样 1) 与均温压缩( 试样 2) 表 面温度对比见表 2，其中试样 1 出炉后采用小水流 多次冷却的方式将表面冷却至 800 ℃ ． 两试样均在 心部温度达到 1100 ℃时开始压缩，道次间隔采用时 间控制，固定为 10 s． 压缩完成后直接水淬，取试样 中心 12 mm × 12 mm 全厚度金相样，而后再加热至 · 3231 ·
·1324 北京科技大学学报 第36卷 900℃保温30min水淬至室温.另在未变形坯料中 6.从图6(b)、(d)和(f)可以看到：均温轧制时，轧 取12mm×12mm×30mm试样，电阻炉加热至1200 件近表面与轧辊温度相差较大，接触时产生了温度 ℃保温20min后水淬至室温，统计变形后试样和未 波动，从而应变数值也发生了相应起伏，导致近表面 变形试样的晶粒尺寸.方法如下囚：试样在过饱和 的应变数据有一定随机性：但总体上应变数值从表 苦味酸加海鸥牌洗发膏溶液中75℃水浴后得到原 面到中心逐渐降低，显示出均温轧制变形难于渗透 始奥氏体组织的显微照片，然后使用Photoshop软件 至心部.从图6(a)、(c)和(e)可以知道，对于温度 套索工具将各个晶粒涂色，再由ImagePro软件统计 梯度轧制，由于表面变形抗力高而心部变形抗力低， 各个色块的面积见图5，最后根据各色块面积的平 使得轧制过程中变形优先在心部发生，造成等效应 均值计算出晶粒直径 变数值从表面到心部逐步增加.对比均温轧制各道 012 mm 次心部应变数值，最多分别增加了15.05%、 18.19%和61.35%. 由文献68]有限元计算得到的温度场、应变 95 mn 与应变速率，可以计算变形后的再结晶百分数以及 奥氏体晶粒尺寸和晶粒尺寸随时间和温度的变化. 通过式(1)和式(2)可以计算出Q345B钢在两种温 度场下各道次再结晶完成后的再结晶百分数因： X=1-exp（-0.693× (1) 60 mm to.s 加工直径25mm tas=2.3×10-i5e-256exp 230000 (2) 深20mm孔，放置热电借 RT 图4平面应变压缩机(a)和试样(b) 式中：X为再结晶百分数；t为再结晶时间，s;tos为 Fig.4 Plane strain thermo-mechanical simulator (a)and specimen (b) 再结晶完成50%所需时间，s;ε为应变；T为热力学 表2压缩前表面温度 温度，K;d。为上一道次完成后的晶粒尺寸，μm;R为 Table 2 Surface temperature before compression 摩尔气体常数，8.31Jmol-1.Kl. 道次 3 从上式可以知道，温度梯度轧制时，坯料中部应 试样1表面温度/℃ 820 805 790 变增加必然提高了心部再结晶形核率，细化再结晶 试样2表面温度/℃ 1148 1050 1027 晶粒 通过式(3)~(5)可计算再结晶刚完成时的平 均晶粒度切： 3.6 dm=) (3) d:=d+d-1(1-x）, (4) s=240.491ep(g)+0.155ep(-g)+ 0.143exp(-3e）]. (5) 式中：d为再结晶刚结束时发生再结晶的晶粒尺 寸，um;d:为各道次完成后的平均晶粒尺寸，um;X, 100m 为各道次的再结晶百分数.初始晶粒尺寸为117.02 图5用Photoshop和mage Pro Plus软件统计品粒尺寸的方法 μm,再由式(6)计算再结晶长大，即得到两种工 Fig.5 Grain size statistics method with Photoshop and Image Pro 艺轧制完成后沿厚度方向晶粒尺寸分布： Plus dA5=d5+4.1×10t,exp -43500 (6) 2结果与讨论 式中，t:为各道次间隔时间，s 2.1有限元模拟结果 从实验和计算结果中可以看到：初始奥氏体晶 经过有限元计算的温度梯度轧制和均温轧制的 粒粗大，如图7(a)所示；两种工艺下从试样表面到 各道次变形区厚度方向上等效应变与温度分布见图 心部的晶粒尺寸分布如图7(b)所示.温度梯度轧
北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 900 ℃保温 30 min 水淬至室温． 另在未变形坯料中 取 12 mm × 12 mm × 30 mm 试样，电阻炉加热至 1200 ℃保温 20 min 后水淬至室温，统计变形后试样和未 变形试样的晶粒尺寸． 方法如下［5］: 试样在过饱和 苦味酸加海鸥牌洗发膏溶液中 75 ℃ 水浴后得到原 始奥氏体组织的显微照片，然后使用 Photoshop 软件 套索工具将各个晶粒涂色，再由 ImagePro 软件统计 各个色块的面积见图 5，最后根据各色块面积的平 均值计算出晶粒直径． 图 4 平面应变压缩机( a) 和试样( b) Fig． 4 Plane strain thermo-mechanical simulator ( a) and specimen ( b) 表 2 压缩前表面温度 Table 2 Surface temperature before compression 道次 1 2 3 试样 1 表面温度/℃ 820 805 790 试样 2 表面温度/℃ 1148 1050 1027 图 5 用 Photoshop 和 Image Pro Plus 软件统计晶粒尺寸的方法 Fig． 5 Grain size statistics method with Photoshop and Image Pro Plus 2 结果与讨论 2. 1 有限元模拟结果 经过有限元计算的温度梯度轧制和均温轧制的 各道次变形区厚度方向上等效应变与温度分布见图 6． 从图 6( b) 、( d) 和( f) 可以看到: 均温轧制时，轧 件近表面与轧辊温度相差较大，接触时产生了温度 波动，从而应变数值也发生了相应起伏，导致近表面 的应变数据有一定随机性; 但总体上应变数值从表 面到中心逐渐降低，显示出均温轧制变形难于渗透 至心部． 从图 6( a) 、( c) 和( e) 可以知道，对于温度 梯度轧制，由于表面变形抗力高而心部变形抗力低， 使得轧制过程中变形优先在心部发生，造成等效应 变数值从表面到心部逐步增加． 对比均温轧制各道 次心 部 应 变 数 值，最 多 分 别 增 加 了 15. 05% 、 18. 19% 和 61. 35% ． 由文献［6--8］有限元计算得到的温度场、应变 与应变速率，可以计算变形后的再结晶百分数以及 奥氏体晶粒尺寸和晶粒尺寸随时间和温度的变化． 通过式( 1) 和式( 2) 可以计算出 Q345B 钢在两种温 度场下各道次再结晶完成后的再结晶百分数［6］: Xsrex = 1 － exp － 0. 693 × ( t t ) 0. 5 ， ( 1) t0. 5 = 2. 3 × 10 － 15ε － 2. 5 d2 0 ( exp 230000 ) ＲT ． ( 2) 式中: Xsrex为再结晶百分数; t 为再结晶时间，s; t0. 5为 再结晶完成 50% 所需时间，s; ε 为应变; T 为热力学 温度，K; d0为上一道次完成后的晶粒尺寸，μm; Ｒ 为 摩尔气体常数，8. 31 J·mol － 1·K － 1 ． 从上式可以知道，温度梯度轧制时，坯料中部应 变增加必然提高了心部再结晶形核率，细化再结晶 晶粒． 通过式( 3) ～ ( 5) 可计算再结晶刚完成时的平 均晶粒度［7］: dsrex = 3. 6 ( Svε) 0. 66， ( 3) di = dsrex + di － 1 ( 1 － Xi ) ， ( 4) Sv = 24 πd0 ［0. 491exp ( ε) + 0. 155exp ( － ε) + 0. 143exp ( － 3ε) ］． ( 5) 式中: dsrex为再结晶刚结束时发生再结晶的晶粒尺 寸，μm; di为各道次完成后的平均晶粒尺寸，μm; Xi 为各道次的再结晶百分数． 初始晶粒尺寸为 117. 02 μm，再由式( 6) 计算再结晶长大［6］，即得到两种工 艺轧制完成后沿厚度方向晶粒尺寸分布: d4. 5 = d4. 5 i + 4. 1 × 1023 ti ( exp － 43500 ) ＲT ． ( 6) 式中，ti为各道次间隔时间，s． 从实验和计算结果中可以看到: 初始奥氏体晶 粒粗大，如图 7( a) 所示; 两种工艺下从试样表面到 心部的晶粒尺寸分布如图 7( b) 所示． 温度梯度轧 · 4231 ·
第10期 李高盛等：特厚板温度梯度轧制有限元模拟与实验研究 ·1325· 0.30 107 (b) 0.28 106 030 0.26 1105 1000 0.24 1104 028 留 是 1103 900 0.20 1102 0.26 一一温度 0.18 800 一应变 1101 十整 0.16 -100102030405060708090100110 10000020040s0607080901001i824 厚度方向mm 厚度方向/mm 0.30 1108d 0.30 1106 1100 0.28 114 1102 I10 1098 1000 026 028 登 1096 1094 留 0.24 1092 1090 900 1088 一温度 0.22 1086 一温度 0.26 一应变 1084 一应变 1082 800100 10203040506070 20 10801001020304050607080 厚度方向/mm 厚度方向mm 0.38 0.34 1100 0.36 1120 0.32 0.34 1000 1110 0.30 0.32 900 0.30 1100 02 0.28 0.26 800 一温度 1090 一应变 0.26 一整 0.24 024 700100 10203040506070 108010010200400607822 厚度方向/mm 厚度方向mm 图6厚度方向上应变和温度分布.(a,c,©)温度梯度轧制的1、2和3道次：(b,d,)均温轧制的1,2和3道次 Fig.6 Distribution of temperature and plane strain in the thickness direction:(a,c,e)pass 1,2 and 3 in temperature gradient rolling:(b,d,f) pass 1,2 and 3 in traditional rolling,respectively 120r 100 十提机利 80 60 40 200m 0 10 20 3040506070 厚度/mm 图7变形前原始奥氏体组织(a)和再结品品粒尺寸计算结果(b) Fig.7 Austenite grain before compression (a)and grain size values after austenite recrystallization (b)
第 10 期 李高盛等: 特厚板温度梯度轧制有限元模拟与实验研究 图 6 厚度方向上应变和温度分布． ( a，c，e) 温度梯度轧制的 1、2 和 3 道次; ( b，d，f) 均温轧制的 1、2 和 3 道次 Fig． 6 Distribution of temperature and plane strain in the thickness direction: ( a，c，e) pass 1，2 and 3 in temperature gradient rolling; ( b，d，f) pass 1，2 and 3 in traditional rolling，respectively 图 7 变形前原始奥氏体组织( a) 和再结晶晶粒尺寸计算结果( b) Fig． 7 Austenite grain before compression ( a) and grain size values after austenite recrystallization ( b) · 5231 ·
·1326 北京科技大学学报 第36卷 制时，由于表面处在未再结晶区，因此没有发生再结 心温度比模拟温度高，造成试样2心部晶粒大于模 晶，晶粒尺寸基本保持原始大小；随着温度升高，再 拟结果.同时，从金相照片和统计数据中可以看到 结晶百分数不断提高，平均晶粒尺寸下降：温度进一 试样1的1/4处和中心处晶粒比试样2更为细小均 步升高即发生完全再结晶，晶粒大小比较均匀.均 匀，晶粒尺寸减小约30%，其中1/4处晶粒尺寸减 温轧制的计算结果则体现了一般厚板轧制的特点， 小了26.5%，中心减小了32.2% 由于变形优先在表面发生，因此随着厚度的增加晶 表3实验品粒尺寸和计算品粒尺寸 粒尺寸不断变大. Table 3 Grain size of experimentation and simulation um 2.2平面应变实验 方法 轧制工艺 表面 1/4位置12位置 两试样各位置原始奥氏体组织见图8.实验结 温度梯度轧制 91.12 46.64 48.55 果与模拟结果对比见图9，具体数值见表3.从对比 模拟值 均温轧制 48.77 63.99 68.56 结果可以看到实验和模拟吻合较好，除试样1表面 温度梯度轧制 82.18 48.98 50.95 和试样2心部外，其余数值相差均在5%左右.具体 实验值 均温轧制 49.43 66.63 75.16 原因可能为平面应变实验时近表面位置部分再结晶 程度较大，使得统计结果小于模拟结果：而实验时中 Q345B钢种在实际应用中以珠光体和铁素体组 (a) 100μm 100m 1001m 100am 100 um 100um 图8试样1表面、1/4和中心处的奥氏体组织(a,c,c):试样2表面、1/4和中心处的奥氏体组织(b,d,0 Fig.8 Austenite grain of Specimen I in the surface,1/4 position and 1/2 position (a,c,e);austenite grain of Specimen 2 in the surface,1/4 position and 1/2 position (b,d,f),respectively
北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 制时，由于表面处在未再结晶区，因此没有发生再结 晶，晶粒尺寸基本保持原始大小; 随着温度升高，再 结晶百分数不断提高，平均晶粒尺寸下降; 温度进一 步升高即发生完全再结晶，晶粒大小比较均匀． 均 温轧制的计算结果则体现了一般厚板轧制的特点， 由于变形优先在表面发生，因此随着厚度的增加晶 粒尺寸不断变大． 图 8 试样 1 表面、1 /4 和中心处的奥氏体组织( a，c，e) ; 试样 2 表面、1 /4 和中心处的奥氏体组织( b，d，f) Fig． 8 Austenite grain of Specimen 1 in the surface，1 /4 position and 1 /2 position ( a，c，e) ; austenite grain of Specimen 2 in the surface，1 /4 position and 1 /2 position ( b，d，f) ，respectively 2. 2 平面应变实验 两试样各位置原始奥氏体组织见图 8． 实验结 果与模拟结果对比见图 9，具体数值见表 3． 从对比 结果可以看到实验和模拟吻合较好，除试样 1 表面 和试样 2 心部外，其余数值相差均在 5% 左右． 具体 原因可能为平面应变实验时近表面位置部分再结晶 程度较大，使得统计结果小于模拟结果; 而实验时中 心温度比模拟温度高，造成试样 2 心部晶粒大于模 拟结果． 同时，从金相照片和统计数据中可以看到 试样 1 的 1 /4 处和中心处晶粒比试样 2 更为细小均 匀，晶粒尺寸减小约 30% ，其中 1 /4 处晶粒尺寸减 小了 26. 5% ，中心减小了 32. 2% ． 表 3 实验晶粒尺寸和计算晶粒尺寸 Table 3 Grain size of experimentation and simulation μm 方法 轧制工艺 表面 1 /4 位置 1 /2 位置 模拟值 温度梯度轧制 91. 12 46. 64 48. 55 均温轧制 48. 77 63. 99 68. 56 实验值 温度梯度轧制 82. 18 48. 98 50. 95 均温轧制 49. 43 66. 63 75. 16 Q345B 钢种在实际应用中以珠光体和铁素体组 · 6231 ·
第10期 李高盛等：特厚板温度梯度轧制有限元模拟与实验研究 ·1327· ☑温度梯度轧制计算结果 心部晶粒细尺寸减小32.21% 试样1统计结果 80 爱均温轧制计算结果 (3)温度梯度轧制可以同时发挥变形带细化和 四试样2统计结果 再结晶细化的作用，使特厚板厚度方向上的晶粒尺 wr/ 60 寸更为均匀，提高产品性能 40 参考文献 [1]Jang Y C.Lee Y,An G B,et al.Temperature dependent fracture 20 model and its application to ultra-heavy thick steel plate used for shipbuilding.Int J Mod Phys B,2008,22:5483 Zhu F X,Li Y M,Liu Y C,et al.Effect of Austenite recrystalli- 表面 1/4 1/2 zation on microstructure and properties of 345 steel.fron Steel 位置 Res Int,2005,12(5):39 图9奥氏体品粒尺寸的实验与模拟结果对比 B] Chen Q J,Kang Y L,Hong H P,et al.Simulation of rolling Fig.9 Comparison between simulated and experimental grain size process for wide and thin plate of alloy steel by finite element method.J Plast Eng,2005,12(Suppl):163 织为主，其性能取决于先共析铁素体的比例、分布和 (陈庆军，康永林，洪慧平，等。低合金宽薄板轧制过程的有 晶粒大小，其中影响晶粒大小的主要因素是先共析 限元模拟.塑性工程学报，2005,12（增刊）：163) 铁素体在奥氏体中的形核密度.决定其数值大小的 4] Pan H B,Tang D.Hu S P,et al.Development of large specimen multi-deformation plane strain thermo-mechanical simulator.Mach 因素为变形方向上单位长度内的奥氏体晶界数量、 Des Manuf,2008(9):101 变形带数量和退火李晶界数量回.在奥氏体再结晶 (潘红波，唐荻，胡水平，等。大试样多道次平面应变热模拟 区，奥氏体内部位错合并消除，在随后的相变中铁素 试验机的研究.机械设计与制造，2008(9)：101) 体主要在奥氏体晶界处形核，因此奥氏体晶粒越细小， [5] Pan X G,Tang D,Song Y,et al.Austenite grain growth model of 则铁素体形核密度增大，铁素体晶粒细小；在奥氏体未 DP590 dual-phase steel.J Unir Sci Technol Beijing,2013,35 (2):189 再结晶区，奥氏体内部保留了变形时产生的形变带以 (潘晓刚，唐获，宋勇，等.DP590级双相钢奥氏体品粒长大 及位错亚结构，相变时铁素体在奥氏体内部的变形带 模型.北京科技大学学报，2013,35(2)：189) 和奥氏体晶界处形核，产生变形带细化的作用@.因 [6]Luo H W,Sietsma J,van der Zwaag S.A metallurgical interpreta- 此，在温度梯度轧制中两种细化机理相互配合可以得 tion of the static recrystallization kinetics of an intercritically de- 到更为细小均匀的先共析铁素体，提高产品性能 formed C-Mn Steel.Metall Mater Trans A,2004,35(6):1889 ] Luo H W,Sietsma J,van der Zwaag S.Characteristics of the stat- 3 结论 ic recrystallization kinetics of an intercritically deformed C-Mn steel.Mater Sci Forum,2004,467-470:293 (1)建立了特厚板温度梯度轧制和均温轧制的 Siciliano F Jr.,Jonas JJ.Mathematical modeling of the hot strip 有限元模型，与物理冶金模型结合计算了特厚板轧 rolling of microalloyed Nb multiplyalloyed Cr-Mo,and plain C-Mn 后奥氏体晶粒度，通过大试样平面应变实验证明模 steels.Metall Mater Trans A,2000,31(2):511 型与实际测量结果符合较好 9] Kojima A,Watanabe Y,Terada Y,et al.Ferrite grain refinement (2)将特厚板表面冷却至未再结晶区，同时心 by large reduction per pass in non-erystallization temperature re gion of austenite.ISIJ Int,1996,36(5):603 部温度维持在再结晶区的温度梯度轧制有利于轧制 [10]Abdollah-Zadeh A,Eghbali B.Mechanism of ferrite grain refine- 力向心部渗透，增加心部应变量，均匀细化心部晶 ment during warm deformation of a low earbon Nb-microalloyed 粒，模拟结果心部品粒尺寸减小29.19%，实验结果 steel.Mater Sci Eng A,2007,457(12)219
第 10 期 李高盛等: 特厚板温度梯度轧制有限元模拟与实验研究 图 9 奥氏体晶粒尺寸的实验与模拟结果对比 Fig． 9 Comparison between simulated and experimental grain size 织为主，其性能取决于先共析铁素体的比例、分布和 晶粒大小，其中影响晶粒大小的主要因素是先共析 铁素体在奥氏体中的形核密度． 决定其数值大小的 因素为变形方向上单位长度内的奥氏体晶界数量、 变形带数量和退火孪晶界数量［9］． 在奥氏体再结晶 区，奥氏体内部位错合并消除，在随后的相变中铁素 体主要在奥氏体晶界处形核，因此奥氏体晶粒越细小， 则铁素体形核密度增大，铁素体晶粒细小; 在奥氏体未 再结晶区，奥氏体内部保留了变形时产生的形变带以 及位错亚结构，相变时铁素体在奥氏体内部的变形带 和奥氏体晶界处形核，产生变形带细化的作用［10］． 因 此，在温度梯度轧制中两种细化机理相互配合可以得 到更为细小均匀的先共析铁素体，提高产品性能． 3 结论 ( 1) 建立了特厚板温度梯度轧制和均温轧制的 有限元模型，与物理冶金模型结合计算了特厚板轧 后奥氏体晶粒度，通过大试样平面应变实验证明模 型与实际测量结果符合较好． ( 2) 将特厚板表面冷却至未再结晶区，同时心 部温度维持在再结晶区的温度梯度轧制有利于轧制 力向心部渗透，增加心部应变量，均匀细化心部晶 粒，模拟结果心部晶粒尺寸减小 29. 19% ，实验结果 心部晶粒细尺寸减小 32. 21% ． ( 3) 温度梯度轧制可以同时发挥变形带细化和 再结晶细化的作用，使特厚板厚度方向上的晶粒尺 寸更为均匀，提高产品性能． 参 考 文 献 ［1］ Jang Y C，Lee Y，An G B，et al． Temperature dependent fracture model and its application to ultra-heavy thick steel plate used for shipbuilding． Int J Mod Phys B，2008，22: 5483 ［2］ Zhu F X，Li Y M，Liu Y C，et al． Effect of Austenite recrystallization on microstructure and properties of Q345 steel． J Iron Steel Ｒes Int，2005，12( 5) : 39 ［3］ Chen Q J，Kang Y L，Hong H P，et al． Simulation of rolling process for wide and thin plate of alloy steel by finite element method． J Plast Eng，2005，12( Suppl) : 163 ( 陈庆军，康永林，洪慧平，等． 低合金宽薄板轧制过程的有 限元模拟． 塑性工程学报，2005，12( 增刊) : 163) ［4］ Pan H B，Tang D，Hu S P，et al． Development of large specimen multi-deformation plane strain thermo-mechanical simulator． Mach Des Manuf，2008( 9) : 101 ( 潘红波，唐荻，胡水平，等． 大试样多道次平面应变热模拟 试验机的研究． 机械设计与制造，2008( 9) : 101) ［5］ Pan X G，Tang D，Song Y，et al． Austenite grain growth model of DP590 dual-phase steel． J Univ Sci Technol Beijing，2013，35 ( 2) : 189 ( 潘晓刚，唐荻，宋勇，等． DP590 级双相钢奥氏体晶粒长大 模型． 北京科技大学学报，2013，35( 2) : 189) ［6］ Luo H W，Sietsma J，van der Zwaag S． A metallurgical interpretation of the static recrystallization kinetics of an intercritically deformed C-Mn Steel． Metall Mater Trans A，2004，35( 6) : 1889 ［7］ Luo H W，Sietsma J，van der Zwaag S． Characteristics of the static recrystallization kinetics of an intercritically deformed C--Mn steel． Mater Sci Forum，2004，467-470: 293 ［8］ Siciliano F Jr． ，Jonas J J． Mathematical modeling of the hot strip rolling of microalloyed Nb multiply-alloyed Cr--Mo，and plain C--Mn steels． Metall Mater Trans A，2000，31( 2) : 511 ［9］ Kojima A，Watanabe Y，Terada Y，et al． Ferrite grain refinement by large reduction per pass in non-recrystallization temperature region of austenite． ISIJ Int，1996，36( 5) : 603 ［10］ Abdollah-Zadeh A，Eghbali B． Mechanism of ferrite grain refinement during warm deformation of a low carbon Nb-microalloyed steel． Mater Sci Eng A，2007，457( 1-2) : 219 · 7231 ·