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1、,工艺技术部,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,控制轧制与控制冷却,讲 座 内 容,1 概 述 2 控轧控冷的基本原理3 中厚板控轧控冷的特点和关键技术4 控轧控冷的数学模型与自动控制 5 国外典型厚板轧机的控轧控冷介绍6 结 语,概 述,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,1 概 述 定义,控制轧制：是在调整钢的化学成分的基础上，通过控制加热温度、轧制温度、变形制度等工艺参数，控制奥氏体状态和相变产物的组织状态，从而达到控制钢材组织性能的目的控制冷却：是通过控制热轧钢材轧后的冷却条件来控制奥氏体组织状态、控制相变条件、控制碳化物析出行为、控制相变后钢的组织和性能。TMCP：控制轧制和控制冷却技
2、术结合起来，能够进一步提高钢材的强韧性和获得合理的综合性能，并能够降低合金元素含量和碳含量，节约贵重的合金元素，降低生产成本。与普通生产工艺相比，通过控轧控冷生产工艺可以使钢板的抗拉强度和屈服强度平均提高约4060MPa，在低温韧性、焊接性能、节能、降低碳当量、节省合金元素以及冷却均匀性、保持良好板形方面都有无可比拟的优越性。因此，日本、美国、欧洲等广泛采用控轧控冷生产工艺生产各种高强结构板、船用钢板、压力容器钢板。,1 概 述-控冷的意义,两个通俗说法:1 水是最廉价的合金元素(可以用水替代合金元素来改变钢材的性能)2 中国的多数中板轧机是世界上最干旱的轧机(目前我们还没有充分利用好水的作用
3、)川崎水岛：12000 m3/h，迪林根：14000 m3/h 宝钢2050：14000 m3/h，1580:13000 m3/h,1.1 控轧控冷的必要性,用户要求：产品性能（强度、韧性、焊接性、冲击性能）决定性能的因素：组织结构（晶粒、析出、组织分数）决定组织的因素：成分和工艺（压下率、温度、冷却速度）材料加工过程是冶金过程柔性制造技术,急需通过控轧控冷改变性能的钢种 管线钢：开发西部，西气东输工程 高级别船板 高强度工程机械用钢 抗震耐火钢（日本阪神大地震后提出）新一代钢铁材料：超级钢,1.1 控轧控冷的必要性产品开发,新一代钢铁材料：超级钢简介思路：超洁净、超细晶、超均匀，实现强度翻番
4、国家重大基础研究项目(973)，参与国际竞争（日、美、韩）RAL承担通过轧制和冷却控制细化晶粒，提高性能经过RAL实验室实验、宝钢现场实验、小批量生产工艺改进：重新分配压下量，控制终轧温度，卷取温度效果：Q235屈服强度400MPa，抗拉强度510MPa 延伸率28，宽冷弯合格，晶粒尺寸：3.9微米,1.1 控轧控冷的必要性产品开发,超级钢实验情况：Super-SS400宝钢首批试制200吨，为一汽供货投料冲压作发动机前置横梁4000件，成品率1002001年千吨级供货，2002年万吨级；500MPa级超级钢研究工作已经取得良好进展；预期效果：第一步:通过控轧控冷，节省合金元素，降成本(200
5、元/吨)第二步:减小钢板厚度，减轻车重，降低油耗 第三步:改进车型设计，远景：3升车（宝钢参加国际行动）,1.1 控轧控冷的必要性产品开发,1.1 控轧控冷的必要性产品开发,1000，保温3min，900、20%变形850、25%变形770、67%变形 道次间10/s冷却变形后 7/s冷却,超级钢Super-SS400工业生产条件下显微组织晶粒3.9卷取温度400，抗拉强度500,实验室实验结果,工业生产结果,国外厚板控轧设备发展情况-淘汰第一代中板轧机，建设强力型轧机板凸度控制功能*德国迪林根：10000kW2，10000吨*瑞典SSAB：4000mm，10000kW2，10000吨-特点各
6、异的待温冷却工艺和装置*侧辊道*中间喷淋*交叉轧制工艺-强力型矫直机,1 概 述-国外控制轧制技术发展情况,国外厚板控冷设备发展情况-控冷已经成为提高钢材性能的基本手段*TMCP率：住友鹿岛：52，曼海姆：80-很多公司形成了自己独特的技术*新日铁的CLC技术*川崎制铁的MACS技术*住友金属的DAC技术*欧洲：MACOS(曼海姆)，ISC(蒂森)，ADCO(法国)-DQ的研究和应用取得良好效果,1 概 述-国外发展控制冷却设备情况,现代中厚板轧机外观,中厚板轧机侧视,轧制中的中厚板轧机,1 概 述-国外厚板轧机的控冷系统,控制轧制的雏形（20世纪20年代）为了提高钢的屈服强度 高比例极限钢(
7、英国海军):高锰系 正火处理低温轧制造船板的低温控制轧制（20世纪40年代50年代）提高韧性控制轧制技术在欧美的普及（20世纪60年代70年代）管线钢控制轧制机理的研究-BISRANb微合金化技术的应用管线钢的高性能化和采用控制轧制的生产控制轧制技术在日本的普及1969年（TAPS订货）X65管线钢控制轧制技术在世界范围的普及（1975-1985）轧后控制冷却技术（20世纪70年代）日本大力发展1980年，日本NKK福山制铁所的厚板厂的OLAC（在线加速冷却）系统1985年，美国匹兹堡召开“钢的快速冷却”至1992年，几乎所有的主要中厚板厂都装备了控制冷却设备控制冷却机理的研究,控制轧制和控制
8、冷却的发展,强力型轧机-济钢3500mm，7000吨，7000kW2-首钢3500mm，7000吨，7000kW2-鞍钢4300mm，8000吨，6000kW2-宝钢5000mm，10000吨，10000 kW2 强力型矫直机-鞍钢3000mm-首钢2100吨,1 概 述-国内轧机发展情况,对控轧控冷的重要作用已有认识 很多厂家利用国内力量装备控轧控冷设备(强力轧机ACC)-鞍钢，首钢，济钢，南钢，舞阳，新余 一些厂家在观望，有矛盾心情:-引进国外技术，价格昂贵，难以承受-使用国内技术，担心可靠性，承担责任“狭路相逢勇者胜”，敢于抓住机遇，迈出第一步者，将在产品竞争中走在前面,1 概 述-国内
9、控制冷却设备发展情况,国内中厚板控轧控冷研究状况:-中厚板轧制及冷却过程温度场的FEM模拟-中厚板组织性能演变与控制的模拟研究-组织性能预报数学模型与软件开发-中厚板新钢种的开发(高强钢、耐火钢、桥梁钢.)-轧制与冷却实验设备开发（鞍钢、酒泉、宝钢）-控冷设备开发研制（RAL+营口流体设备集团）*水幕装置，管层流装置（直管式，U型管式，气雾式）*快速响应阀（气动薄膜阀）*水处理系统（大流量反冲洗过滤器）,1 概 述-国内发展情况,控轧控冷的基本原理,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,2.1 控轧控冷机理2.2 控制轧制 轧制温度制度（加热、粗轧、精轧，待温）轧制压下制度（粗轧、精轧压下量，方向
10、）液压弯辊等板凸度控制制度2.3 控制冷却ACC 冷却模式，冷却温度制度2.4 直接淬火DQ 淬火温度，回火制度（温度、时间）,2 控轧控冷的基本原理,控轧控冷工艺图示,K2.1,(DQ),(DQ),(ACC),组织、成分、性能、TMCP条件的关系,K2.24,控轧控冷的组织变化,K2.2,加热温度（碳氮化物溶解，晶粒长大）粗轧变形制度：粗轧压下量（变形深入，RCR）精轧阶段轧制温度控制进入未再结晶区合理的精轧温度待温制度的确定精轧阶段轧制变形控制未再结晶区总变形量精轧道次压下量,控轧控冷中工艺制度制订原则,三种控制轧制的策略、参数和机理,轧制后奥氏体晶粒,铁素体形核,相变后,控冷后,形变硬化
11、的铁素体,2.1 控制轧制和控制冷却机理示意,变形前奥氏体晶粒,变形后晶粒被拉长,铁素体形核,相变完成,冷却,轧制,变形带与其上的析出,T4.10,变形带,变形带上的析出,珠光体的不同形核地点,T4.15,变形工具钢a)晶界b)退火孪晶c)变形带d)晶内,奥氏体晶粒尺寸与铁素体晶粒尺寸的关系,试样为7mm厚的空冷钢板空心符号：无变形实心符号：热变形后空冷,三种控制轧制的策略、参数和机理,再结晶区控轧：微合金钢950，普碳钢基本在再结晶区轧制总变形量60%机 理：变形区内有动态恢复和动态再结晶道次间歇期间完成再结晶反复轧制再结晶使晶粒变细低温再结晶区晶粒细化明显。,三种控制轧制的策略、参数和机理
12、,未再结晶区控轧：空冷或喷淋控制轧制温度到奥氏体未再结晶区温度范围通常为Ar3900（950）总变形量大于一定数值（70）道次变形量大于一定的数值机 理：变形奥氏体晶粒被拉长形成大量变形带、孪晶和位错增加形核点，相变后细化晶粒,未再结晶区变形量与奥氏体晶界面积和变形带密度的关系,T4.11,含铌钢，Nb:0.03%低于30：变形带密度增加缓慢高于30：迅速增加,铁素体晶粒尺寸与奥氏体界面面积的关系,T4.12,为什么要低温轧制,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,轧制温度对组织和力学性能的影响,K23,0.18C1.36Mn钢各道次压下量20总计9道次轧制到20mm轧制温度变化范围200,热变形
13、奥氏体的温度压下量再结晶图,K213,CMn钢轧制后1s水冷,含铌钢轧制后3s水冷,900以下变形量与韧脆转变温度的关系,K52,钢板厚度10mm2mm切口夏氏值横向,轧制温度对晶粒尺寸和性能的影响,K24,130,50MPa,三种控制轧制的策略、参数和机理,两相区控轧：如需进一步的提高强度，可降低终轧温度750在奥氏体和铁素体两相区轧制机 理：奥氏体继续被拉长，晶粒内形成变形带及位错在变形带及位错处形成新的等轴铁素体晶粒先析出铁素体变形后内部形成亚晶，使强度提高,为什么进行两相区轧制,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,Ar3以下压下量与力学性能关系,实验室数据（）：0.17C1.6Mn钢，1
14、150加热，Ar3为730两相区轧制，利用铁素体的位错亚结构强化,K2.7,两相区轧制对组织和性能的影响,K62,Nb钢在1070、1020 进行62.5的轧制，在850 进行50的轧制后，以710 进行轧制。YS提高60MPa（30）;FATT降低70。,为什么需要强力轧机低温大压下,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,不同钢种的变形抗力,T6.10,温度降低,变形抗力与含碳量的关系,T6.6,Si0.25%,Mn1.10%,温度低于900时，由于碳含量引起的变形抗力发生明显变化。1000 时，碳含量的变化对变形抗力不产生影响。,附带说明：氮通过形成氮化钛和氮化铝等氮化物，细化晶粒而影响变形抗
15、力,温度降低,变形抗力与固溶合金元素含量的关系,T6.7,C0.10%,Si0.25%,Mn1.10%,MoSiCrCuNiMn,提高变形抗力,变形抗力与微合金元素含量的关系,T6.8,变形条件Tr加热温度1250T1第一阶段变形温度1050 T2第二阶段变形温度900 NbTiV,变形抗力增大,控轧控冷中轧制温度控制措施,粗轧机架 交叉轧制 精轧机架,实行大压下道次数减少后轧制负荷的增大,Blue10,板凸度、板形控制的作用,板形控制手段的作用,板形、板凸度控制手段是强力型轧机的必备手段强力型轧机实行大压下与普通轧机相比，大轧制力造成板凸度增大利用板形和板凸度调整手段，保证比例凸度达到设定要
16、求如果无板凸度调整手段，凸度无法保证，大压下形同虚设,比例凸度放松的效果,板凸度控制手段双锥度支承辊,最大改善30m,板凸度调整手段液压弯辊,BURB,WRB,CVC轧机的凸度调整,HCW轧机,改造后轧制范围扩大,Blue13,为什么要进行控制冷却,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,2.3 控制冷却组织变化（细晶与相变强化）,再结晶区控轧,未再结晶区控轧,两相区控轧,控制冷却,35m,5 10 m,1020m,加热,温度,时间,2.3 控制冷却晶粒细化和相变强化,HSLA控制冷却的作用,对于添加微合金元素的钢，如果IAC的冷却速度为10/s时，与空冷相比，其强度可以增加50100MPa；IAC
17、材的vTs基本由合金成分和控制轧制程度决定；由空冷到12/s增加冷却速度时，组织变化的顺序为铁素体晶粒细化、珠光体带消失及其微细分散、珠光体消失和生成取代它的贝氏体；IAC引起强化的因素有：1）铁素体晶粒细化；2）析出强化量增大；3）贝氏体的体积分数增大。其中前2相引起屈服点提高，抗拉强度决定于3）。微合金元素的添加使淬透性提高，从而增大特定冷却速度下的贝氏体量；如果想提高韧性，重要点在于细化铁素体晶粒的同时，生产微细分散的贝氏体，为此必须优化加热温度或控制轧制条件，细化奥氏体的晶粒。,加速冷却对性能的影响,K29,对再结晶奥氏体进行水冷效果并不明显，对未再结晶奥氏体进行水冷，会产生明显的晶粒
18、细化效果。利用10/s的冷却速度进行冷却，可以明显提高强度，韧性可以保持不变。使用的设备：OLAC(On Line Accelerated Cooling),NKK冷却参数：开冷：760终冷：550钢种：Nb钢与Nb、V钢,加速冷却对材料性能的影响,K7.7,压下率/,冲击功/J,贝氏体相变,通过控制冷却，得到微细的贝氏体；同样的压下率，强度可以提高6070MPa；同样的冲击功，利用控制冷却可以将强度提高5060MPa.,精轧控冷对力学性能的影响,K7.1,控冷终止温度对性能的影响,K7.2,SiMn钢：厚度25mmNb钢：19mm轧制与冷却条件：终轧温度：760开冷温度：760 终冷温度：4
19、50 室温效果：冲击性能：保持不变YS提高：70100MPaTS提高：5060MPa,控制轧制对横向冲击性能的影响,KF12,厚度14mm2mm，V形缺口，实物尺寸试样实现控制轧制，冲击功有下降的趋势。原因：控制轧制使强度升高，因而冲击性能会有所降低。MnS在轧制温度低的区域更加容易伸展，会使夏氏试样的断裂面出现微细剥离裂纹现象。,控制冷却对力学性能的影响,KF21,CR材的YS随Nb/V含量的增加而上升，达到X60X70的强度水平。抗拉强度Nb-V钢上升的幅度比C-Mn钢大。原因：Nb-V量增大，淬透性增大，高冷速段贝氏体的生成量增大。在冷却速度为10/s的情况下，比 CR轧制可以提高强度5
20、0100MPa.当加热温度相同时，冷却与控制轧制的效果大致相同，甚至可能稍有改善。加热到1200时，韧脆转变温度随冷速提高而变差，而1100 时，会改善。韧性主要由CR条件决定。低温CR时，夏氏冲击断口产生明显的分离，它会因精轧温度的降低和两相区轧制而增大发生的频率。,控制冷却的效果,KF22,铌含量对力学性能的影响,KF23,加热温度1100冷却速度7/sNb0.03%,强度出现饱和趋势IAC和CR的强度差别为5060MPa.影响因素：加热温度固溶铌的数量；相变前奥氏体的微细程度；快速冷却引起贝氏体生成数量。韧性随铌含量增大而提高，到0.08%出现饱和。影响因素：晶粒细化。包括初始晶粒细化，
21、粗轧中抑制晶粒粗化，奥氏体再结晶温度升高造成未再结晶区的累计压下量增大。加热温度1200和1100时，韧脆转变温度差30。,钛对控制冷却效果的影响,KF24,Ti0.02%,Ti与N完全结合，在凝固和奥氏体高温区形成TiN。此时强度变化甚少。,为什么要添加微合金元素,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,溶度积,T9.1,各种氮化物在奥氏体和铁素体中的溶解度均低于相应金属的碳化物。溶解度依 V，Nb，Al，Ti 的顺序降低。故 Ti 在高温区即已析出；V 在低温区析出。除 AlN 之外，碳化物和氮化物均为立方晶体结构，可以忽溶，故常以碳氮化物析出。除极低含碳量的高氮钢外，很少形成VN，NbN;含钛
22、钢中，首先形成TiN，当全部钛以.TiN的形式与钛结合之后，TiC才随钛含量的增加而发生沉淀。,溶解度降低,奥氏体晶粒尺寸与加热温度的关系,T9.2,微合金元素抑制奥氏体晶粒长大,K25,HSLA钢的再结晶动力学,T9.3,SiMn钢,0.04Nb钢预应变0.5,T9.4,含铌钢的静态再结晶动力学,T9.5,900,0.002%C,900,0.10%Nb,预变形0.5,含铌钢和含钛钢的力学性能,T9.6,基本化学成分：0.01%C0.25Si1.50MnTR:1100TF:780 900 以下的总压下率70,铌含量大于0/03时，强度饱和,铌含量或钛含量大于0.06%时，冲击韧性趋于饱和,钛与
23、氮结合阶段（钛低于0.02%）,T9.7,含钒的铌钢和钼、钛钢的力学性能,通过添加V，促进沉淀强化，性能进一步提高；冲击韧性保持不变注意：厚规格的钢板适于用V强化，因为它的强化机制以低温析出为主，与晶粒细化强化的机制不同，与控制冷却的速度关系不大。,微合金元素抑制晶粒长大,K214,钢种成分：C-Mn钢：0.13C,1.2MnNb钢：0.16C,1.4Mn,0.03NbTi钢：0.13C,1.1 Mn,0.02Ti碳锰钢随轧制温度的提高，晶粒长大明显；Nb钢1050以下，不发生再结晶。1150 发生明显的长大；Ti钢晶粒无明显的长大,微合金元素抑制再结晶作用,K28,添加微合金元素的4大作用：
24、1、抑制加热时奥氏体晶粒长大 2、抑制再结晶 3、相变行为 4、析出硬化固溶在奥氏体中的铌和钛能很好的控制加工后的再结晶，再结晶温度提高100以上。,再结晶临界压下量/,Nb对动态再结晶的抑制作用,K211,钢,考虑韧性要求的轧制计划实例,K64,管线钢控制点：待温点：待温温度，待温厚度终轧点：终轧温度,温度、含碳量与软化率的关系,T4.5,T4.6,应变诱导碳氮化铌析出过程,T4.6,再结晶与沉淀过程的相互作用,T4.7,析出与再结晶的相互作用,T4.7,T4.8,（a）普碳钢与含铌钢再结晶动力学的比较,（b）溶质Nb对含铌钢再结晶动力学的影响,（c）PPT曲线与RRT曲线的叠加,注意：钒钢
25、不会发生此种效应，因为钒的碳氮化物在低温阶段析出，此时，再结晶已经完成,为什么要进行DQ？,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,DQ与AC及TEMPER,M1,，Nb/V/Ti最多0.08加热温度：1100，900以下轧制压下量75精轧温度：800 板厚：19 mm,常化与淬火回火组织,T4.13,直接淬火钢的组织特点,K2.25,直接淬火或淬火回火钢的组织特点：M或B的位错亚结构，析出物。更加微小的尺度。主要组织要素：M:旧奥氏体的晶界、马氏体束（bundle）、马氏体包(packet)、板条(lath)、板条内的位错B:B-F析出物见于旧奥氏体的边界，板条边界，板条内。,淬火钢组织因素与力学
26、性能关系图,K2.26,组织变化对强度与韧性的影响 回火引起组织与性能的变化,轧制条件对直接淬火钢性能的影响,K2.27,RH轧制温度高MH轧制温度中LH轧制温度低（奥氏体未再结晶区轧制）,a由于合金元素完全固溶引起的淬透性的提高b由于奥氏体粗化引起淬透性提高causforming（强化与组织细化）d促进铁素体相变，淬透性降低，组织细化,轧制条件、材料本身的淬透性对淬火钢的性能有重要影响！,冷却速度与贝氏体相变强化,K223,0.01C1.5Mn0.04Nb0.09VSv有效奥氏体晶界面积（代表变形量的大小）通过加速冷却，抑制铁素体相变，促进贝氏体相变，实现相变强化。,合金元素对力学性能影响,
27、M3,Nb/V/Ti最多0.08加热温度：1100900以下轧制压下量75精轧温度：800 板厚：19 mm,DQ材B体积分数与加热时固溶合金元素量的关系（左）DQ材TS与Vs的关系（右）,M6,M7,合金元素通过冷却对力学性能的影响,K710,基本成分：0.06C,1.4Mn20mm厚铌、钛对提高强度有效，V效果不大。淬火组织为贝氏体微细铁素体的混合组织。通过降低Ae3增加贝氏体的体积分数，提高强度。,不同温度直接淬火与调质的比较,K7.9,钢回火：575，1hA:RQB:DQ(加热温度下50压下)C;DQ(820 下50压下),DQ的重要性在于此,控轧压下量对淬火钢性能的影响,K7.11,
28、基本成分：0.06C,1.4Mn20mm厚通过控制轧制，强度略有降低，但是韧性大幅度改善。通过控轧，铁素体的体积分数仅仅少量增长，通过铁素体的对奥氏体的阶段效果，将贝氏体变成更小的单元，贝氏体铁素体板条的长度变短，故大大改善了韧性。注意：在30之前，上述效果并不明显，在大于50以后，其效果急剧增大。,控轧压下量对B-F长度的影响,K7.12,加热与精轧温度对直接淬火钢力学性能影响,K7.13,0.13C,1.4Mn,0.025Nb比再加热淬透性提高。随轧制温度的降低，强度降低，但是韧性大幅度提高。原因：奥氏体晶粒细化；未再结晶区变形引起淬透性降低。若进一步增加未再结晶区的变形量，可以看到TMT
29、的效果。Nb可以提高淬透性（有利于贝氏体相变），回火时析出，可以利用。,淬火回火后Nb含量TS的关系,K7.14,0.01%Nb以下，随Nb的增加，强度提高。原因：淬透性提高，沉淀析出。大于0.01%Nb后，降低。原因：奥氏体再结晶温度提高，未再结晶区变形淬透性降低。大于0.02%Nb之后，强度提高。原因：未再结晶状态下加工量增加，TMT的效果显现。,280MPa,控制轧制控制冷却实例,中厚板控制轧制与控制冷却技术讲座,控制轧制的轧制制度,KF1,材料为铝镇静钢，0.14C-0.30Si-1.30Mn,其中单独或复合添加Nb,V,Cu,Cr,Ni。150mm厚度的板坯预先轧制到60mm，冷却后
30、沿相同方向继续轧制到12mm。加热温度：1250，1150按每道次20的压下量进行7个道次的精轧。CRIII与HR相同的加热温度，但是进行低温轧制，900的以下总压下量达到60。CRIV的加热温度为1150.,Nb对YS和脆性转变温度的影响,KF2,在0.01Nb以下，随着Nb含量的增加，脆性转变温度急剧降低。到0.03%Nb之前，随随着Nb含量的增加，强度提高。CRIII和CRIV效果最为显著。,控制轧制的效果,KF3,添加Nb和V，均使材料的YS和TS升高。但是添加V，对韧性的改进不大。,V对YS和脆性转变温度的影响,YS和vTs与晶粒尺寸的关系,KF4,细晶强化和析出强化对YS的影响,0
31、.01Nb,0.033V,C含量对CRIII材料力学性能的影响,KF5,0.50%Si-1.4%Mn-0.045Nb,改变C含量。采用CRIII规程进行控制轧制。C从0.13%降低到0.05%YS几乎不发生变化，因为晶粒尺寸变化甚微，均为5m左右TS有一定的降低冲击功增加1.5倍珠光体的量由2427降低到78，故冲击功增加。,900以下总压下量与脆性转变温度的关系,KF6,厚度14mm,KF7,900以下总压下量与脆性转变温度的关系,0.14C-0.24%Si-1.23%Mn厚度10mm,S含量对冲击功的影响,KF8,厚度14mm2mmV形缺口实物尺寸试样S含量控制到0.01以下时，冲击性能明显提高改善L、C方向的压下比，可以显著改善C方向的冲击性能,S含量对冲击性能的影响,KF11,TS:550-650MPa2mm，V形缺口，实物尺寸试样,纵横方向压下比对冲击性能影响,KF9,厚度915mmTS:550-650MPa,KF10,纵横方向压下比对冲击性能影响,厚度：12mm成分：0.17C-0.13%Si-1.12%Mn-0.2Cu-0.2%Cr-0.019%Nb改变横轧比实际上是将MnS夹杂物向各个不同的延伸方向分配，从而将S所决定的各方向的延展性向L，C方向分配。,变形对CCT曲线的影响,KF26,
