２００７年１０月?第２４卷?第５期０ｃｔ．２００７Ｖ０１．２４Ｎｏ．５
轧钢
ＳＴＥＥＬＲＯＩ。ＬＩＮＧ?１７?
低成本热轧双相钢组织性能研究
狄国标１，陈连生１一，刘振宇１，刘相华１，赵迪３
（１．东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室，辽宁沈阳１１０００４；２．河北理工大学冶金工程与能源学院，河北唐山０６３００９；３．本溪钢铁股份有限公司热连轧厂，辽宁本溪１１７０００）
摘要：利用两段式和三段式冷却方式进行低Ｓｉ—Ｍｎ含Ｎｂ、Ｔｉ热轧双相钢实验，通过合理的工艺参数控制得到了细小的铁素体基体上均匀分布的马氏体组织，屈强比为０．６，强度级别为５５０ＭＰａ级热轧双相钢。并分析讨论了工艺参数对组织性能的影响，为现场工业试制提供了理论基础。
关键词：热轧双相钢，自由位错，控制冷却
中图分类号：ＴＧ３３５．４；ＴＧｌ４２．１文献标识码：Ａ文章编号：１００３—９９９６（２００７）０５—００１７－－０４
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（１．ＴｈｅＳｔａｔｅＫｅｙＬａｂｏｒａｔｏｒｙｏｆＲｏｌｌｉｎｇ＆Ａｕｔｏｍａｔｉｏｎ，ＮｏｒｔｈｅａｓｔｅｒｎＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｓｈｅｎｙａｎｇ１１０００４，Ｃｈｉｎａ，２．ＨｅｂｅｉＰｏｌｙｔｅｃｈｎｉｃＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｔａｎｇｓｈａｎ０６３００９，Ｃｈｉｎａ；３．ＢｅｎｘｉＳｔｅｅｌ，Ｂｅｎｘｉ１１７０００，Ｃｈｉｎａ）？
Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅｈｏｔ－ｒｏｌｌｅｄｌｏｗＳｉ—ＭｎｃｏｎｔａｉｎｉｎｇＮｂ、Ｔｉｄｕａｌｐｈａｓｅｓｔｅｅｌｗａｓｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ．Ｂａｓｅｄｏｎｔｈｅｃｏｎｔｒｏｌｏｆｔｗｏｓｔｅｐｓｃｏｏｌｉｎｇａｎｄｔｈｒｅｅｓｔｅｐｓｃｏｏｌｉｎｇ，５５０ＭＰａｇｒａｄｅｄｕａｌｐｈａｓｅｓｔｅｅｌｓｗｈｉｃｈｃｏｎｓｉｓｔｓｏｆｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｉｓｌａｎｄｕｎｉ—ｆｏｒｍｌｙｄｉｓｔｒｉｂｕｔｅｄｉｎｆｉｎｅ－ｇｒａｉｎｅｄｆｅｒｒｉｔｅｍａｔｒｉｘｗｅｒｅｄｅｖｅｌｏｐｅｄ．Ｔｈｅｐａｐｅｒａｎａｌｙｓｅｓｔｈｅｅｆｆｅｃｔｓｏｆｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｃａｌｐａｒａｍ－ｅｔｅｒｓｏｎｍｉｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄ
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目前欧美和日本均已形成热轧双相钢系列产品，在制造轮盘、保险杠、制动片及防撞击梁等零部件中得到广泛应用。它不仅使汽车实现了减重，油耗降低，行驶噪音减少［１］，而且双相钢的低屈强比提高了汽车的抗撞击能力，使其安全性提高；
．热轧双相钢较冷轧双相钢省去了热处理过程，尤其是Ｓｉ－Ｍｎ热轧双相钢不用添加Ｃｒ、Ｍｏ等贵重合金元素，使成本降低，而其强塑性比热处理双相钢更好［２］。但热轧双相钢对其控轧控冷工艺参数要求严格。为了提高铁素体相变速率通常添加较高的Ｓｉ含量，由此导致热轧过程生成红色氧化铁皮，严重影响钢板的表面质量。而Ｎｂ、Ｔｉ的加入，通过ＴｉＮ的析出可抑制加热时奥氏体晶粒长大，形变诱导Ｎｂ析出物可抑制奥氏体回复和再结晶，晶粒拉长引起７晶界面积增加，晶粒内部成核地点增加，晶界上成核速率增加。可在较短时间内得到所需要的铁素体含量，且晶粒细小，适应ＣＳＰ层流冷却段较短的特点。本文采用两段和三段式冷却方式，研究了低Ｓｉ含Ｎｂ、Ｔｉ低成本热轧双相钢的工艺参数与组织性能的关系。
ｌ实验材料和实验方法：
实验钢为某热轧厂生产的连铸坯，其化学成分见表１。将其高温锻造成６６ｒａｍ×ｌｌＯｍｍＸｌＯＯｍｍ原坯，经箱式电阻炉加热至１２００℃，‘保温２ｈ，在实验室①４５０ｍｍ轧机上进行热轧实验。轧制共１１道次，分两段进行轧制。各道次轧件厚度为：６６—５０一４０一３２—２６—２０一１５—１１—８—６—４—３ｒａｍ。
表１实验用钢的化学成分％编号ｃＭｎＳｉＮｂＴｉＡ１１０．０８０１．０２００．２２００．０２００．０１３００３４
ｆ
收稿日期：２００７一０６—１９！
基金项目：国家自然科学基金资助项目（５０５０４００７；５０４７４０８６），河北省自然科学基金资助项目（Ｅ２００６０００３５３）作者简介：狄国标（１９８０－－），男（汉族），河北沧州人，博士研究生。
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轧钢
２００７年ｌＯ月出版
在１１０ＣＣ以上轧制时道次压下量大于２０％，实现再结晶细化奥氏体晶粒．粗轧压下量大于７０％。待温至９５０４Ｃ以下精轧，精轧压下量为８０％，终轧温度控制在８００℃和８５０＂Ｃ，低温区轧制诱导析出抑制再结晶发生，奥氏体加工硬化，可提高铁素体相变驱动力并细化晶粒：热轧后采用
Ｄ，、Ｄ２、Ｄ３３种不同的冷却工艺，Ｄ，为三段式冷
却，即水冷至７００℃，空冷３０ｓ然后快速水冷至终冷温度；Ｄ２和Ｄ，两段式冷却：轧后直接空冷１５ｓ和８ｓ，然后快速水冷至终冷温度（７０℃／ｓ以上）ｔ卷取温度均低于３００℃，装入保温箱模拟卷取过
程，红外线测温仪测量轧件温度变化。
切取金相试样，通过ＬＥＩＣＡＱ５５０１１Ｗ光学显微镜进行金相分析，并用ＳＡＮＳ电子机械实验机检测力学性能，用美国生产的ＴＥＣＮＡＩＧ。２０透射电子显微镜观察精细组织。
２实验结果殛讨论
２．１实验钢的工艺参数殛力学性能
３种工艺条件下的力学性能如表２所示。由表２可看出，取工艺的抗拉强度和伸长率最高，屈强比最低，具有良好的强塑性配合。而Ｄｌ工艺的屈强比较高，ｎ工艺的伸长率较低，为２０％。
裹２实验钢工艺参数殛力学性能
工艺缠号
络繁度中繁度承抟凳温度卷繁度
剐ＭＰａ蹦ＭＰａ
如／蹦Ｒ／Ｒ。
２．２金相组织观察爱讨论图１分别为采用不同工艺所得到的金相组织。
图１钢在３种不同工艺条件下的盒相组织ａ）Ｄｌ工艺ｌｂ）风工艺，ｃ）Ｄｊ工艺Ｉｄ）Ｄｌ工艺（Ｌｅｐｔａ腐蚀）
采用Ｄ。工艺得到铁素体，少量珠光体和马强化，屈服强度较用ｑ工艺的高，铁索体晶粒粗氏体组织，见图１ａ。为了进一步区分马氏体和珠大且不均匀，在拉伸变形中易在边界形成裂纹源，光体，采用Ｌｅｐｒａ试剂进行腐蚀，其结果见图１ｄ，导致塑性降低，因此聩工艺的伸长率只有２０％。图１ｂ所示为细小均匀的铁素体组织和称散分布、混晶组织的出现与终轧温度过低有关，形变诱导的马氏体组织，平均晶粒尺寸为４．５ｐｍ，马氏体Ｎｂ、Ｔｉ析出物抑制了静态再结晶的发生，造成大含量为１０％；图１ｃ为铁素体和大块状马氏体组量饼形晶粒出现，大量晶界、孪晶界、位错和变形织，马氏体周围的铁索体较小，混晶严重，平均晶。带极大地提高了铁素体形核率和长大速率，终轧粒尺寸为７．４ｐｎｌ，马氏体含量为２０％。
’
’温度越低，加工硬化越严重，形变储存能的存在增采用Ｄ．工艺所得到的拉仲曲线出现了屈服丈了７辛ａ相变的非均匀形核率。另外，变形带等平台．屈服强度较高，达到４８０ＭＰａ，作为强化相形核位置不均匀，即使有变形带也并非均可提供的马氏体含量较少，抗拉强度偏低，铁素体含量较铁素体形核点，一些变形带形核能力较差，相变过高，伸长率为２５％，塑性较好；采用ｑ工艺时，空程晶界处优先形核，生成细小的铁素体。变形温冷时间较长，所得铁素体较多且细小，强度塑性均度较低时，产生大量位错，碳、氮扩散至拉长奥氏较好，总伸长率达２７％；采用Ｄ。工艺得到的金相体速率增加，快速冷至Ｍ。点以下转变为块状马组织出现拉长块状的马氏体组织，其总含量较高，氏体组织，出现如图１ｃ的混晶组织，而终轧温度相变膨胀造成铁索体内位错含量较高，铁索体被
为８５０℃时，因变形温度较高，故加工硬化不均匀
第２４卷?第５期狄国标等：低成本热轧双相钢组织性能研究?１９?
．性降低，混晶组织不明显。，
ｊ２．３微观组织观察及讨论
通过ＴＥＭ微观组织观察得出，采用Ｄ。工艺后出现了少量珠光体，如图２ａ所示。由于采用Ｄ－工艺终轧后空冷时间较长，因而发生铁素体相变，固溶的碳、氮扩散至未相变奥氏体，造成奥氏体碳含量升高，达到共析成分时，发生了珠光体相变。加硅能促进铁素体相变，加速碳向剩余奥氏体中富集［３］，并有效地抑制珠光体和碳化物的生■成［４］。由于在本实验钢中硅含量只有０．２２％，因而抑制珠光体相变作用不强；从７００℃空冷至６００℃时，保温时间较长，大部分奥氏体已发生高温转变，生成铁素体和珠光体；继续水冷至终冷温度后，少量未相变奥氏体转变为马氏体，体积膨胀产生的位错量很少，没有达到连续屈服所需要的最小位错密度，拉伸曲线出现屈服平台。’可见，珠光体对双相钢的力学性能影响较大。
在Ｄ２工艺中，于７５０℃后的空冷时间较短，得到了足量细小的铁素体组织，抑制了珠光体和贝氏体相变的发生。快速冷却至Ｍ｜点以下的剩余奥氏体相变为马氏体，使抗拉强度提高。从图２ｂ可见，铁索体晶粒非常细小均匀，约为４～５“ｍ，与金相测量结果相吻合。经透射电镜观察，第二相为板条状马氏体，如图２ｃ所示。
金相观察采用Ｄ。工艺后出现了大块状马氏体；透射电镜观察为台阶状马氏体，如图２ｄ所示。这是由于铁素体相变过程中伴随碳、氮扩散至未相变的奥氏体，而扩散是由于浓度差形成的，造成了台阶状奥氏体，快速冷却转变为台阶状板条马氏体。台阶状马氏体的出现证实了扩散过程的进行，精细组织如图２ｅ所示，为板条状位错马氏体。
因此，在热轧低Ｓｉ—Ｍｎ含Ｎｂ、Ｔｉ双相钢生产中，严格控制空冷温度和时间很重要。由于合金含量较少，冷却参数更需精确控制。
图２采用不同工艺得到的热轧双相钢微观组织
ａ）珠光体（Ｄｌ工艺）；ｂ）铁索体晶粒（Ｄｚ工艺）；ｃ）板条马氏体（Ｄｚ工艺）ｆｄ）台阶状板条马氏体（Ｄ３工艺）；ｅ）板条马氏体（Ｄ３工艺）
２．４双相钢的连续屈服
双相钢具有低屈强比、高伸长率，因此其加工硬化率比普通低碳钢和低合金钢高，具有良好的成形加工性能，尤其能避免深度拉伸和深冲压加工时可能出现的局部颈缩及断裂现象。
与通常的铁素体一珠光体或铁素体一贝氏体钢拉伸变形时分为３个阶段不同，连续屈服是热轧双相钢的显著特征。图３为采用Ｄ。和Ｄ２工艺得到的应力一应变曲线，从图３可看出，Ｄ，的拉伸曲线出现屈服平台，这是由于马氏体膨胀使铁素体发生屈服，因此拉伸变形时，未出现弹塑性变形区未出现。文献Ｅｓ３指出，出现连续屈服的条件是室温下必须有足够的自由位错密度，约为１０６～１０８／ｃｍ２，位错主要是奥氏体向马氏体相变过程中形成的。在面心立方向体心立方转变过程
中，体积膨胀在邻近铁素体内产生。由于采用Ｄ。
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轧钢２００７年１０月出版
罡
＝
、
穴
型
图３采用ＤＩ、Ｄ２工艺的拉伸曲线
工艺大部分生成铁素体和珠光体而马氏体量不足，从而马氏体相变膨胀量较低，铁素体中的自由位错量不足以产生连续屈服，致使屈强比较高，达０．８７；而采用Ｄ：工艺生成较多的马氏体，造成铁素体内位错增加，自由位错相应增加，在拉伸过程中，只要有较小的应力即可造成塑性变形，导致屈服强度较低，屈强比较低，达０．６。图４ａ为马氏体附近铁素体内位错。从图中可看出，界面处位错较多，距界面越远位错密度越低，这是马氏体相变膨胀所致，可进一步断定马氏体的存在。而Ｄ。中也发现位错，这是由于终轧温度过低，奥氏体中的位错相变后遗留在铁素体内所致。在水冷过程中碳化物析出钉扎位错，见图４ｂ，非自由位错拉伸过程中未出现连续屈服。因此是否为连续屈服不取决于位错多少，而取决于自由位错的数量。２．５轧后冷却模式讨论
在热轧双相钢中，合理的成分控制、终轧后的冷却模式和对应的卷取温度是得到铁素体和马氏体组织的关键。
不同的冷却模式（两段式和三段式）对铁素体
图４铁素体位错
ａ）马氏体附近的铁素体内位错ｌｂ）铁索体的钉扎位错晶粒的大小和马氏体的形态、分布、含量都有重要影响。在文献［６３中，通过对Ｓｉ—Ｍｎ—Ｃｒ和高Ｓｉ钢采用三段式冷却，以避免珠光体和贝氏体的形成。但是，由于ＣＳＰ轧制速度较高，层流冷却线较短，甚至采用升速轧制，三段式冷却造成冷却不均，很难在现场实现。本文也证实，如果中间温度控制不严，无法得到铁素体和马氏体组织。而两段式冷却工艺易在现场实现，即利用Ｎｂ、Ｔｉ形变诱导析出，奥氏体加工硬化，铁素体相变加速并在空冷中抑制晶粒长大，降低轧制速度至２～３ｍ／ｓ，利用末机架和层流段的距离，实现空冷，得到适量铁素体，快速冷却至Ｍ。点以下卷取，得到力学性能良好的双相组织是可行的，而超快速冷却和层流冷却的配合使工艺参数更易控制，成为热轧双相钢的发展方向。
３结论
（１）通过热轧工艺参数的调整，采用空冷后水冷的两段控冷模式得到屈强比为０．６的５５０ＭＰａ级热轧低成本含Ｎｂ－Ｔｉ细晶双相钢，其冷却工艺较三段式冷却方式更易实现。?
（２）对冷却中间温度和冷却时间的控制是得到热轧双相钢的关键。如对工艺参数控制不严，则无法得到铁素体和马氏体双相组织，影响力学性能。
（３）双相钢中无屈服平台是由于马氏体膨胀产生大量自由位错造成的，而位错量不足或非自由位错不会导致连续屈服。
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Ｓｔｅｅｌ［Ｊ］．Ｔｅｔｓｕ－ｔ＜ｙＨａｇａｎｅ，１９８２，（６８）ｔ１２９７．
低成本热轧双相钢组织性能研究
作者：狄国标， 陈连生， 刘振宇， 刘相华， 赵迪， DI Guo-biao， CHEN Lian-sheng， LIU Zhen-yu， LIU Xiang-hua， ZHAO Di
作者单位：狄国标,刘振宇,刘相华,DI Guo-biao,LIU Zhen-yu,LIU Xiang-hua(东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室,辽宁沈阳,110004)， 陈连生,CHEN Lian-sheng(东北大学轧制技
术及连轧自动化国家重点实验室,辽宁沈阳,110004;河北理工大学冶金工程与能源学院,河北
,唐山,063009)， 赵迪,ZHAO Di(本溪钢铁股份有限公司热连轧厂,辽宁,本溪,117000)
刊名：
轧钢
英文刊名：STEEL ROLLING
年，卷(期)：2007，24(5)
被引用次数：3次
参考文献(6条)
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