經(jīng)濟(jì)型高強(qiáng)雙相鋼開發(fā)試驗(yàn)及強(qiáng)化機(jī)制分析

王業(yè)勤

（山東鋼鐵集團(tuán)日照有限公司生產(chǎn)指揮中心，山東日照　276827）

經(jīng)濟(jì)型高強(qiáng)雙相鋼開發(fā)試驗(yàn)及強(qiáng)化機(jī)制分析

王業(yè)勤

（山東鋼鐵集團(tuán)日照有限公司生產(chǎn)指揮中心，山東日照276827）

為降低成本，開發(fā)了經(jīng)濟(jì)型高強(qiáng)雙相鋼生產(chǎn)工藝，即通過改變精軋后冷卻方式、增加冷軋壓下量（≥80%），輔以退火快速加熱（80℃/s）及縮短退火時(shí)間，并將新工藝生產(chǎn)的雙相鋼與常規(guī)方法生產(chǎn)的雙相鋼性能進(jìn)行了對比。結(jié)果表明，新工藝生產(chǎn)的雙相鋼馬氏體細(xì)小均勻，彌散分布于鐵素體基體組織中，體積分?jǐn)?shù)達(dá)到19.6%～22.1%，較常規(guī)工藝增加3.7%～6.2%；綜合力學(xué)性能提高，抗拉強(qiáng)度增加35～77 MPa，伸長率增加2.7%～3.3%。

雙相鋼；經(jīng)濟(jì)型；控軋控冷；快速加熱；細(xì)晶強(qiáng)化

1　前言

鋼鐵工業(yè)迅猛發(fā)展的同時(shí)帶來能源的巨大消耗，降低鋼材生產(chǎn)成本，減少微合金元素的使用量，通過設(shè)計(jì)合理的工藝制度來改造生產(chǎn)同等級(jí)別的鋼材，實(shí)現(xiàn)節(jié)能、環(huán)保，是當(dāng)今世界實(shí)現(xiàn)可持續(xù)發(fā)展所面臨的巨大挑戰(zhàn)。本研究探討一種經(jīng)濟(jì)型高強(qiáng)雙相鋼的工藝制備方法，以期為進(jìn)一步提高雙相鋼綜合性能及發(fā)展高強(qiáng)冷軋雙相鋼的生產(chǎn)工藝提供新思路。

2　試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)鋼為低成本低碳硅錳系冷軋雙相鋼，鋼的Ac1為759℃，Ac3為890℃，化學(xué)成分見表1。

表1　試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）%

工藝制度設(shè)計(jì)如下:

工藝1按照常規(guī)制備方法；工藝Ⅱ和工藝Ⅲ采用下述新工藝制度。

將試驗(yàn)鋼坯鍛造成70 mm厚板坯，加熱至1 100℃，保溫1 h，進(jìn)行兩階段軋制。粗軋過程為4道次，開軋溫度1 050℃，獲得20 mm厚中間坯；精軋過程為5道次，開軋溫度980℃，終軋溫度840℃，精軋后熱軋板的厚度為6 mm。熱軋終軋后工藝I按照常規(guī)制備方法直接空冷至室溫；工藝Ⅱ和Ⅲ以～20℃/s的冷速層流冷卻至～620℃，然后空冷至室溫得到熱軋板。3種工藝快冷開始溫度均為700℃。

酸洗熱軋板以去除氧化物，得到冷軋用鋼板。將冷軋用鋼板分別采用不同的冷軋壓下量進(jìn)行冷軋，冷軋后的退火工藝流程如圖1所示，具體的冷軋和退火工藝參數(shù)見表2。

圖1　試驗(yàn)鋼連續(xù)退火工藝流程

表2　試驗(yàn)鋼冷軋和退火工藝參數(shù)

由于工藝Ⅱ和工藝Ⅲ采用的快速加熱使連續(xù)退火加熱過程中的再結(jié)晶溫度范圍擴(kuò)大，同時(shí)再結(jié)晶溫度被推遲到相對高的溫度，因此設(shè)定的退火溫度相對于常規(guī)生產(chǎn)工藝要高［1-2］。而為適當(dāng)?shù)乇Ａ敉ㄟ^增大冷軋壓下量以及快速加熱而產(chǎn)生的大量缺陷，以充當(dāng)馬氏體的形核位置，新工藝Ⅱ和Ⅲ將退火時(shí)間縮短為10 s。

金相試樣采用4%硝酸酒精溶液和Lepera試劑（1%Na2S2O5水溶液與質(zhì)量分?jǐn)?shù)4%的苦味酸酒精溶液按體積比1∶1混合）進(jìn)行腐蝕，經(jīng)Lepera試劑腐蝕可以區(qū)分組織中呈白色的組織為馬氏體，呈灰色的組織為鐵素體。對其顯微組織在LEICA DMIRM多功能光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行觀察；馬氏體體積分?jǐn)?shù)用Leica圖像分析軟件計(jì)算；晶粒尺寸采用割線法測定。

3　試驗(yàn)結(jié)果及討論

3.1微觀組織分析

工藝I熱軋初始組織的平均晶粒尺寸為～17.8 μm，金相組織如圖2a所示。

工藝Ⅱ和Ⅲ由于改變軋后冷卻方式，使熱軋初始組織的平均晶粒尺寸顯著減小至＜6 μm。工藝Ⅱ熱軋初始組織的平均晶粒尺寸減小至～5.5 μm，金相組織如圖2b所示。

圖2　試驗(yàn)鋼熱軋初始金相組織

圖3為工藝Ⅱ雙相鋼成品板材經(jīng)過Lepera試劑腐蝕后觀察到的金相組織，塊狀馬氏體細(xì)小均勻，彌散分布于鐵素體基體組織中。新工藝將加熱速率增加至80℃/s，同時(shí)將退火時(shí)間縮短為10 s，再結(jié)晶晶粒來不及長大。通過改變精軋后冷卻方式、增大冷軋壓下量及快速加熱而產(chǎn)生的大量缺陷的回復(fù)能力有限。通常情況下，奧氏體晶界比晶內(nèi)位錯(cuò)具有更多的熱力學(xué)形核位置，因而室溫組織中存在相對多體積分?jǐn)?shù)的馬氏體組織（19.6%～22.1%）。

圖3　工藝Ⅱ成品板Lepera試劑腐蝕后的金相組織

3.2強(qiáng)化機(jī)制分析

冷軋雙相鋼的力學(xué)性能見表3。與常規(guī)工藝I制備的雙相鋼相比，采用新工藝Ⅱ和工藝Ⅲ獲得的冷軋雙相鋼的顯微組織中，馬氏體分?jǐn)?shù)增加3.7%～6.2%，同時(shí)力學(xué)性能顯著提高，屈服強(qiáng)度增加29～53 MPa，抗拉強(qiáng)度增加35～77 MPa，伸長率提高2.7%～3.3%。

表3　試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能與馬氏體體積分?jǐn)?shù)

可見，采用新工藝能夠獲得力學(xué)性能優(yōu)異的冷軋雙相鋼，其強(qiáng)度、斷后總伸長率和加工硬化指數(shù)得以提高，尤其是強(qiáng)度顯著增加。主要原因:

1）改變了熱軋初始組織。通過改變精軋后的冷卻方式，進(jìn)行兩階段控冷即層流冷卻+空冷，使得熱軋初始組織的平均晶粒尺寸顯著減小至＜6 μm，增大了晶界面積，同時(shí)界面能升高，有益于促進(jìn)退火過程中奧氏體在初始細(xì)晶組織中的形核和長大，因而退火保溫后的奧氏體體積分?jǐn)?shù)增多。由于雙相鋼組織中的馬氏體是由兩相區(qū)生成的奧氏體相變而來，因而增加兩相區(qū)形成的奧氏體量可直接提高最終成品鋼中的馬氏體體積分?jǐn)?shù)，進(jìn)而提高其強(qiáng)度。此外，熱軋初始組織的平均晶粒尺寸顯著減小，同時(shí)導(dǎo)致成品雙相鋼鐵素體晶粒減小。細(xì)化晶粒是唯一既能提高強(qiáng)度，同時(shí)又增加其塑性性能的措施，因而成品雙相鋼的強(qiáng)度和塑性同步增加。

2）增加了冷軋壓下量（≥80%）。增大冷軋變形量所具有的細(xì)化晶粒的現(xiàn)象，是由于大量變形所造成組織的破碎，再結(jié)晶時(shí)產(chǎn)生的均勻分布的晶核所引起的。而再結(jié)晶奧氏體晶粒的細(xì)化直接帶來退火雙相鋼組織的細(xì)化，從而使綜合力學(xué)性能增加。

3）退火過程快速加熱。退火過程加熱速率增至80℃/s，同時(shí)將退火時(shí)間縮短為10 s，則在形核初期沒有足夠的時(shí)間發(fā)生回復(fù)，因而再結(jié)晶前回復(fù)所消耗的形變儲(chǔ)能相對于加熱速率較低時(shí)來說少得多。同時(shí)，由于改變軋后冷卻工藝和增加冷軋壓下量所累積的大量缺陷的回復(fù)能力有限［3］，如退火后基體組織中仍能觀察到大量位錯(cuò)等缺陷（見圖4），提高了基體強(qiáng)度。再者，快速加熱時(shí)因?yàn)橐谟邢薜臅r(shí)間內(nèi)要求達(dá)到可觀的形核量，所以在較高的再結(jié)晶溫度下增加形核率，結(jié)果使得晶粒尺寸更為細(xì)小，因而成品雙相鋼的強(qiáng)度和塑性同步增加。

圖4　工藝Ⅱ試樣基體中位錯(cuò)的TEM形貌

4　結(jié)論

4.1采用新工藝得到的雙相鋼顯微組織中馬氏體細(xì)小均勻，彌散分布于鐵素體基體中，體積分?jǐn)?shù)達(dá)19.6%～22.1%，較常規(guī)工藝增加3.7%～6.2%。

4.2通過改變精軋后冷卻方式、增加冷軋壓下量，輔以增加退火加熱速率及縮短退火時(shí)間，可提高雙相鋼的綜合力學(xué)性能，其中抗拉強(qiáng)度增加35～77 MPa，伸長率提高2.7%～3.3%。

［1］Xu D C，Liu Y D，Li J，et al.Microstructure Characterization and Mechanical Properties of TRIP-aided Steel under Rapid Heating for Different Holding Time［J］.Journal of Iron and Steel Research，2016，23（2）:138-144.

［2］Li P，Li J，Meng Q G，et al.Influence of Rapid Heating Process on the Microstructure and Tensile Properties of High-strength Ferrite-martensite Dual-phase Steel［J］.International Journal of Minerals，Metallurgy and Materials，2015，22（9）:933-941.

［3］許云波，侯曉英，王業(yè)勤，等.快速加熱連續(xù)退火對超高強(qiáng)TRIP鋼顯微組織與力學(xué)性能的影響［J］.金屬學(xué)報(bào)，2012，48（2）:176-182.

Abstrraacctt::In order to reduce cost，the production process of economical high-strength dual phase steel was developed.That is，changing the cooling method after finishing rolling，increasing cold rolling reduction（≥80%），combined with rapid heating（80℃/s）and shorten the annealing time，also the mechanical properties of conventional production method for dual phase steel were compared.The results showed that the fine and uniform martensite was dispersed in the ferrite matrix structure by using new technology.And the volume fraction was reached 19.6%-22.1%，it was increased 3.7%-6.2%comparing with the conventional process.The comprehensive performance was improved，the tensile strength was increased 35-77 MPa and the elongation was increased 2.7%-3.3%.

Key worrddss::dual phase steel；economical type；controlled rolling and controlled cooling；rapid heating；fine grain strengthening

Development of Economical High Strength Dual Phase Steel and the Strengthening Mechanism Analysis

WANG Yeqin
（The Production Command Center of Shandong Iron and Steel Group Rizhao Co.，Ltd.，Rizhao 276827，China）

TG142.1

A

1004-4620（2016）05-0031-02

2016-06-12

王業(yè)勤，男，1984年生，2007年畢業(yè)于東北大學(xué)材料成型與控制工程專業(yè)?，F(xiàn)為山東鋼鐵集團(tuán)日照有限公司生產(chǎn)指揮中心工程師，從事生產(chǎn)管理工作。