ESP工藝下低碳鋼奧氏體演變行為

周曉光， 王 鐸， 張東航， 劉振宇

(東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室， 遼寧 沈陽 110819)

目前，降低生產(chǎn)成本、提高生產(chǎn)效率、降低能耗和保護環(huán)境是鋼鐵行業(yè)的重要發(fā)展方向.隨著熱軋技術(shù)的進步，現(xiàn)在可通過熱軋的方式生產(chǎn)過去只能采用冷軋生產(chǎn)的薄帶鋼，即“以熱代冷”，這樣的生產(chǎn)方式不僅減少了交貨時間，還大大降低了生產(chǎn)成本[1-2].帶鋼無頭軋制(endless strip production，ESP)工藝作為最具代表性的前沿短流程技術(shù)，是由薄板坯連鑄連軋技術(shù)不斷發(fā)展和升級而產(chǎn)生的，由于它特殊的熱履歷和穩(wěn)恒(恒溫、恒速、恒張力)的生產(chǎn)過程，相比常規(guī)熱軋和其他短流程技術(shù)，具有低能耗、低排放、高成材率和良好的組織性能均勻性等優(yōu)勢，更適合生產(chǎn)高品質(zhì)“以熱代冷”產(chǎn)品[3-8].薄規(guī)格低碳鋼在汽車、家電等領(lǐng)域應(yīng)用廣泛，通過ESP工藝生產(chǎn)薄規(guī)格低碳鋼，對于節(jié)能減排和提高產(chǎn)品質(zhì)量具有重要意義.目前，國內(nèi)外學(xué)者對短流程工藝已經(jīng)開展了相關(guān)研究并取得了一些重要成果[9-14]，但對于ESP工藝條件下低碳鋼連鑄坯直接軋制、粗軋階段大道次變形量以及中間坯補熱工序?qū)W氏體組織演變規(guī)律和相關(guān)機理尚不明確.

基于此，本文針對ESP工藝特殊的熱履歷以及技術(shù)特點，通過鑄坯直接軋制以及帶有中間坯補熱工序的大道次變形量熱軋實驗?zāi)M奧氏體組織演變行為，并與常規(guī)熱軋工藝進行了對比，研究結(jié)果為工業(yè)生產(chǎn)高品質(zhì)“以熱代冷”的薄規(guī)格低碳鋼產(chǎn)品提供了理論指導(dǎo).

1 實驗材料及工藝設(shè)計

1.1 成分設(shè)計

實驗鋼的化學(xué)成分如表1所示.

表1 實驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

1.2 鑄坯直接軋制實驗

通過真空冶煉鋼水，鑄造兩塊相同規(guī)格的楔形鑄坯，鑄坯厚度方向和長度方向尺寸如圖1所示.熱軋實驗工藝：將其中一塊鑄坯脫模冷卻至1 150 ℃ 后直接進行一道次軋制(模擬ESP工藝的粗軋第一道次)后立即淬火.將另外一塊鑄坯冷卻至室溫，然后將冷鑄坯再加熱至1 200 ℃保溫1 h后冷卻至1 150 ℃進行一道次軋制(模擬常規(guī)熱軋工藝的粗軋第一道次)后立即淬火.兩塊鑄坯軋后厚度均為13 mm.對兩種工藝變形后道次壓下率分別為48%，53.6%，66.7%和72.3%的位置進行取樣，觀察奧氏體組織的變化規(guī)律.

圖1 楔形鑄坯的尺寸

1.3 帶有中間坯補熱工序的大道次變形量熱軋實驗

將尺寸為90mm(長)×100mm(寬)×20 mm(厚)的矩形坯放入加熱爐中加熱至1 200 ℃，保溫1 h后進行熱軋實驗，熱軋實驗工藝如圖2所示.本實驗是在東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室的異步軋機上進行的，軋制工藝分為以下兩種：

1) 帶有中間坯補熱工序的大道次變形量軋制工藝.實驗鋼變形過程中道次變形量較大，具體的壓下規(guī)程為20 mm→11.6 mm→7 mm→4.2 mm→2.5 mm，前兩道次變形(模擬粗軋過程)后中間坯空冷至950 ℃，將其置于1 130 ℃的均熱爐中保溫20 s(模擬中間坯補熱)，再進行后兩道次軋制(模擬精軋過程)，四道次的軋制溫度分別為1 100，1 000，1 080和900 ℃.

2) 模擬常規(guī)軋制工藝.實驗鋼變形過程中道次變形量較小，具體的壓下規(guī)程為20 mm→14 mm→10 mm→7 mm→4.8 mm→3.5 mm→2.5 mm，前3道次模擬粗軋過程，后3道次模擬精軋過程，6道次的軋制溫度分別為1 100，1 070，1 000，950，930和900 ℃.

兩組工藝條件下，分別在粗軋結(jié)束和精軋結(jié)束后對板坯進行淬火，觀察對應(yīng)位置高溫奧氏體的晶粒尺寸.

圖2 軋制工藝示意圖

上述淬火后試樣經(jīng)不同粗糙度砂紙研磨、拋光，之后采用水浴爐將腐蝕液加熱至70 ℃左右，開始對試樣進行腐蝕，直至原始奧氏體晶界出現(xiàn).腐蝕液由過飽和苦味酸水溶液加二甲苯、極少量鹽酸和海鷗牌洗發(fā)膏的混合液組成.腐蝕完成的試樣在奧林巴斯金相顯微鏡下觀察奧氏體形貌.然后，采用截線法測定奧氏體平均晶粒尺寸，再使用Image Pro Plus軟件進行手動描圖，把輪廓清晰的晶粒描繪出來，并自動計算出各個晶粒的尺寸，將數(shù)據(jù)輸入Origin中統(tǒng)計奧氏體晶粒尺寸分布情況.

2 實驗結(jié)果及分析

2.1 鑄坯直接軋制實驗

圖3給出了楔形鑄坯直接軋制一道次后壓下率分別為48%，53.6%，66.7%和72.3%處奧氏體組織.對于鑄坯直接軋制而言，壓下率為48%時，奧氏體平均晶粒尺寸較大(250 μm)，且晶粒呈拉長狀態(tài)，晶界產(chǎn)生的晶格畸變區(qū)為動態(tài)再結(jié)晶的形核點，此時仍然有大量的鑄坯奧氏體沒有發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，混晶現(xiàn)象明顯；當(dāng)壓下率增大至66.7%時，直接軋制鑄坯發(fā)生了較為充分的動態(tài)再結(jié)晶，奧氏體晶粒顯著細(xì)化，平均晶粒尺寸為81.3 μm；在壓下率72.3%條件下，鑄坯發(fā)生了100%的動態(tài)再結(jié)晶，平均晶粒尺寸為49.8 μm，組織細(xì)小均勻.圖4給出了楔形再加熱鑄坯軋制后壓下率分別為48%，53.6%，66.7%和72.3%時的奧氏體組織.可以看出，變形后奧氏體也發(fā)生了較為充分的動態(tài)再結(jié)晶，壓下率48%條件下平均晶粒尺寸為103.5 μm，當(dāng)壓下率增加至72.3%時，平均晶粒尺寸為57.6 μm.圖5給出了兩種工藝條件下不同壓下率對應(yīng)的奧氏體平均晶粒尺寸，在變形溫度和應(yīng)變速率相同的條件下，變形量越大，動態(tài)再結(jié)晶發(fā)生得越充分，平均晶粒尺寸越細(xì)小，鑄坯再加熱軋制壓下率在48%，53.6%和66.7%時，奧氏體晶粒尺寸相比鑄坯直接軋制較為細(xì)小，而當(dāng)壓下率增加至72.3%時，鑄坯直接軋制的奧氏體晶粒更加細(xì)小，組織更為均勻.分析原因：①冷坯料在冷卻和再加熱過程中發(fā)生了γ→α→γ(2)兩次相變，使得變形前奧氏體晶粒得到細(xì)化，較細(xì)的初始晶粒相對鑄坯組織具有更多晶界，晶界為再結(jié)晶提供了形核點，在壓下率不大的條件下，軋制過程中奧氏體再結(jié)晶比鑄坯直接軋制工藝更易發(fā)生.②通過熱力學(xué)計算，得到了鑄坯AlN平衡溶度積、實際溶度積與凝固分?jǐn)?shù)的關(guān)系[15-16]，發(fā)現(xiàn)凝固參數(shù)為0.76時(對應(yīng)的溫度為1 471.02 ℃)，AlN開始析出，在直接軋制工藝中，軋制溫度為1 150 ℃，鑄坯在變形前就會發(fā)生AlN的沉淀析出；而鑄坯再加熱軋制工藝條件下，通過AlN在奧氏體中的固溶度積公式[14]計算該成分鋼AlN平衡濃度積對應(yīng)的溫度為1 103.65 ℃，鑄坯再加熱溫度為1 200 ℃，鑄坯脫模后冷卻過程中析出的AlN在再加熱至1 200 ℃后保溫1 h的過程中充分溶解，再加熱鑄坯變形溫度為1 150 ℃，故變形前基本沒有AlN顆粒析出.同時，文獻(xiàn)[14]提出第二相粒子AlN的沉淀析出受Al含量影響很大，即Al含量增高會極大地促進AlN的沉淀析出.鑄坯直接軋制前，原始鑄坯中存在大量的位錯與偏析，Al的枝晶偏析會使枝晶間Al含量局部提高，AlN析出在Al含量高的區(qū)域得到了促進，鑄坯變形前，偏析處的AlN沉淀析出速度變快.第二相粒子AlN起到釘扎晶界、抑制再結(jié)晶晶粒長大的作用，在48%，53.6%和66.7%壓下率不高的情況下，鑄坯直接軋制發(fā)生再結(jié)晶形核不夠充分，AlN析出對再結(jié)晶晶粒長大的抑制效果在金相觀察中表現(xiàn)不明顯；在72.3%大壓下率的情況下，鑄坯直接軋制和鑄坯再加熱軋制兩工藝條件下奧氏體都發(fā)生了很充分的再結(jié)晶形核，由于鑄坯直接軋制工藝變形前第二相AlN細(xì)小顆粒的沉淀析出，使再結(jié)晶晶粒的長大受到抑制，故其晶粒尺寸比鑄坯再加熱軋制條件下細(xì)小.

圖3 楔形鑄坯直接軋制奧氏體組織

圖4 楔形再加熱鑄坯軋制后奧氏體組織

圖5 不同壓下率條件下對應(yīng)的奧氏體平均晶粒尺寸

2.2 粗軋后和精軋后奧氏體組織分析

圖6給出了大道次變形量軋制工藝(模擬ESP工藝中粗軋階段大道次變形量)與模擬常規(guī)工藝條件下中間坯奧氏體組織，可以看出，在粗軋階段總變形量相同的條件下，大道次變形量工藝條件下的中間坯奧氏體晶粒較為細(xì)小均勻，無明顯混晶現(xiàn)象.經(jīng)統(tǒng)計，大道次變形量工藝條件下的中間坯奧氏體平均晶粒尺寸為24.5 μm，模擬常規(guī)工藝下中間坯奧氏體平均晶粒尺寸為34.9 μm.圖7給出了兩種工藝條件下中間坯奧氏體晶粒尺寸分布統(tǒng)計，圖中，尺寸為0～20 μm的中間坯奧氏體晶粒在大道次變形量工藝條件下占34.7%，模擬常規(guī)工藝條件下占25.5%；尺寸≥40 μm的中間坯奧氏體晶粒在大道次變形量工藝條件下占16.3%，模擬常規(guī)工藝條件下占38.3%.可以發(fā)現(xiàn)，相比常規(guī)工藝，大道次變形量條件下的中間坯細(xì)小奧氏體晶粒占比大，而大尺寸晶粒占比很小.此外，大道次變形量條件下的中間坯奧氏體晶粒絕大多數(shù)尺寸在10～40 μm之間，整體晶粒尺寸分布較為集中，說明該工藝條件下奧氏體晶粒均勻化程度較高.分析原因為：大道次變形量促進奧氏體晶粒在變形期間發(fā)生充分的動態(tài)再結(jié)晶，在道次間隔期間會發(fā)生較為充分的靜態(tài)再結(jié)晶，再結(jié)晶晶粒不斷形核、長大，因而，奧氏體晶粒尺寸趨于均勻化.而模擬常規(guī)工藝條件下的道次變形量較小，動態(tài)再結(jié)晶發(fā)生得不充分.

圖6 兩種工藝條件下中間坯(7 mm)奧氏體組織

圖7 兩種工藝條件下中間坯奧氏體晶粒分布統(tǒng)計圖

圖8給出了帶有中間坯再加熱的大道次變形量軋制工藝(模擬ESP工藝中粗精軋階段大道次變形量與感應(yīng)加熱工序)與常規(guī)工藝條件下的精軋后薄帶鋼奧氏體組織，可以看出，大道次變形量條件下的奧氏體組織較為細(xì)小均勻，平均晶粒尺寸為20.5 μm，常規(guī)工藝條件下的奧氏體晶粒相對粗大，平均晶粒尺寸為24 μm，且存在一定程度的混晶現(xiàn)象.同時，大道次變形量工藝條件下從補熱前中間坯階段到精軋后階段，奧氏體平均晶粒尺寸減小了16.3%，模擬常規(guī)工藝條件下奧氏體平均晶粒尺寸減小了31.2%，大道次變形量工藝條件下精軋后奧氏體相比補熱前7 mm中間坯奧氏體晶粒細(xì)化程度相對常規(guī)工藝不明顯，但晶粒尺寸均勻化程度更高.圖9給出了兩種工藝條件下精軋后奧氏體晶粒尺寸分布統(tǒng)計.圖中，尺寸≥30 μm的精軋后奧氏體晶粒在大道次變形量工藝條件下占17.4%，模擬常規(guī)工藝條件下占29.2%，大道次變形量工藝下的精軋后大尺寸奧氏體晶粒占比小于模擬常規(guī)工藝.此外，大道次變形量條件下的晶粒尺寸主要集中于5～15 μm，整體尺寸相對偏小且分布均勻，說明其奧氏體組織混晶現(xiàn)象相對常規(guī)工藝有所改善.分析原因：中間坯補熱和保溫工序促進奧氏體晶粒長大及組織均勻化，使得大道次變形量工藝補熱后中間坯的奧氏體晶粒尺寸較大且均勻.大尺寸奧氏體的中間坯進入精軋階段將對最終奧氏體組織細(xì)化造成一定的影響.帶有中間坯補熱工序的大道次變形量工藝更容易獲得細(xì)小且晶粒尺寸均勻的相變前奧氏體組織，為控制冷卻后獲得細(xì)小均勻的室溫組織和力學(xué)性能穩(wěn)定的高品質(zhì)“以熱代冷”薄規(guī)格低碳鋼產(chǎn)品奠定了基礎(chǔ).

圖8 兩種工藝條件下精軋后薄帶鋼奧氏體組織

圖9 兩種工藝條件下精軋后薄帶鋼奧氏體晶粒分布統(tǒng)計圖

3 結(jié) 論

1)在變形溫度和應(yīng)變速率相同的條件下，變形后奧氏體晶粒尺寸隨著鑄坯壓下率的增加逐漸細(xì)化，壓下率為48%，53.6%和66.7%時，鑄坯再加熱軋制工藝的奧氏體晶粒相比鑄坯直接軋制較為細(xì)小，而當(dāng)壓下率增加至72.3%時，鑄坯直接軋制較常規(guī)冷鑄坯再加熱條件下變形組織更為細(xì)小均勻.

2)與常規(guī)工藝相比，基于大道次變形量的熱軋工藝更易于發(fā)揮再結(jié)晶對奧氏體的細(xì)化作用，中間坯混晶現(xiàn)象得到了顯著改善.

3)與常規(guī)工藝相比，基于中間坯補熱工序的熱軋工藝降低了精軋階段奧氏體的細(xì)化效果，但總體上精軋后奧氏體晶粒更為細(xì)小，晶粒大小更均勻.