700 MPa級Ti-Nb-V-Mo復(fù)合微合金化高強(qiáng)鋼的工業(yè)研制

周家林，張?jiān)骂I(lǐng)，劉惠龍，潘成剛，趙 敏，劉 剛

(1. 武漢科技大學(xué)鋼鐵冶金及資源利用省部共建教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖北 武漢，430081；2. 中國寶武武鋼集團(tuán)有限公司CSP產(chǎn)線，湖北 武漢，430080)

為了滿足汽車結(jié)構(gòu)件安全性、輕量化及節(jié)能降耗的要求，薄規(guī)格高強(qiáng)結(jié)構(gòu)鋼的研發(fā)受到廣泛關(guān)注[1-3]。生產(chǎn)實(shí)踐表明，采用微合金化技術(shù)+控軋控冷工藝是開發(fā)和生產(chǎn)低成本高強(qiáng)鋼的重要技術(shù)路徑之一[3-5]。為此，國內(nèi)外研究者針對控軋控冷工藝參數(shù)對微合金化高強(qiáng)鋼組織性能的影響機(jī)制做了大量研究工作，王曉楠等[3]研究了低碳Nb-Ti微合金化鋼熱連軋過程中的細(xì)晶、相變和析出強(qiáng)化機(jī)制，開發(fā)了780 MPa級重載汽車用大梁鋼；Opiela M[6]利用熱模擬實(shí)驗(yàn)，研究了熱連軋加熱、終軋、卷取溫度及軋后冷卻方式對 Nb-V-Ti低碳微合金高強(qiáng)鋼組織、性能及第二相析出物的影響；Saikaly W等[7]分析了熱連軋過程中，加熱、終軋溫度及軋后層流冷卻速率對Ti微合金雙相鋼中第二相納米粒子析出的影響，并對析出機(jī)理和強(qiáng)化機(jī)制進(jìn)行了分析；白曉虹等[8]研究了軋制工藝參數(shù)對Ti-Nb微合金化700 MPa級高強(qiáng)鋼組織及納米粒子析出的影響；霍向東等[9,10]、陳良等[11]等研究分析了CSP產(chǎn)線控軋控冷工藝參數(shù)對Ti微合金化高強(qiáng)鋼組織、性能及第二相納米粒子析出行為的影響，結(jié)果顯示，高溫卷取有利于卷取過程中鐵素體晶內(nèi)TiC納米粒子的析出。

本文以低碳Ti基復(fù)合微合金化700 MPa級高強(qiáng)鋼為研究對象，重點(diǎn)研究了CSP產(chǎn)線控軋控冷工藝參數(shù)對該高強(qiáng)鋼性能、組織及其析出物的影響規(guī)律，以實(shí)現(xiàn)符合用戶要求的批量化生產(chǎn)，為拓展CSP工藝下Ti基復(fù)合微合金化高強(qiáng)鋼的生產(chǎn)應(yīng)用范圍創(chuàng)造條件。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 化學(xué)成分設(shè)計(jì)和力學(xué)性能要求

CSP 工藝生產(chǎn)的高強(qiáng)結(jié)構(gòu)鋼成分設(shè)計(jì)，應(yīng)考慮帶鋼的低溫沖擊韌性、冷成形和焊接性能。本研究用鋼采用低碳Ti基復(fù)合微合金化成分體系，C含量控制在避開CSP流程的包晶區(qū)[12]；Mn通過固溶強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化以及增加珠光體量等方式來改善鋼的強(qiáng)韌性；微合金元素Ti、Nb、V通過細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化改善鋼的性能；Mo能夠縮小奧氏體相區(qū)，使終軋后形變奧氏體晶粒呈現(xiàn)一定的加工硬化狀態(tài)，能夠有效推遲珠光體轉(zhuǎn)變，促進(jìn)鐵素體相變形核，使相變后的鐵素體晶粒細(xì)小[13]。

試驗(yàn)材料選取55～71 mm厚 CSP薄板坯，采用控軋控冷+平整工藝生產(chǎn)1.2～3.0 mm規(guī)格的熱軋薄帶卷。依照中國寶武武鋼集團(tuán)有限公司企標(biāo)WJX(RZ)14—2016和用戶技術(shù)要求，試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(Nb+V+Ti復(fù)合含量 ≤ 0.22%)及力學(xué)性能要求分別列于表1和表2中。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(wB/%)

表2 試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能要求

1.2 生產(chǎn)工藝

試驗(yàn)鋼生產(chǎn)工藝流程：鐵水脫硫→轉(zhuǎn)爐冶煉→吹氬→爐外精練(LF+RH)→CSP全程保護(hù)連鑄→薄板坯精整→剪切→均熱→高壓水除鱗→立輥側(cè)壓→精軋(控軋)→層流冷卻(控冷)→卷取→平整。

應(yīng)用CSP連鑄連軋工藝生產(chǎn)Ti-Nb-V-Mo復(fù)合微合金化高強(qiáng)結(jié)構(gòu)鋼時，應(yīng)采用高溫大壓下控軋，即利用控軋控冷工藝細(xì)化晶粒和控制第二相質(zhì)點(diǎn)析出的形貌及分布，以改善高強(qiáng)鋼的組織和性能[11,12]。試驗(yàn)鋼的控軋控冷工藝方案如表3所示。

表3 試驗(yàn)鋼控軋控冷工藝方案

1.3 性能測試及表征

沿縱向距頭尾5 m處分別截取不同厚度規(guī)格帶鋼試樣，加工成全厚度板狀拉伸試驗(yàn)試樣，根據(jù)ASTM E8標(biāo)準(zhǔn)在100 kN 拉伸試驗(yàn)機(jī)上測試試樣室溫拉伸力學(xué)性能。將試樣磨平、拋光、經(jīng)4%硝酸酒精溶液腐蝕處理，采用Olympus BM51型光學(xué)顯微鏡及Nova Nano SEM400型掃描電鏡觀察組織和析出物；薄膜透射電鏡(TEM)樣品先經(jīng)機(jī)械減薄，采用5% 高氯酸和95% 乙酸溶液雙噴至小于30 μm，在JEM-2100UHR 型透射電鏡(TEM)下觀察薄膜樣品顯微組織形貌，并利用能譜儀對析出第二相的成分進(jìn)行分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 力學(xué)性能

圖1和圖2分別為試驗(yàn)鋼在不同控軋控冷工藝條件下平整前后帶卷頭5 m、尾5 m處的力學(xué)性能變化。結(jié)合圖1和圖2可知，高溫卷取的熱軋帶卷平整前后頭、尾力學(xué)性能指標(biāo)均滿足標(biāo)準(zhǔn)要求，頭、尾屈服強(qiáng)度差別最大為45 MPa；低溫卷取平整前后帶卷頭、尾部力學(xué)性能指標(biāo)均低于高溫卷取的試樣，強(qiáng)度差異在50～100 MPa；低溫卷取除3.0 mm規(guī)格卷帶滿足700 MPa級高強(qiáng)鋼力學(xué)性能指標(biāo)外，其他薄規(guī)格帶卷的屈服強(qiáng)度均低于標(biāo)準(zhǔn)要求。與平整前相比，平整后帶卷頭部屈服強(qiáng)度提高約30 MPa、抗拉強(qiáng)度提高約10 MPa、延伸率降低了7.9%～16.7%。這是因?yàn)闊彳垘Ь聿捎眉s1.2%的壓下率平整，即平整后帶鋼具有了1.2%左右的拉伸變形，實(shí)質(zhì)上是小壓下率的冷軋作用，可消除帶鋼應(yīng)力-應(yīng)變曲線的屈服平臺，改善板形和表面質(zhì)量。

圖1 平整前不同厚度試驗(yàn)鋼頭部的力學(xué)性能

從圖1和圖2還可以看出，不同厚度規(guī)格的試驗(yàn)鋼強(qiáng)度指標(biāo)相差不大，這是產(chǎn)品厚度規(guī)格效應(yīng)、控軋控冷工藝參數(shù)及卷取溫度差異(見表3)共同作用的結(jié)果。CSP層流冷卻方式中冷卻速率由高到低依次為:頭部連續(xù)冷卻、頭部間隔冷卻和尾部連續(xù)冷卻。頭部連續(xù)冷卻具有最高的冷卻強(qiáng)度，薄規(guī)格產(chǎn)品在奧氏體區(qū)熱軋過程中具有較大的壓下率，形成細(xì)小的形變奧氏體晶粒，若采用相同的冷速和卷取溫度，薄規(guī)格產(chǎn)品的細(xì)晶強(qiáng)化效果最為明顯[11]。

(a) 600～630 ℃高溫卷取 (b) 570～595 ℃低溫卷取

2.2 微觀組織

不同層冷方式和卷取溫度條件下，1.5 mm和3.0 mm兩種厚度規(guī)格試驗(yàn)鋼頭部5 m處的SEM照片如圖3所示。圖3(a)、圖3(c)為高溫卷取，晶粒度分別為12、13級；圖3(b)、圖3(d)為低溫卷取，晶粒度分別為14、13.5級。

由圖3可以看出，試驗(yàn)鋼組織由準(zhǔn)多邊形鐵素體+極少量粒狀滲碳體構(gòu)成；高溫卷取組織中晶粒大小不均勻，相對于1.5 mm-尾部連續(xù)冷卻+630 ℃卷取試樣，3.0 mm-頭部連續(xù)冷卻+602 ℃卷取試樣的晶粒尺寸更小，粒狀滲碳體數(shù)量較多；低溫卷取試樣組織中沿晶界和晶內(nèi)出現(xiàn)了大量彌散分布的細(xì)小白色顆粒，結(jié)合圖4所示析出相的能譜分析可知，白色顆粒析出物為Fe3C，表明在低溫卷取過程中，試驗(yàn)鋼中生成了尺寸為200～300 nm滲碳體。

(c) 3.0 mm-頭部連續(xù)冷卻+602 ℃卷取 (d) 3.0 mm-頭部連續(xù)冷卻+582 ℃卷取

這是因?yàn)楦邷卮笞冃诬埡蟮男巫儕W氏體在層冷過程中向鐵素體轉(zhuǎn)變，鐵素體形核和長大過程中形核速率隨著冷速的增加而快速增大，即冷速增加可提高細(xì)晶強(qiáng)化效果[11]；而較高溫度卷取時，形變后的鐵素體晶粒(相當(dāng)于高溫回火)會出現(xiàn)一定程度的粗化。

2.3 析出物分析

圖5為1.5 mm厚試驗(yàn)鋼低溫和高溫卷取后析出相的TEM照片及能譜。由圖5可知，582 ℃低溫卷取鋼中析出相數(shù)量較少，其主要為細(xì)小的(Ti, Nb, Mo)C和少量(Nb, Ti)(N, C)球狀粒子，粒子尺寸較為均勻，平均尺寸在25 nm左右；較高溫度630 ℃卷取試樣中，析出物類型沒有變化，但數(shù)量更多且分布更為均勻，尺寸低于20 nm的粒子占65%以上，析出粒子尺寸略有增加，平均尺寸在30 nm左右。由此可見，隨著卷取溫度的升高，10 nm以下粒子比例減小，10～20 nm粒子占比增大。這是因?yàn)闇囟壬撸龀鱿嗔Ｗ哟只涌?，使得較大粒子占比增加[14]。另一方面，固溶在高溫奧氏體中的Nb、Mo、Ti元素在軋后快冷相變過程中未來得及析出，582 ℃低溫卷取時，由于溫度相對較低，Nb、Mo、Ti的擴(kuò)散受到限制，基體中大量固溶的Nb、Mo、Ti也沒來得及析出，因而其析出數(shù)量明顯低于630 ℃高溫卷取后鋼中析出物的數(shù)量[8,14]；同時，由于Ti的過飽和度遠(yuǎn)大于Nb的過飽和度，結(jié)合表1所示鋼的成分，Ti的析出比例遠(yuǎn)高于Nb的析出比例。

(a)卷取溫度582 ℃

(b)卷取溫度630 ℃

Ti基復(fù)合微合金化試驗(yàn)鋼最主要的強(qiáng)化機(jī)制是：高溫卷取過程中，析出的細(xì)小且彌散分布的含Ti為主的(Ti, Nb, Mo)C納米粒子所產(chǎn)生的析出強(qiáng)化作用，這也進(jìn)一步解釋了圖1和圖2中低溫卷取帶鋼強(qiáng)度相對較低的重要原因。

2.4 性能穩(wěn)定性

基于上述試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能及組織分析結(jié)果可知，高溫卷取工藝條件下帶鋼強(qiáng)度及性能穩(wěn)定性要高于低溫卷取帶鋼的情形。為獲得力學(xué)性能穩(wěn)定的700 MPa級高強(qiáng)結(jié)構(gòu)鋼，對Ti基復(fù)合微合金化試驗(yàn)鋼的控軋控冷工藝進(jìn)行優(yōu)化，如表4所示。基于CSP連鑄連軋工藝批量生產(chǎn)的Ti基復(fù)合微合金化700 MPa級高強(qiáng)鋼的力學(xué)性能列于表5中，可以看出，工藝優(yōu)化后試驗(yàn)鋼的的綜合力學(xué)性能優(yōu)良且穩(wěn)定。

表4 優(yōu)化后的控軋控冷工藝參數(shù)

表5 工藝優(yōu)化后試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

目前，700 MPa級Ti-Nb-V-Mo復(fù)合微合金化高強(qiáng)鋼已成功應(yīng)用于國內(nèi)汽車制造領(lǐng)域，其中厚度1.2 mm的產(chǎn)品替代了同強(qiáng)度級別的冷軋板，應(yīng)用于大型客車、廂式車、輕卡車等安全結(jié)構(gòu)件，其他規(guī)格CSP產(chǎn)品則用于替代載重汽車原來用的厚規(guī)格、低強(qiáng)度的熱軋帶卷。該產(chǎn)品滿足汽車鋼板結(jié)構(gòu)件的使用要求，有利于實(shí)現(xiàn)汽車輕量化，達(dá)到節(jié)能降耗、提高安全性的目的。

3 結(jié)論

(1)基于CSP流程，采用高溫大壓下、終軋溫度(890±20 ℃)、頭部間隔冷卻及卷取溫度(620±20 ℃)的工藝，成功開發(fā)了Ti基復(fù)合微合金化700 MPa級薄規(guī)格高強(qiáng)鋼，批量生產(chǎn)的產(chǎn)品綜合力學(xué)性能優(yōu)良且穩(wěn)定。

(2)該高強(qiáng)鋼組織由準(zhǔn)多邊形鐵素體及極少量納米級粒狀滲碳體組成，隨著冷卻速度的加快及卷取溫度的降低，高強(qiáng)鋼組織中粒狀滲碳體數(shù)量增加。

(3)采用高溫大壓下及軋后快冷工藝可增強(qiáng)薄規(guī)格產(chǎn)品的細(xì)晶強(qiáng)化效果，高溫卷取則有利于析出大量尺寸在20 nm以下且彌散分布的以Ti為主的(Ti, Nb, Mo)C納米粒子，析出強(qiáng)化作用顯著。

(4)采用平整工藝能有效消除高強(qiáng)鋼的屈服平臺，利于帶卷板形平整及后續(xù)深加工，平整后帶卷頭部屈服強(qiáng)度提高約30 MPa、抗拉強(qiáng)度提高約10 MPa、延伸率降低了7.9%～16.7%。