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    熱軋?zhí)间撝蠧元素活動特性及其應(yīng)用

    2021-11-02 03:30:30田建嶺張志強(qiáng)
    中國金屬通報 2021年11期
    關(guān)鍵詞:過飽和滲碳體低碳鋼

    田建嶺,楊 韜,張志強(qiáng)

    (河鋼集團(tuán)邯鄲分公司,河北 邯鄲 056000)

    冷成型用鋼HRLC是一種低碳熱連軋鋼帶,多用于通過沖壓、折彎等方式制造電器零部件,是典型以熱帶冷板材產(chǎn)品,對于節(jié)能降耗有著顯著的意義。相較于傳統(tǒng)冷軋板材,HRLC等以熱代冷鋼材主要利用軋后加速冷卻方式,提高鋼鐵材料性能和沖壓性能[1]。但是在實(shí)際生產(chǎn)過程中,中低碳鋼在熱軋后的連續(xù)冷卻過程中,由于成分、冷卻速率、奧氏體變形等因素影響,可能獲得滲碳體、珠光體和貝氏體等不同類型的組織,這些組織的類型、數(shù)量、分布等對鋼材的最終性能有重要的影響[2]。滲碳體是鋼中較為常見的第二相組織,對熱軋低碳鋼產(chǎn)品沖壓性能有著不可忽視的影響,對其析出行為的控制是提高熱軋低碳鋼沖壓性能的重要手段[3]。

    本文根據(jù)當(dāng)前對滲碳體析出規(guī)律的研究,通過研究低碳鋼中C元素在高溫(500℃~700℃)下的活動規(guī)律,達(dá)到控制滲碳體析出的目的。

    1 實(shí)驗(yàn)方案

    將成分為(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)C:0.04;Si:0.06;Mn:0.20;P:0.022;S:0.008的熱軋低碳鋼HRLC作為代表試樣,其軋制工藝為890℃終軋后,通過前段常規(guī)層流冷卻至610℃后進(jìn)行卷取。從邯鋼CSP產(chǎn)線切取800×1250mm鋼板作為樣板,對鋼板進(jìn)行1/4位置對稱取16根縱向拉伸試樣,拉伸試樣采用5號標(biāo)準(zhǔn)試樣,同時在同一板寬位置取8塊金相試樣,金相試樣為20mm×20mm方塊試樣,做不同溫度保溫?zé)崽幚韺?shí)驗(yàn),實(shí)驗(yàn)共分8組,每組2根拉伸試樣、1塊金相試樣,8組實(shí)驗(yàn)溫度分別為550℃、570℃、590℃、610℃、630℃、650℃、670℃。

    將試樣分批次放入同一加熱爐進(jìn)行處理,并將加熱爐升溫至550℃后,打開加熱爐門快速放入第一組試樣,待加熱爐溫度恒定到550℃后開始計時,保溫10~15min后,取出試樣空冷至室溫。之后按照570℃、590℃、610℃、630℃、650℃、670℃實(shí)驗(yàn)溫度順序?qū)⒌?~7組試樣依次進(jìn)行處理,并做好記錄,第8組試樣作為對比樣本,不做處理。

    熱處理完成后,分別進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)檢測和金相組織觀察,其中拉伸實(shí)驗(yàn)采用Z250電子拉力試驗(yàn)機(jī),金相組織試樣經(jīng)過鑲嵌、打磨、拋光后置于4%硝酸酒精溶液中3-5秒,待試樣表面呈一層灰白后置于DMI 5000M光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行觀察。

    2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

    2.1 熱處理溫度對力學(xué)性能的影響

    對不同熱處理溫度下試樣拉伸性能檢測結(jié)果進(jìn)行對比分析,各組試樣力學(xué)性能檢測結(jié)果見表1。

    表1 不同熱處理溫度下試樣拉伸性能

    2.2 熱處理溫度對金相組織的影響

    對未處理試樣和不同溫度熱處理后試樣進(jìn)行編號、鑲嵌、打磨、拋光后,用4%濃度硝酸酒精進(jìn)行3-5秒淺腐蝕,表面呈淺灰色后置于DMI 5000M光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行金相組織觀察,所得不同試樣金相組織。

    金屬組織主要為準(zhǔn)多邊形鐵素體,晶界處分布著少量滲碳體組織,該部分滲碳體主要是在610℃下卷取過程,鐵素體中過飽和C元素在晶界析出形成。試樣在550℃和570℃下保溫10~15分鐘后空冷試樣金相組織照片,可以看出兩個溫度下試樣金相組織與未處理試樣金相組織相近,鐵素體和滲碳體大小、分布、比例等均較為接近。試樣在590和610℃下保溫10~15分鐘后空冷試樣金相組織照片,與未處理試樣金相組織相比,兩個溫度下金相組織鐵素體晶粒略有增大,滲碳體數(shù)量相對減少,判斷為在590℃~610℃下,C元素和Fe元素逐漸開始活動和轉(zhuǎn)化。試樣在630℃、650℃和670℃下保溫10-15分鐘后空冷試樣金相組織照片,可以看出,隨著保溫溫度由630℃提升至670℃,鐵素體晶粒呈現(xiàn)明顯增大趨勢,且滲碳體數(shù)量逐漸減少,直至消失。說明在630℃及以上溫度下,鋼種C元素和Fe元素活性增加,逐漸開始活動,且該溫度下鐵素體中固溶C含量上限提升,促使晶界處滲碳體開始回溶進(jìn)入晶粒之中。

    2.3 C元素在不同溫度下活動規(guī)律

    通過上述分析可以看出,對于CSP產(chǎn)線熱軋低碳鋼HRLC,當(dāng)C元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.04%、卷取溫度為610℃時,成品金相組織主要為準(zhǔn)多邊形鐵素體+少量在結(jié)晶分布的滲碳體,且該組織在610℃及以下溫度時,組織構(gòu)成變化較?。划?dāng)溫度升高至630℃及以上時,鋼中C元素活性隨溫度升高而增加。

    由此可以判斷:當(dāng)卷取溫度高于610℃時,由于鋼C元素活性較高,在后續(xù)冷卻過程,鐵素體中過飽和C元素將有足夠熱動力在晶界處以二次滲碳體形式析出,甚至形成網(wǎng)狀滲碳體組織;當(dāng)卷取溫度低于610℃時,由于鋼中C元素活性較低,在后續(xù)冷卻過程中,金相組織將保持原有組成不變,鐵素體中過飽和C元素也不會再以二次滲碳體形式在晶界析出。因此,為減少熱軋低碳鋼中晶界滲碳體析出,提高鋼板塑性和沖壓性能,可以通過減低冷卻過程滲碳體析出,同時將卷取溫度至610℃以下,減少卷取后滲碳體再次析出,即調(diào)整軋后冷卻工藝為后段冷卻模式,卷取溫度設(shè)定為不大于610℃。

    3 生產(chǎn)驗(yàn)證

    在邯鋼CSP產(chǎn)線上,選定3爐不同C元素含量爐次進(jìn)行驗(yàn)證實(shí)驗(yàn),每爐選擇2塊鑄坯,分別進(jìn)行590℃和610℃,各爐次C元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)、過程控制及力學(xué)性檢驗(yàn)情況見表2。

    表2 鍋爐內(nèi)不同C元素含量驗(yàn)證

    對上述鋼卷分析進(jìn)行金相組織取樣,試樣經(jīng)切割、鑲嵌、打磨、拋光后,用4%濃度硝酸酒精進(jìn)行3-5秒淺腐蝕,表面呈淺灰色后置于DMI 5000M光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行金相組織觀察。

    對比3爐次金相組織可以看到,當(dāng)C含量為0.028%時,鋼板金相組織主要為準(zhǔn)多邊形鐵素體,幾乎無滲碳體存在;隨著C含量增加,組織中滲碳體含量隨著增加,但相同C含量時,卷取溫度為590℃時組織中滲碳體數(shù)量相對較少;當(dāng)C含量達(dá)到0.042%時,采用590℃和610℃卷取溫度鋼卷均存在較多滲碳體,但相較前段冷卻,采用后段冷卻模式二次滲碳體析出數(shù)量略少,且成細(xì)小顆粒狀均勻分布,無明顯聚集情況,產(chǎn)品塑性和沖壓性能將對較好。

    上述情況發(fā)生主要原因是:當(dāng)熱軋低碳鋼HRLC以890℃終軋溫度進(jìn)入冷卻階段時,由于采用后段冷卻模式,帶鋼經(jīng)過前段30m左右空冷,溫度降低至820℃左右,此時組織仍為奧氏體,之后進(jìn)入層流冷卻水中進(jìn)行快速冷卻至610℃及以下溫度,鋼中組織以過冷奧氏體進(jìn)行進(jìn)入卷取機(jī),在卷取后相對較慢冷速下,過冷奧氏體組織快速向鐵素體轉(zhuǎn)變,轉(zhuǎn)變過程少量過飽和C元素在晶界處析出,較多過飽和C元素隨鐵素體快速生成未能及時析出,以固溶形式存在與鐵素體晶粒內(nèi)部,同時由于卷取溫度偏低,已析出的少量滲碳體無法進(jìn)行聚集長大,最終以顆粒狀滲碳體均勻分布在組織中。

    4 結(jié)論

    (1)對于熱軋低碳鋼,當(dāng)C元素含量大于0.028%,卷取溫度大于610℃時,鐵素體中過飽和C元素會在冷卻過程以二次滲碳體形式在晶界處析出,從而惡化帶鋼沖壓性能。

    (2)對于熱軋低碳鋼,鋼中C元素活性和在鐵素體中溶解度主要受溫度影響,當(dāng)溫度大于等于630℃時,C元素出現(xiàn)回溶現(xiàn)象,670℃時鐵素體中C元素溶解度可達(dá)到0.04%。

    (3)通過采用后段冷卻+低溫卷取工藝,可抑制冷卻過程滲碳體析出和卷取過程滲碳體聚集長大,得到較為理想的均勻分布顆粒狀滲碳體。

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