狄国标1，陈连生1,2，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
Microstructure and Mechanical Properties Research of Low Cost Hot Roiled Dual Phase Steel
DI Guo-bia01，CHEN Lian-shen91一，LIU Zhen-yu1，LIU Xiang-hua1，ZHAO Di3
(1．The State Key Laboratory of Rolling＆Automation，Northeastern University，Shenyang 110004，China，2．Hebei Polytechnic University，Tangshan 063009，China；3．Benxi Steel，Benxi 117000，China)
Abstract：The hot-rolled low Si—Mn containing Nb、Ti dual phase steel was investigated．Based on the control of two steps cooling and three steps cooling，550MPa grade dual phase steels which consists of martensite island uniformly distributed in fine-grained ferrite matrix were developed．The paper analyses the effects of technological parameters
on microstructure and mechanical properties and supplies theoretical basis for industrical experiment．
Key words：hot rolled dual phase steel；free dislocation；controlled cooling
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。
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66mm×llOmmXlOOmm原坯，经箱式电阻炉加热至1200℃，保温2h，在实验室Φ450mm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—3mm。
在1100℃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950℃以下精轧，精轧压下量为80％，终轧温度控制在800℃和850℃，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D1、D2、D3 3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TECNAIG220透射电子显微镜观察精细组织。
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，D3工艺的伸长率较低，为20％。
图1分别为采用不同工艺所得到的金相组织。
采用D1工艺得到铁素体，少量珠光体和马氏体组织，见图1a。为了进一步区分马氏体和珠光体，采用Lepra试剂进行腐蚀，其结果见图1d，图1b所示为细小均匀的铁素体组织和称散分布的马氏体组织，平均晶粒尺寸为4．5μm，马氏体含量为10％；图1c为铁素体和大块状马氏体组织，马氏体周围的铁索体较小，混晶严重，平均晶粒尺寸为7．4μm，马氏体含量为20％。
采用D1工艺所得到的拉仲曲线出现了屈服平台．屈服强度较高，达到480MPa，作为强化相的马氏体含量较少，抗拉强度偏低，铁素体含量较高，伸长率为25％，塑性较好；采用D2工艺时，空冷时间较长，所得铁素体较多且细小，强度塑性均较好，总伸长率达27％；采用D。工艺得到的金相组织出现拉长块状的马氏体组织，其总含量较高，相变膨胀造成铁索体内位错含量较高，铁索体被强化，屈服强度较用D2工艺的高，铁索体晶粒粗大且不均匀，在拉伸变形中易在边界形成裂纹源，导致塑性降低，因此D3工艺的伸长率只有20％。、混晶组织的出现与终轧温度过低有关，形变诱导Nb、Ti析出物抑制了静态再结晶的发生，造成大量饼形晶粒出现，大量晶界、孪晶界、位错和变形带极大地提高了铁素体形核率和长大速率，终轧温度越低，加工硬化越严重，形变储存能的存在增大了γ-α相变的非均匀形核率。另外，变形带等形核位置不均匀，即使有变形带也并非均可提供铁素体形核点，一些变形带形核能力较差，相变过程晶界处优先形核，生成细小的铁素体。变形温度较低时，产生大量位错，碳、氮扩散至拉长奥氏体速率增加，快速冷至M。点以下转变为块状马氏体组织，出现如图1c的混晶组织，而终轧温度为850℃时，因变形温度较高，故加工硬化不均匀．性降低，混晶组织不明显。
通过TEM微观组织观察得出，采用D1工艺后出现了少量珠光体，如图2a所示。由于采用D1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4～5μm，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D3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。
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D1和D2工艺得到的应力一应变曲线，从图3可看出，D1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D1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D2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D1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。
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[6]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Ma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。
(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。
[1]党淑峨．双相钢的研究现状及应用前景[J]．山西机械，2002(4)：14—16．
[2]Satoshi，Kunio Watanabe，Kazuyoshi Esaka．The Manufacture of Si—Mn As Hot Rolled Dual Phase Steel Sheets[J]．Testsuto-Hagane，1982，(68)l 1306．
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[4]Waterschoot T，Cooman B C D，Vanderschueren D．Influence of Run--out Table Cooling Patterns on Transformation and Mechanical Properties of High Strength Dual Phase and Ferrite-bainite Steels[J]．Ironmaking and Steelmaking，2001，(2)z185—190．
[5]Hansen S S．Pradhan R R Structure／Property Relationships and Continuous Yielding Behavior in Dual-pase Steels．Fundamentals of DuabPhase Steels[M]．New yorklAIME．1981．137—141．
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参考文献：
3 结论
2．5轧后冷却模式讨论
2．4双相钢的连续屈服
2．3微观组织观察及讨论
2．2金相组织观察爱讨论
2实验结果及讨论
l实验材料和实验方法：
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。
特别关注
