巫保振 萬國喜 周茂奇 安亮亮 尚繼芳

(安陽鋼鐵股份有限公司)

0 前言

國家系列法律法規(guī)及高速公路計(jì)重收費(fèi)的實(shí)施，促進(jìn)了商用車輕量化的發(fā)展，目前屈服700 MPa級(jí)汽車大梁已在改裝車行業(yè)得到廣泛應(yīng)用，主要厚度規(guī)格為4 mm ～14 mm。安鋼700 MPa 級(jí)大梁鋼研發(fā)始于2009年，六年來經(jīng)歷了文件準(zhǔn)備、初步試驗(yàn)、小批量試驗(yàn)、工業(yè)化試驗(yàn)驗(yàn)證等階段，逐步走向成熟，期間進(jìn)行了系統(tǒng)的工藝研究、產(chǎn)品各種性能檢驗(yàn)、產(chǎn)品評(píng)估等工作。

安鋼700 MPa 級(jí)高強(qiáng)大梁成分設(shè)計(jì)根據(jù)規(guī)格不同分別采取低碳低硅的Mn －Nb －Ti 體系和Mn －Nb－Ti －Mo 體系，其強(qiáng)化方式以沉淀強(qiáng)化為主，細(xì)晶強(qiáng)化、相變強(qiáng)化為輔。從加熱到層流冷卻各工序的工藝研究基本是在大生產(chǎn)中進(jìn)行的，具有較高的可靠性，本文對(duì)工藝研究情況進(jìn)行了總結(jié)、探討。

1 加熱工藝

普通鋼鐵材料在保證得到奧氏體組織下盡可能降低加熱溫度避免晶粒長大。700 MPa 級(jí)大梁鋼成分體系決定了其加熱制度與普通鋼鐵材料有較大的區(qū)別。由于鑄坯中存在大量碳氮化物析出，加熱時(shí)必須保證大部分析出物固溶，否則在整個(gè)軋制生產(chǎn)過程中，這些合金元素對(duì)細(xì)晶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化將不起作用。Nb、Ti 的碳氮化物固溶需要在一定溫度條件下形成，溫度提高，固溶量增加，較多的固溶量在隨后軋制、冷卻過程中對(duì)材料的強(qiáng)化起到更大作用。

熱力學(xué)計(jì)算表明，在設(shè)定的成分條件下，加熱溫度在1250 ℃～1300 ℃時(shí)，有80% ～100%的Ti 溶解;加熱溫度為1200 ℃～1250 ℃時(shí)，有60% ～80%的Ti 溶解;加熱溫度為1150 ℃～1200 ℃時(shí)，只有40% ～60%的Ti 溶解，并且Nb 也不能完全溶解。因此足夠高的加熱溫度對(duì)AG750L 來說是至關(guān)重要的［1］。我們進(jìn)行了同一爐鋼不同加熱溫度條件下對(duì)比試驗(yàn)。該爐成分見表1。

表1 試驗(yàn)鋼成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) %

不同加熱溫度而其他工藝相同時(shí)軋制10 mm的試驗(yàn)鋼力學(xué)性能結(jié)果見表2。

表2 不同加熱溫度力學(xué)性能

從表2 可以看出，加熱溫度提高，延伸率、沖擊值變化不大，屈服及抗拉強(qiáng)度明顯提高，平均提高50 MPa。

兩種加熱制度條件下試驗(yàn)鋼的組織狀況如圖1所示?？梢娊M織均為F +GB，晶粒度13 級(jí)左右，兩種加熱溫度均存在TiN 夾雜，尺寸4 μm 左右。TiN溶解溫度高于1300 ℃，因此板坯加熱時(shí)TiN 沒有固溶，鋼板中的TiN 析出物是鑄坯中原有的，加熱溫度1280 ℃時(shí)強(qiáng)度的提高主要是TiC 固溶量提高，導(dǎo)致TiC 析出量提高所致。

圖1 不同加熱溫度成品組織

2 粗軋工藝

粗軋主要實(shí)現(xiàn)兩個(gè)目標(biāo)，外形上以控制寬度為主，厚度達(dá)到設(shè)定精軋入口厚度;組織上通過軋制變形使奧氏體再結(jié)晶細(xì)化。

通過熱模擬實(shí)驗(yàn)，得到AG750L 真應(yīng)力－真應(yīng)變曲線，如圖2 所示。

圖2 AG750L 應(yīng)力－應(yīng)變曲線

從圖2 可以看出，其變形過程大致可分為三個(gè)階段，即初始變形階段、再結(jié)晶變形階段、非再結(jié)晶變形階段。變形的初始階段，變形過程同時(shí)發(fā)生著加工硬化和軟化兩個(gè)過程，一方面，隨變形量增加，位錯(cuò)增值，變形抗力提高，另一方面，由于溫度較高，位錯(cuò)在變形過程中通過交滑移和攀異方式運(yùn)動(dòng)，使部分位錯(cuò)消失，材料得到回復(fù)，但是這一階段，加工硬化的作用大于動(dòng)態(tài)回復(fù)的軟化作用。反映到應(yīng)力應(yīng)變曲線上，隨變形量增大，應(yīng)力不斷增大。

由于溫度較高，變形速率較低，此時(shí)應(yīng)力應(yīng)變曲線出現(xiàn)峰值，然后趨于一定值，即發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，反映到應(yīng)力應(yīng)變曲線，應(yīng)力隨變形量增加而增加的速度變緩，曲線變得平直，圖2 中在1150 ℃時(shí)可以看出有明顯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

變形的最后階段，應(yīng)力隨變形量增大，有一個(gè)急劇升高階段，應(yīng)力的升高是兩種作用的結(jié)果，一是隨變形量增大，第二相形變誘導(dǎo)析出了碳氮化物，這些第二相對(duì)位錯(cuò)起到釘扎作用，阻止了位錯(cuò)的移動(dòng)，使應(yīng)力升高，二是截面積的變化引起的面積效應(yīng)，使應(yīng)力升高。

粗軋階段溫度較高，通過熱模擬應(yīng)力應(yīng)變曲線可見，粗軋的六道次基本都可以發(fā)生動(dòng)態(tài)或靜態(tài)再結(jié)晶，使奧氏體晶粒細(xì)化，為精軋及層流冷卻相變做組織準(zhǔn)備。這里粗軋終軋溫度控制是比較重要的，粗軋終軋溫度控制，要考慮AG750L 粗軋充分再結(jié)晶細(xì)化，同時(shí)要兼顧精軋開軋溫度(FT0)的目標(biāo)實(shí)現(xiàn)。

3 精軋工藝

精軋是軋制形變的最終階段，精軋開軋溫度FT0 和精軋終軋溫度FT7 是兩個(gè)重要工藝參數(shù)。一般而言，F(xiàn)T0 及FT7 較低時(shí)，奧氏體非再結(jié)晶區(qū)變形量加大，使奧氏體細(xì)化，有利于相變后的細(xì)晶強(qiáng)化。然而同時(shí)，精軋溫度對(duì)析出強(qiáng)化也具有影響。

AG750L 的主要強(qiáng)化方式是TiC 的析出強(qiáng)化。TiC 的析出分三個(gè)階段:第一階段，當(dāng)奧氏體形變時(shí)，塑性變形產(chǎn)生大量位錯(cuò)導(dǎo)致奧氏體畸變能的增加，會(huì)出現(xiàn)形變誘導(dǎo)析出的TiC，此階段TiC 析出量受變形溫度影響，溫度降低析出量增加;第二階段，軋后冷卻過程中，鋼中碳原子繼續(xù)擴(kuò)散，或獨(dú)立形核析出，呈現(xiàn)細(xì)小彌散離子，或使原有離子(形變誘導(dǎo)析出的TiC)長大;第三階段，由于連軋節(jié)奏很快，大部分TiC 來不及析出，而在卷曲后鐵素體晶內(nèi)析出，由于溫度降低，過冷度增大，形核率增加，形成大量細(xì)小的析出物，前邊析出的TiC 會(huì)作為形核點(diǎn)而長大。

精軋溫度降低，形變誘導(dǎo)析出TiC 量將增加，會(huì)消耗更多的Ti 元素，這就意味著在隨后鐵素體中析出量減少。TiC 在鐵素體中析出的顆粒要比在奧氏體中析出的更彌散細(xì)小，強(qiáng)度貢獻(xiàn)更大。因此，精軋溫度降低雖然對(duì)細(xì)晶強(qiáng)化有益，但不利于析出強(qiáng)化，對(duì)材料強(qiáng)度提高可能起到不利作用。

終軋溫度對(duì)AG750L 性能影響進(jìn)行了試驗(yàn)研究。試驗(yàn)采用10 mm 卷板，在大生產(chǎn)條件下基本固定其他工藝參數(shù)，將終軋溫度降低為840 ℃軋制一個(gè)單位，檢驗(yàn)后與正常工藝對(duì)比，屈服強(qiáng)度平均降低30 MPa，抗拉強(qiáng)度降低40 MPa，其他性能指標(biāo)變化不大。試驗(yàn)將終軋溫度提高到1000 ℃，結(jié)果造成強(qiáng)度略有降低，低溫韌性大幅降低，應(yīng)用中產(chǎn)生"蛇形"裂現(xiàn)象，開裂處鋼板金相組織如圖3 所示。

圖3 10 mm 板1/4 處F+PF+GB+P

從圖3 可以看出，組織以等軸或多邊形鐵素體為主，且晶粒粗大，呈現(xiàn)混晶現(xiàn)象，說明精軋變形在部分再結(jié)晶區(qū)。國外日本、瑞典等對(duì)高Nb 高Ti 鋼進(jìn)行了大量研究，大多認(rèn)為終軋900 ℃得到的卷板強(qiáng)度最高。太低、太高都對(duì)強(qiáng)度韌性產(chǎn)生不利影響，我們的試驗(yàn)數(shù)據(jù)也證實(shí)了這一結(jié)論。

終軋溫度確定后，如何確定FT0 呢?一般情況下，期望精軋?jiān)诜窃俳Y(jié)晶區(qū)范圍內(nèi)軋制，這樣可使奧氏體充分細(xì)化，避免混晶的產(chǎn)生。通過試驗(yàn)，高Nb鋼再結(jié)晶溫度可達(dá)970 ℃，因此FT0 的設(shè)置可參照再結(jié)晶溫度設(shè)定，具體要考慮兩方面因素:一是軋制速度。提高軋制速度即提高變形速率，在相同變形溫度和變形量條件下，應(yīng)力值提高，再結(jié)晶更難以發(fā)生，但是由于技術(shù)水平的差異，不同鋼廠軋制相同規(guī)格時(shí)，軋制速度有較大差別。當(dāng)FT0 溫度不能控制在970 ℃左右且軋制速度較低時(shí)，也要保證F3 后進(jìn)入非再結(jié)晶區(qū)軋制，否則混晶就不可避免了。

設(shè)置FT0 考慮的第二個(gè)因素是RT2 和中間坯厚度。粗軋最后一道高溫大變形可使再結(jié)晶臨界溫度降低，使AG750L 充分再結(jié)晶細(xì)化，但是RT2 過高，勢必造成精軋前待溫，待溫時(shí)間長除了使奧氏體晶粒長大外還會(huì)影響正常軋制節(jié)奏。國外的研究認(rèn)為，此類鋼對(duì)已經(jīng)處于非再結(jié)晶態(tài)的奧氏體，加大變形程度并不能得到更細(xì)的晶粒，因此要達(dá)到相對(duì)較低的FT0，可通過控制粗軋軋制節(jié)奏，適當(dāng)降低RT2，同時(shí)適當(dāng)減薄中間坯厚度。

4 冷卻工藝

AG750L 的強(qiáng)化及組織結(jié)構(gòu)的形成，主要在軋后冷卻和卷取后實(shí)現(xiàn)，之前的工藝過程都是為相變和析出強(qiáng)化做準(zhǔn)備。對(duì)不同成分體系進(jìn)行了多批次的試驗(yàn)，試驗(yàn)表明較大的冷卻速度對(duì)材料強(qiáng)度和韌性的提高非常有利。現(xiàn)有冷卻條件下，軋制同規(guī)格產(chǎn)品，不同冷卻條件下屈服強(qiáng)度最大可相差80 MPa。其原因有三個(gè)方面:其一是冷卻速度提高，相變溫度降低，抑制了等軸鐵素體和多邊形鐵素體的產(chǎn)生，提高了針狀鐵素體和貝氏體量，這種組織存在晶內(nèi)位錯(cuò)，強(qiáng)度更高;其二是相變前冷卻速度提高，相變溫度降低，晶粒細(xì)化。其三是冷卻速度提高，抑制碳氮化物在晶界的析出，使得在鐵素體晶內(nèi)析出量更大。由于層流冷卻冷卻能力所限，要保證12 mm、14 mm AG750L 性能達(dá)標(biāo)，必須采用Mn－Nb－Ti－Mo 體系，兩種成分體系A(chǔ)G750L 動(dòng)態(tài)CCT 曲線如圖4 所示。

圖4 AG750L 動(dòng)態(tài)CCT 曲線

從圖4 可以看出，加Mo 后曲線右移，相變溫度降低，貝氏體與鐵素體轉(zhuǎn)變區(qū)域錯(cuò)位，抑制了多邊形鐵素體和珠光體的產(chǎn)生，促進(jìn)了在中溫和低溫區(qū)晶內(nèi)有大量位錯(cuò)的鐵素體或貝氏體的生成，使得冷卻速度較低的情況下，也能得到理想的組織性能。

實(shí)際生產(chǎn)中，軋后立即冷卻對(duì)產(chǎn)品性能有較好影響。由于精軋出來的鋼帶，在非再結(jié)晶區(qū)累積了大量形變能，在終軋溫度較高條件下，組織處于高能量的不平衡狀態(tài)，易產(chǎn)生回復(fù)或靜態(tài)再結(jié)晶，造成軟化，同時(shí)由于機(jī)體內(nèi)有大量位錯(cuò)，冷卻緩慢時(shí)，易析出碳氮化物，此時(shí)析出對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)遠(yuǎn)小于鐵素體晶內(nèi)析出。

5 卷曲溫度及卷后冷卻

前邊已經(jīng)談到，TiC 在鐵素體晶內(nèi)析出對(duì)材料的強(qiáng)度貢獻(xiàn)最大，因此卷取溫度及卷后冷卻條件設(shè)置均是基于這一點(diǎn)考慮的。

在同一塊鋼板寬度 1/4 位置連續(xù)截取8 mmAG750L試樣五件，進(jìn)行模擬卷取試驗(yàn)，馬弗爐加熱溫度分別為:500 ℃、560 ℃、580 ℃、600 ℃、650 ℃，加熱時(shí)間均為8 h，加熱后拿到爐外空冷，不同回火溫度下力學(xué)性能情況如圖5 所示。

圖5 不同回火溫度下AG750L 力學(xué)性能

從圖5 可以看出，加熱溫度為580 ℃時(shí)強(qiáng)度達(dá)到峰值，提高或降低加熱溫度，強(qiáng)度都有明顯降低趨勢。

AG750L 卷取后經(jīng)歷一個(gè)緩慢的冷卻歷程，其組織變化有三個(gè)過程［2］:1)碳氮化物在鐵素體晶界和晶內(nèi)位錯(cuò)上析出。2)鐵素體的回復(fù)或再結(jié)晶長大。3)第二相析出的Ostwald 熟化。即析出離子長大和聚集，對(duì)位錯(cuò)的或晶界的移動(dòng)的阻力作用減弱，使得強(qiáng)度降低。

卷取溫度500 ℃時(shí)，由于界面能較低，2)、3)基本不發(fā)生。同樣由于溫度低，動(dòng)力學(xué)原因，造成1)能力不夠，所以強(qiáng)度較低。

卷取溫度650 ℃時(shí)，由于溫度高，保溫時(shí)間長，1)雖然得到充分實(shí)現(xiàn)，但2)、3)占主導(dǎo)地位，總體軟化作用大于強(qiáng)化作用，所以強(qiáng)度降低。

卷取溫度580 ℃時(shí)，處于過飽和狀態(tài)的碳氮化物充分析出，1)占主導(dǎo)地位，且2)、3)很微弱，使得總體強(qiáng)化作用達(dá)到頂峰。

實(shí)際生產(chǎn)中，卷取后，鋼卷頭尾及寬度方向不同部位溫度及冷卻速度不盡相同，卷曲溫度可設(shè)置為550 ℃～620 ℃，卷取后，應(yīng)迅速集中堆放緩冷。

6 結(jié)論

1)加熱溫度由1200 ℃提高到1280 ℃時(shí)，10 mm的AG750L 可以提高屈服強(qiáng)度約50 MPa，主要是Nb、Ti 的C、N 化物固溶量提高了，使得后續(xù)卷取過程中析出物數(shù)量增加，提高了材料的強(qiáng)度。

2)通過試驗(yàn)，較低的精軋終軋溫度會(huì)使得材料的強(qiáng)度降低，較高的精軋終軋溫度會(huì)使得材料混晶嚴(yán)重造成"蛇"形開裂，因此將其溫度設(shè)定在900 ℃左右比較適合。

3)要保證12 mm 和14 mmAG750L 性能合格，建議采用Mn －Nb －Ti －Mo 成分提體系，這樣才能抑制了多邊形鐵素體和珠光體的產(chǎn)生，促進(jìn)了在中溫和低溫區(qū)晶內(nèi)有大量位錯(cuò)的鐵素體或粒狀貝氏體的生成，使得冷卻速度較低的情況下，也能的到理想的組織性能。

［1］韓孝勇．鈮、釩、鈦在微合金鋼中的作用［J］． 寬厚板，2006，12(1):33 －34．

［2］路匠心． 700MPa 級(jí)高強(qiáng)度微合金鋼生產(chǎn)技術(shù)研究［D］．沈陽:東北大學(xué)，2004．