供稿|李振，馮超凡，陳瑾，陳飛，龔堅(jiān)，吳耐 /

內(nèi)容導(dǎo)讀

對(duì)Nb-Ti 微合金化800 MPa 級(jí)汽車(chē)用復(fù)相鋼的頭、中、尾部力學(xué)性能、板形與顯微組織結(jié)構(gòu)類(lèi)型進(jìn)行研究。結(jié)果表明：造成熱軋?jiān)贤ň硇阅懿▌?dòng)，酸軋板形波動(dòng)的主要原因是熱軋?jiān)箱摼韮?nèi)、外圈冷速不均形成不同類(lèi)型微觀組織導(dǎo)致。為此，在生產(chǎn)800 MPa 強(qiáng)度級(jí)別復(fù)相鋼時(shí)，熱軋采用550 °C 低溫卷取工藝，可有效避開(kāi)珠光體生成區(qū)，確保熱軋通卷為鐵素體與貝氏體組織，進(jìn)而改善熱軋?jiān)贤ň硇阅芫鶆蛐?，提高該產(chǎn)品酸軋后板形質(zhì)量。

在“雙碳”目標(biāo)的時(shí)代背景下，隨著汽車(chē)輕量化的發(fā)展，安全性與節(jié)能減排成為汽車(chē)行業(yè)發(fā)展的趨勢(shì)。為此，汽車(chē)用鋼的選材逐漸向超高強(qiáng)鋼發(fā)展，據(jù)相關(guān)研究[1-6]表明，780 MPa 以上超高強(qiáng)鋼應(yīng)用超過(guò)60%，可實(shí)現(xiàn)車(chē)身減重25%。超高強(qiáng)鋼種的代表有雙相鋼、復(fù)相鋼、相變誘導(dǎo)塑性鋼(TRIP)與馬氏體鋼等。

復(fù)相鋼(Complex phase steels，CP) 顯微組織主要為鐵素體/貝氏體，包含少量的馬氏體和珠光體組織，其晶粒尺寸比較細(xì)小，抗拉強(qiáng)度均較高。其與同等強(qiáng)度的雙相鋼相比，屈服強(qiáng)度較高，同時(shí)由于基體存在一定量的貝氏體組織，其折彎與擴(kuò)孔性能相對(duì)較好，可較好的應(yīng)用于局部成形的安全部位零件。采用Nb-Ti 復(fù)合微合金化成分體系的800 MPa復(fù)相鋼在實(shí)際生產(chǎn)過(guò)程中，暴露出熱卷通卷性能波動(dòng)大、板形較差等問(wèn)題。目前，國(guó)內(nèi)外關(guān)于如何提高汽車(chē)用復(fù)相鋼通卷性能均勻性與板形質(zhì)量的研究鮮有報(bào)道。為解決此問(wèn)題，本文分析了造成熱卷性能波動(dòng)的原因，并創(chuàng)造性提出采用低溫卷取，避開(kāi)珠光體生成區(qū)，從而有效解決了性能與板形問(wèn)題。

試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料采用某鋼鐵公司熱連軋生產(chǎn)線生產(chǎn)的汽車(chē)用800 MPa 級(jí)別復(fù)相鋼熱軋?jiān)?，帶鋼? mm，化學(xué)成分見(jiàn)表1。

表1 800 MPa 級(jí)復(fù)相鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) %

對(duì)酸軋后冷硬卷板形進(jìn)行對(duì)比分析，并對(duì)熱軋?jiān)暇淼念^、中、尾部取拉伸試樣測(cè)量力學(xué)性能，并進(jìn)行微觀組織分析。

試驗(yàn)結(jié)果與討論

鋼卷頭、中、尾部性能波動(dòng)原因分析

酸軋批量生產(chǎn)800 MPa 級(jí)別復(fù)相鋼650 °C 卷取熱軋卷，酸軋后冷硬卷板形出現(xiàn)嚴(yán)重復(fù)合浪形，浪形位置對(duì)應(yīng)熱卷內(nèi)圈，板形IU 值達(dá)到8IU 以上，如圖1(a)所示，嚴(yán)重影響訂單交付。為進(jìn)一步確定板形好壞與熱卷內(nèi)、外圈對(duì)應(yīng)關(guān)系的相關(guān)性，設(shè)計(jì)熱軋?jiān)暇眍^、尾對(duì)調(diào)的重卷試驗(yàn)。熱卷頭、尾對(duì)調(diào)之后，酸軋后冷硬卷復(fù)合浪位置也隨之由前半卷轉(zhuǎn)移至后半卷，如圖1(b)所示，由此可見(jiàn)，復(fù)合浪形雖然是由酸軋過(guò)程造成，但其根源卻是在熱軋?jiān)?，初步認(rèn)為熱軋?jiān)贤ň硇阅懿▌?dòng)導(dǎo)致酸軋板形突變，進(jìn)一步研究熱軋?jiān)贤ň硇阅懿▌?dòng)情況。

采用650 °C 常規(guī)卷取工藝生產(chǎn)的3.5 mm 厚800 MPa 級(jí)復(fù)相鋼熱軋?jiān)暇恚瑹彳堅(jiān)先L(zhǎng)590 m，進(jìn)行通卷力學(xué)性能檢測(cè)。取樣位置分別為距離熱卷帶頭1、65、180、305、450、585 和590 m處，鋼卷力學(xué)性能如圖2 所示。由圖2 可見(jiàn)，熱卷強(qiáng)度最低值出現(xiàn)在熱卷中部長(zhǎng)度180～300 m 處，屈服強(qiáng)度481 MPa，抗拉強(qiáng)度583 MPa；最高強(qiáng)度出現(xiàn)在熱卷外圈585 m 處，屈服強(qiáng)度629 MPa，抗拉強(qiáng)度814 MPa，熱卷內(nèi)圈屈服強(qiáng)度為530 MPa 左右，抗拉強(qiáng)度為630 MPa 左右。熱軋?jiān)暇韽?qiáng)度最高在外圈1/3，然后是內(nèi)圈1/3，強(qiáng)度最低為卷中1/3 處。

為確定其熱卷性能變化原因，進(jìn)一步觀察熱卷頭、中、尾部微觀組織，如圖3 所示。材料基體淺灰色為鐵素體組織，圖3(a)與3(b)黑色條帶為珠光體組織，圖3(a) 與3(c) 深灰色為貝氏體/馬氏體組織。因此，由熱卷通卷微觀組織推斷，熱卷帶頭為鐵素體+珠光體+極少貝氏體/馬氏體組織，帶中為鐵素體+珠光體組織，帶尾鐵素體+貝氏體/馬氏體組織，與熱卷通卷性能波動(dòng)對(duì)應(yīng)關(guān)系明確。

根據(jù)文獻(xiàn)[7-8]所述，熱軋卷在冷卻過(guò)程中，溫度場(chǎng)分布是不均勻的。外圈散熱容易，冷速最快，溫度最低；內(nèi)圈雖然與空氣接觸，但受輻射影響，散熱被削弱，冷速與溫度適中；而鋼卷中部位置冷速最慢，溫度最高。在冷速較慢的卷中位置，形成的是鐵素體+珠光體組織，而在冷速較快的熱卷外圈，形成的是鐵素體+馬氏體/貝氏體，熱卷帶頭冷速處于兩者之間，形成鐵素體+珠光體+(極少貝氏體/馬氏體組織)。因此，熱軋?jiān)贤ň硇阅懿▌?dòng)導(dǎo)致酸軋過(guò)程中軋制力突變，進(jìn)而導(dǎo)致酸軋冷硬成品卷板形發(fā)生突變，需提高熱軋?jiān)暇淼耐ň硇阅芊€(wěn)定性。

低溫卷取工藝應(yīng)用效果

利用JMatPro 軟件繪制材料相變CCT 曲線，如圖4 所示?？梢钥闯?，本產(chǎn)品成分體系下，當(dāng)卷取溫度為650 °C 時(shí)，材料緩慢冷卻通過(guò)鐵素體與珠光體區(qū)域，其成品組織為鐵素體+珠光體組織。材料在不同冷速條件下的貝氏體轉(zhuǎn)變溫度為460～570 °C。當(dāng)設(shè)定熱軋?jiān)暇砣囟葹?50 °C 時(shí)，無(wú)論熱卷內(nèi)圈還是外圈，材料冷卻均會(huì)通過(guò)鐵素體與貝氏體區(qū)域，最終得到鐵素體+貝氏體組織。

采用550 °C 低溫卷取生產(chǎn)3.5 mm 厚度800 MPa 級(jí)別復(fù)相鋼，熱軋?jiān)项^、中與尾力學(xué)性能如表2 所示。

表2 800 MPa 級(jí)別復(fù)相鋼熱軋?jiān)暇眍^、中、尾性能波動(dòng)

采用550 °C 低溫卷取后，熱軋?jiān)项^、中、尾部屈服強(qiáng)度波動(dòng)24 MPa，抗拉強(qiáng)度波動(dòng)31 MPa，延伸率波動(dòng)1%，較650 °C 高溫卷取性能波動(dòng)改善明顯。進(jìn)一步觀察，熱卷原料頭、中、尾部金相組織如圖5 所示，均為灰白色基體的鐵素體組織與深灰色貝氏體/馬氏體組織。

使用550 °C 低溫卷取酸軋后通卷板形如圖6 所示，材料通卷板形IU 值控制在2 個(gè)IU 以?xún)?nèi)，有效解決了800 MPa 級(jí)別復(fù)相鋼熱卷原料性能波動(dòng)與酸軋板形較差問(wèn)題。

結(jié)束語(yǔ)

(1)造成Nb-Ti 微合金化800 MPa 級(jí)別復(fù)相鋼熱軋?jiān)锨鞍刖砼c后半卷板形差異變化明顯的原因是通卷性能波動(dòng)。

(2)造成熱軋?jiān)贤ň硇阅懿▌?dòng)的原因?yàn)闊峋韮?nèi)、外圈冷速不同，進(jìn)而導(dǎo)致微觀組織不同，影響了其通卷性能均勻性。

(3)通過(guò)低溫卷取工藝調(diào)整，熱軋?jiān)峡色@得通卷的鐵素體基體+貝氏體組織，材料性能波動(dòng)屈服強(qiáng)度波動(dòng)24 MPa，抗拉強(qiáng)度波動(dòng)31 MPa，延伸率波動(dòng)1%，有效改善材料的通卷性能均勻性。