加熱速度對冷軋雙相鋼組織性能的影響

張明亞

（山東鋼鐵集團有限公司鋼鐵研究院，山東濟南 250101）

試驗研究

加熱速度對冷軋雙相鋼組織性能的影響

張明亞

（山東鋼鐵集團有限公司鋼鐵研究院，山東濟南 250101）

通過模擬連續(xù)退火研究了不同加熱速度對冷軋雙相鋼組織性能的影響。研究發(fā)現(xiàn)，快速加熱可以明顯地細(xì)化晶粒，但組織的遺傳性導(dǎo)致微觀組織中有不同程度的帶狀組織，材料的加熱速度不宜超過100℃/s；材料的加工硬化速率及加工硬化指數(shù)對冷速的增加呈規(guī)律變化。

冷軋雙相鋼；加熱速度；顯微組織；力學(xué)性能；加工硬化速率；加工硬化指數(shù)

1 前言

鋼的加熱速度越快，過熱度越大，奧氏體的實際形成溫度越高，形核率和長大速度越大，奧氏體的起始晶粒度就越大。若加熱溫度過高，起始晶粒細(xì)小的奧氏體反而更易于長大。因此，快速加熱到均熱溫度時保溫時間不宜過長，否則晶粒會反常長大。在生產(chǎn)中常采用短時快速加熱工藝，以獲得超細(xì)化晶粒［1］。目前，研究加熱速度對材料性能影響的文獻較少，僅有少量關(guān)于加熱速度對電工鋼或輕質(zhì)合金組織和性能影響的研究文獻［2-5］。就電工鋼來說，增加加熱速度能夠增加再結(jié)晶形核速率，從而使晶粒細(xì)化，但是當(dāng)加熱速度超過50℃/s時晶粒細(xì)化程度將降低［2］。由此可以推斷，對冷軋帶鋼來說，也應(yīng)該有一個合適的加熱速度使其晶粒細(xì)化到一定程度而又滿足實際生產(chǎn)條件。

2 試驗材料及退火工藝的制定

試驗所采用的熱軋原料厚度為85 mm板坯，表1為實測的化學(xué)成分。

表1 實測的試驗鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）%

將坯料加熱至1 200℃后保溫2 h，在試驗室Φ 450 mm×450 mm二輥可逆式熱軋試驗機組上經(jīng)8道次軋制到4 mm，隨后置于室內(nèi)自然冷卻。經(jīng)酸洗后，將熱軋后的鋼板在Φ325 mm×400 mm四輥直拉式可逆冷軋機上進行多道次帶張力軋制到1.0 mm。軋制結(jié)束后裁剪為500 mm長的試樣，經(jīng)過切邊，最終制成尺寸為500 mm×160 mm×1.0 mm的鋼板，以備在連續(xù)退火模擬試驗機CASⅡ上進行連續(xù)退火處理。

快速加熱后如果保溫時間過長，晶粒會反常長大，在實際生產(chǎn)中應(yīng)采用快速加熱短時保溫的工藝來獲得細(xì)小的晶粒組織。為了研究加熱速度對試驗鋼組織性能的影響，本試驗制定了很大的加熱速度區(qū)間，加熱速度的范圍設(shè)定在1～200℃/s，所設(shè)定的加熱速度分別為1、10、20、50、100、200℃/s。熱處理工藝曲線如圖1所示。

圖1 不同加熱速度時的工藝制度

3 試驗結(jié)果及分析

相變過程包括形核和長大兩個階段，很高的加熱速度增大了過熱度，進而加大了相間的自由能差，加快了擴散速度，使試樣在很短的時間內(nèi)完成了相轉(zhuǎn)變，大大縮短了工藝時間。高的加熱速度使得形核質(zhì)點增多，鐵素體的再結(jié)晶優(yōu)先于碳化物的溶解［6］，造成基體中的晶粒非常細(xì)小，晶界面積增大，進而對材料的塑性產(chǎn)生影響［7］。在細(xì)晶組織中奧氏體長大所需的碳和錳的擴散距離較短，從而使得奧氏體的形核和長大比較容易，在隨后的快冷過程中形成的馬氏體含量也因此較高。

3.1 不同加熱速度處理后試樣的顯微組織

圖2為不同加熱速度處理后試樣的晶粒取向分布（EBSD）。試樣的晶粒尺寸隨著加熱速度的增加而變小。通過FEI Quanta 600自帶的OIM ANALYSIS 5.3軟件分析發(fā)現(xiàn)，在加熱速度為1℃/s時，試樣的晶粒尺寸為6.97 μm（見圖2a）；而在加熱速度達到10℃/s時，試樣的晶粒尺寸達到了4.74 μm（見圖2b）。隨著加熱速度的繼續(xù)增加，晶粒更加細(xì)小，當(dāng)加熱速度達到100℃/s時，試樣的晶粒尺寸達到4.07 μm（見圖2e）；而在加熱速度為200℃/s時，原始奧氏體晶粒尺寸則幾乎沒有什么明顯的變化（見圖2f）。

圖2 不同加熱速度處理后試樣的晶粒取向分布

通過軟件分析還可以發(fā)現(xiàn)，若以＞15°的角度為大角度晶界，在以≯100℃/s的加熱速度進行連續(xù)退火，所得試樣的大角度晶界晶粒比例均超過92.5%，當(dāng)加熱速度為200℃/s時，大角度晶界晶粒比例僅為75.3%。大角度晶界能夠阻止材料變形時產(chǎn)生的微裂紋擴展至相鄰晶粒內(nèi)，使晶界本身變成裂紋的擴展路徑，進而延緩了裂紋的擴展速度［8］。

3.2 不同加熱速度處理后試樣的力學(xué)性能

圖3為不同加熱速度處理后試樣的基本力學(xué)性能。從圖中可以看出，試樣的抗拉強度和屈強比均隨加熱速度的增加而不斷升高（見圖3a），其延伸率卻隨加熱速度的升高而逐漸下降，材料的n值隨著加熱速度的不斷增加呈先升高后下降的趨勢變化（見圖3b）。

圖3 加熱速度對試樣力學(xué)性能的影響

金屬在變形過程中會產(chǎn)生加工硬化，加工硬化是指金屬發(fā)生塑性變形后，使之繼續(xù)塑性變形所需的外加應(yīng)力增加的現(xiàn)象，它是位錯與阻礙位錯運動的障礙物、位錯與位錯交互作用的結(jié)果，是金屬材料的重要性能指標(biāo)之一，它和金屬的加工過程、成形、使用都有密切的關(guān)系［9］。由于試驗鋼基體組織中的馬氏體含量很高，所以固溶碳濃度被稀釋，造成馬氏體的軟化強度下降。在拉伸過程中，基體中的鐵素體和馬氏體相變差別因較高的馬氏體含量而減小，在鐵素體充分變形后，載荷將通過鐵素體/馬氏體相界面向馬氏體轉(zhuǎn)移，進而導(dǎo)致馬氏體產(chǎn)生變形。

3.3 不同拉伸性能下材料的受力變形特征

試樣在拉伸過程中，由于位錯及基體內(nèi)兩相性能的差異性，材料的硬化能力也將不斷的發(fā)生變化，即n值隨真應(yīng)變的變化而變化，這就有必要對材料的加工硬化速率dσT/dεT和瞬時n值及應(yīng)變速度進行研究。通過對Ludwik-Hollomon關(guān)系式［10］

進行求導(dǎo)，可得：

將式（1）中的K代入式（2）可得：

式中：K為試驗材料的硬化系數(shù)，為常數(shù)；n為應(yīng)變硬化指數(shù)；σT和εT分別為真應(yīng)力和真應(yīng)變。

圖4中分別為1、40、100、200℃/s加熱速度處理后試樣的加工硬化速率及瞬時n值。從圖4中可以看出，材料的初始加工硬化速率很高，這與材料基體中高的位錯密度以及高的馬氏體含量有關(guān)［11-12］。

圖4 不同加熱速度處理后試樣的加工硬化速率及加工硬化指數(shù)

試驗鋼的加工硬化速率隨著真應(yīng)變的增加而降低，且在變形的初始階段，加工硬化速率急劇下降，到真應(yīng)變值為0.005以后時，加工硬化速率變化趨于平緩，這種早期的加工硬化行為使得材料在成形過程中的應(yīng)變分布均勻，有利于防止過早的出現(xiàn)鼓起或褶皺等缺陷。材料n值的變化隨加熱速度的變化可以分為3個階段：第1階段，隨著真應(yīng)變的增加，在真應(yīng)變值到達0.005之前，n值急劇降低；第2階段如圖2.30中的箭頭指向部分，隨著真應(yīng)變的繼續(xù)增加，n值呈升高的趨勢變化，且升高的區(qū)間隨著加熱速度的增加而逐漸減低：在加熱速度為1、40、100℃/s時，對應(yīng)的n值升高區(qū)間為0.005～0.020、0.005～0.012和0.005～0.008，在加熱速度為200℃/ s時n值隨著真應(yīng)變的增加先急劇降低后平緩下降，沒有出現(xiàn)n值的升高現(xiàn)象。此現(xiàn)象說明，加熱速度的升高使得真應(yīng)變值大于0.005時n值的上升區(qū)間逐漸縮短，直至消失；第3階段為真應(yīng)變值大于n值上升的最高點p之后，隨著真應(yīng)變的繼續(xù)增加，n值持續(xù)降低，但下降趨勢趨于平緩。

產(chǎn)生上述現(xiàn)象的原因是，在變形初期，材料處于彈性變形階段，此過程中流變應(yīng)力迅速上升，且隨著變形量的逐漸增加，基體內(nèi)的位錯將不斷增殖。在真應(yīng)變值為0.005時，位錯密度達到最大，在此階段之前均表現(xiàn)為很高的加工硬化速率。然而此階段的軟化程度很低，加工硬化速率和n值的下降也非常迅速。隨著應(yīng)變的持續(xù)增加，材料的位錯將發(fā)生交滑移和攀移，位錯開始部分消融，其密度降低。隨著應(yīng)變的繼續(xù)進行，材料的軟化和加工硬化趨于平衡，且軟化作用逐漸占據(jù)主導(dǎo)地位，表現(xiàn)為加工硬化速率和n值的平緩降低。

材料的應(yīng)變硬化行為并不能僅僅從馬氏體的含量來表現(xiàn)，馬氏體的形態(tài)［13］對其也有很大的影響。初始形態(tài)為島狀形態(tài)的馬氏體，鐵素體呈連續(xù)分布且能自由變形，則在變形初期位錯可以自由在鐵素體內(nèi)滑動而不產(chǎn)生塞積，在拉伸過程中表現(xiàn)為相對較高的n值。當(dāng)馬氏體形態(tài)呈連續(xù)狀分布于基體內(nèi)，在拉伸過程中鐵素體的變形會受到限制，位錯密度隨之增加，彌散的碳化物粒子對位錯的阻礙作用也迅速增大，從而表現(xiàn)為較低的n值。

DP鋼很高的初始加工硬化能力主要是因為兩相間的協(xié)調(diào)變形而產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力。加工硬化速率d σT/dεT能夠反映材料抗偶然超載的能力，是衡量碰撞能量吸收的重要參數(shù)之一。由圖4可知，試驗鋼初始的硬化速率很高，且隨變形的進行而發(fā)生快速下降。這主要是由于變形初期馬氏體和鐵素體之間應(yīng)變的不協(xié)調(diào)性導(dǎo)致在鐵素體中快速形成內(nèi)應(yīng)力的積累，塑性變形在低的應(yīng)變條件下首先集中于高韌性的鐵素體組織中，使得殘余應(yīng)力消除而引起迅速加工硬化。在此變形階段，試驗鋼具有良好的吸能性能。隨著變形程度的增加，鐵素體的塑性流變受到周圍硬質(zhì)馬氏體相的約束，鐵素體的加工硬化速率下降。在變形后期，加工硬化速率變化趨于平緩，其原因是在變形后期，形成位錯胞狀結(jié)構(gòu)、發(fā)生動態(tài)回復(fù)以及交滑移，同時馬氏體的應(yīng)力也達到了屈服極限。馬氏體屈服產(chǎn)生塑性變形使得相界面上的應(yīng)力得以松弛，當(dāng)位錯塞積產(chǎn)生的集中不利于馬氏體相的變形時，在相界面上將產(chǎn)生微小的空洞，位錯也將因這些微小孔洞的存在而“消融”而導(dǎo)致了n值的平緩下降，應(yīng)力的松弛過程表現(xiàn)為加工硬化速率的平緩變化。試驗鋼的這種加工硬化行為將有利于提高材料在成形過程中應(yīng)變分布的均勻性，成形后有利于避免凸耳和褶皺的產(chǎn)生，使材料具有良好的成形性。

4 結(jié)論

4.1 快速加熱提高了形核率，增大了過熱度，奧氏體的起始形核度晶粒變小，試樣的晶粒尺寸隨著加熱速度的增加而變小，但大角度晶界比例卻隨著加熱速度的增加而降低，材料的最大加熱速度應(yīng)不高于100℃/s。

4.2 試驗鋼的抗拉強度和屈服強度均隨著加熱速度的升高而升高，但是其延伸率卻稍有下降。

4.3 在各加熱速度下，試驗鋼均具有很高的初始加工硬化速率，且當(dāng)εT達到0.005之前，加工硬化速率和加工硬化指數(shù)n均急劇下降，在εT達到0.005之后，試驗鋼的加工硬化速率平緩下降，而加工硬化指數(shù)有個先緩慢升高后逐漸降低的凸起區(qū)間，且此區(qū)間隨加熱速率的升高而逐漸縮短，直至消失。

［1］崔忠圻.金屬學(xué)與熱處理［M］.北京：機械工業(yè)出版社，1988：244-274.

［2］Wang J,Li J,Wang X F,et al.Effect of heating rate on microstructure evolution and magnetic properties of cold rolled none-oriented electrical steel［J］.Journal of Iron and Steel Research，International，2010，17（11）：54-61.

［3］Bae B K,Woo J S,Kim J K.Effect of heating rate on the properties of non-oriented electrical steel containing 0.4%Si［J］.Journal of Magnetism and Magnetic Materials，2003：254-375.

［4］Baudouin P,Belhadj A,Houbaert Y.Effect of the rapid heating on the magnetic properties of non-oriented electrical steels［J］. Journal of Magnetism and Magnetic Materials，2002，238（2-3）：221-225.

［5］Zhu H L,Matsuda J,Maruyama K.Influence of heating rate in α+γ dual phase field on lamellar morphology and creep property of fully lamellar Ti-48Al alloy［J］.Materials Science and Engineering A，2005，397（1-2）：58-64.

［6］Chowhury S G,Pereloma E V,Santos D B.Evolution of texture at the initial stages of continuous annealing of cold rolled dual-phase steel:Effect of heating rate［J］.Materials Science and Engineering:A，2008，480（1-2）：540-548.

［7］Song R,Ponge D,Raabe D.Improvement of the work hardening rate of ultrafine grained sheets through second phase particles［J］.Scripta Materialia，2005，52（11）：1 075-1 080.

［8］Motoyashiki Y,Brückner-Foit A,Sugeta A.Microstructural influence on small fatigue cracks in a ferritic-martensitic steel［J］. Engineering Fracture Mechanics，2008，75（3-4）：768-778.

［9］馬鳴圖，吳寶榕.雙相鋼—物理和力學(xué)冶金［M］.北京：冶金工業(yè)出版社，2009.

［10］Meyers M A,Chawla K K.Mechanical behavior of materials［M］.New Jersey：Prentice Hall，1999.

［11］Movahed P,Kolahgar S,Marashi S P H,et al.The effect of intercritical heat treatment temperature on the tensile properties and work hardening behavior of ferrite-martensite dual phase steel sheets［J］.Materials Science and Engineering A，2009，518（1-2）：1-6.

［12］Sun S J,Martin P.Properties of thermomechanically processed dual-phase steels containing fibrous martensite［J］.Materials Science and Engineering:A，2002，335（1-2）：298-308.

［13］Das D,Chattppadhyay P P.Influence of martensite morphology on the work-hardening behavior of high strength ferrite-martensite dual-phase steel［J］.Journal of Materials Science，2009，44（11）：2 957-2 965.

Effect of Heating Rateson thePropertiesand Microstructureof Cold-rolled Dual-phaseSteel

ZHANG Mingya

（The Iron and Steel Research Institute of Shandong Iron and Steel Group Co.,Ltd.,Jinan 250101,China）

The research simulated several processes with different heating rapids and the results certificated that rapid heating can obviously refine grain sizes,but structural inheritance deduced band orientation and the heating velocity was not better over 100℃/s. The strain hardening rates and strain hardening exponents were also changed regularly.

cold-rolled dual-phase steel;heating rate;microstructure;mechanical property;strain hardening rate;strain hardening exponent

TG156.3

B

1004-4620（2014）03-0032-04

2014-04-01

張明亞，男，1982年生，2012年畢業(yè)于東北大學(xué)材料加工工程專業(yè)，博士?，F(xiàn)為山東鋼鐵集團有限公司鋼鐵研究院工程師，從事冷軋帶鋼的退火及熱鍍鋅研究工作。