700MPa級汽車大梁鋼軋鋼工藝探討

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

國家系列法律法規及高速公路計重收費的實施，促進了商用車輕量化的發展，目前屈服700 MPa級汽車大梁已在改裝車行業得到廣泛應用，主要厚度規格為4 mm ～14 mm。安鋼700 MPa 級大梁鋼研發始于2009年，六年來經歷了文件準備、初步試驗、小批量試驗、工業化試驗驗證等階段，逐步走向成熟，期間進行了系統的工藝研究、產品各種性能檢驗、產品評估等工作。

安鋼700 MPa 級高強大梁成分設計根據規格不同分別采取低碳低硅的Mn －Nb －Ti 體系和Mn －Nb－Ti －Mo 體系，其強化方式以沉淀強化為主，細晶強化、相變強化為輔。從加熱到層流冷卻各工序的工藝研究基本是在大生產中進行的，具有較高的可靠性，本文對工藝研究情況進行了總結、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別。由于鑄坯中存在大量碳氮化物析出，加熱時必須保證大部分析出物固溶，否則在整個軋制生產過程中，這些合金元素對細晶強化、析出強化將不起作用。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、冷卻過程中對材料的強化起到更大作用。

熱力學計算表明，在設定的成分條件下，加熱溫度在1250 ℃～1300 ℃時，有80% ～100%的Ti 溶解;加熱溫度為1200 ℃～1250 ℃時，有60% ～80%的Ti 溶解;加熱溫度為1150 ℃～1200 ℃時，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AG750L 來說是至關重要的［1］。我們進行了同一爐鋼不同加熱溫度條件下對比試驗。該爐成分見表1。

表1 試驗鋼成分(質量分數) %

不同加熱溫度而其他工藝相同時軋制10 mm的試驗鋼力學性能結果見表2。

表2 不同加熱溫度力學性能

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

兩種加熱制度條件下試驗鋼的組織狀況如圖1所示。可見組織均為F +GB，晶粒度13 級左右，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 ℃時強度的提高主要是TiC 固溶量提高，導致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

粗軋主要實現兩個目標，外形上以控制寬度為主，厚度達到設定精軋入口厚度;組織上通過軋制變形使奧氏體再結晶細化。

通過熱模擬實驗，得到AG750L 真應力－真應變曲線，如圖2 所示。

圖2 AG750L 應力－應變曲線

從圖2 可以看出，其變形過程大致可分為三個階段，即初始變形階段、再結晶變形階段、非再結晶變形階段。變形的初始階段，變形過程同時發生著加工硬化和軟化兩個過程，一方面，隨變形量增加，位錯增值，變形抗力提高，另一方面，由于溫度較高，位錯在變形過程中通過交滑移和攀異方式運動，使部分位錯消失，材料得到回復，但是這一階段，加工硬化的作用大于動態回復的軟化作用。反映到應力應變曲線上，隨變形量增大，應力不斷增大。

由于溫度較高，變形速率較低，此時應力應變曲線出現峰值，然后趨于一定值，即發生動態再結晶，反映到應力應變曲線，應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 ℃時可以看出有明顯的動態再結晶。

變形的最后階段，應力隨變形量增大，有一個急劇升高階段，應力的升高是兩種作用的結果，一是隨變形量增大，第二相形變誘導析出了碳氮化物，這些第二相對位錯起到釘扎作用，阻止了位錯的移動，使應力升高，二是截面積的變化引起的面積效應，使應力升高。

粗軋階段溫度較高，通過熱模擬應力應變曲線可見，粗軋的六道次基本都可以發生動態或靜態再結晶，使奧氏體晶粒細化，為精軋及層流冷卻相變做組織準備。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 粗軋充分再結晶細化，同時要兼顧精軋開軋溫度(FT0)的目標實現。

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 是兩個重要工藝參數。一般而言，FT0 及FT7 較低時，奧氏體非再結晶區變形量加大，使奧氏體細化，有利于相變后的細晶強化。然而同時，精軋溫度對析出強化也具有影響。

AG750L 的主要強化方式是TiC 的析出強化。TiC 的析出分三個階段:第一階段，當奧氏體形變時，塑性變形產生大量位錯導致奧氏體畸變能的增加，會出現形變誘導析出的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，鋼中碳原子繼續擴散，或獨立形核析出，呈現細小彌散離子，或使原有離子(形變誘導析出的TiC)長大;第三階段，由于連軋節奏很快，大部分TiC 來不及析出，而在卷曲后鐵素體晶內析出，由于溫度降低，過冷度增大，形核率增加，形成大量細小的析出物，前邊析出的TiC 會作為形核點而長大。

精軋溫度降低，形變誘導析出TiC 量將增加，會消耗更多的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小，強度貢獻更大。因此，精軋溫度降低雖然對細晶強化有益，但不利于析出強化，對材料強度提高可能起到不利作用。

終軋溫度對AG750L 性能影響進行了試驗研究。試驗采用10 mm 卷板，在大生產條件下基本固定其他工藝參數，將終軋溫度降低為840 ℃軋制一個單位，檢驗后與正常工藝對比，屈服強度平均降低30 MPa，抗拉強度降低40 MPa，其他性能指標變化不大。試驗將終軋溫度提高到1000 ℃，結果造成強度略有降低，低溫韌性大幅降低，應用中產生"蛇形"裂現象，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，呈現混晶現象，說明精軋變形在部分再結晶區。國外日本、瑞典等對高Nb 高Ti 鋼進行了大量研究，大多認為終軋900 ℃得到的卷板強度最高。太低、太高都對強度韌性產生不利影響，我們的試驗數據也證實了這一結論。

終軋溫度確定后，如何確定FT0 呢?一般情況下，期望精軋在非再結晶區范圍內軋制，這樣可使奧氏體充分細化，避免混晶的產生。通過試驗，高Nb鋼再結晶溫度可達970 ℃，因此FT0 的設置可參照再結晶溫度設定，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，應力值提高，再結晶更難以發生，但是由于技術水平的差異，不同鋼廠軋制相同規格時，軋制速度有較大差別。當FT0 溫度不能控制在970 ℃左右且軋制速度較低時，也要保證F3 后進入非再結晶區軋制，否則混晶就不可避免了。

設置FT0 考慮的第二個因素是RT2 和中間坯厚度。粗軋最后一道高溫大變形可使再結晶臨界溫度降低，使AG750L 充分再結晶細化，但是RT2 過高，勢必造成精軋前待溫，待溫時間長除了使奧氏體晶粒長大外還會影響正常軋制節奏。國外的研究認為，此類鋼對已經處于非再結晶態的奧氏體，加大變形程度并不能得到更細的晶粒，因此要達到相對較低的FT0，可通過控制粗軋軋制節奏，適當降低RT2，同時適當減薄中間坯厚度。

4 冷卻工藝

AG750L 的強化及組織結構的形成，主要在軋后冷卻和卷取后實現，之前的工藝過程都是為相變和析出強化做準備。對不同成分體系進行了多批次的試驗，試驗表明較大的冷卻速度對材料強度和韌性的提高非常有利。現有冷卻條件下，軋制同規格產品，不同冷卻條件下屈服強度最大可相差80 MPa。其原因有三個方面: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生，提高了針狀鐵素體和貝氏體量，這種組織存在晶內位錯，強度更高;其二是相變前冷卻速度提高，相變溫度降低，晶粒細化。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 性能達標，必須采用Mn－Nb－Ti－Mo 體系，兩種成分體系AG750L 動態CCT 曲線如圖4 所示。

圖4 AG750L 動態CCT 曲線

從圖4 可以看出，加Mo 后曲線右移，相變溫度降低，貝氏體與鐵素體轉變區域錯位，抑制了多邊形鐵素體和珠光體的產生，促進了在中溫和低溫區晶內有大量位錯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。

實際生產中，軋后立即冷卻對產品性能有較好影響。由于精軋出來的鋼帶，在非再結晶區累積了大量形變能，在終軋溫度較高條件下，組織處于高能量的不平衡狀態，易產生回復或靜態再結晶，造成軟化，同時由于機體內有大量位錯，冷卻緩慢時，易析出碳氮化物，此時析出對強度的貢獻遠小于鐵素體晶內析出。

5 卷曲溫度及卷后冷卻

前邊已經談到，TiC 在鐵素體晶內析出對材料的強度貢獻最大，因此卷取溫度及卷后冷卻條件設置均是基于這一點考慮的。

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

圖5 不同回火溫度下AG750L 力學性能

從圖5 可以看出，加熱溫度為580 ℃時強度達到峰值，提高或降低加熱溫度，強度都有明顯降低趨勢。

AG750L 卷取后經歷一個緩慢的冷卻歷程，其組織變化有三個過程［2］:1)碳氮化物在鐵素體晶界和晶內位錯上析出。2)鐵素體的回復或再結晶長大。3)第二相析出的Ostwald 熟化。即析出離子長大和聚集，對位錯的或晶界的移動的阻力作用減弱，使得強度降低。

卷取溫度500 ℃時，由于界面能較低，2)、3)基本不發生。同樣由于溫度低，動力學原因，造成1)能力不夠，所以強度較低。

卷取溫度650 ℃時，由于溫度高，保溫時間長，1)雖然得到充分實現，但2)、3)占主導地位，總體軟化作用大于強化作用，所以強度降低。

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

實際生產中，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，卷曲溫度可設置為550 ℃～620 ℃，卷取后，應迅速集中堆放緩冷。

6 結論

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

2)通過試驗，較低的精軋終軋溫度會使得材料的強度降低，較高的精軋終軋溫度會使得材料混晶嚴重造成"蛇"形開裂，因此將其溫度設定在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生，促進了在中溫和低溫區晶內有大量位錯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 級高強度微合金鋼生產技術研究［D］．沈陽:東北大學，2004．