卷取溫度對高強鋼700L組織和性能的影響

劉廣超 劉艷紅 劉艷玲

（安陽鋼鐵集團有限責任公司）

0 引言

我國汽車油耗占石油年消耗總量的一半左右，而汽車油耗的49.2%是被只占汽車總量13.9%的中、重型商用車（>3.5 t）消耗掉的。也就是說，雖然我國中、重型商用車數量比乘用轎車少得多，但其消耗的燃油大體上卻與乘用車相當。由于我國商用車通常是歇人不歇車的長時間運行，因此帶來的污染和能耗浪費比轎車要嚴重得多。中國商用車的輕量化對于降低能源消耗具有重要的現實意義，因而也成為當前汽車工業亟待解決的問題。商用車輕量化是設計、制造、材料技術的集成，車身設計以及鋼鐵材料的高強化則是商用車實現有效減重的關鍵，二者對輕量化的貢獻率可達到60%以上。因此，對商用車進行輕量化的經濟效益是可觀的，其社會和環境效益更為巨大。用薄規格高強鋼代替厚規格普通鋼材使車身減重是實現輕量化的重要手段。采用TMCP工藝生產的700L主要用于制造輕量化汽車大梁，大梁是車身的重要承重部位，要求其具有高強度、高塑韌性，因此對材料的組織和性能要求較高。

常規熱連軋產品比較容易實現TMCP工藝，該工藝不僅可以充分發揮Nb、Ti微合金元素的細晶強化、沉淀強化綜合作用，節約能源消耗，降低生產成本，還可以根據材料的用途和加工工藝，通過調節不同的軋制工藝參數使材料獲得不同的性能和組織。卷取溫度是制定軋制工藝的一個重要參數，對鋼材的組織和性能有重要的影響。通過研究不同卷取溫度下700L的組織和性能，為700L生產工藝的制定提供了重要的依據。

1 試驗材料和方法

1.1 試驗材料及方案

試驗所用材料為安鋼生產的700L，經鐵水預處理—150 t轉爐—精煉爐—連鑄生產出230 mm的鑄坯，試樣鋼的成分見表1。將鑄坯加熱至1 230～1 280 ℃，保溫一定時間，采用TMCP工藝軋制，經過2架粗軋機6道或8道次粗軋，進入7架精軋機，將鑄坯軋制成為規格為8 mm的鋼卷，出精軋溫度為840 ℃，經層流冷卻后，分別以460 ℃、540 ℃、590 ℃，630 ℃，680 ℃進行卷取，卷取后鋼卷在鋼卷庫正常冷卻48 h后取樣，進行組織和性能分析。

表1 700L化學成分 %

1.2 試驗方法

采用GB/T 2975取樣方法，利用PME3 Axiovert200光學顯微鏡進行試樣組織檢測；利用型號為WAW-Y500微機控制電液伺服萬能試驗機采用GB/T228.1進行力學性能試驗；利用型號為JBW-500沖擊試驗機采用GB/T229試驗方法進行-20 ℃沖擊功試驗。

2 試驗結果

2.1 不同卷取溫度的力學和沖擊性能

為掌握安鋼700L在實際生產卷取尾部溫度波動情況下力學性能變化情況，大生產試驗采用了460 ℃、540 ℃、590 ℃、630 ℃、680 ℃、732 ℃卷取溫度，其中732 ℃為層流冷卻故障沒有出水溫度，其余每個溫度試驗軋制4～6卷，直到鋼卷尾部CT溫度命中目標為止。各個卷取溫度尾部力學和沖擊性能（試樣尺寸5 mm×10 mm×55 mm）如圖1～2所示。

圖1 700L在不同卷取溫度下尾部力學性能

圖2 700L在不同卷取溫度下-20 ℃沖擊功

從圖1可以看出，當卷取溫度在460～732 ℃時，隨著卷取溫度的升高，強度先降低，然后增加再降低，卷取溫度達到630 ℃左右時抗拉強度達到最大值796 MPa，卷取溫度為680 ℃時，抗拉強度較低，為698 MPa。層流未出水732 ℃時的抗拉強度最低，為587 MPa。

從圖2可以看出，-20 ℃沖擊功隨著溫度的升高先降低后增加再降低，與強度變化趨勢基本一致。當卷取溫度為590 ℃時，沖擊功達到最大值93 J；當卷取溫度為680 ℃時，沖擊功達到最低值，僅為32 J。

2.2 不同卷取溫度的金相組織

不同卷取溫度下700L的金相組織如圖3所示。當卷取溫度為540 ℃時，組織均勻，含有大量粒狀貝氏體；當卷取溫度為590 ℃時，組織均勻，以準多邊形鐵素體為主，含少量多邊形鐵素體和珠光體；當卷取溫度為630 ℃時，組織主要為多邊形鐵素體和塊狀珠光體，有輕微混晶現象；當卷取溫度為680 ℃時，晶粒粗大，有嚴重混晶現象。隨卷取溫度的升高，鐵素體晶粒尺寸不斷增大，珠光體的體積分數逐漸增加。

3 分析和討論

3.1 卷取溫度對性能影響

通常，在成分相同的情況下，貝氏體相的強度應該大于鐵素體相的強度，因為貝氏體鋼中存在大量的碳化物或馬奧島。卷取溫度為460～630 ℃時，材料的強度隨卷取溫度的升高先降低后再升高，表明540 ℃繼續降低溫度到460 ℃卷取時，貝氏體相變更加充分，形成了相變強化效應，強度可以滿足700L標準要求，但其塑性指標的最低均值僅為14%。隨著卷曲溫度繼續升高，強度升高，說明鐵素體基體有大量析出物，這些析出物能顯著提高鋼的性能。卷取溫度升高到630 ℃時，強度達到最大值，為796 MPa，這說明該溫度下鐵素體晶內和晶界的Ti、Nb碳氮化物析出最充分，這些析出物能顯著提高鋼的性能；卷取溫度繼續升高時，由于冷卻速度變慢，鐵素體晶粒尺寸增大，碳氮化物析出粗化長大，析出強化作用減弱，強度降低，且在后續的卷取自回火保溫過程中析出物尺寸進一步粗化長大，析出強化作用減弱，導致強度降低[2]。

從材料的塑性來看，隨著溫度的降低，晶粒逐漸變細和均勻化，低溫沖擊性能越來越好，原因一是細晶粒在受到外力發生塑形變形時，會有更多的晶粒參與變形，減少了應力集中，二是晶粒越細，晶界面積越大，裂紋越不容易擴展。當卷取溫度從732 ℃降低到460 ℃時，沖擊功變化曲線呈現2個低谷和1個高峰，540 ℃時的沖擊韌性低谷主要是由于該溫度處于珠光體型和貝氏體型相變交界區，組織呈現粒狀貝氏體、退化珠光體和多邊形鐵素體混合組織，相界面相對比較脆弱，因為在此卷取溫度下，鋼中含有大量粒狀貝氏體，粒狀貝氏體的有效晶粒尺寸比較大，馬奧島組織并不能有效阻止裂紋的擴展，所以裂紋容易產生和擴展，導致沖擊功下降[3]。680 ℃時的沖擊韌性低谷主要是由于鐵素體晶粒較大，且不均勻，同時該溫度下，析出物尺寸偏大，這二者綜合下來表現韌性不好且為最低32 J。但732 ℃層流未出水時，強度較低，析出物較少且主要為珠光體型相變，為此沖擊韌性反而較高，但其不能滿足700L的性能指標。

3.2 卷取溫度對金相組織影響

多邊形鐵素體和準多邊形鐵素體都是先共析鐵素體的轉變產物。多邊形鐵素體是在過冷度較低的情況下，奧氏體轉變為鐵素體的過程中，通過擴散相變形成的，溫度越高，C元素越容易擴散，越有利于鐵素體的形核和長大。準多邊形鐵素體是在過冷度較高的情況下形成的，隨著卷取溫度的降低，過冷度增加，冷卻速率增大，鋼中的原子擴散變得困難，奧氏體通過塊狀轉變形成準多邊形鐵素體，這種轉變機制不需要C原子的長程擴散，只需要?/α界面附近的原子發生短程擴散即可，轉變速度極快。奧氏體向鐵素體轉變過程中過冷度越低，鐵素體的形核核心越多，奧氏體轉變為鐵素體的晶粒尺寸越小[1]。因此，在460～680 ℃的溫度范圍內，隨著溫度的升高，晶粒有準多變形鐵素體向多變形鐵素體轉變，且晶粒尺寸逐漸增大。當卷取溫度降到540 ℃以下時，奧氏體直接進入貝氏體的相變區，奧氏體通過塊狀轉變形成粒狀貝氏體。

高溫卷取造成混晶主要有兩方面因素：一是層流冷卻過程，冷速不夠快，不能滲透到心部，造成鋼板表面冷卻較快溫度達到卷取溫度，而心部返溫溫度依然較高，鋼卷卷取后，造成混晶；二是卷取溫度較高時，表層、1/4處和心部的鐵素體晶粒內部的元素擴散能力較強，在不同的冷速條件下，相變不一致。同時在晶界曲率的驅動下，相變后由于心部返溫，容易發生ostwald熟化機制，造成部分晶粒長大[1]。

4 結論

（1）相同的軋制工藝下，在460～732 ℃的溫度范圍內，卷取溫度越高，鐵素體晶粒尺寸不斷增大，珠光體的體積分數逐漸增加，鐵素體形態有準多邊形向多邊形轉變。卷取溫度為460 ℃時，組織以粒狀貝氏體和準多邊形鐵素鐵為主，強度和韌性指標處于700L設計的中下限范圍，在一定的規格上可以采用該種方案。

（2）卷取溫度為630 ℃時，抗拉強度達到最大值796 MPa，卷取溫度為590 ℃時，低溫度-20 ℃沖擊功半樣達到最大值93 J。綜合平衡這兩種卷取溫度下的力學性能、低溫沖擊韌性和塑性伸長率指標，安鋼8 mm的700L生產選擇采用（590±20） ℃的卷取工藝。

（3）當層流未出水時，卷取溫度較高，晶粒尺寸和析出物尺寸較大且主要為珠光體型相變，力學性能無法滿足700L設計要求。