700MPa级汽车大梁钢轧钢工艺探讨

2015-12-22巫保振万国喜周茂奇安亮亮尚继芳

河南冶金 2015年2期

巫保振万国喜周茂奇安亮亮尚继芳

(安阳钢铁股份有限公司)

0 前言

国家系列法律法规及高速公路计重收费的实施，促进了商用车轻量化的发展，目前屈服700 MPa级汽车大梁已在改装车行业得到广泛应用，主要厚度规格为4 mm ～14 mm。安钢700 MPa 级大梁钢研发始于2009年，六年来经历了文件准备、初步试验、小批量试验、工业化试验验证等阶段，逐步走向成熟，期间进行了系统的工艺研究、产品各种性能检验、产品评估等工作。

安钢700 MPa 级高强大梁成分设计根据规格不同分别采取低碳低硅的Mn －Nb －Ti 体系和Mn －Nb－Ti －Mo 体系，其强化方式以沉淀强化为主，细晶强化、相变强化为辅。从加热到层流冷却各工序的工艺研究基本是在大生产中进行的，具有较高的可靠性，本文对工艺研究情况进行了总结、探讨。

1 加热工艺

普通钢铁材料在保证得到奥氏体组织下尽可能降低加热温度避免晶粒长大。700 MPa 级大梁钢成分体系决定了其加热制度与普通钢铁材料有较大的区别。由于铸坯中存在大量碳氮化物析出，加热时必须保证大部分析出物固溶，否则在整个轧制生产过程中，这些合金元素对细晶强化、析出强化将不起作用。Nb、Ti 的碳氮化物固溶需要在一定温度条件下形成，温度提高，固溶量增加，较多的固溶量在随后轧制、冷却过程中对材料的强化起到更大作用。

热力学计算表明，在设定的成分条件下，加热温度在1250 ℃～1300 ℃时，有80% ～100%的Ti 溶解;加热温度为1200 ℃～1250 ℃时，有60% ～80%的Ti 溶解;加热温度为1150 ℃～1200 ℃时，只有40% ～60%的Ti 溶解，并且Nb 也不能完全溶解。因此足够高的加热温度对AG750L 来说是至关重要的［1］。我们进行了同一炉钢不同加热温度条件下对比试验。该炉成分见表1。

表1 试验钢成分(质量分数) %

不同加热温度而其他工艺相同时轧制10 mm的试验钢力学性能结果见表2。

表2 不同加热温度力学性能

从表2 可以看出，加热温度提高，延伸率、冲击值变化不大，屈服及抗拉强度明显提高，平均提高50 MPa。

两种加热制度条件下试验钢的组织状况如图1所示。可见组织均为F +GB，晶粒度13 级左右，两种加热温度均存在TiN 夹杂，尺寸4 μm 左右。TiN溶解温度高于1300 ℃，因此板坯加热时TiN 没有固溶，钢板中的TiN 析出物是铸坯中原有的，加热温度1280 ℃时强度的提高主要是TiC 固溶量提高，导致TiC 析出量提高所致。

图1 不同加热温度成品组织

2 粗轧工艺

粗轧主要实现两个目标，外形上以控制宽度为主，厚度达到设定精轧入口厚度;组织上通过轧制变形使奥氏体再结晶细化。

通过热模拟实验，得到AG750L 真应力－真应变曲线，如图2 所示。

图2 AG750L 应力－应变曲线

从图2 可以看出，其变形过程大致可分为三个阶段，即初始变形阶段、再结晶变形阶段、非再结晶变形阶段。变形的初始阶段，变形过程同时发生着加工硬化和软化两个过程，一方面，随变形量增加，位错增值，变形抗力提高，另一方面，由于温度较高，位错在变形过程中通过交滑移和攀异方式运动，使部分位错消失，材料得到回复，但是这一阶段，加工硬化的作用大于动态回复的软化作用。反映到应力应变曲线上，随变形量增大，应力不断增大。

由于温度较高，变形速率较低，此时应力应变曲线出现峰值，然后趋于一定值，即发生动态再结晶，反映到应力应变曲线，应力随变形量增加而增加的速度变缓，曲线变得平直，图2 中在1150 ℃时可以看出有明显的动态再结晶。

变形的最后阶段，应力随变形量增大，有一个急剧升高阶段，应力的升高是两种作用的结果，一是随变形量增大，第二相形变诱导析出了碳氮化物，这些第二相对位错起到钉扎作用，阻止了位错的移动，使应力升高，二是截面积的变化引起的面积效应，使应力升高。

粗轧阶段温度较高，通过热模拟应力应变曲线可见，粗轧的六道次基本都可以发生动态或静态再结晶，使奥氏体晶粒细化，为精轧及层流冷却相变做组织准备。这里粗轧终轧温度控制是比较重要的，粗轧终轧温度控制，要考虑AG750L 粗轧充分再结晶细化，同时要兼顾精轧开轧温度(FT0)的目标实现。

3 精轧工艺

精轧是轧制形变的最终阶段，精轧开轧温度FT0 和精轧终轧温度FT7 是两个重要工艺参数。一般而言，FT0 及FT7 较低时，奥氏体非再结晶区变形量加大，使奥氏体细化，有利于相变后的细晶强化。然而同时，精轧温度对析出强化也具有影响。

AG750L 的主要强化方式是TiC 的析出强化。TiC 的析出分三个阶段:第一阶段，当奥氏体形变时，塑性变形产生大量位错导致奥氏体畸变能的增加，会出现形变诱导析出的TiC，此阶段TiC 析出量受变形温度影响，温度降低析出量增加;第二阶段，轧后冷却过程中，钢中碳原子继续扩散，或独立形核析出，呈现细小弥散离子，或使原有离子(形变诱导析出的TiC)长大;第三阶段，由于连轧节奏很快，大部分TiC 来不及析出，而在卷曲后铁素体晶内析出，由于温度降低，过冷度增大，形核率增加，形成大量细小的析出物，前边析出的TiC 会作为形核点而长大。

精轧温度降低，形变诱导析出TiC 量将增加，会消耗更多的Ti 元素，这就意味着在随后铁素体中析出量减少。TiC 在铁素体中析出的颗粒要比在奥氏体中析出的更弥散细小，强度贡献更大。因此，精轧温度降低虽然对细晶强化有益，但不利于析出强化，对材料强度提高可能起到不利作用。

终轧温度对AG750L 性能影响进行了试验研究。试验采用10 mm 卷板，在大生产条件下基本固定其他工艺参数，将终轧温度降低为840 ℃轧制一个单位，检验后与正常工艺对比，屈服强度平均降低30 MPa，抗拉强度降低40 MPa，其他性能指标变化不大。试验将终轧温度提高到1000 ℃，结果造成强度略有降低，低温韧性大幅降低，应用中产生"蛇形"裂现象，开裂处钢板金相组织如图3 所示。

图3 10 mm 板1/4 处F+PF+GB+P

从图3 可以看出，组织以等轴或多边形铁素体为主，且晶粒粗大，呈现混晶现象，说明精轧变形在部分再结晶区。国外日本、瑞典等对高Nb 高Ti 钢进行了大量研究，大多认为终轧900 ℃得到的卷板强度最高。太低、太高都对强度韧性产生不利影响，我们的试验数据也证实了这一结论。

终轧温度确定后，如何确定FT0 呢?一般情况下，期望精轧在非再结晶区范围内轧制，这样可使奥氏体充分细化，避免混晶的产生。通过试验，高Nb钢再结晶温度可达970 ℃，因此FT0 的设置可参照再结晶温度设定，具体要考虑两方面因素:一是轧制速度。提高轧制速度即提高变形速率，在相同变形温度和变形量条件下，应力值提高，再结晶更难以发生，但是由于技术水平的差异，不同钢厂轧制相同规格时，轧制速度有较大差别。当FT0 温度不能控制在970 ℃左右且轧制速度较低时，也要保证F3 后进入非再结晶区轧制，否则混晶就不可避免了。

设置FT0 考虑的第二个因素是RT2 和中间坯厚度。粗轧最后一道高温大变形可使再结晶临界温度降低，使AG750L 充分再结晶细化，但是RT2 过高，势必造成精轧前待温，待温时间长除了使奥氏体晶粒长大外还会影响正常轧制节奏。国外的研究认为，此类钢对已经处于非再结晶态的奥氏体，加大变形程度并不能得到更细的晶粒，因此要达到相对较低的FT0，可通过控制粗轧轧制节奏，适当降低RT2，同时适当减薄中间坯厚度。

4 冷却工艺

AG750L 的强化及组织结构的形成，主要在轧后冷却和卷取后实现，之前的工艺过程都是为相变和析出强化做准备。对不同成分体系进行了多批次的试验，试验表明较大的冷却速度对材料强度和韧性的提高非常有利。现有冷却条件下，轧制同规格产品，不同冷却条件下屈服强度最大可相差80 MPa。其原因有三个方面:其一是冷却速度提高，相变温度降低，抑制了等轴铁素体和多边形铁素体的产生，提高了针状铁素体和贝氏体量，这种组织存在晶内位错，强度更高;其二是相变前冷却速度提高，相变温度降低，晶粒细化。其三是冷却速度提高，抑制碳氮化物在晶界的析出，使得在铁素体晶内析出量更大。由于层流冷却冷却能力所限，要保证12 mm、14 mm AG750L 性能达标，必须采用Mn－Nb－Ti－Mo 体系，两种成分体系AG750L 动态CCT 曲线如图4 所示。