Al对冷轧双相钢高温热塑性的影响.pdf

第3 6 卷增刊32 0 0 7 年9 月稀有金属材料与工程R A R E M E T A L M A T E R I A L S A N D E N G r h r E E R r N Gv o l3 6 s u”1 3s e 口t c I r l b 口2 0 0 7A l 对冷轧双相钢高温热塑性的影响王辉，刘文艳，叶仲超(武汉钢铁集团公司，湖北武汉4 3 0 0 8 0)摘要：采用G I e c b l e 2 0 0 0 高温力学性能模拟试验机对不同铝含量双相钢高温热塑性进行了对比研究。结果表明A l的加入使得双相铜的高温低塑性区向高温区域偏移，温度区间由低铝时的7 1 0 9 2 0 升高到高错时的8 0 0 1 0 2 0；为了避免铸坯表面产生裂纹，高铝双相钢矫直殷温度应控制在1 0 5 0 1 1 5 0 范围内冷却水应采用弱冷水制度并合理控制钢中的N、s 及O 的含量。同时发现，试验钢高温热塑性随着应变速率的增大而提高。关键词：冷轧双相钢：高温热塑性；应变速率：脆性区；连续铸造中图法分类号：1-G1 4 6文献标识码：A文章编号；l 0 0 2 1 8 5 x(2 0 0 7)s 3 3 6 3 0 41 前言在现代汽车的结构性能中，减轻车重，降低油耗、减少环境污染和提高安全性一直是重要的课题，由此也极大地促进了高强度钢板的制造及应用技术进步。众所周知，提高钢板的强度将会损害其延、塑性，由于汽车车体零件多采用冲压成形延、塑性是冷轧汽车钢板的重要性能。因此，具有强度和延、塑性综合性能的优良钢种才是希望的汽车用冷轧高强度钢板。双相钢是由低碳钢经过临界区热处理工艺而得到的主要由铁素体(F)和少量马氏体(M)(体积分数 2 0)组成的高强度钢。其显微组织具有细晶强化、晶界强化、第二相弥散强化、亚晶结构等强韧化手段，使其在具有高强度的同时又具有良好的韧塑性，综合性能优良【l q】。高强度、高延伸率、无时效性，低的屈强比、高的应变硬化系数使得双相钢的研究与应用得到了高度重视与发展。冷轧取相钢在化学成分上主要以s i、M 为主，另外根据生产工艺及性能要求的不同，还加入适量的c r、M o、A l、N b 等合金元素，组成了以s i M n c r、M n A 1 M o、M n c r-M o 和M n c 卜N b 系等高强度冷轧双相钢成分系列。由于台金元素c f、M o、A I、s i 等属于封闭奥氏体相区元素，能够促使试验钢高温时具有更多的合金铁素体组织；考虑到冷轧钢板的焊接性能及热镀锌后锌层的综合性能，双相钢的成分设计中s i 的含量逐渐减少，而取而代之采用c r、A l。由于A I 不仅属于封闭舆氏体相区元素，A I 的加入还能够提高马氏体形成温度(聪)”】，从而有效地增加顾相钢中马氏体的数量；同时，A 1 能够有效地调整钢的晶粒度嗍，因此对于高强度级别的冷轧双相钢而言A l 是有效的合金化元素。但是，由于冷轧取相钢成分范围在包晶反应发生区，属裂纹敏感钢，特别是在连铸坯矫直阶段，铸坯表面在1 0 1 0 4，s 的应变速率下产生l P 2 的拉应力【”，由于钢的热塑性能随着板温的降低而波动，如果矫直阶段钢的热塑性能较差，极易在板坯表面产生横向裂纹。因此国内外学者进行了大量关于钢的高温热塑性能的研究【7“”，如热塑性降低机理及合金元素对热塑性能的影响等。A 1 可以作为高强度级别双相钢的重要台金添加元素，然而，铝的加入，特别是当铝含量较高的情况下，必然对双相钢的高温热塑性产生影响。为了研究高铝冷轧双相钢中A 1 对试验钢高温脆性区间的影响，本工作采用G l e e b l e 2 0 0 0 热模拟试验装置对2 种不同A l 含量的双相钢的高温热塑性能进行了研究对比，确定其高温脆性区从而为制定合理的连铸工艺提供理论依据。防止或减轻铸坯裂纹的产生。2 高温热塑性试验试验钢成分设计见表1。连铸矫直段试验钢板坯热塑性的降低是导致连铸过程中铸坯表面裂纹产生的直接原因。当铸坯温度处于7 0 0 1 2 0 0 范围时，试验钢热塑性开始波动，当试验钢处于脆性区时，由于在应变速率为1 0 屯1 0。4，s收稿日期：2 0 0 7-0 5 一1 6作者简介；王辉，男1 9 7 5 年生。博士武钢研究院汽车用钢研究所，湖北武汉4 3 0 0；电话：0 2 7 8“s 7 7 5 2rF 缸：0 2 7 8 6 4 8 7 7 4 7E m 酊l：s t o f c l 止0 0 5 y a h m 衄 万方数据3 6 4稀有金属材料与工程第3 6 卷情况下铸坯表面将产生1 2 的拉应力，从而导致铸坯表面裂纹的产生。表12 种试验钢成分T a b-eIc o m p o s 砌o no f t w o 蝴n d，t e e I s(d)监!堑!型垦!塑坐l#0 1 1 5卸0 2 蜘0 0 5O9 05 O 0 l2#0l15(00 2 00 0 500 3 0500 l试验方案设计采用将连铸坯加工成热塑性试验标准试样，尺寸规格为西1 0m m x l 3 0m m。将试样按1 0向加热速率加热到1 3 2 0，保温固溶处理3m i n，然后以1 0 s 冷却到6 5 肛J J 2 0，并保温2 m m，然后以l o。誓s 的拉伸速率进行拉伸试验；测得拉伸试样的断面收缩率(R A)。为了研究不同拉伸速率对试验钢高温热塑性的影响，对1 群试验钢进行了拉伸速率为1 0 2，s 条件下的拉伸试验，并测得了试样的断面收缩率。热拉伸试验结果如表2 所示。衰22 种试验钢的高温热塑性拉伸试验结果竺!堡!竺!竺竺!竺!竺!竺!竺竺!竺!竺!钉型型j 业盟丝幽R A 慌月_ l M P al w 如P aR A 膈 洲p 43 分析与讨论大量统计发现，当断面收缩率小于6 0 时铸坯裂纹敏感性增强，所以将R A=6 0 时的温度值定义为高塑性和低塑性区域分界的门槛塑性温度【”。此值以下的温度区间定义为塑性凹槽(脆性区间)温度区。为了从理论上深入研究连铸坯在凝固后冷却过程中的高温性能，日本学者铃木等人系统的做了从熔化温度到6 0 0 的铝镇静低碳钢的高温塑性变化曲线，发现了3 个低塑性区(脆性温度区)m】：从零塑性温度到1 2 0 0 区间内(高温区)为第1 类脆性区；从1 2 0 0 9 0 0 的温度区间(中温区)为第1 I 类脆性区；从9 0 7 0 0 的温度区间(低温区)为第1 I I 类脆性区。第1 I I 类脆性区的脆化主要是在小于l o o s 的低变形速率下出现的，这一变形速率与连铸过程中铸坯的弯曲矫直形变速率相似，因此，在连铸弯曲矫直过程中产生的铸坯裂纹与此温度区间的脆化有密切关系。这一脆性区一般分为2 个脆化温度区间，即奥氏体单相区低温域的脆化及奥氏体+铁素体两相区的脆化。奥氏体单相区脆化主要是由于当试验温度降低至此温区时，高温下的N b、v、T i、A 1 等以碳、氮化物的形式沿奥氏体晶界呈静态或动态析出，从而在晶界上形成应力集中源。在外应力作用下引起晶界滑移导致析出物与基体之间产生微小孔隙，孔隙发展聚合形成二次裂纹。铁素体与奥氏体两相区脆化是由于在奥氏体向铁素体转变过程中，薄膜状的铁素体优先在奥氏体晶界上形成。与奥氏体相比，铁素体具有相对较低的屈服强度，因此，易于在铁素体膜上形成应力集中，导致延性破坏。当铁素体体积分数增加至5 0 以后，塑性基本恢复。这是由于随着铁素体体积分数的增加，降低了铁素体上的应力集中。图1 所示为2 种试验钢相同拉伸速率条件下的热塑性曲线。从圉L 可以看出，l#试验钢的热脆性温度区间为7 8 0 1 0 2 0，最低塑性温度点出现在9 3 0 高塑性温度区为1 0 3 0 1 1 5 0；2 撑试验钢的热脆性温度区【可为7 t 0 9 2 0。高塑性温度区为9 3 0 1 1 3 0，最低塑性温度点出现在8 1 0。T e m D e m t I I r图12 种试验铜高温热塑性曲线F i g 1C u r v e so f f e d u c t i o ni na r e ao f t w ok I n d ss t e c l s对比可发现，高铝试验钢的高温脆性区温度区间明显高于低铝试验钢的脆性温度区。分析认为，由于A l 为缩小奥氏体相区元素A l 的加入使得铁碳相图中的A。点和A。1 点升高，奥氏体向铁秉体转变温度升高，从而使试验钢的脆性区和塑性区向商温域延伸a摹甚h暑口o=onp崔 万方数据增刊3王辉等；A 1 对冷轧职相钢高温热塑性的影响3 6 5 图2 所示为2 种试验钢不同实验温度下的强度曲线。可以看出，试验钢的高温抗拉强度随着试验温度的升高逐渐下降。由于1 群试验钢的高温脆性区温度范围较2 帆击验钢的脆性区温度高，因此在连铸过程中。1 群试验钢首先进入脆性区，而此时的1 撑试验钢的抗拉强度较低，仅为5 0M P a；一旦生产过程中拉伸强度太于试验钢的抗拉强度，铸坯表面即会产生裂纹缺陷；相对而言，当2 拌试验钢进入脆性区时，由于此时试验钢的抗拉强度相对较高。达到了1 0 0M P a。因此在相同生产工艺条件下，l 群较捌更易于产生表面裂纹。对于高铝含量的冷轧双相钢，制定严格的连铸工艺，避免浇铸过程表面裂纹的产生是其生产的关键点之一。T e”p e r 删图22 种试验钢高温强度曲线F 嘻2C u r v e Bo f 协n s i l es n 伽g t ho f t 帅k I n d ss t e d图3 所示为不同应变速率下高铝双相钢的高温热塑性曲线。对比发现，随着拉伸速率的增大，试验钢的高温脆脆性区问的温度范围缩小，由应变速率为10-3，s 时的7 8 0 1 0 2 0 缩小到应变速率为l0 1 2，s 时的引0 9 8 0，且最低塑性点的对应温度值由9 3 0 降低到8 7 0，同时，最低塑性点对应的断面收缩率由2 7 3 增大到“1。因此表明随着应变速率的提高，1 p e r m n，图31#试验钢在不同拉伸速率下的高温热塑性曲线F i E 3c u r v 髂o f 他d u c t i o n 曲玳ao fl#s 把e I高铝双相钢的高温热塑性能提高。对高铝双相钢高温脆性区9 5 0 拉伸试样的断口形貌及组织分析发现，断口无明显颈缩，微观形貌为明显的沿晶断裂特征；拉伸试样空冷后的金相组织为贝氏体和铁素体组织，如图4 所示。图49 5 0 拉伸试样断口形貌及金相组织F i 9 4s E M 开虬t u 比删盯o g r a p h O，b)a n d 0 M m i c f o s t r u c t I I”(c，d)o f t h e p l ea t9 5 0 图5 所示为高铝双相钢1 0 5 0 时的拉伸断口夹杂的扫描电镜观察与分析。观察发现1 0 5 0 时的断口韧窝中有沉淀物存在。经E D s 分析发现，沉淀物为A l、F e、c a 的氧化物和氮化物夹杂。图51 0 5 0 拉伸试样断口内夹杂形貌F i g5F r“鹏m l“o g m p ho f n”髓m p l e 毗1 0 5 0 由于A l 是调整钢晶粒度的有效元素，它可以有效提高奥氏体晶粒粗化的温度，从而获得细晶粒钢。研究发现嗍，当钢中总残留的A l 超过O 0 2 5 时，晶粒度约在l o 级，而实际结合成A 1 N 的A 1 超过0 0 0 7 时就可保证获得细晶粒钢。因此，低合金钢中为了阻止奥氏体晶粒长大，一般要求A l N 的量不能少于O 0 0 6 加0 1 p】。但是，低碳钢中的4鲁、暑磬苗莒d占芒口一9113昌u吲 万方数据3 6 6 稀有金属材料与工程第3 6 卷A l N 沿奥氏体晶界呈静态或动态析出在晶界上形成应力集中源在外应力作用下引起晶界滑移，从而使得奥氏体的高温热塑性(延性)显著降低。因此，应合理控制高铝双相钢中的N 含量。表31 0 5 0 拉伸试样断口内夹杂元素成分T I b k3饼a n d 捕i p r n ye k m e n b n t e l“血n g s4 结论1)采用6 l e e b l e 2 0 0 0 对不同A 1 含量的冷轧双相钢的高温热塑性试验研究结果表明，高铝职相钢的高温脆性区由于A l 的加入使得其向高温区偏移，其脆性温度区间为8 0 1 0 2 0(应变速率为1 0。3 s)从而得脆性区钢的强度下降，裂纹倾向增大；而低铝双相钢的脆性温度区间为7 1 0 9 2 0。2)通过对脆性区脆化机理以及脆性温度区问分布的分析，为了降低高铝双相钢的裂纹倾向，应采取以下措施：(1)应严格控制钢中的杂质和合金元素。特别是s、P、N、o 的含量，减少钢种A l N、F e O 等夹杂的出现：为了避免裂纹的产生，试验钢要求S 0 0 0 3，N 0。0 6 P l 100)的塑性性能.为了避免铸坯在连铸过程中产生表面裂纹,矫直温度应保证在10501150范围内,同时二次冷却应采用弱冷水制度,以降低冷却速率.金相观察发现,沿奥氏体晶界呈网状分布的铁素体薄膜是造成两相区塑性低谷的主要原因,而AIN、FeO等析出相致使奥氏体单相区脆化.3.学位论文 赵林 600MPa级冷轧热镀锌双相钢退火工艺的优化研究 2009 本文以鞍钢冷轧双相钢的科研开发项目为基础，在现有工装条件下，研制出了大生产可行的力学性能优良的600MPa级冷轧热镀锌双相钢产品。对试制冷轧热镀锌双相钢的组织性能特征、连续退火组织演变规律和退火工艺参数对试制钢力学性能的影响进行了研究，得出的主要结果如下：在实验室试制出性能优异的C-Si-Mn-Cr合金系600MPa级冷轧热镀锌双相钢，其屈服强度和抗拉强度分别为384MPa和655MPa，伸长率为23.5烘烤硬化值为50MPa。研究了试制钢高温热塑性、静态连续冷却转变行为，以及连续退火阶段再结晶规律、相变规律和两相区相变规律。结果表明，试制钢的热脆性温度区间为650950；试验钢的Ac1为715，Ac3为804；Ms为451；试制钢冷变形后的再结晶温度区间在650680之间。双相区加热温度越高，试验钢奥氏体化越充分，微观组织中的马氏体特征越明显。在Gleeble-3800热模拟机上，研究了退火工艺参数对最终力学性能的影响，结果表明，两相区保温温度和快速冷却速度对试验钢的性能影响显著，在高的两相区保温温度下快的冷却速率，促进了过冷的奥氏体向马氏体转变，决定了试验钢最终力学性能。加热速度和双相区的保温时间对试验钢的强度影响不大，随保温时间的延长，试验钢的伸长率有所增加。根据实验结果和产线设备情况确定了600MPa级冷轧热镀锌双相钢合适的工业热镀锌退火工艺参数并跟踪了双相钢工业试制，工业生产的600MPa级冷轧热镀锌双相钢强韧性匹配良好，其抗拉强度达到强度级别设计要求，具有优良的力学性能。同时，试制钢具有良好的高温拉伸性能和较好的成形性能。本文链接：http:/