浙江至德鋼業有限公司HSM生產線熱軋雙相鋼先進生產工藝流程如下:


一、化學成分和生產工藝


 至德鋼業根據市場對雙相鋼的需求,熱軋雙相鋼坯料選用含微量合金的C-Mn-Nb-Ti系,化學成分如表6-1所示。板坯規格1203mmx150mm,產品厚度3.5mm。


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  工業試制的溫度規程參考實驗室數據制定,見表6-2。并且在煉鋼過程中碳、硫和磷的含量需要嚴格控制來保證M/F比例和材料塑性。熱卷箱用來保證縱向好的溫度均勻性。終軋溫度需要精確控制,輥道速度盡量低以保證足夠的鐵素體轉變時間。雙相鋼在加熱爐里的時間可以適當增長些來充分溶解鈮元素。生產工藝采用典型的分段冷卻模式:即UFC+空冷+層流冷卻。


二、試制結果分析


 1. 金相


  金相實驗采用4%的硝酸酒精和Lepera試劑進行腐蝕。在Lepera腐蝕下,鐵素體呈明亮的棕色,而奧氏體和馬氏體呈白色,貝氏體呈深色,珠光體呈黑色。通過光學顯微鏡可以觀察分析這些微觀組織。實驗室和工業試制得到的微觀組織主要含有鐵素體和馬氏體和微量M/A.微觀組織符合DP鋼組織要求,鐵素體晶粒大小為6~10μm。


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  圖6-1和圖6-2為采用硝酸酒精腐蝕后的金相照片,可以看出雙相鋼板表面和中心位置的馬氏體量沒有明顯區別,可見雙相鋼板厚度上冷卻比較均勻。


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  圖6-3是Lepera腐蝕金相照片,可以清晰地看出馬氏體的存在,且馬氏體含量較高。


2. 精細結構


 從TEM觀察結果可以看出,在鐵素體內有很多微小析出物。根據EDS分析,這些析出物主要是TiC粒子和Nb、Ti復合粒子,見圖6-4.析出物為四方形,粒子直徑為40.7nm.


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鐵素體晶粒呈多邊形有序分布。在晶粒內部和晶界上分布有很多的位錯。馬氏體百分比大約為15%~25%,顯微結構呈板條狀,見圖6-5.


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 3. 力學性能


  試制產品的橫、縱向力學性能見表6-3,實驗室試制結果低于現場結果,這是由于現場壓下能力遠高于實驗室?,F場試制產品抗拉強度在690MPa以上,屈強比0.51~0.59,伸長率19%~31%.試制結果表明在前置式UFC方式下能成功生產低成本DP700.應力應變曲線表現為連續屈服,初始硬化率較快,呈現良好的線性特征,見圖6-6.在馬氏體晶粒形成過程中,晶粒的尺寸迅速膨脹,相鄰的鐵素體晶粒受到壓力而變形。在已變形的鐵素體晶粒內部和靠近馬氏體的晶界上,分布有很多的可動位錯。當雙相鋼變形后,就有足夠多的可動位錯,即使在低應力下也可被激活,因此沒有屈服行為。如果馬氏體含量很小,可能出現沒有足夠的可動位錯,因此就會出現屈服行為,并且抗拉強度降低。


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三、討論


  1. 實驗室試制和工業試制結果證明了應用前置式UFC系統生產雙相鋼的可行性,關鍵是要精確控制冷卻路徑,尤其是UFC后溫度、空冷時間以及卷取溫度??绽鋾r間決定了鐵素體體積百分含量,其隨著空冷時間增加而增加。在允許的有限范圍內,空冷時間須控制得盡可能短,以避開貝氏體形成區間和縮短冷卻時間。


  2. 在雙相鋼的傳統生產工藝中,必須添加一些貴重合金元素,這就毫無疑問地增加了生產成本。而在本研究中,UFC工藝發揮著關鍵作用。首先,產品強度可以通過冷卻速率及(或者)卷取溫度來控制,而不是通過調整化學成分。使用UFC工藝可以顯著減少合金元素的使用,煉鋼過程也因此大大簡化。其次,UFC工藝阻止軋后奧氏體晶粒長大,更加有利于細化鐵素體晶粒。細小的多邊形鐵素體晶粒改善了雙相鋼的韌性。


  3. 鐵素體中更細小的不溶顆粒阻止晶界移動,抑制了粗大奧氏體的形成。隨后當奧氏體轉變成其他相時,新相就更加細小。復合粒子也是變形過程中位錯移動的阻力,這就提高了釘扎位錯引起的變形阻力,減慢了位錯移動。同時,隨著鈦含量的增加,屈服強度和抗拉強度升高,伸長率下降。在鄰近奧氏體的鐵素體晶粒內有大量的位錯,有利于力學性能的提高。