熱軋雙相鋼生產工藝的關鍵點在于確定終軋溫度、中間空冷溫度、空冷時間、卷取溫度和兩段冷卻速度??绽涞哪康氖谦@得足夠量的鐵素體??紤]到軋制效率,應盡量縮短空冷時間。根據Avrami方程X=1-exp(-bt"),轉變速度取決于參數n和b.n由化學成分和轉變類型決定,近似常數。有文獻表明,n值在相變的開始和結束有明顯的波動。b值是溫度、孕育期等的函數。當轉變溫度接近鼻溫時,轉變速度最快。因此中間空冷溫度應盡可能在鼻溫附近。


 卷取溫度應該低于Ms以確保殘余奧氏體能完全轉變成馬氏體。Ms隨殘余奧氏體中的碳含量增加而降低,殘余奧氏體中的碳含量隨鐵素體含量增加而增加,也就是說,M.隨生成的鐵素體分數變化。碳含量越低,M.越高,越有利于卷取溫度控制;但碳含量偏低則影響強度。


 兩段冷卻速度應在設備能力允許的條件下盡可能快,以發揮細晶強化和相變強化作用。



 1. 終軋溫度對組織性能的影響


   雙相鋼的力學性能如圖6-12與圖6-13所示,可以發現,隨著終軋溫度的提高,屈服強度和抗拉強度均呈現降低趨勢,伸長率則是先降低后基本保持不變,屈強比整體呈下降的趨勢,n值均為0.19,保持不變。雙相鋼拉伸曲線如圖6-14所示,拉伸曲線平滑,無屈服平臺,為連續屈服。當終軋溫度為814℃,屈服強度為600MPa,伸長率為31%,屈強比為0.583;當終軋溫度為810℃時,屈服強度為350MPa,抗拉強度為625MPa,伸長率為28%,屈強比為0.56;當終軋溫度為805℃時,屈服強度為355MPa,抗拉強度為615MPa,伸長率為28%,屈強比為0.577;當終軋溫度為797℃時,屈服強度為395MPa,抗拉強度為645MPa,伸長率為28%,屈強比為0.61.當終軋溫度由814℃降到797℃時,屈服強度提高了45MPa,抗拉強度提高了45MPa,而伸長率從31%降到了28%,整體來說強度提高比較明顯而伸長率變化不大,在此工藝范圍內,力學性能均符合DP580的標準要求。


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  針對終軋溫度為793℃時力學性能降低的情況,結合鋼廠實際工藝情況,分析發現,在出超快冷溫度均為650℃,卷取溫度均在220~270℃范圍內,這些工藝變化不大的情況下,空冷時間的長短直接影響到力學性能的變化,當終軋溫度在797~814℃范圍內時,空冷時間為2.6~3.3s,而當終軋溫度為793℃時,空冷時間達到了4.1s,空冷時間明顯長于其他終軋溫度對應的時間,當出超快冷溫度為680℃時,空冷時間增長,則鐵素體的析出量增加,馬氏體析出量減少,從而強度下降、伸長率提高,參見圖6-17。


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  為更好地研究終軋溫度對力學性能變化的微觀機理,對雙相鋼金相組織進行觀察。圖6-15與圖6-16分別為雙相鋼在不同終軋溫度下的室溫組織經4%的硝酸酒精溶液和Lepera試劑腐蝕的金相圖片。


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  由圖6-15可知,在終軋溫度為797~814℃時,均得到鐵素體與馬氏體的雙相組織,當終軋溫度為797℃時,鐵素體呈現等軸狀狀態,馬氏體分布彌散;當終軋溫度大于805℃時,鐵素體分布相對于終軋溫度低的分布更為不均,馬氏體出現了大塊狀。終軋溫度越低,馬氏體分布更為彌散。在圖6-16中,白色組織為馬氏體,組織中的馬氏體出現了細小的島狀分布。


  如圖6-17所示,隨著終軋溫度的提高,鐵素體晶粒尺寸逐漸增加,當終軋溫度小于805℃時,鐵素體的晶粒尺寸下降趨緩,下降幅度變小。當終軋溫度為793℃時,鐵素體體積分數達到了90%,晶粒尺寸為4.2μm,鐵素體體積分數過高,導致了整個力學性能較低;當終軋溫度為797℃時,鐵素體體積分數為85%,晶粒尺寸為4.29μm;當終軋溫度為805℃時,鐵素體體積分數為85.5%,晶粒尺寸為4.54μm;當終軋溫度為810℃時,鐵素體體積分數為87%,晶粒尺寸為5.51pμm;當終軋溫度為814℃時,鐵素體體積分數為數為88%,晶粒尺寸為5.75pμm;



2. 超快冷出口溫度對組織性能的影響


  雙相鋼的力學性能如圖6-18與圖6-19所示,從圖中我們可以發現,隨著超快冷出口溫度的升高,屈服強度和抗拉強度呈現降低的一種趨勢,伸長率則是沿著一種上升的趨勢,屈強比先是下降然后上升,n值則與屈強比相反先是上升然后下降。實驗鋼拉伸曲線如圖6-20所示,拉伸曲線平滑,無屈服平臺,為連續屈服。


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  當出超快冷溫度為660℃時,屈服強度為385MPa,抗拉強度為625MPa,伸長率為25%,屈強比為0.62;當出超快冷溫度為680℃時,屈服強度為355MPa,抗拉強度為615MPa,伸長率為28%,屈強比為0.58;當出超快冷溫度為710℃時,屈服強度為335MPa,抗拉強度為580MPa,伸長率為31%,屈強比為0.58.當出超快冷溫度由660℃增加到710℃時,屈服強度降低了50MPa,抗拉強度降低了35MPa,而伸長率從25%降到了31%,整體來說強度降低比較明顯且伸長率呈現升高的趨勢,在此工藝范圍內,力學性能均符合DP580的標準要求。


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 為更好地研究出超快冷溫度對力學性能變化的微觀機理,對實驗鋼金相組織進行觀察,圖6-21與圖6-22分別為實驗鋼在不同終軋溫度下的室溫組織經4%的硝酸酒精溶液和Lepera試劑腐蝕的金相圖片。


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  由圖6-21可知,在超快冷出口溫度為660~710℃時,均得到鐵素體與馬氏體的雙相組織,當超快冷出口溫度為660℃時,鐵素體呈現等軸狀狀態,馬氏體分布彌散;當超快冷出口溫度大于710℃時,鐵素體分布相對于超快冷出口溫度低的分布更為不均,馬氏體出現了大塊狀。在圖6-22中,白色組織為馬氏體。組織中的馬氏體呈細小的島狀分布。


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  圖6-23顯示的是鐵素體晶粒尺寸和伸長率隨著超快冷出口溫度變化的關系曲線,由圖中可以發現,隨著超快冷出口溫度的提高,鐵素體晶粒尺寸和鐵素體體積分數逐漸增加。


  當超快冷出口溫度從660℃增加到680℃時,晶粒尺寸從4.19μm增加到4.2μm;當超快冷出口溫度由680℃增加到710℃時,晶粒尺寸由4.25μm增加到5.5μm,晶粒尺寸顯著增加。



 3. 空冷時間對組織性能的影響


  鐵素體在等溫相變過程中,其析出分數與時間呈S曲線關系,如圖6-24所示。在相變開始和相變快要結束的時候,鐵素體析出變慢,也就是說,析出的鐵素體相其中大部分是在短時間內發生的;當過了快速析出階段,即使再延長時間,析出量增加的也很少。


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  不考慮生成貝氏體組織的情況,對本次試驗中得到的鐵素體分數與空冷時間關系加以分析,如圖6-25所示。隨著空冷時間的增加,鐵素體析出分數基本上在一定范圍內變化,由此推斷,在空冷時間大于2.9s時,鐵素體相變已進入如圖6-24所示的Ⅲ區。因此,對于該成分體系在工業生產控制上,中間空冷時間可以控制在2.5s左右。


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 4. 卷取溫度對組織性能的影響


  在雙相鋼熱軋工藝中,卷取溫度決定能否得到馬氏體,因而卷取溫度都設定在Ms點以下。



 5. 半無頭軋制的優勢


 如圖6-26所示,通過對比軋制參數和冷卻過程溫度參數可以發現,采用半無頭軋制時兩卷鋼的中間溫度過渡平穩,軋制速度與軋制厚度均保持穩定,減少了頭、中、尾部溫度精度較差的問題。


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  從圖6-27我們可以看出,常規軋制雙相鋼情況下,頭尾溫度波動大,冷卻不均勻,而采用半無頭軋制時,在兩卷銜接處有波動,但波動變化不大,對于整個雙相鋼板生產來說,相對效果較好。根據圖6-28所示,從整個板形情況來說,采用半無頭軋制,在第二卷開頭具有良好的板形,從而減少常規軋制過程中,卷頭部分出現的邊浪或其他板形不均勻的情況,半無頭軋制的使用可以大大提高成品率。