热轧高强度低合金带钢在汽车和建筑领域的应用
Jitendra Patel,Christan Klinkergerg,Klaus Hulka (铌制品公司 德国-40210,杜塞尔多夫,SteinStr.28)
摘要:高强度低合金钢(HSLA)与低碳钢相比在降低重量和节约成本方面具有优越性.因此,它们 被广泛地应用于汽车和建筑领域.热轧带钢轧机典型的热轧厚度规格约为 2~10mm.在热带钢轧机 上进行热机械轧制特别有利于材料强度的最大化.在精轧机组典型轧制温度下,铌微合金钢中会自 然出现引起晶粒细化的再结晶延迟.高的变形速度和短的道次时间间隔,允许残存在固溶体中的总 铌含量约为 50%,因此除了在加速冷却过程中会延迟转变之外,还有助于晶粒细化,并允许带卷存 在额外的沉淀强化.因为最终成品通常要进行冷加工成型,所需的延展性要通过生产低碳(小于 0.08%)和低硫(小于 0.005%)钢来获得,包括硫化物的形状控制.通过添加微合金和其它合金元素, 最小屈服强度可达到 690MPa(钢级 100)的 HSLA 带钢已被广泛应用,甚至替代了传统的淬火和回 火钢.所有这些当代钢种都是以铌作为首选的微合金元素.在热带钢轧机上进行(半)连续轧制需 要特定的努力确保热轧板卷在整个宽度和长度上高的性能均匀性要求.因此,下面将对工艺参数及 其对最终性能的影响进行详细的分析.
1 引言
从 20 年前的铌'81 会议以来,热带钢轧机(HSM)和其相关产品已得到了显著提高.特别是高 强度低合金钢(HSLA 钢)在汽车和建筑领域的增长和应用十分显著.这一点更突出体现在现代汽 车所采用的近十年来所开发的钢种上. 1 给出了二十世纪 70 年代以来所采用的典型工业用 HSLA 表 带钢的品种. 微合金化 HSLA 钢目前已成功地应用在汽车和建筑领域.在这二者之中,不容置疑地是汽车领 域,它已经是最高效益的增长.然而,必须注意到这两个领域对钢材及其生产商提供的产品在质量 和材料性能方面持续不断的高需求.而现在与那时相比,热轧高强度钢的应用一方面允许降低大型 部件的厚度,但另一方面不允许损害材料的性能.此外,考虑降低成本不仅要考虑到降低重量,而 且要从材料的来料到最终成品部件生产的整个工艺路线来考虑.这点可见图 1[1],为汽车和建筑领域 应用的例子. 本论文目的是概括一些用于汽车和建筑领域的热轧带钢的主要阶段并列举它们的一些应用实 例.尤其是给出在热带钢轧机(HSM)上的轧制条件与钢的化学成分,物理冶金性能及主要加工工 序之间存在的相关关系.尽管现代热带钢轧机能轧制和卷取厚度规格可达到 25mm,而在本论文中 将只讨论 2～10 mm 厚的带钢,这个范围是正在探讨的典型应用.然而值得注意的是,虽然许多热 带钢轧机也能轧比 1.8 mm 更薄的厚度规格,但更厚的规格(>10mm)最好用厚板轧机生产.
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表 1 HSLA 带钢的典型化学成分(%)
最小屈服强度
C 0.07 0.07 0.07 0.07 0.07 0.07 0.07 0.04
Mn 0.60 0.60 1.10 1.10 1.10 1.10 1.30 1.80
Si 0.25 0.25 0.25 0.25 0.25 0.25 0.25 0.25
S 0.005 0.005 0.005 0.005 0.005 0.005 0.005 0.005
Nb 0.03 0.02 0.04 0.07 0.05 0.06
Ti 0.10 0.15 0.08 0.12 0.12
V 0.04 -
Mo 0.30
B 0.0025 0.0020
备注 二十世纪 70 年代 二十世纪 80 年代 以来的典型 二十世纪 70 年代 二十世纪 80 年代 二十世纪 90 年代 以来的典型 可选择方案 二十世纪 80 年代 以来的典型 可选择方案
(MPa) 380 380 500 500 500 500 690 690
(a)
(b) (d)
(c)
(e)
(f)
图 1 热带钢应用于汽车和建筑领域 (a)客车车轮; (b)高标准框架; (c)各种断面形状的汽车部件; (d)半牵引臂; (e)卡车底盘框架; (f)风力发电机桅杆
2
对于汽车和重载运输领域,这类钢主要用于车身底板,它们需要良好的冲压成型性能和延展性 以及令人满意的表面外观,尽管在大多数情况下被隐藏起来了.另外,为了开发满足用户需求的钢 种,当今带钢生产厂面临的另一个挑战是生产具有最佳机械性能的热轧带卷来满足最终用途的要求 (如适应用途) ,同时要使轧制作业中断或成本增长最小化.热轧带钢是一紧凑型工艺,而轧制普碳 钢是一个简单的任务,成功地轧制高强度微合金钢种多少有点不同的挑战.因此,对于开发和引入 像激光焊接和管液压成形这样的当代生产技术时,这就有一个明显的需求,即要求带钢生产厂提供 具有均匀性能的热轧带卷.该均匀性能要求不仅针对带卷长度方向,同时对整个带卷的宽度方向以 及卷与卷之间也应全部如此.
2 应用,性能要求及合金概念
图 2 显微组织与性能之间的关系 F=铁素体;P=珠光体;B=贝氏体;M=马氏体;γR=残余奥氏体;Ppt=析出
如前文所述,任何材料都是在适合用途的基础上选用的.钢种选用的主要因素有:屈服强度,
3
抗拉强度, (均匀)延伸率,低温冲击韧性,加工硬化,扩孔率,疲劳性能和可焊性.现在依赖于各 种显微组织的结合,可以进行不同钢种的选择,典型的 HSLA 带钢呈现出细晶铁素体加珠光体,同 时伴有铁素体基体沉淀强化. 2[2]概括了所选用的高强度带钢显微组织相与机械性能之间的一些关 图 系,可以看出,对于每个性能组合都有一个最佳的方案,而且特别是考虑其具有的更简易的加工路 线时,传统的 HSLA 带钢仍然保持其相应的地位. 与低碳钢相比,将主要驱动力施加给更高强度钢具有节约重量的可能性,这样不仅降低了制造 成本,而且如果用于汽车还节约燃料.图 3[3]示出了当屈服强度成倍增加时,在拉应力下可以减重高 达 50%.当施加拉应力或弯曲力时,重量节省稍有下降,但仍值得关注.
图 3 当取代屈服强度为 200MPa 的钢时潜在的重量节省
对于汽车制造厂来说,将大量的冷成型高强度钢主要用于像悬臂,十字型横梁管及纵梁等底盘 零部件.此外,还有一些钢种广泛应用于车轮,因而使得扩孔率和疲劳性能成为一个重要因素[4], 而具有最小屈服强度为 690MPa 的 HSLA 带钢一般广泛地应用于汽车吊,取代了传统的淬火和回火 钢.尽管韧性要求对于厚的 HSLA 板(即梁,厚板和管线板)来说是一个先决条件,但对于薄板产 品来说通常它不是一个主要条件.但是不容忽视的是,在一些寒冷气候的国家中,汽车及卡车可能 会长期在零度以下环境下工作,平均气温在零下 30℃也是正常的. 良好的韧性可以通过晶粒细化(Hall-Petch 关系式)来获得,并减少第二相的显微要素.此外, 在随后的压下也改善了冷成型性.图 4[5]示出了硫含量的降低明显改善了均匀延伸,而良好的均匀延 伸直接等同于良好的冷成型性能.硫的存在将导致 MnS 夹杂的形成,在热轧时它也将一同延伸.大 量的 MnS 夹杂(也包括铝颗粒-Al2O3)存在将导致部件在加工成型时出现裂纹或裂缝,特别是当弯 曲轴平行于轧制方向时由于在颗粒-基体界面处产生的空穴.为了在最终成品中保持夹杂物的原始球 状形状,可以添加如 Ca 这类元素,这有助于在高温下形成降低了塑性的硫化物并允许球状夹杂,这 样明显不易于空穴成核.
4
图 4:硫化物对均匀延伸率的影响
图 5:HSLA 带钢在过去几十年中硫的控制原理
无论如何,炼钢生产应进行低硫操作,通过采用包括铁水脱硫和钢包精炼在内的现代化炼钢设 备,图 5[6]示出的是低硫钢正常生产的情况.采用这样的钢水脱硫工艺方法,通过 Ca 来控制硫化物 的形状控制也是自然的:因此历史上添加 Ti 的方法是起微合金元素的作用并确保一定的硫化物形状 控制,一直以来实际上并无明显作用. 然而,如图 6[5]所示,不仅是对延展性有害的非金属夹杂物的数量,而且有较高比例的珠光体存 在也会限制韧性.因此,低硫低碳钢是当代 HSLA 带钢开发的先决条件. 当今,大多数 HSLA 带钢是由连铸坯经热轧而成的.表 1 所列的是可以生产类似最终强度产品 的化学成分范围(7-12)及钢种只是可能的例子.这个变化的部分原因是由于客户的专门需求,而 另一部分原因是与相应的热带钢轧机的能力有关.但是实际应用的所有钢种是根据低 C-Mn-Al 原理 设计的.相对低的碳含量可以获得良好的延展性和焊接性.锰作为固溶强化元素同时还可降低奥氏 .然而,锰含量作为固溶元素通常限制在小于 1.80(重量)%的水平上.在 体-铁素体相变温度( Ar3)
5
这类钢中主要采用的微合金元素是 Nb. 添加 0.06-0.07(重量)%时将使钢的屈服强度达到 500MPa. Nb 尽管如此,必须注意到的是对于大于 6mm 的较厚带钢为保证其 500MPa 的屈服强度,Nb 通常是作 为 V 元素的辅助元素添加.然而,采用 Nb 作为第一选择的添加元素是由于它能起到细化晶粒的作 用,即众所周知的既可以增加强度又可以提高韧性.这是由于在奥氏体再结晶时,Nb 对有效地提高 其终止温度的作用远远大于其它微合金元素[13].此外,下文将论述 Nb 通过二次沉淀强化来进一步 提高其强度.
图 6:碳化物对均延伸率的影响
图 7:添加合金元素对低碳热带钢的影响
对于 420MPa 以上的强度,辅助添加 V 并通过在铁素体基体中增加二次沉淀强化也能满足强度 要求. 可供选择的办法, 也可以选择添加 Ti 形成 TiC 颗粒析出. 然而, 通常添加少量的小于 0.020(重 量)%的 Ti,其目的是析出有利于焊接热影响区(HAZ)的细 TiC 颗粒.其次,钛与氮结合通过避免
6
Nb(CN)的形成增加并促进 NbC 的形成,会使得 Nb 作用更大,这样进一步增加了钢的强度.图 7[14]概述了三种通用微合金元素 Nb,Ti,V 在不同的脆性转变温度下对强度及延展性的影响.可以 看到,Nb 呈现出最强的效果.为了将低碳钢的屈服强度提高 150MPa,可以只添加一种合金元素, 比如需要添加 0.03%Nb,或 0.08%V,或 0.10Ti%. 每种合金元素的作用不同,因此它们的应用取决于适宜的工艺路线和最终产品,这点是很重要 的.对于常规的热带钢轧制,Nb 主要起晶粒细化作用,V 主要是作为沉淀强化剂,而 Ti 的作用介 于二者之间.因此,Nb 在开发高强度以及提高韧性方面具有双重作用. 从历史上看,HSLA 带钢中占很大比例的生产大量采用 Ti,这主要是因为 Ti 在高温下形成硫化 物并通过硫化物形状控制来改善延性.然而,随着改善炼钢生产操作而使硫含量进一步降低,Ti 的 作用降为其次了.另外,当采用 Ti 作为主要合金元素时,对其机械性能进行了大量的观察.图 8[15
16]
,
示出了 Ti 微合金化 70 钢级(>500MPa 屈服强度)的生产数据,确认早期数据[17]显示终轧温度与
910℃目标值的偏差为±30℃,而在卷取温度下(目标值 700℃)所产生的屈服强度波动范围为 500~700MPa.当严格限制加工温度在±15℃偏差范围内,屈服强度波动范围为 100MPa.因此,Ti 具有很强与 O,N 和 S 形成化合物的能力,在形成钛的碳化合物之前,它对奥氏体化和沉淀强化的 影响是有限的.
图 8 生产 70 钢级(Re min=500MPa)的 HSLA 热带钢的不同微合金设计及相关屈服 强度范围的最终性能和热影响区韧性.基本化学成分:0.07%C,1.10%Mn. 图 9 示出了在精轧机组上进行奥氏体加工时需添加约 0.20%的 Ti[18].因此,对典型的 Ti 标准应 在 0.02%—0.15%范围内,奥氏体的状态及 Ti 固溶的数量不能确定并且很大程度上取决于变形速率
7
和变形温度.所以,通过沉淀强化来增加钢的强度的潜力很难确定,并在很大程度上取决于卷曲温 度.对含 Ti 钢进行奥氏体区加工时,这是一个相当不确定的因素,这样便导致宁可选用 Nb 作为微 合金元素,因为它可以只通过少量添加 0.03%Nb 就可在精轧工序完全实现延迟奥氏体再结晶.如表 1 所示,通过 HSLA 带钢从部分取消到全部取消其中的 Ti 元素来引出最佳的方案,其结果正如图 7 所示的在热影响区机械性能更加均匀并且韧性更好.
图 9 在热带钢精轧机组上 Ti 或 Nb 微合金钢动态再结晶的临界变形值与总变形值的对比
图 10 在热带钢中通过合金化和加工的各种强化机理的贡献并达到 700MPa 的屈服强度
基于 Nb 微合金变化,它将很容易生成最小屈服强度为 420MPa 的钢(相当于 60 钢级) ,图 10 进一步突出显示了通过各种合金成分设计和热机械处理等各种强化机理对屈服强度的贡献,在热轧 经热机械轧制珠光体减少的钢其最小屈服强度约在 500MPa (相当于 70 带钢上最大可达 700MPa[11]. 钢级) ,它除了晶粒细化来额外增加其强度之外,而通常更多的是采用沉淀强化来额外增加其强度. 既可以通过较高的 Nb 含量与高的终轧温度相结合来达到这点, 也可以对这类 Nb 基钢通过添加 V 或
8
Ti 来达到.像 100 钢级(最小屈服强度为 690 MPa)较高强度级别的钢种需要细晶铁素体—贝氏体 组织,它具有超高强度和良好的韧性.为了获得贝氏体组织和提高淬透性,通常增加 Mn 含量以及 添加 Mo 或 B.这些超高强度钢已经工业化生产很长时间了并且特别适用于卡车车身,汽车悬臂件, 吊车吊杆和结构管,可以获得既增加强度又降低重量的效果.
3 加工条件和物理冶金性能
为了进一步理解下段内容,图 11 示出了热带钢轧机的生产示意图及其相应的冶金工艺.
图 11: HSLA 热带钢轧制的冶金工艺
3.1 板坯加热
连铸之后,板坯在炉子内再加热或均热以便热轧成带钢.连铸板坯一般有三种装炉方式: (1) 冷装; (2) 热装; (3) 直接装料. 在这三种方式中,冷装料操作是最通用的,因为处理冷板坯和编制板坯钢种和尺寸的要求均方 便易行.传统装料操作是单个品种的板坯和所要求的宽度经连续轧制而成.板坯除了冷装料之外, 还可以热装料和直接装料.热装就是板坯在 700~900℃左右装炉,这不仅节约加热时间,更重要的 是节能.对于直装,就是板坯从连铸机上出来直接进入加热炉中.然而,对高效设定而言,连铸机 必须与加热炉相当靠近.此外,热装和直装均不允许检查板坯表面缺陷,因此不允许进行任何清理. 除了给出热轧应有的适宜金属塑性外,对于 HSLA 钢种而言,板坯加热温度必须足够高还能 确保下列条件: (1) 所添加的合金已经固溶(然而,对于 Ti/N 处理的钢,在加热时细的 TiN 颗粒存在的目的 是为了限制奥氏晶粒的长大) ; . (2) 在精轧出口处的温度要高于奥氏体—铁素体转变温度(Ar3)
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图 12:在低碳钢中 Nb,C 化合物和 Nb,C,N 化合物的溶解度
没有固溶的微合金元素不能参于任何晶粒细化和/或二次沉淀强化. 尽管 1200℃的加热温度能满 足大多数的微合金化钢种,但在当代带钢轧机上通常采用 1250℃,以确保适宜的终轧温度.图 12[20
21]
,
示出了在铸坯冷却过程中所形成的铌碳化合物和铌碳氮化合物完全溶解所需要的温度.正如图中
所示,完全固溶所需的最低温度是由 Nb,C,N 含量所决定的,因此较高的合金添加量也需要更高 的加热温度.为了降低加热燃料成本和耐火材料退化以及增加生产率,一些研究人员建议降低均热 温度.然而,对降低板坯均热温度的研究发现,这实质上减少了所采用的固溶微合金合金元素的添 加量,导致强度降低[22].板坯最小均热温度还可以由粗轧机架的功率来控制,因为一个温度较低的 冷板坯需要更高的轧制负荷. 此外,图 13[23]示出了温度对奥氏体晶粒长大曲线的影响.尽管粗轧工艺应当产生更小的奥氏体 晶粒度,因此并不希望产生很大的初始晶粒度.因此,为了限制晶粒度,如上所述可以在铌微合金 化钢中添加少量的钛来限制奥氏体晶界.因为钛能优先与游离氮结合,使板坯表面质量得到改善, 而降低了表面裂纹等级,其结果是在热轧过程会产生一个更多的 NbC 析出的趋势. 世界上通常采用两类加热炉来生产: (1) 步进梁式,在炉子中板坯通过一系列能将板坯从下面提起并前移的移动臂传送; (2) 推钢式,一块板坯进入推动另一块向出口运动. 尽管这两种加热炉都能生产加热均匀的板坯,但是推钢式加热炉由于在滑轨处水冷有某种程度 的局部急冷效果的倾向.因此,最新的研究[24]强调在滑轨急冷位置会发生最终强度的损失.然而, 必须注意到推钢式加热炉在世界广泛应用,通过定期的维护,滑轨急冷不应当对带卷的机械性能的 均匀性产生较大的波动.
10
图 13:在钢中添加不同微合金元素时奥氏体晶粒长大曲线
3.2 粗轧,中间辊道和热卷取箱
在加热炉出口,板坯将继续冷却,以便使其加工到热轧板卷这一过程由于冶金和加工原因而所 必须经历的延迟时间最小化.在进入粗轧机组之前,板坯经过立式-水平除鳞机.在这里,通过采用 较小负荷的高压水喷嘴喷水将在加热程中形成的氧化铁皮高效除去.在粗轧机组,板坯通过 20%或 更高的一系列压下,厚度由 250mm 减少到 35mm.粗轧时希望所有钢种能完全再结晶.粗轧工艺的 主要冶金目的是破坏铸态组织并通过重复再结晶,最终获得晶粒度均匀的奥氏体组织. 粗轧后,中间坯立即进入中间辊道或进入热卷取箱.在该阶段,中间坯温度一般在 1050℃左右. 中间辊道或热卷箱的目的是在中间坯进入精轧机组之前为其保温.热卷取箱可以使温度均匀,满足 沿中间坯长度方向上的自然温度流动.为了减少在中间辊道上的温度损失,通常采用热幅射板.十 分有趣的是,热卷取箱技术(由 Stelco 发明的)仅在 20 世纪 80 年代之后除第四代轧机以外的热带 延迟还可以用来降低中间坯的入口温度. 钢轧机上应用过, 它们是专门为响应新经济性而设计的[25]. 这种现象会在精轧机组上有一或二架空轧用于生产较厚规格的成品热带钢时,典型的厚度大于 10mm.最重要的是要确保中间坯在进入精轧机组之前具有均匀的晶粒度,因为晶粒度的不均匀性将 导致最终产品的差异并很可能对最终机械性能的均匀性产生波动.
3.3 精轧机组
首先在进入精轧机组之前,用飞剪将中间坯切头尾并使其规方.然后,一套高压水喷嘴用于去 除中间坯上的二次氧化铁皮.精轧机组通常 6~7 架构成,每架均能单独调整辊缝,辊速,工作辊横 移和弯辊.在生产中,对于厚度达 10mm 的热轧带钢,全部七个机架都能应用.在轧制时,中间坯 在同一时刻在所有机架上,在机架间平衡活套辊的帮助下辅助辊与卷取速度同带钢张力保持同步. 此外,机架间冷却也有助于中间坯的轧制和冷却. 所采用的压下曲线是设计成在轧机上能够降低轧制负荷,因为应变率实际上是由于轧辊速度的 增加而增加.中间坯温度越低,轧制负荷越大.更进一步说,因为奥氏体状态得到调整并在轧机上
11
发生了应变将诱导析出,则轧制负荷将增加.表 2[26]是温度,应变和应变率等参数的示例,当热轧 一个典型的低碳铌微合金化带钢时,它所产生的一些数据.将整个中间坯轧制完成所需时间通常限 在 60 至 70 秒钟,这要通过轧机增速来完成(有时称之为加速轧制) ,这也需要保持带钢的温度.然 而,既使轧机加速,在沿中间坯长度方向上也存在一定程度的温降.我们注意到一个十分重要的事 情,与炉卷轧机或厚板轧机不同,在精轧机组上所采用的压下曲线有些限制.这主要是由于一系列 轧制操作,每个机架的功率,扭矩及轧制速度等因素. 表 2 在生产 3mm 厚 HSLA 带钢时热带钢精轧参数举例 1 机架 温度(℃) 应变 应变率(s-1) 轧制速度(ms-1) 1020 0.57 9 1.2 2 机架 990 0.41 15 2.1 1.6 3 机架 960 0.43 29 4.5 1.7 4 机架 935 0.34 46 5 1.3 5 机架 910 0.27 66 6.1 1.2 6 机架 890 0.28 101 7.9 1.1 7 机架 865 0.14 98 9.5 1.0
轧制力/单位宽度(tm-1) 1.7
众所周知,对于铌微合金钢在终轧时会获得冶金学上的益处[14
,23,27-32]
,而这里主要提及的是只
与热机械轧制机理有关的工艺.对于铌微合金化钢(取决于钢的化学成分) ,有一个阶段将会出现, 在轧制前或轧制时,此时没有奥氏体再结晶出现即再结晶终止温度.进一步的热变形将使晶粒呈薄 饼状.现在已普遍认识到奥氏体再结晶延迟是由于 Nb(CN)固溶滞后或应变诱导析出所致.另一 种情况是,采用连续压下,奥氏体晶粒被拉长,这样便产生更大的有效晶界面积.在晶粒内部变形 带形成的同时,铁素体形核能力实质上是增加了.正是这种所开发的扁平或延伸工艺,对奥氏体进 行组织调整而构成了热机械加工具有特点的一部分. 对于铌微合金钢,奥氏体中的 Nb(CN)成核希望不均匀地优先出现在晶界和位错这类地方,或更 多地出现在变形奥氏体的亚晶界.晶界析出比基体析出快一个数量级.因此,晶界析出要首先延迟 再结晶过程和基体析出,从而确保再结晶完全停止[33].奥氏体中发生的任何应变诱导析出与最终的 铁素体基体是非共格的,因为它与原始奥氏体组织呈一个立方晶体与立方晶体的关系.因此,相对 粗大的析出物认为对沉淀强化几乎没什么作用. 奥氏体中应变诱导 Nb(CN)析出的主要作用是通过奥 氏体调整产生细晶铁素体,其结果是与沉淀强化相比更能获得高强度,良好韧性和延性的更好综合 性能. 除了产生一个最佳的调整组织外,即使在带钢边部,终轧温度保持在 Ar3 点以上,这也是很重 要的.当热轧宽带钢时,有产生边部温降的趋势,宽度方向比中心处的温度可低 20℃,通常是采用 控制手段.因此,如果在轧制过程中带钢边部温度冷到低于 Ar3 线以下,那么形成的铁素体组织就 会变形,这将使带钢产生不均匀的性能.尽管可以控制在一个临界区范围轧制以便通过铁素体的亚 组织/或亚晶粒强化来增加其最终强度,但这类轧制将产生一个对韧性有不良影响的混合晶粒组织. 因为,从另一方面看,终轧温度会影响在再结晶温度以下的显微组织中所产生的应变量,这就不奇
12
怪可我们可以找出一个能改善韧性值温降值,使精轧尽可能长地在亚稳奥氏体区进行. 因此,必须注意到,最终热轧厚度规格除了对最终机械性能有影响之外,对轧机工艺参数也有 影响.对于同一种钢的化学成分和加工参数,观察到的普遍趋向是更大厚度规格的钢其最终强度要 低.这是将厚度规格移至 6mm 以上时观察到的,并可作如下解释: (1) 对于较厚规格带钢,减少总应变会导致调整奥氏体组织较少,因此也减少了铁素体成核位 置; (2) 较厚的最终规格在输出辊道上的冷却速度自然较慢,因此势必影响铁素体成核速度和晶粒 度. 精轧工序的入口和出口的固溶铌数量对于奥氏体轧制及其潜在的沉淀强化都是很重要的.在实 际轧制条件下,粗轧中几乎没有铌析出[34].尽管存在大量建议,而且多道次精轧时 Nb(CN)析出 的精确机理及其演变还在研究中,但是与厚板甚至炉卷轧机轧制相比,如果考虑热带钢精轧时高的 变形率和短的道次传搁时间,那么按照大约 50%的铌将残留在固溶体中的平衡图,奥氏体中的 NbC 析出将是很不完全的[35].
3.4 输出辊道(加速)冷却和卷取温度
在精轧机出口处,带钢厚度规格和宽度是通过 X 射线装置来精确测量的,然后通过喷水对带钢 上下两面进行冷却.带钢的冷却大概是 HSLA 热带钢轧制最重要的一个阶段,需要精确的控制,因 为热带钢轧机是一个非常灵活和大功率的工具.一旦卷取机将带钢头部卷入,则张力便作用在带钢 上,轧机便加速以保持终轧温度.带钢速度上的这些变化将要求采用不同的冷却速率,如果不对沿 整个带钢长度方向上的冷却速率进行控制,则会产生不一致的机械性能. 这里有许多不同的冷却曲线可以应用到现代的热带钢轧机生产中.现今发现在含铌 HSLA 带钢 生产中,早期冷却的应用不断增加,因为这样便于对调整奥氏体组织的最大限度的开发.然而,如 果采用后期冷却,在奥氏体中将产生一定程度的回复,但不再结晶.因此,以析出和固溶形式存在 的铌将明显延迟其回复过程,因而有助于位错组织保持更长时间. 正如所讨论的,其要点是控制轧制以增加铁素体晶粒的成核位置,通过对钢在非再结晶奥氏体 区域内进行大压下量变形和加速冷却是为了将潜在的铁素体成核位置继承下来并加以充分利用[35]. 加速冷却将进一步促进晶粒细化,因为较低的相变温度为过冷的奥氏体中提供了更多的晶核.由控 轧而发现的显微组织类型可以根据连续冷却温度曲线图(CCT)来预测.这些图表明如何根据所采 用的冷却策略来满足其机械性能.在低碳微合金钢的生产中,冷却是在 650℃到 550℃的温度范围内 中止,对一些产品来说温度会更低. 所采用的冷却速率对确定最终铁素体晶粒尺寸具有相当大的作用,这正如图 14 所示,对于相同 厚度和成分的带钢,冷却速率增加(通过采用早期冷却和低 75℃的温度) ,通过细化铁素体晶粒来 提高屈服强度,额外的益处是可以见到明显窄的晶粒分布范围[36]. 尽管 在图 15 中[37]还可以清楚地看到采用加速冷却变形后的奥氏体组织与再结晶奥氏体的效果.
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在实际中带钢生产所经历的冷却速率将会超过 15℃/s,但这个趋势还是显而易见.在这里,能够实 现开发高的调整组织并富含潜在的铁素体成核位置的能力. 如果加速冷却超过了一个临界值并且中断温度较低,那么可能产生一个针状铁素体(无贝氏体 的碳化物)组织.除了冷却速率之外,高的合金含量也能促进这类贝氏体转变.这类显微组织的钢 获得了高强度(>700MpaTS)并有适当的延伸率和韧性,因此这类产品正广泛应用于汽车领域的轮 盘,轮鼓及防撞框架.
图 14 输出辊道上冷却速率对 HSLA 带钢铁素体晶粒度的影响
图 15 奥氏体轧制和冷却速率对最终铁素体晶粒度的影响
同冷却率和最终卷取温度一道,通过细小的 Nb(CN)颗粒,精轧后的固溶铌的数量将决定沉 淀强化的程度,见图 16[38].在加速冷却过程中,除了铁素体晶粒细化外,也能出现微合金元素的相 间析出.然而,这将取决于冷却的水平,现在有人建议采用很高的冷却速率来抑制相间析出[39].对 于铌微合金化钢,在多数条件下,细化的 Nb(CN)析出将在奥氏体-铁素体相变前形成,并给出了具 有特点的排列分布(平面排列) .这些细小颗粒的直径仅有几 nm,其行间距大约 100nm(这取决于 冷却速率) ,通过颗粒切过机理将进一步增加强度.只有在采用透射电子显微镜在一定的取向上我们
14
才可以看到与微合金化相间析出结合在一起的清晰的颗粒排列分布.当从另一个入射角成像时,这 些颗粒将在基体内呈现随机分布.铁素体中铌的析出可以根据铁素体与电子衍射图谱中的析出反射 之间的取向关系来区分,铁素体中 Nb(CN)析出将很好地符合 Baker-Nutting 取向关系[40]. 采用高卷取温度可以产生不完全铁素体相变,见图 17[26].对于图中给出的钢的化学成分,残余 奥氏体将缓慢地转变成铁素体和珠光体;因为奥氏体将富含从周围的铁素体扩散而来的碳.珠光体/ 碳化物的形态将很大程度上受卷取温度影响.采用高卷取温度将形成粗层状晶粒组织,此时降低温 度将产生由铁素体与碳化物构成的退化的珠光体聚集.晶界碳化物和粗晶珠光体的存在将导致韧性 不良.更快的冷却速率和较低的卷取温度很可能产生更多的二次相,因为在较低的碳含量下,奥氏 体在快速冷却下将产生细晶珠光体/碳化物.在输出辊道上也有可能出现不完全相变,然后相对缓慢 相变的奥氏体可能会促进共格或相间的 Nb(CN)析出,尽管卷取温度太高会导致共格性的损失. 从 20 世纪 50 年代后期和 60 年代初期所最初对加速冷却的研究, 到在热带钢轧机上采用层流冷 却和水幕冷却,当前的研究正集中在超快冷却(UFC)技术上[41].目前的研究表明:与可以迅速达 到 20 至 40℃/s 的冷却速率的传统的层流装置比较,UFC 装置可以提供大于 300℃/s 的冷却速率.早 期对低碳铌微合金钢的研究表明,通过开发一种非常细小等轴铁素体晶粒和增加沉淀强化相结合来 进一步提高强度.因此,要考虑合金总量的最佳化(在下面进行讨论) .另外,同样重要的是,研究 表明机械性能的均匀性也应改善.
图 16 加工条件对析出和最终强度的影响
15
图 17 二种钢和二种冷却速率的相变曲线(加热至 1000℃并线性冷却)
3.5 卷取和卷取冷却
一旦冷却中断,进一步的 Nb(CN)析出将出现在铁素体基体内位错这类合适的位置处.因为热轧 卷冷却缓慢,所以对于所有的现存析出物来说,将会产生某种程度的颗粒粗化.粗化工艺通常称之 为奥斯特瓦尔德熟成现象(Ostwald ripening) ,这些颗粒将进行吞并同类颗粒的长大[31].由于颗粒粗 大,强化机理由颗粒切过变为位错绕过.按照 Orowan-Ashby 关系式,理想的状态是产生大量小尺寸 的颗粒,这样对整体的屈服强度有很大的贡献.采用铌作为微合金化元素的优点主要是,它不仅细 化了铁素体晶粒而且也增加了强度和韧性,而且通过二次析出作用也对强度有很大贡献.正如图 18 所示[42],铌与钒和钛相比,当在铁素体基体中有共格颗粒析出时,铌能较大幅度地提高屈服强度. 这可以由下列事实来解释,即 NbC 与α铁比的晶格参数同 TiC 或 VC 和 VN 来比较,具有较大的差 值.
图 18 在 1300℃固溶处理和在 600℃等温保温时,较宽范围钢的 化学成分钢的沉淀强化所产生的最大屈服强度 很显然,冷却终了(或卷取)温度不仅对确定显微组织类型,而且对希望在出精轧时析出残留 的固溶铌的强化析出程度来说都是重要的.已讨论过在高温奥氏体状态下产生的析出对二次强化的 作用无任何贡献.这是因为它们与共格颗粒相比,还是相当粗大的.然而,当在热轧精轧机组限制
16
奥氏体晶粒组织时它们的作用便产生了.通常,较低的卷取温度(小于 600℃)将限制颗粒长大的 机会,因而保持了高强度.然而,如果卷取温度太低,小于 450℃,析出可能会被抑制,这样便以 固溶形式残留一定数量的微合金元素.最终,正确选择卷取温度将取决于最终性能要求及卷取机低 温卷取带钢的能力.在一些热带钢轧机上,有时会发现后者是一个制约因素.近来的实验室研究确 认存在既能产生高强度同时又能保持延展性水平的一个最佳的卷取温度[24
,36]
.
根据研究的结果进行一次工业试验,对于一个给定的铌合金钢,增加在输出辊道上平均冷却速 率并使卷取温度从 650℃降为 575℃.铁素体晶粒度的最终变化如前面图 14 所示,由此冷却速率从 20℃/s 增加到 32℃/s, 平均铁素体晶粒度由 5.5μm 降低到 4μm, 所获得的屈服强度大约增加 25MPa. 在该例子中,采用降低卷取温度也获得了来自于二次硬化和亚晶强化的较高组成;与在 650℃卷取 的 40MPa 相比较,估计总计在 80～90MPa.此外,在对一系列铌微合金化钢进行试验中,另一项的 研究确认,对于恒定的终轧温度,铌含量的增加不能进一步提高沉淀强化程度,最佳的解决方案是 调整卷取温度,见图 19[26].
图 19 根据铌含量和卷取温度所产生的调整后的抗拉强度
值得注意的是,降低卷取温度对冷成型能力有正面影响.图 20 示出了三种不同卷取温度的强度 和扩孔值[43].所得到的显微组织由具有另外的珠光体,贝氏体或马氏体第二相的 80%铁素体构成. 当在 450℃卷取时,观察到了铌的沉淀强化效果减弱,仅对占优势的细小铁素体有正面影响.然而, 与 650℃卷取温度相比,对强度没有损害,因为在贝氏体构成中存在较高的位错密度.冷成型性增 强要直接归功于珠光体带的消除.从图 20 可见,扩孔率也比双相钢高许多,这是在低于马氏体起始 温度下卷取,因此呈现出铁素体加马氏体显微组织.尽管这些钢表现出比铁素体加贝氏体钢高得多 的强度,但马氏体在低温相变所产生的较高内部应力使塑性降低.因此,具有铁素体加贝氏体显微 组织的 HSLA 钢常常应用于象客车轮盘这类用途,它要求的最小抗拉强度为 600MPa.该类钢的典 型化学成分为 0.08%C, 0.25%Si, 1.45%Mn 和 0.03%Nb[12].
17
图 20 卷取温度和合金设计对 HSLA 带钢显微组织和性能的影响
4 性能均匀性
然而,在沿热轧带钢整个长度和宽度方向上要达到这些理想/最佳的加工条件还是一个挑战.在 从卷取机上卸下后,带卷将很缓慢地冷却到室温.在冷却时,有一个析出物熟成的趋势,它可以反 映出带卷的冷却曲线. 这点可以从图 21 上观察出, 它是由一段铌 HSLA 带钢推导出的拓朴屈服强度
[26]
.该特定的钢卷表现出边部强度软化,假设在此温度处产生最佳的从 Nb(CN)颗粒中析出的二
次硬化所经历的时间不充分,而不像在带卷宽度中间处所出现的经历了恰当的冷却条件.正是这类 因素,在带卷内也将产生一定程度的不均匀性.通常对于高微合金钢(Nb 或 V)来说缠紧的带卷端 部比带卷本身的强度要高, 这是由于内外压痕所暴露出的相关影响[36
, 44]
. 这方面的定量分析见图 22,
图中是代表带卷不同部分的两条冷却曲线叠加到 0.02%固溶铌钢的等硬度曲线上,该钢是在铁素体 中采用不同退火时间和温度条件下获得的[44].在一定退火温度下不同的硬度增加是退火时间与铁素 体析出数量和颗粒度之间关系的结果.在经过一定时间后,细小 NbC 的析出在整个基体均匀形成. 采用更长的退火时间,析出数量增加而硬度可达到 30HV(对应于 100MPa 的抗拉强度) .随着退火 时间的增加,由于颗粒长大的影响,硬度将下降. 这就是所有热轧带卷所固有的特点.尽管值得注意的是如果所采用的卷取温度低于所希望的最 佳值,则不良的效果将会出现;例如带卷端部由于析出受抑制而软化.此外,第二相显微组成和体 积百分比的变化也不应忘记.为使该影响最小,取决于输出辊道控制系统的响应时间,对于带钢可 以采用垂直曲线或 U 形曲线. 该工艺减少了在热轧带钢头尾部的冷却量并可生产出端部更热的带卷.
18
这样在一定程度上抵消了暴露的内外带钢卷的快速冷却,从而平衡了整个带卷的冷却速率.
图 21 铌 HSLA 带钢的拓朴学屈服强度分布
图 22 在不同带卷位置冷却曲线叠加后含 0.02%固溶铌钢中 NbC 沉淀强化 所获得的等硬度曲线 a)恒定的卷取温度;b)最大和均匀的强度
5 结束语
铌的作用主要概括如图 23[46]. 总的趋势是在基体钢中增加铌可以获得更高的强度.这可见图 24,包括了具有不同锰含量的工
19
业铌 HSLA 带钢的范围
[26]
.马上就可以得出的一个结论是,铌微合金元素添加所达到的最大贡献需
要在下面两方面达到恰当的平衡: (1) 在再结晶温度下获得充分的奥氏体调整以增加更细的铁素体晶粒的产生; (2) 确保在铁素体组织中细的共格 Nb(CN)颗粒析出的最佳条件以便产生一定程度的二次 硬化. 各种微合金化高强度钢种的热带钢轧制需要在整个带钢轧机上进行严格的过程控制.很显然, 对于关键的工艺路线没有一个单独的重要部分.通过掌握工艺路线和物理冶金学之间的相互关系, 可以开发出一系列用于汽车工业冷成型钢种.此外,如果需要的话,通过加工冶金学的知识,还可 以进一步对下游工序采取正确的行动.
图 23 在热机械轧制时铌的不同作用
显然,大部分挑战是在整个热带钢轧机上保持良好的温度控制和管理.尽管所有的微合金化钢 被认为是对外围加工条件更敏感,但是铌具有比象钒这类其它元素更多的优点,它的强化分布在两 个不同的加工阶段,即在精轧机组上轧制时晶粒细化及二次沉淀强化,特别是在卷取冷却过程中. 这样,即使热带钢不采用很低的卷取温度或一个垂直的冷却曲线,但是按照钢的化学成分和精轧规 程来进行添加铌微合金化,就可以适于最大程度地产生调节的奥氏体组织,从而获得细晶铁素体. 细晶铁素体不仅会提供高的屈服强度,而且还会改善韧性性能.采用最佳的卷取温度可以通过沉淀 强化来进一步提高强度.然而,铁素体晶粒度与二次硬化分布之间的关系是复杂的,图 25 示出了平 衡图[26].
20
图 24 通过析出和亚晶硬化铌含量与强度增加之间的关系
图 25 不同强化机理对 HSLA 带钢(0.055-0.075%C,0.4-1.5%Mn,0.02-0.06%Nb)强度分布
特别是对于汽车和建筑领域来说,热轧带钢的冷成形加工是一个标准的生产步骤.对于抗拉强 度大于 500MPa 的微合金化 HSLA 钢应用范围较宽.然而,双相钢现在也广泛地应用于需要优良成 型性能的领域.这些钢具有双相或三相的显微组织,可由各种工艺路线或热处理来生产,使它们与 化学成分相一致.在已建立起的所有这类钢的最佳化过程中,就象在 HSLA 带钢中,用铌微合金化 进一步改善了机械性能,尤其是通过显微组织细化.这不仅产生了更高的抗拉性能,而且也没有延 性受损影响,这样,采用较高铌含量将使抗拉强度与延伸率的积呈指数增加.
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(鞍钢技术中心科技信息所
张志勤
译)
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