卷取温度对高强钢700L组织和性能的影响

刘广超 刘艳红 刘艳玲

（安阳钢铁集团有限责任公司）

0 引言

我国汽车油耗占石油年消耗总量的一半左右，而汽车油耗的49.2%是被只占汽车总量13.9%的中、重型商用车（>3.5 t）消耗掉的。也就是说，虽然我国中、重型商用车数量比乘用轿车少得多，但其消耗的燃油大体上却与乘用车相当。由于我国商用车通常是歇人不歇车的长时间运行，因此带来的污染和能耗浪费比轿车要严重得多。中国商用车的轻量化对于降低能源消耗具有重要的现实意义，因而也成为当前汽车工业亟待解决的问题。商用车轻量化是设计、制造、材料技术的集成，车身设计以及钢铁材料的高强化则是商用车实现有效减重的关键，二者对轻量化的贡献率可达到60%以上。因此，对商用车进行轻量化的经济效益是可观的，其社会和环境效益更为巨大。用薄规格高强钢代替厚规格普通钢材使车身减重是实现轻量化的重要手段。采用TMCP工艺生产的700L主要用于制造轻量化汽车大梁，大梁是车身的重要承重部位，要求其具有高强度、高塑韧性，因此对材料的组织和性能要求较高。

常规热连轧产品比较容易实现TMCP工艺，该工艺不仅可以充分发挥Nb、Ti微合金元素的细晶强化、沉淀强化综合作用，节约能源消耗，降低生产成本，还可以根据材料的用途和加工工艺，通过调节不同的轧制工艺参数使材料获得不同的性能和组织。卷取温度是制定轧制工艺的一个重要参数，对钢材的组织和性能有重要的影响。通过研究不同卷取温度下700L的组织和性能，为700L生产工艺的制定提供了重要的依据。

1 试验材料和方法

1.1 试验材料及方案

试验所用材料为安钢生产的700L，经铁水预处理—150 t转炉—精炼炉—连铸生产出230 mm的铸坯，试样钢的成分见表1。将铸坯加热至1 230～1 280 ℃，保温一定时间，采用TMCP工艺轧制，经过2架粗轧机6道或8道次粗轧，进入7架精轧机，将铸坯轧制成为规格为8 mm的钢卷，出精轧温度为840 ℃，经层流冷却后，分别以460 ℃、540 ℃、590 ℃，630 ℃，680 ℃进行卷取，卷取后钢卷在钢卷库正常冷却48 h后取样，进行组织和性能分析。

表1 700L化学成分 %

1.2 试验方法

采用GB/T 2975取样方法，利用PME3 Axiovert200光学显微镜进行试样组织检测；利用型号为WAW-Y500微机控制电液伺服万能试验机采用GB/T228.1进行力学性能试验；利用型号为JBW-500冲击试验机采用GB/T229试验方法进行-20 ℃冲击功试验。

2 试验结果

2.1 不同卷取温度的力学和冲击性能

为掌握安钢700L在实际生产卷取尾部温度波动情况下力学性能变化情况，大生产试验采用了460 ℃、540 ℃、590 ℃、630 ℃、680 ℃、732 ℃卷取温度，其中732 ℃为层流冷却故障没有出水温度，其余每个温度试验轧制4～6卷，直到钢卷尾部CT温度命中目标为止。各个卷取温度尾部力学和冲击性能（试样尺寸5 mm×10 mm×55 mm）如图1～2所示。

图1 700L在不同卷取温度下尾部力学性能

图2 700L在不同卷取温度下-20 ℃冲击功

从图1可以看出，当卷取温度在460～732 ℃时，随着卷取温度的升高，强度先降低，然后增加再降低，卷取温度达到630 ℃左右时抗拉强度达到最大值796 MPa，卷取温度为680 ℃时，抗拉强度较低，为698 MPa。层流未出水732 ℃时的抗拉强度最低，为587 MPa。

从图2可以看出，-20 ℃冲击功随着温度的升高先降低后增加再降低，与强度变化趋势基本一致。当卷取温度为590 ℃时，冲击功达到最大值93 J；当卷取温度为680 ℃时，冲击功达到最低值，仅为32 J。

2.2 不同卷取温度的金相组织

不同卷取温度下700L的金相组织如图3所示。当卷取温度为540 ℃时，组织均匀，含有大量粒状贝氏体；当卷取温度为590 ℃时，组织均匀，以准多边形铁素体为主，含少量多边形铁素体和珠光体；当卷取温度为630 ℃时，组织主要为多边形铁素体和块状珠光体，有轻微混晶现象；当卷取温度为680 ℃时，晶粒粗大，有严重混晶现象。随卷取温度的升高，铁素体晶粒尺寸不断增大，珠光体的体积分数逐渐增加。

3 分析和讨论

3.1 卷取温度对性能影响

通常，在成分相同的情况下，贝氏体相的强度应该大于铁素体相的强度，因为贝氏体钢中存在大量的碳化物或马奥岛。卷取温度为460～630 ℃时，材料的强度随卷取温度的升高先降低后再升高，表明540 ℃继续降低温度到460 ℃卷取时，贝氏体相变更加充分，形成了相变强化效应，强度可以满足700L标准要求，但其塑性指标的最低均值仅为14%。随着卷曲温度继续升高，强度升高，说明铁素体基体有大量析出物，这些析出物能显著提高钢的性能。卷取温度升高到630 ℃时，强度达到最大值，为796 MPa，这说明该温度下铁素体晶内和晶界的Ti、Nb碳氮化物析出最充分，这些析出物能显著提高钢的性能；卷取温度继续升高时，由于冷却速度变慢，铁素体晶粒尺寸增大，碳氮化物析出粗化长大，析出强化作用减弱，强度降低，且在后续的卷取自回火保温过程中析出物尺寸进一步粗化长大，析出强化作用减弱，导致强度降低[2]。

从材料的塑性来看，随着温度的降低，晶粒逐渐变细和均匀化，低温冲击性能越来越好，原因一是细晶粒在受到外力发生塑形变形时，会有更多的晶粒参与变形，减少了应力集中，二是晶粒越细，晶界面积越大，裂纹越不容易扩展。当卷取温度从732 ℃降低到460 ℃时，冲击功变化曲线呈现2个低谷和1个高峰，540 ℃时的冲击韧性低谷主要是由于该温度处于珠光体型和贝氏体型相变交界区，组织呈现粒状贝氏体、退化珠光体和多边形铁素体混合组织，相界面相对比较脆弱，因为在此卷取温度下，钢中含有大量粒状贝氏体，粒状贝氏体的有效晶粒尺寸比较大，马奥岛组织并不能有效阻止裂纹的扩展，所以裂纹容易产生和扩展，导致冲击功下降[3]。680 ℃时的冲击韧性低谷主要是由于铁素体晶粒较大，且不均匀，同时该温度下，析出物尺寸偏大，这二者综合下来表现韧性不好且为最低32 J。但732 ℃层流未出水时，强度较低，析出物较少且主要为珠光体型相变，为此冲击韧性反而较高，但其不能满足700L的性能指标。

3.2 卷取温度对金相组织影响

多边形铁素体和准多边形铁素体都是先共析铁素体的转变产物。多边形铁素体是在过冷度较低的情况下，奥氏体转变为铁素体的过程中，通过扩散相变形成的，温度越高，C元素越容易扩散，越有利于铁素体的形核和长大。准多边形铁素体是在过冷度较高的情况下形成的，随着卷取温度的降低，过冷度增加，冷却速率增大，钢中的原子扩散变得困难，奥氏体通过块状转变形成准多边形铁素体，这种转变机制不需要C原子的长程扩散，只需要ɣ/α界面附近的原子发生短程扩散即可，转变速度极快。奥氏体向铁素体转变过程中过冷度越低，铁素体的形核核心越多，奥氏体转变为铁素体的晶粒尺寸越小[1]。因此，在460～680 ℃的温度范围内，随着温度的升高，晶粒有准多变形铁素体向多变形铁素体转变，且晶粒尺寸逐渐增大。当卷取温度降到540 ℃以下时，奥氏体直接进入贝氏体的相变区，奥氏体通过块状转变形成粒状贝氏体。

高温卷取造成混晶主要有两方面因素：一是层流冷却过程，冷速不够快，不能渗透到心部，造成钢板表面冷却较快温度达到卷取温度，而心部返温温度依然较高，钢卷卷取后，造成混晶；二是卷取温度较高时，表层、1/4处和心部的铁素体晶粒内部的元素扩散能力较强，在不同的冷速条件下，相变不一致。同时在晶界曲率的驱动下，相变后由于心部返温，容易发生ostwald熟化机制，造成部分晶粒长大[1]。

4 结论

（1）相同的轧制工艺下，在460～732 ℃的温度范围内，卷取温度越高，铁素体晶粒尺寸不断增大，珠光体的体积分数逐渐增加，铁素体形态有准多边形向多边形转变。卷取温度为460 ℃时，组织以粒状贝氏体和准多边形铁素铁为主，强度和韧性指标处于700L设计的中下限范围，在一定的规格上可以采用该种方案。

（2）卷取温度为630 ℃时，抗拉强度达到最大值796 MPa，卷取温度为590 ℃时，低温度-20 ℃冲击功半样达到最大值93 J。综合平衡这两种卷取温度下的力学性能、低温冲击韧性和塑性伸长率指标，安钢8 mm的700L生产选择采用（590±20） ℃的卷取工艺。

（3）当层流未出水时，卷取温度较高，晶粒尺寸和析出物尺寸较大且主要为珠光体型相变，力学性能无法满足700L设计要求。