影響工業(yè)生產(chǎn)的雙相鋼性能的因素
影響工業(yè)生產(chǎn)的雙相鋼性能的因素
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影響工業(yè)生產(chǎn)雙相鋼性能的因素有合金元素和工藝參數(shù)，而合金元素又是通過工藝參數(shù)影響雙相鋼的性能。但工藝參數(shù)的制定，應(yīng)考慮到合金元素的存在和作用。如果雙相鋼的最終組織相同，那么不同合金元素的雙相鋼性能亦類似。合金元素的存在為雙相鋼的工藝實施提供了方便，例如提高鋼淬透性的合金元素可以降低熱處理雙相鋼的臨界冷卻速率，可以提高熱軋雙相鋼的盤卷溫度，降低終軋至盤卷的冷卻速度，這也有助于雙相鋼性能的改善和穩(wěn)定。
影響熱處理雙相鋼的性能的因素
合金元素和冷卻速度
實驗和理論計算表明：臨界區(qū)加熱后獲得雙相組織所需的臨界冷卻速率與鋼中錳含量具有一定關(guān)系。其根鋼中存在的合金元素，就可估算獲得雙相組織所需要的臨界冷卻速率，為熱處理雙相鋼生產(chǎn)時，選擇適當(dāng)?shù)睦鋮s方法提供依據(jù)。
當(dāng)鋼的化學(xué)成分一定時，應(yīng)在保證獲得雙相組織的前提下，盡可能采用較低的冷卻速度，使鐵素體中的碳有充分的時間擴(kuò)散到奧氏體中，從而降低雙相鋼的屈服強(qiáng)度，提高雙相鋼的延性。如果鋼中合金元素含量較4，臨界冷卻速度過高，冷卻后鐵素體中含有較高的固溶碳，不利于獲得優(yōu)良性能的雙相鋼，這時應(yīng)改變鋼的化學(xué)成分，增加鋼中的合金元素含量，從而降低臨界冷卻速度，或者在雙相鋼的生產(chǎn)工藝中，加入補(bǔ)充回火工序，降低鐵素體中的固溶碳，改善雙相鋼的性能。如果鋼中含有強(qiáng)的碳化物形成元素，當(dāng)估算臨界冷卻速率時，應(yīng)考慮到這些元素對臨界區(qū)加熱時所形的奧氏體淬透性和有利影響，V和Ti的碳化物粒子可以通過相界面的釘扎作用提高奧氏體的淬透性，降低臨界冷卻速度/
兩階段冷卻工藝
當(dāng)鋼中合金元素含量較低時，冷卻速度較慢會得到鐵素體加珠光體組織；冷卻速度較快時，則鐵素體中保留固溶碳較高，不利于降低屈服強(qiáng)度和提高延性。采用兩階段冷卻可以改善雙相鋼的性能，即從臨界區(qū)加熱溫度緩冷到某一溫度，然后快冷。緩冷可以使鐵素體中的碳向未轉(zhuǎn)變的奧氏體富聚。而快冷則可以避免未轉(zhuǎn)變的奧氏體等溫分解，保證獲得所需的雙相組織和性能。例如0.08%C-1.4%Mn鋼，從800℃加熱到水冷的力學(xué)性能為：σ0.2=365PMa，σb=700MPa，σ0.2/σb=0.52，eu=18%，et=21%。如采用兩階段冷卻工藝，即在800℃加熱后，空冷到600℃，然后水冷，其性能為：σ0.2=280MPa，σb=600MPa，σ0.2/σb=0.47，eu=21%，et=29%。兩階段冷卻使雙相鋼的屈服強(qiáng)度降低，延性提高。
鋼板熱軋后盤卷溫度的影響
對于一個給定成分的鋼，臨界區(qū)加熱時奧氏體的淬透性可以通過鋼板熱軋后高溫卷來修正。高溫盤卷可使碳、錳等合金元素在第二組（珠光體或貝氏體）中明顯富集。有利提高隨后臨界區(qū)處理時雙相鋼的綜合性能。以0.049%C-1.99%Mn-0.028%Al-0.0019%N鋼的試驗結(jié)果為例，采用兩種工藝過程：一種為普通扎制工藝，終軋溫度900℃→油冷到600℃盤卷→吹風(fēng)冷到室溫→冷軋70%→連續(xù)退火。兩種盤卷工藝的碳和錳分布的分析結(jié)果示于圖11-7。由圖可見，高溫盤卷可使碳和錳在第二相中明顯富集，而普通的軋制工藝錳基本無富集趨勢。
將上述兩種盤卷溫度的板材，冷軋70%后，于770℃加熱后空冷，其拉伸性能對比列于表11-5。
用高溫盤卷以修正合金含量較低的鋼在隨后臨界區(qū)處理時的淬透性，并降低熱處理雙相鋼的屈服強(qiáng)度，提高其延性的技術(shù)，已在有關(guān)工廠用于熱處理雙相鋼的生產(chǎn)，所得到的熱處理雙相鋼板綜合性能良好，板材各部位的性能均勻，縱向、橫向性能一致。例如對0.09%C-0.44Si-1.54%Mn-0.023%Al鋼，熱軋后740℃盤卷，780℃退火，以12℃/s的冷卻速度冷至室溫（0.2mm×930mm鋼帶）重7t的帶卷中各部位的力學(xué)性能見表11-6。
表11-5不同盤卷工藝后的熱處理雙相鋼性能對比
工藝號
盤卷溫度
/℃
鋼板狀態(tài)
σy/MPa
σb/MPa
屈服點伸長
YEL/%
σt/%
（1）
（2）
（3）
（4）
600
700
600
700
700℃空冷
700℃空冷
（1）+2%
（2）+0.6%精軋
295
200
300
195
420
425
435
420
3.33
1.11
0
0
36.4
37.0
35.6
35.0
隆 繼集團(tuán) 熱處理雙相鋼板卷長度方向性能分布
在盤卷上
取樣部位
取樣方向
σy/MPa
σb/MPa
σy/σb
et/%
頭部
縱向
橫向
311
324
551
553
0.56
0.58
32.1
32.0
中部
縱向
橫向
329
297
557
551
0.59
0.54
33.2
33.3
尾部
縱向
橫向
307
307
561
538
0.55
0.57
31.5
32.3
注：1.拉伸試樣寬12.5mm，標(biāo)距長50mm；
2
.板材經(jīng)很輕微的精軋
高溫盤卷與臨界區(qū)加熱后兩階段冷卻相結(jié)合，可使熱處理雙相鋼的性能進(jìn)一步得到改善，經(jīng)過這樣處理，鋼板不需再經(jīng)精整軋制。
高溫盤卷與快遞臨界區(qū)熱處理相結(jié)合（即快遞加熱到臨界區(qū)溫度、短時間保溫、快遞冷卻）可獲得良好烘烤硬化性能的熱處理雙相鋼。例如對0.07%C-0.5%Si-1.1%Mn和0.06%C-0.7%Si-1.5%Mn鋼板經(jīng)740℃盤卷，冷軋和快遞臨界區(qū)熱處理（以40℃/s加熱到775℃保溫40s，以200℃/s的冷卻速度冷卻）后的性能列于表11-7。
影響熱軋雙相鋼性能的因素
影響熱軋雙相鋼性能的因素是合金元素終軋溫度、終軋后的待冷時間和開始冷卻的溫度、終軋后的冷卻速度和盤卷溫度等，而這些因素有是互相聯(lián)系的。
合金元素
熱軋雙相鋼一般都含有較低的碳（≤0.1%）和較高的合金元素，其目的是使鋼具有必須的淬透性，同時也可減少軋制工藝、冷卻速度以及盤卷工藝的變化引起的性能波動。Goldren等提出“冷卻速率寬度”（即獲得最佳的雙相鋼組織和性能，終軋后板材在冷床上所允許的冷卻速率的最大值CRmax與最小值CRmax之比）來表示合金元素對熱軋雙相鋼工藝性能和組織的影響。不同合金系列的Si、Cr、Mo含量的影響見圖11-8。根據(jù)這一試驗結(jié)果和有關(guān)性能參數(shù)，得出的熱軋雙相鋼較為合理的成分為0.04%~0.07%C、0.8%~1.0%Mn、1.2%~1.5%Si、0.40%~0.5%Cr、0.33%~0.38%Mo、0.20%Al，S、P的含量盡可能低，如w（S）≥0.003%時，則需添加稀土（RE）或者鋯（Er）以控制夾雜物的形狀。
采用圖11-9所示的熱軋雙相鋼帶生產(chǎn)工藝的模擬過程，檢驗了碳含量為0.05%~0.08%的Mn-Si、Mn-Cr、Mn-Si-Cr、Mn-Mo、Mn-Si-Mo等合金系熱軋后的組織和性能。結(jié)果表明，在生產(chǎn)熱軋雙相鋼板時，如果盤卷溫度高于400℃，則鋼中含有一定的Mn、Cr、Mo、Si。在所采用的熱軋工藝條件下，以Mn-Si-Cr和Mn-Si-Mo系合金的性能為最好，組織為馬氏體素體組織，無屈服點伸長，屈強(qiáng)比小于0.60。加入硅可使Mn-Cr或Mn-Mo系合金的鐵素體的形成溫度升高，使同樣冷卻條件下的鐵素體量增加，使等溫轉(zhuǎn)變圖上鐵素體和貝氏體區(qū)間形成一個間隔（也就是Coldren和Tither所說的盤卷窗口）。此外硅還增加鐵素體中碳的活性，阻止在馬氏體-鐵素體界面上碳化物的形成，提高雙相鋼的延性。
在熱軋雙相鋼中，Cr、Mn、Mo可使奧氏體穩(wěn)定化，推遲珠光體轉(zhuǎn)變，降低冷床上的冷卻速度，有利于改善雙相鋼的延性。加入鉻可使熱軋雙相鋼的卷取溫度范圍加寬，并降低雙相鋼的屈強(qiáng)比。加入錳還可使最佳終軋溫度范圍降低，但錳含量過高時，會抑制鐵素體的形成，影響早期鐵素體與奧氏體相的分離過程。
終軋溫度
終軋溫度對熱軋雙相鋼性能的影響與鋼中的合金元素種類及含量有關(guān)。一般說終軋溫度升高，熱軋雙相鋼的抗拉強(qiáng)度升高。對一個給定的成分的合金，有一個最佳的終軋溫度范圍。在這一溫度范圍內(nèi)，熱軋雙相鋼的屈服強(qiáng)度最低，屈強(qiáng)比較低，均勻伸長率和總伸長率最高。最佳終軋溫度通常與未形邊材料的Ar3相對應(yīng)。硅含量增加時，則Ar3升高，最佳終軋溫度范圍也升高。鋼中錳含量增加對最佳終軋溫度的影響與硅的作用相反。硅含量、錳含量與在終軋溫度對熱軋雙相鋼等屈強(qiáng)比線的影響見圖11-10和圖11-11。
對合金元素含量較高的Mn-Si-Mo熱軋雙相鋼，終軋溫度的變化對其性能沒有明顯影響，但對合金含量較少的C-Mn、Si-Mn熱軋雙相鋼，終軋溫度對其性能有明顯影響（見圖11-12）。只有在最佳的終軋溫度范圍，才可獲得良好的綜合性能。透射電鏡觀察指出，對C-Mn鋼來說，終軋溫度為840℃、760℃和730℃時，熱軋雙相鋼中的硬質(zhì)相分別為貝氏體、板條馬氏體和孿晶馬氏體，這種不同形態(tài)的硬質(zhì)相，顯然會影響雙相鋼的屈服強(qiáng)度及延性。終軋溫度不同還會影響雙相鋼中兩相性能和比例，這是終軋溫度影響熱軋雙相鋼性能的另一些因素。
終軋后冷卻速度的影響
終軋后冷卻速度的選擇應(yīng)該保證得到適量的先共析鐵素體，同時又可避免其他非馬氏體組織（如珠光體和上貝氏體）出現(xiàn)，以使在盤卷后得到馬氏體加鐵素體雙相組織。如果終軋后的冷卻速度太快，則析出的鐵素體量不足，盤卷后的馬氏體量較高，雙相鋼的屈服強(qiáng)度較高，熱延性不足，因此，對不同的鋼種，應(yīng)選擇不同的冷卻速度。例如，對合金含量較高的Mn-Si-Cr-Mo鋼，終軋后在冷床上空冷或吹風(fēng)冷卻速度。例如，對合金含量較高的Mn-Si-Mo鋼，終軋后在冷床上空冷或吹風(fēng)冷既可保證析出適量的鐵素體又可避免非馬氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的出現(xiàn)。但對合金含量較少的C-Mn或C-Mn-Si系，由于其奧氏體的穩(wěn)定性繳差，必須采用較快的冷卻速度才可避免珠光體等非馬氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的出現(xiàn)。實驗得出，當(dāng)冷卻速度為60℃/s（C-Mo）和45℃/s（C-Mn-Si鋼）時，盤卷后便可得到良好的雙相鋼的組織和性能。此外，控制終軋后淬火前的待冷時間，可以調(diào)節(jié)盤卷后雙相鋼中的鐵素體量及硬質(zhì)相的結(jié)構(gòu)和形態(tài)。例如，對低碳錳鋼（0.07--C-1.4%Mn），在770℃水淬，則盤卷后，雙相鋼中鐵素體量適中，硬質(zhì)合金為板條馬氏體。如終軋溫度為900℃，空冷至750℃淬水，則盤卷后質(zhì)量適中，硬質(zhì)相為板條馬氏體。如終軋溫度為900℃，空冷至750℃淬水，則盤卷后硬質(zhì)相為貝氏體。如空冷到700℃淬火至盤卷溫度，則盤卷后硬質(zhì)相為板條馬氏體?？梢?，各工藝參數(shù)對熱軋雙相鋼組織和性能的影響也是互相聯(lián)系的。
盤卷溫度
為了得到性能滿意的熱軋雙相鋼，應(yīng)在保證得到馬氏體家鐵素體的雙相組織前提下，盡量選取較高的盤卷溫度。一般盤卷溫度升高，對屈服強(qiáng)度沒有明顯影響，但在高于一定的溫度后，有些鋼種由于出現(xiàn)屈服點伸長，會導(dǎo)致屈服強(qiáng)度升高，屈服比上升。抗拉強(qiáng)度則隨盤卷溫度升高而下降，這與組織中馬氏體量減少及馬氏體的回火有關(guān)?？偵扉L率一般隨盤卷溫度升高而升高，但盤卷溫度升高僅使均勻伸長率略有改善。目前根據(jù)鋼中的合金元素含量不同，熱軋雙相鋼的盤卷溫度的選擇有兩種類型。一類是對于合金元素含量較高的鋼（如0.06%C-0.90%Mn-1.35%Si-0.50%Cr-0.35%Mo鋼），盤卷溫度選擇在鐵素體與貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)之間（455~630℃），在這一溫度范圍內(nèi)，盤卷溫度變化，對熱軋雙相鋼的最終性能基本沒有影響。另一類是對合金元素含量較低的C-Mn，C-Si-Mn、C-Mn-Cr等熱軋雙相鋼，其盤卷溫度選擇在該鋼的馬氏體轉(zhuǎn)變點以下，盤卷溫度的變化，對這類熱扎雙相鋼的性能則有一定的影響。此外盤卷溫度還受終軋溫度、終軋后的冷卻方法等因素的影響。
