钛微合金化热轧双相钢的工艺研究

工程科学学报，第37卷，第5期：595599,2015年5月 Chinese Journal of Engineering,Vol.37,No.5:595-599,May 2015 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2015.05.009:http://journals.ustb.edu.cn 钛微合金化热轧双相钢的工艺研究 衣海龙四，徐薇，龙雷周，刘振宇，王国栋 东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室，沈阳110819 ☒通信作者，Email:yihl@ral.neu.cdn.cn 摘要通过模拟实验研究了钛微合金化热轧双相钢的连续冷却转变曲线及终轧温度对组织的影响规律，获得了可行的工 艺窗口，并进行了验证性热轧实验.在冷却速率小于5℃·s及温度在625~725℃时，实验钢可以形成先共析铁素体.随着 终轧温度升高，组织中铁素体及马氏体含量先升高后降低，但幅度不大.同时，当终轧温度较高时，铁素体显微硬度增加，析 出强化作用增加.当终轧温度及缓冷温度分别为840℃及700℃时，获得了抗拉强度为672MP及屈强比为0.61的性能良好 的热轧双相钢.经计算，铁素体组织中析出强化量为78.5MP 关键词双相钢：热轧：钛微合金化：材料加工：力学性能 分类号TG142.1 Investigation on processing for a titanium-microalloyed hot rolled dual phase steel YI Hai-ong,XU Wei,LONG Lei-zhou,LIU Zhen-yu,WANG Guo-dong The State Key Laboratory of Rolling and Automation,Northeastemn University,Shenyang 110819,China Corresponding author,E-mail:yihl@ral.neu.edu.cn ABSTRACT Continuous cooling transformation curves were established and the influence of finish rolling temperature on the micro- structure was investigated for a titanium-microalloyed dual phase steel through simulation experiment.A feasible process based on sim- ulation experiment was obtained and confirmatory experiment was performed.It was found that pro-eutectoid ferrite could form in the steel when the cooling rate was less than 5C's at a temperature of 625 to 725 C.The amount of ferrite and martensite increased firstly and then decreased slightly with the increasing of finishing rolling temperature.A higher hardness of ferrite was obtained at a higher finish rolling temperature because of precipitation strengthening.Better performance with a tensile strength of 672 MPa and a yield ratio of 0.61 was obtained for the steel when the finish rolling and slow cooling temperatures were 840C and 700C,respective- ly.The amount of this precipitation strengthening was about 78.5 MPa based on calculations. KEY WORDS dual phase steel:hot rolling:titanium microalloyed:materials processing:mechanical properties 从现代汽车的设计、制造、使用及市场需求来看， 能钢材的使用需求，国内外学者开展了纳米析出强化 车体轻量化、节能环保及制造低成本化不断推动着现 钢及TRP钢等先进高强钢的研究工作B.针对热轧 代汽车行业的技术进步.为了节约能源及提高安全性双相(dual phase,DP)钢来说，由于其具有优异的成形 能，高性能钢材在汽车车身的应用比例越来越高。一 性能、高均匀应变量和高断裂应变量，因此在汽车工业 方面，高性能钢材可有效实现汽车轻量化，降低油耗， 和其他机械行业领域具有广泛的应用.从成分设计来 有效减少二氧化碳等废气的排放量；另一方面，为了提 看，为了获得铁素体/马氏体或铁素体/贝氏体双相组 高车辆自身的抗冲撞安全性，必须使用高性能钢材来 织，其成分中大多添加了Si、P、C、Mo等合金元素.为 提高车体强度.为了应对汽车行业对低成本高性 了进一步提高性能，又添加了一定量的N、V及T微 收稿日期：201401-30 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51104046)：中央高校基本科研业务费资助项目(N120407001,N120807001)

工程科学学报，第 37 卷，第 5 期: 595--599，2015 年 5 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 37，No． 5: 595--599，May 2015 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2015． 05． 009; http: / /journals． ustb． edu． cn 钛微合金化热轧双相钢的工艺研究 衣海龙，徐 薇，龙雷周，刘振宇，王国栋 东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室，沈阳 110819  通信作者，E-mail: yihl@ ral． neu． edu． cn 摘 要 通过模拟实验研究了钛微合金化热轧双相钢的连续冷却转变曲线及终轧温度对组织的影响规律，获得了可行的工 艺窗口，并进行了验证性热轧实验． 在冷却速率小于 5 ℃·s － 1及温度在 625 ～ 725 ℃ 时，实验钢可以形成先共析铁素体． 随着 终轧温度升高，组织中铁素体及马氏体含量先升高后降低，但幅度不大． 同时，当终轧温度较高时，铁素体显微硬度增加，析 出强化作用增加． 当终轧温度及缓冷温度分别为 840 ℃及 700 ℃时，获得了抗拉强度为 672 MPa 及屈强比为 0. 61 的性能良好 的热轧双相钢． 经计算，铁素体组织中析出强化量为 78. 5 MPa． 关键词 双相钢; 热轧; 钛微合金化; 材料加工; 力学性能 分类号 TG142． 1 Investigation on processing for a titanium-microalloyed hot rolled dual phase steel YI Hai-long ，XU Wei，LONG Lei-zhou，LIU Zhen-yu，WANG Guo-dong The State Key Laboratory of Ｒolling and Automation，Northeastern University，Shenyang 110819，China  Corresponding author，E-mail: yihl@ ral． neu． edu． cn ABSTＲACT Continuous cooling transformation curves were established and the influence of finish rolling temperature on the micro￾structure was investigated for a titanium-microalloyed dual phase steel through simulation experiment． A feasible process based on sim￾ulation experiment was obtained and confirmatory experiment was performed． It was found that pro-eutectoid ferrite could form in the steel when the cooling rate was less than 5 ℃·s － 1 at a temperature of 625 to 725 ℃ ． The amount of ferrite and martensite increased firstly and then decreased slightly with the increasing of finishing rolling temperature． A higher hardness of ferrite was obtained at a higher finish rolling temperature because of precipitation strengthening． Better performance with a tensile strength of 672 MPa and a yield ratio of 0. 61 was obtained for the steel when the finish rolling and slow cooling temperatures were 840 ℃ and 700 ℃，respective￾ly． The amount of this precipitation strengthening was about 78. 5 MPa based on calculations． KEY WOＲDS dual phase steel; hot rolling; titanium microalloyed; materials processing; mechanical properties 收稿日期: 2014--01--30 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 51104046) ; 中央高校基本科研业务费资助项目( N120407001，N120807001) 从现代汽车的设计、制造、使用及市场需求来看， 车体轻量化、节能环保及制造低成本化不断推动着现 代汽车行业的技术进步． 为了节约能源及提高安全性 能，高性能钢材在汽车车身的应用比例越来越高． 一 方面，高性能钢材可有效实现汽车轻量化，降低油耗， 有效减少二氧化碳等废气的排放量; 另一方面，为了提 高车辆自身的抗冲撞安全性，必须使用高性能钢材来 提高车体强度［1--2］． 为了应对汽车行业对低成本高性 能钢材的使用需求，国内外学者开展了纳米析出强化 钢及 TＲIP 钢等先进高强钢的研究工作［3--5］． 针对热轧 双相( dual phase，DP) 钢来说，由于其具有优异的成形 性能、高均匀应变量和高断裂应变量，因此在汽车工业 和其他机械行业领域具有广泛的应用． 从成分设计来 看，为了获得铁素体/马氏体或铁素体/贝氏体双相组 织，其成分中大多添加了 Si、P、Cr、Mo 等合金元素． 为 了进一步提高性能，又添加了一定量的 Nb、V 及 Ti 微

·596· 工程科学学报，第37卷，第5期 合金元素.总体来说，热轧双相钢的合金成本相对较 包括两个部分：(1)连续冷却转变曲线测定.首先将试 高.近年来，相关学者进行了低成本C-Mn系、Nb 样以10℃·s的速度升温到1200℃，保温5min,其次 系及Nb/Cr系热轧双相钢的研究工作，同时开始尝试 以5℃·s的冷却速度冷至840℃，以5s的应变速率 用低成本的微合金元素Ti代替Nb、Cr、Mo等贵重元 变形30%，最后以1、5、10、20、40和60℃·s1冷却速 素，实现热轧双相钢的低成本减量化生产.初步研究 率分别冷却到室温，记录冷却过程的膨胀曲线，具体如 结果显示，微合金元素T在热轧双相钢中具有明显的 图1(a)所示.(2)终轧温度的确定.首先将试样以10 成本及性能优势@，具有广阔的发展前景 ℃·s-的速度升温到1200℃，保温300s,其次以5℃· 本文针对简单成分的T微合金钢，通过工艺模拟 s的冷却速度冷至1050℃，以5s的应变速率变形 实验，研究热轧双相钢的工艺窗口，并进行验证性的热 30%,再次以5℃·s的冷却速度分别冷至780、800、 轧实验，为钛微合金化热轧双相钢的工艺制定及优化 820及840℃，以5s-的应变速率变形30%，最后以1 奠定实验基础 ℃·s的冷却速率冷到奥氏体/铁素体相变温度以下 (取700℃)，此温度参考连续冷却转变曲线，保温10s 1实验方法 后以30℃·s的冷却速率冷却到200℃，快速冷却速 实验材料为一种T微合金钢，其化学成分（质量 率参考连续冷却转变曲线，具体如图1(b)所示.根据 分数，%)为：0.085C,0.25Si,1.43Mn,0.005P, 终轧温度对组织影响，确定最优的终轧温度.根据上 0.002S,0.10Ti,0.004N.采用真空感应炉治炼，浇铸 面获得的工艺窗口，在450mm热轧试验机上进行了 150kg钢锭，经锻造后加工成80mm×80mm×110mm 验证性实验.将上述所得的试样经研磨，抛光后采用 的坯料，用于热轧实验.在坯料上取样，加工成8mm× 4%硝酸乙醇溶液腐蚀，利用LEICA Q550IW光学显微 15mm的圆柱形试样，用于工艺模拟实验 镜进行组织观察与分析，制作薄膜试样，利用TECHAI 模拟实验是在MMS-300热力模拟试验机上进行， G20型透射电镜对析出物进行观察. 1200℃.300* (a) 1200℃.300× ) 59℃ 5℃5l 1050℃.30%.5s+ ,840℃.30%.51 780-840℃.30%.5、1 奥氏体/ 铁索体相变温度 700℃.10% 10℃· 1-60℃·st 30℃·1 1200℃ 时间 时间 图1热模拟工艺示意图.(a)连续冷却工艺：(b)终轧温度的模拟工艺 Fig.1 Schedules of hot simulation processes:(a)continuous cooling process:(b)simulation process of finishing rolling temperature 2实验结果及分析 温度可设定在此区间，以利于形成一定量的先共析铁 素体.对于缓冷后的加速冷却来说，当冷却速率大于 2.1连续冷却转变曲线 20℃·s时，即可将富碳的奥氏体转变为马氏体，加速 图2为实验钢的连续冷却转变曲线.当冷却速率 冷却速率可参照此冷却速率进行设定， 为1~5℃·s时，实验钢先经过铁素体相区，后经过 2.2终轧温度的确定 贝氏体相区，可以获得铁素体+贝氏体组织.当冷却 图3为通过工艺模拟获得的不同终轧温度下试样 速率为5~20℃·s时，实验钢只经过贝氏体相区，可 的金相组织.可以看出，不同终轧温度下均获得了铁 以获得单一的贝氏体组织.当冷却速率大于20℃·s1 素体+贝氏体+马氏体组织.随着终轧温度的升高， 时，实验钢经过贝氏体与马氏体相区，可以获得贝氏体 铁素体的晶粒尺寸有所增加.当终轧温度为780℃ +马氏体组织.从相变温度及冷却区间来看，当冷却 时，铁素体晶粒尺寸最为细小：当终轧温度由800℃升 速率小于5℃·s,温度区间在625~725℃时，可以形 高到820℃时，铁素体晶粒尺寸长大比较明显；当终轧 成先共析铁素体，因此热轧工艺中第一阶段缓冷终止 温度继续升高后，铁素体晶粒尺寸变化幅度较小

工程科学学报，第 37 卷，第 5 期 合金元素． 总体来说，热轧双相钢的合金成本相对较 高． 近年来，相关学者［6--9］进行了低成本 C--Mn 系、Nb 系及 Nb /Cr 系热轧双相钢的研究工作，同时开始尝试 用低成本的微合金元素 Ti 代替 Nb、Cr、Mo 等贵重元 素，实现热轧双相钢的低成本减量化生产． 初步研究 结果显示，微合金元素 Ti 在热轧双相钢中具有明显的 成本及性能优势［10］，具有广阔的发展前景． 本文针对简单成分的 Ti 微合金钢，通过工艺模拟 实验，研究热轧双相钢的工艺窗口，并进行验证性的热 轧实验，为钛微合金化热轧双相钢的工艺制定及优化 奠定实验基础． 1 实验方法 实验材料为一种 Ti 微合金钢，其化学成分( 质量 分 数，% ) 为: 0. 085 C，0. 25 Si，1. 43 Mn，0. 005 P， 0. 002 S，0. 10 Ti，0. 004 N． 采用真空感应炉冶炼，浇铸 150 kg 钢锭，经锻造后加工成 80 mm × 80 mm × 110 mm 的坯料，用于热轧实验． 在坯料上取样，加工成 8 mm × 15 mm 的圆柱形试样，用于工艺模拟实验． 模拟实验是在 MMS--300 热力模拟试验机上进行， 包括两个部分: ( 1) 连续冷却转变曲线测定． 首先将试 样以 10 ℃·s － 1的速度升温到 1200 ℃，保温 5 min，其次 以 5 ℃·s － 1的冷却速度冷至 840 ℃，以 5 s － 1的应变速率 变形 30% ，最后以 1、5、10、20、40 和 60 ℃·s － 1 冷却速 率分别冷却到室温，记录冷却过程的膨胀曲线，具体如 图 1( a) 所示． ( 2) 终轧温度的确定． 首先将试样以 10 ℃·s － 1的速度升温到 1200 ℃，保温 300 s，其次以 5 ℃· s － 1的冷却速度冷至 1050 ℃，以 5 s － 1的应变速率变形 30% ，再次以 5 ℃·s － 1 的冷却速度分别冷至 780、800、 820 及 840 ℃，以 5 s － 1的应变速率变形 30% ，最后以 1 ℃·s － 1的冷却速率冷到奥氏体/铁素体相变温度以下 ( 取 700℃ ) ，此温度参考连续冷却转变曲线，保温 10 s 后以 30 ℃·s － 1的冷却速率冷却到 200 ℃，快速冷却速 率参考连续冷却转变曲线，具体如图 1( b) 所示． 根据 终轧温度对组织影响，确定最优的终轧温度． 根据上 面获得的工艺窗口，在 450 mm 热轧试验机上进行了 验证性实验． 将上述所得的试样经研磨，抛光后采用 4% 硝酸乙醇溶液腐蚀，利用 LEICA Q550IW 光学显微 镜进行组织观察与分析，制作薄膜试样，利用 TECHAI G2 20 型透射电镜对析出物进行观察． 图 1 热模拟工艺示意图． ( a) 连续冷却工艺; ( b) 终轧温度的模拟工艺 Fig． 1 Schedules of hot simulation processes: ( a) continuous cooling process; ( b) simulation process of finishing rolling temperature 2 实验结果及分析 2. 1 连续冷却转变曲线 图 2 为实验钢的连续冷却转变曲线． 当冷却速率 为 1 ～ 5 ℃·s － 1时，实验钢先经过铁素体相区，后经过 贝氏体相区，可以获得铁素体 + 贝氏体组织． 当冷却 速率为 5 ～ 20 ℃·s － 1时，实验钢只经过贝氏体相区，可 以获得单一的贝氏体组织． 当冷却速率大于 20 ℃·s － 1 时，实验钢经过贝氏体与马氏体相区，可以获得贝氏体 + 马氏体组织． 从相变温度及冷却区间来看，当冷却 速率小于 5 ℃·s － 1，温度区间在 625 ～ 725 ℃时，可以形 成先共析铁素体，因此热轧工艺中第一阶段缓冷终止 温度可设定在此区间，以利于形成一定量的先共析铁 素体． 对于缓冷后的加速冷却来说，当冷却速率大于 20 ℃·s － 1时，即可将富碳的奥氏体转变为马氏体，加速 冷却速率可参照此冷却速率进行设定． 2. 2 终轧温度的确定 图 3 为通过工艺模拟获得的不同终轧温度下试样 的金相组织． 可以看出，不同终轧温度下均获得了铁 素体 + 贝氏体 + 马氏体组织． 随着终轧温度的升高， 铁素体的晶粒尺寸有所增加． 当终轧温度为 780 ℃ 时，铁素体晶粒尺寸最为细小; 当终轧温度由 800 ℃ 升 高到 820 ℃时，铁素体晶粒尺寸长大比较明显; 当终轧 温度继续升高后，铁素体晶粒尺寸变化幅度较小． · 695 ·

衣海龙等：钛微合金化热轧双相钢的工艺研究 ·597· 900 图4为经过LEPERA试剂腐蚀后试样的典型组织 800 照片.可以看出，经过腐蚀后，铁素体组织成凹下去的 黑色或灰色底衬，而贝氏体为凸起的黑色或灰色，马氏 700 铁茶体 体为亮白色.结合图3和图4，经过统计分析，组织中 600 氏体 铁素体及马氏体含量随终轧温度的变化情况如图5所 贝因休马氏体 1℃s 示.当终轧温度在800~840℃时，随着终轧温度的降 5℃·s 20℃= 低，铁素体含量有所增加：当终轧温度降低到780℃ 40) 10℃g 40℃·s1 时，铁素体的量有所降低.由于铁素体形成过程中会 300 60℃，÷1 不断向周围奥氏体进行排碳，导致后期形成的马氏体 10' 10 10 含量也有所增加.从变化幅度来看，终轧温度对铁素 时间s 体及马氏体含量的影响相对较小，在实验温度范围内 图2含钛微合金钢的连续冷却转变曲线 均可满足热轧双相钢的组织控制要求. Fig.2 Continuous cooling transformation curves of the Ti-bearing mi- 考虑到本实验钢中添加了一定量的微合金元素 croalloyed steel 钛，为了分析终轧温度对析出行为的影响，测定了组织 50m S0μm 450m 50 pm 图3不同终轧温度下试样的金相组织.(a)780℃：(b)800℃：(c)820℃：(d)840℃ Fig.3 Microstructures of samples at different finish rolling temperatures:(a)780℃；(b)800℃：(c)820℃：(d)840℃ 0.6 0.5 铁素体 0.4 03 马氏体 0.2 0.1 504m 780 800820 840 终乳温度℃ 图4 LEPERA腐蚀后试样的金相组织 图5不同终轧温度下铁素体/马氏体含量 Fig.4 Microstructure of a sample etched with LEPERA Fig.5 Amount of ferrite/martensite at different finish rolling temper- atures

衣海龙等: 钛微合金化热轧双相钢的工艺研究 图 2 含钛微合金钢的连续冷却转变曲线 Fig． 2 Continuous cooling transformation curves of the Ti-bearing mi￾croalloyed steel 图 4 为经过 LEPEＲA 试剂腐蚀后试样的典型组织 照片． 可以看出，经过腐蚀后，铁素体组织成凹下去的 黑色或灰色底衬，而贝氏体为凸起的黑色或灰色，马氏 体为亮白色． 结合图 3 和图 4，经过统计分析，组织中 铁素体及马氏体含量随终轧温度的变化情况如图 5 所 示． 当终轧温度在 800 ～ 840 ℃ 时，随着终轧温度的降 低，铁素体含量有所增加; 当终轧温度降低到 780 ℃ 时，铁素体的量有所降低． 由于铁素体形成过程中会 不断向周围奥氏体进行排碳，导致后期形成的马氏体 含量也有所增加． 从变化幅度来看，终轧温度对铁素 体及马氏体含量的影响相对较小，在实验温度范围内 均可满足热轧双相钢的组织控制要求． 考虑到本实验钢中添加了一定量的微合金元素 钛，为了分析终轧温度对析出行为的影响，测定了组织 图 3 不同终轧温度下试样的金相组织． ( a) 780 ℃ ; ( b) 800 ℃ ; ( c) 820 ℃ ; ( d) 840 ℃ Fig． 3 Microstructures of samples at different finish rolling temperatures: ( a) 780 ℃ ; ( b) 800 ℃ ; ( c) 820 ℃ ; ( d) 840 ℃ 图 4 LEPEＲA 腐蚀后试样的金相组织 Fig． 4 Microstructure of a sample etched with LEPEＲA 图 5 不同终轧温度下铁素体/马氏体含量 Fig． 5 Amount of ferrite /martensite at different finish rolling temper￾atures · 795 ·

·598· 工程科学学报，第37卷，第5期 中铁素体的显微硬度.为了排除数据的偏差，在每个 尺寸会相对较小，析出强化作用较强，因此对应的显微 试样上选取N=20个试样点进行测试，其结果如图6 硬度值较高.当终轧温度降低至780℃时，由于温度 所示.可以看出，随着终轧温度的升高，显微硬度值先 较低，可发生应变诱导析出，应变诱导析出的细小析出 降低后升高，显微硬度值排序为Hvoe>Hvmc> 物有效提高了铁素体的显微硬度值四.根据上述结 Hvmc≈Hvsa0e·当终轧温度为840℃时，微合金元素 果，为了有效利用微合金元素钛的析出强化作用，同时为 钛在高温区间的析出动力学减弱，在高温析出的粗大 了避免低温终轧所带来的轧制负荷超限、电机超负荷运 粒子减少，更多的粒子将会在低温处析出，且析出粒子 转等安全生产隐患，终轧温度可控制在840℃左右 均值238.9 均值2252 标准差15.01 (b) 标准差11.76 20 20 20 220230240250 260 270 200208216224232240 248 显微硬度，H 显微硬度，v 均值225.2 均值244.6 标准差14.06 标准差1328 20 20 200 210220230240 250 220 230240250 260 270 显微硬度，、 显微硬度.体 图6不同终轧温度下获得的铁素体显微硬度.(a)780℃：(b)800℃：(c)820℃：(d)840℃ Fig.6 Hardness of ferrite at different finish rolling temperatures:(a)780℃：(b)800℃：(c)820℃：(d)840℃ 2.3验证性实验 于铁素体的强度值，其主要强化方式有固溶强化、位错 结合前面的连续冷却转变曲线及工艺模拟分析结 强化、细晶强化、析出强化，固溶强化和细晶强化，对 果，在450mm热轧试验机上进行验证性实验.首先 屈服强度的贡献量可以通过相应的公式进行计算，具 将坯料加热到1200℃，保温1h,经过热轧后轧制成5 体公式如下网： mm的钢板，具体压下规程为80mm-65mm→53mm→ 0,=0b+0a+0。 (1) 36mm→24mm→16mm→12mm→9mm→7mm→5mm, 式中，0,0.0和σ分别为屈服强度量、基体强度量、 终轧温度为(840±10)℃，终轧后缓冷至(700±10) 位错强度量及析出强度量.其中 ℃，然后以大于20℃·s的冷却速率冷却至(200± 0。=53.9+32.34[9%Mn]+83.16[9%Si]+ 20)℃.对轧制后的钢板进行了力学性能检测，实验钢 354.2[%N+17.402d2 的屈服强度和抗拉强度分别为407MPa和672MPa,断 a=aMGbp2 后伸长率为26.6%，屈强比为0.61，获得了良好的性 式中：[%Mn]、[%Si]和[%N]分别为实验钢中Mn、 能指标.同时，对应的金相组织中铁素体晶粒尺寸细 Si和N的含量；d为晶粒尺寸，mm;a为比例系数，a= 小均匀，马氏体主要分布在铁素体晶粒交接处，具体如 0.3;M为泰勒因子，M=3;G为切变弹性模量，G= 图7(a)所示.利用透射电镜对铁素体基体上的析出 64000MPa;b为burgers矢量模，b=0.25nm:p为位错 物进行了观察，其尺寸较为细小，成弥散分布，具体如 密度，取105m22-.通过截线法测定了铁素体晶粒 图7(b)所示. 尺寸为11.5um.利用上式，计算得到其基体强化量及 由于铁素体/马氏体双相钢的屈服强度主要决定 位错强化量分别为283MPa和45.5MPa,因此析出强

工程科学学报，第 37 卷，第 5 期 中铁素体的显微硬度． 为了排除数据的偏差，在每个 试样上选取 N = 20 个试样点进行测试，其结果如图 6 所示． 可以看出，随着终轧温度的升高，显微硬度值先 降低 后 升 高，显 微 硬 度 值 排 序 为 Hv840 ℃ ＞ Hv780 ℃ ＞ Hv800 ℃ ≈Hv820 ℃ ． 当终轧温度为 840 ℃ 时，微合金元素 钛在高温区间的析出动力学减弱，在高温析出的粗大 粒子减少，更多的粒子将会在低温处析出，且析出粒子 尺寸会相对较小，析出强化作用较强，因此对应的显微 硬度值较高． 当终轧温度降低至 780 ℃ 时，由于温度 较低，可发生应变诱导析出，应变诱导析出的细小析出 物有效提高了铁素体的显微硬度值［11］． 根据上述结 果，为了有效利用微合金元素钛的析出强化作用，同时为 了避免低温终轧所带来的轧制负荷超限、电机超负荷运 转等安全生产隐患，终轧温度可控制在840 ℃左右． 图 6 不同终轧温度下获得的铁素体显微硬度． ( a) 780 ℃ ; ( b) 800 ℃ ; ( c) 820 ℃ ; ( d) 840 ℃ Fig． 6 Hardness of ferrite at different finish rolling temperatures: ( a) 780 ℃ ; ( b) 800 ℃ ; ( c) 820 ℃ ; ( d) 840 ℃ 2. 3 验证性实验 结合前面的连续冷却转变曲线及工艺模拟分析结 果，在 450 mm 热轧试验机上进行验证性实验． 首先 将坯料加热到 1200 ℃，保温 1 h，经过热轧后轧制成 5 mm 的钢板，具体压下规程为 80 mm→65 mm→53 mm→ 36 mm→24 mm→16 mm→12 mm→9 mm→7 mm→5 mm， 终轧温度为( 840 ± 10) ℃，终轧后缓冷至( 700 ± 10) ℃，然后以大于 20 ℃·s － 1 的冷却速率冷却至( 200 ± 20) ℃ ． 对轧制后的钢板进行了力学性能检测，实验钢 的屈服强度和抗拉强度分别为 407 MPa 和 672 MPa，断 后伸长率为 26. 6 % ，屈强比为 0. 61，获得了良好的性 能指标． 同时，对应的金相组织中铁素体晶粒尺寸细 小均匀，马氏体主要分布在铁素体晶粒交接处，具体如 图 7( a) 所示． 利用透射电镜对铁素体基体上的析出 物进行了观察，其尺寸较为细小，成弥散分布，具体如 图 7( b) 所示． 由于铁素体/马氏体双相钢的屈服强度主要决定 于铁素体的强度值，其主要强化方式有固溶强化、位错 强化、细晶强化、析出强化，固溶强化和细晶强化，对 屈服强度的贡献量可以通过相应的公式进行计算，具 体公式如下［12］: σy = σb + σd + σp ． ( 1) 式中，σy、σb、σd和 σp分别为屈服强度量、基体强度量、 位错强度量及析出强度量． 其中 σb = 53. 9 + 32. 34［% Mn］+ 83. 16［% Si］+ 354. 2［% N］+ 17. 402d － 1 / 2， σd = aMGbρ 1 / 2 ． 式中: ［% Mn］、［% Si］和［% N］分别为实验钢中 Mn、 Si 和 N 的含量; d 为晶粒尺寸，mm; a 为比例系数，a = 0. 3; M 为泰勒因子，M = 3; G 为切变弹性模量，G = 64000 MPa; b 为 burgers 矢量模，b = 0. 25 nm; ρ 为位错 密度，取1013 m － 2［12--13］． 通过截线法测定了铁素体晶粒 尺寸为 11. 5 μm． 利用上式，计算得到其基体强化量及 位错强化量分别为 283 MPa 和 45. 5 MPa，因此析出强 · 895 ·

衣海龙等：钛微合金化热轧双相钢的工艺研究 ·599· 化量可通过屈服强度减去相应的基体强化量及位错强 化量，其值为78.5MPa. a 10μm 50 nm 图7实验钢的组织及析出物.()铁素体/马氏体；(b)析出物 Fig.7 Microstructure and precipitates in the steel:(a)ferrite/martensite:(b)precipitate 5]Xu Y B,Hou X Y,Wang Y Q,et al.Effect of heat treatment in 3结论 bainite region on microstructure and mechanical properties of V- (1)对于含钛微合金钢来说，当冷却速率小于5℃ microalloyed TRIP-aided sheet steel.Trans Mater Heat Treat, 2012,33(10)：49 ·s,温度区间在625~725℃时，可以形成先共析铁素 (许云波，候晓英，王业勤，等贝氏体区等温处理对钒微合 体；当冷却速率大于20℃·s时，即可将富碳的奥氏 金化TRP钢组织性能的影响.材料热处理学报，2012,33 体转变为马氏体.模拟实验结果表明：当终轧温度在 (10):49) 800~840℃时，随着终轧温度的降低，铁素体含量有 6 Han B,Tan W,Wang S Z,et al.Technology and microstructure 所增加；当终轧温度降低到780℃时，铁素体的量有所 mechanical properties of economical hot rolled dual phase steel by 降低：随着终轧温度的升高，显微硬度值先降低后升 CSP process.Iron Steel,2011,46(12):44 (韩斌，谭文，汪水泽，等.CS流程生产经济型热轧双相钢 高，最优终轧温度为840℃. 的工艺与组织性能.钢铁，2011,46(12)：44) (2)当热轧工艺中终轧温度及缓冷温度分别为 [7]Cai X H,Liu X H,Liu Z Y.Production process for hot rolled du- 840℃及700℃时，热轧双相钢的屈服强度、抗拉强度 al phase steels with ultra fast cooling.Iron Steel,2011,46(10): 强度分别为407MPa和672MPa,断后伸长率为26.6 57 %,具有良好的力学性能.通过计算，其铁素体组织中 (蔡晓辉，刘旭辉，刘振宇.超快冷方式下热轧双相钢的生产 析出强化量为78.5MPa. 工艺.钢铁，2011,46(10)：57) [8]Li S S,Liu Q Y,Jia S J.et al.Research on deformation and cooling process for hot rolled dual phase steel.Hot Work Technol, 参考文献 2012,41(8):25 [Tang D,Mi Z L,Chen Y L.Technology and research and devel- (李珊珊，刘清友，贾书君，等。热轧双相钢变形和冷却工艺 opment of advanced automobile steel abroad.fron Steel,2005,40 的研究.热加工工艺，2012,41(8)：25) (6):1 9] Paul S K.Real microstructure based micromechanical model to (唐获，米振莉，陈雨来.国外新型汽车用钢的技术要求及研 simulate microstructural level deformation behavior and failure ini- 究开发现状.钢铁，2005,40(6)：1) tiation in DP590 steel.Mater Des,2013,44:397 2]Wang A H.The market and development trends of automobile [10]Kang Y L,Han Q H,Zhao X M,et al.Influence of nanoparticle steel in China.Steel Rolling,2012,29(6):49 reinforcements on the strengthening mechanisms of an ultrafine (王爱华.我国汽车用钢市场及其发展趋势.轧钢，2012,29 grained dual phase steel containing titanium.Mater Des,2013, (6):49) 44:331 3]Funakawa Y,Shiozaki T,Tomita K,et al.Development of high [11]Liu W J,Jonas JJ.Nucleation kinetics of Ti carbonitride in mi- strength hot-rolled sheet steel consisting of ferrite and nanometer croalloyed austenite.Metall Trans A,1989,20(4):689 sized carbides.ISIJ Int,2004,44(11)1945 [12]Cancio M J,Echaniz G,Perez T E.Characterization of microal- [4]Jiao Z B,Liu J C.Research and development of advanced nano- loy precipitates in the austenite range of high strength low alloy precipitate strengthened ultra-high strength steels.Mater China, steels.Steel Res,2002,73(8):340 2011,30(12):6 [13]Charleux M,Poole W J,Militzer M,et al.Precipitation behavior (焦增宝，刘锦川.新型纳米强化超高强度钢的研究与进展 and its effect on strengthening of an HSLA-Nb/Ti steel.Metall 中国材料进展，2011,30(12)：6) Mater Trans A,2001,32(7):1635

衣海龙等: 钛微合金化热轧双相钢的工艺研究 化量可通过屈服强度减去相应的基体强化量及位错强 化量，其值为 78. 5 MPa． 图 7 实验钢的组织及析出物． ( a) 铁素体/马氏体; ( b) 析出物 Fig． 7 Microstructure and precipitates in the steel: ( a) ferrite /martensite; ( b) precipitate 3 结论 ( 1) 对于含钛微合金钢来说，当冷却速率小于 5 ℃ ·s － 1，温度区间在625 ～ 725 ℃时，可以形成先共析铁素 体; 当冷却速率大于 20 ℃·s － 1时，即可将富碳的奥氏 体转变为马氏体． 模拟实验结果表明: 当终轧温度在 800 ～ 840 ℃ 时，随着终轧温度的降低，铁素体含量有 所增加; 当终轧温度降低到 780 ℃ 时，铁素体的量有所 降低; 随着终轧温度的升高，显微硬度值先降低后升 高，最优终轧温度为 840 ℃ ． ( 2) 当热轧工艺中终轧温度及缓冷温度分别为 840 ℃及 700 ℃时，热轧双相钢的屈服强度、抗拉强度 强度分别为 407 MPa 和 672 MPa，断后伸长率为 26. 6 % ，具有良好的力学性能． 通过计算，其铁素体组织中 析出强化量为 78. 5 MPa． 参 考 文 献 ［1］ Tang D，Mi Z L，Chen Y L． Technology and research and devel￾opment of advanced automobile steel abroad． Iron Steel，2005，40 ( 6) : 1 ( 唐荻，米振莉，陈雨来． 国外新型汽车用钢的技术要求及研 究开发现状． 钢铁，2005，40( 6) : 1) ［2］ Wang A H． The market and development trends of automobile steel in China． Steel Ｒolling，2012，29( 6) : 49 ( 王爱华． 我国汽车用钢市场及其发展趋势． 轧钢，2012，29 ( 6) : 49) ［3］ Funakawa Y，Shiozaki T，Tomita K，et al． Development of high strength hot-rolled sheet steel consisting of ferrite and nanometer sized carbides． ISIJ Int，2004，44( 11) : 1945 ［4］ Jiao Z B，Liu J C． Ｒesearch and development of advanced nano￾precipitate strengthened ultra-high strength steels． Mater China， 2011，30( 12) : 6 ( 焦增宝，刘锦川． 新型纳米强化超高强度钢的研究与进展． 中国材料进展，2011，30( 12) : 6 ) ［5］ Xu Y B，Hou X Y，Wang Y Q，et al． Effect of heat treatment in bainite region on microstructure and mechanical properties of V￾microalloyed TＲIP-aided sheet steel． Trans Mater Heat Treat， 2012，33( 10) : 49 ( 许云波，候晓英，王业勤，等． 贝氏体区等温处理对钒微合 金化 TＲIP 钢组织性能的影响． 材料热处理学报，2012，33 ( 10) : 49) ［6］ Han B，Tan W，Wang S Z，et al． Technology and microstructure mechanical properties of economical hot rolled dual phase steel by CSP process． Iron Steel，2011，46( 12) : 44 ( 韩斌，谭文，汪水泽，等． CSP 流程生产经济型热轧双相钢 的工艺与组织性能． 钢铁，2011，46( 12) : 44) ［7］ Cai X H，Liu X H，Liu Z Y． Production process for hot rolled du￾al phase steels with ultra fast cooling． Iron Steel，2011，46( 10) : 57 ( 蔡晓辉，刘旭辉，刘振宇． 超快冷方式下热轧双相钢的生产 工艺． 钢铁，2011，46( 10) : 57) ［8］ Li S S，Liu Q Y，Jia S J，et al． Ｒesearch on deformation and cooling process for hot rolled dual phase steel． Hot Work Technol， 2012，41( 8) : 25 ( 李珊珊，刘清友，贾书君，等． 热轧双相钢变形和冷却工艺 的研究． 热加工工艺，2012，41( 8) : 25) ［9］ Paul S K． Ｒeal microstructure based micromechanical model to simulate microstructural level deformation behavior and failure ini￾tiation in DP590 steel． Mater Des，2013，44: 397 ［10］ Kang Y L，Han Q H，Zhao X M，et al． Influence of nanoparticle reinforcements on the strengthening mechanisms of an ultrafine grained dual phase steel containing titanium． Mater Des，2013， 44: 331 ［11］ Liu W J，Jonas J J． Nucleation kinetics of Ti carbonitride in mi￾croalloyed austenite． Metall Trans A，1989，20( 4) : 689 ［12］ Cancio M J，Echaniz G，Perez T E． Characterization of microal￾loy precipitates in the austenite range of high strength low alloy steels． Steel Ｒes，2002，73( 8) : 340 ［13］ Charleux M，Poole W J，Militzer M，et al． Precipitation behavior and its effect on strengthening of an HSLA--Nb /Ti steel． Metall Mater Trans A，2001，32( 7) : 1635 · 995 ·