700MPa冷轧低合金超高强钢的典型连续退火工艺

工程科学学报，第37卷，第2期：185-189,2015年2月 Chinese Journal of Engineering,Vol.37,No.2:185-189,February 2015 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2015.02.008:http://journals.ustb.edu.cn 700MPa冷轧低合金超高强钢的典型连续退火工艺 米振莉四，潘殿军，江海涛 北京科技大学治金工程研究院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:mil@nercar.usth.cdu.cn 摘要为了开发新一代冷轧低合金超高强钢，利用连续退火实验机对Ti0.12%、N0.076%的冷轧低合金超高强钢进行 连续退火实验，设计了760~830℃四种不同退火温度，研究了退火温度对实验钢的相组成、晶粒尺寸和力学性能的影响.在 800℃退火、400℃过时效的条件下，可得到铁素体和少量贝氏体的组织，铁素体晶粒尺寸约为1.4μm,屈服强度可达700 MP.同时利用扫描电镜和透射电镜观察到钢中存在大量纳米尺寸的亚晶结构、少量位错以及纳米级的T、Nb的析出物，这 些微结构单元对强度有较大的提升作用. 关键词高强钢：低合金钢：退火：力学性能：析出物 分类号TG142.1 Typical continuous annealing technology of cold-rolled 700 MPa ultra-high strength low-alloy steel MI Zhen-i,PAN Dian-jun,JIANG Hai-tao Engineering Research Institute,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083 Corresponding author,E-mail:mizl@nercar.ustb.edu.cn ABSTRACT In order to develop a new generation cold-rolled ultra-high strength low-alloy steel,continuous annealing experiments of a Ti-0.12%,Nb-0.076%cold-rolled ultra-high strength low-alloy steel were done on a continuous annealing test machine.The influ- ence of annealing temperature on the phase composition,grain size,and mechanical properties of the steel was investigated at four dif ferent annealing temperature ranges from 760C to 830C.The final composition is ferrite and a small amount of bainite under 800C annealing and 400 C over-aging conditions,the ferrite grain size is about 1.4 um,and the yield strength reaches up to 700 MPa.A large number of nanometer size sub-erystal structures,a small number of dislocations,and nano-Ti and Nb precipitates are observed by scanning electron microscopy and transmission electron microscopy.Those microstructures improve the strength a lot. KEY WORDS high strength steel:low-alloy steel;annealing:mechanical properties:precipitates 自20世纪90年代以来，随着汽车轻量化的普及， 体水平还较低，大部分企业的生产水平还停留在420~ 新一代先进高强度钢(advanced high strength steel,. 500MPa级别：而新日铁的SANC及瑞典SSAB公司的 AHSS)逐步被开发并应用到汽车工业中，为世界能源 Docol系列产品，都具有屈服强度在550MPa以上级别 及环保做出了积极的贡献.冷轧低合金高强钢(igh 的冷轧低合金高强钢产品.因此，国内开发更高级别 strength low alloy steel,HSLA)由于突出的力学性能匹 的冷轧低合金钢产品势在必行. 配、良好的焊接性能和冷成形性能·-，被广泛的应用 在现有的文献中，对冷轧低合金高强钢的使用性 于汽车的车门内板、翼子板里板等结构部位。钢中添 能报道较多，但对连续退火过程中组织演变及对性能 加的N、V、Ti等碳氮化物形成元素使钢的级别有大 影响等方面的研究很少.本文拟对新一代冷轧低合金 幅度提升5.现阶段国内的冷轧低合金高强钢的整 超高强钢的连续退火温度对钢组织性能的影响进行研 收稿日期：2013-10一10

工程科学学报，第 37 卷，第 2 期: 185--189，2015 年 2 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 37，No． 2: 185--189，February 2015 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2015． 02． 008; http: / /journals． ustb． edu． cn 700 MPa 冷轧低合金超高强钢的典型连续退火工艺 米振莉，潘殿军，江海涛 北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083  通信作者，E-mail: mizl@ nercar． ustb． edu． cn 摘 要 为了开发新一代冷轧低合金超高强钢，利用连续退火实验机对 Ti--0. 12% 、Nb--0. 076% 的冷轧低合金超高强钢进行 连续退火实验，设计了 760 ～ 830 ℃四种不同退火温度，研究了退火温度对实验钢的相组成、晶粒尺寸和力学性能的影响． 在 800 ℃退火、400 ℃过时效的条件下，可得到铁素体和少量贝氏体的组织，铁素体晶粒尺寸约为 1. 4 μm，屈服强度可达 700 MPa． 同时利用扫描电镜和透射电镜观察到钢中存在大量纳米尺寸的亚晶结构、少量位错以及纳米级的 Ti、Nb 的析出物，这 些微结构单元对强度有较大的提升作用． 关键词 高强钢; 低合金钢; 退火; 力学性能; 析出物 分类号 TG142. 1 Typical continuous annealing technology of cold-rolled 700 MPa ultra-high strength low-alloy steel MI Zhen-li ，PAN Dian-jun，JIANG Hai-tao Engineering Ｒesearch Institute，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083  Corresponding author，E-mail: mizl@ nercar． ustb． edu． cn ABSTＲACT In order to develop a new generation cold-rolled ultra-high strength low-alloy steel，continuous annealing experiments of a Ti-0. 12% ，Nb-0. 076% cold-rolled ultra-high strength low-alloy steel were done on a continuous annealing test machine． The influ￾ence of annealing temperature on the phase composition，grain size，and mechanical properties of the steel was investigated at four dif￾ferent annealing temperature ranges from 760 ℃ to 830 ℃ ． The final composition is ferrite and a small amount of bainite under 800 ℃ annealing and 400 ℃ over-aging conditions，the ferrite grain size is about 1. 4 μm，and the yield strength reaches up to 700 MPa． A large number of nanometer size sub-crystal structures，a small number of dislocations，and nano-Ti and Nb precipitates are observed by scanning electron microscopy and transmission electron microscopy． Those microstructures improve the strength a lot． KEY WOＲDS high strength steel; low-alloy steel; annealing; mechanical properties; precipitates 收稿日期: 2013--10--10 自 20 世纪 90 年代以来，随着汽车轻量化的普及， 新一 代 先 进 高 强 度 钢 ( advanced high strength steel， AHSS) 逐步被开发并应用到汽车工业中，为世界能源 及环保做出了积极的贡献． 冷轧低合金高强钢( high strength low alloy steel，HSLA) 由于突出的力学性能匹 配、良好的焊接性能和冷成形性能［1 － 4］，被广泛的应用 于汽车的车门内板、翼子板里板等结构部位． 钢中添 加的 Nb、V、Ti 等碳氮化物形成元素使钢的级别有大 幅度提升［5 － 6］． 现阶段国内的冷轧低合金高强钢的整 体水平还较低，大部分企业的生产水平还停留在 420 ～ 500 MPa 级别; 而新日铁的 SANC 及瑞典 SSAB 公司的 Docol 系列产品，都具有屈服强度在 550 MPa 以上级别 的冷轧低合金高强钢产品． 因此，国内开发更高级别 的冷轧低合金钢产品势在必行． 在现有的文献中，对冷轧低合金高强钢的使用性 能报道较多，但对连续退火过程中组织演变及对性能 影响等方面的研究很少． 本文拟对新一代冷轧低合金 超高强钢的连续退火温度对钢组织性能的影响进行研

·186 工程科学学报，第37卷，第2期 究，揭示连续退火温度的影响规律，为现场的工业试制 生产提供一定的理论指导 1实验材料及方法 760.780.800.830℃，180s 冷轧低合金超高强钢(ultra high strength low alloy 8℃l 15℃%1 steel,UHSLA)的设计成分参照了之前低牌号产品的 680℃ 成分，近2%M不但增加了实验钢的加工窗口温度， 50℃g+ 400℃.300= 也在一定程度上弥补了低碳固溶强化不足的问题切， 25℃· 25℃ 并适当提高了微合金元素T、Nb的含量，具体的化学 成分（质量分数，%)为0.052C、0.24i、1.79Mn、 时间/s 0.12Ti和0.076b,实验钢在北京科技大学真空治炼 图2连续退火工艺图 炉治炼，之后分别经锻造、热轧和冷轧工艺处理，具体 Fig.2 Technical graph of continuous annealing test 的工艺参数见图1. 则保证了过冷奥氏体充分转变成贝氏体或马氏体，降 低了钢对退火温度的敏感性图 1150C:开锻 1200℃.2h 050℃ 1100℃开轧 图3中所示为四组不同退火温度后的力学性能 1800℃终轧 热轧至4mm 图.在图中可以看出，在低于800℃的退火温度，试样 层流水冷 600℃，2h卷取 屈服强度和延伸率都随着退火温度升高有小幅的提 高，这主要是由于伴随着温度的升高，再结晶过程逐渐 空冷至室温 进行完全，纤维组织减少以及有新的晶粒的生成：当退 冷轧至1.2mm 火温度升高至830℃，虽然延伸率有了大幅度的提高， 但强度有了急剧的下降 时间： 900 20 图1实验钢的锻造及轧制工艺图 一·一屈服强度 17.9 850 一抗拉强度 18 Fig.I Technical graph of sample forge and rolling processes 延伸率 800 768 775 16 为了研究不同连续退火温度对冷轧低合金超高强 750 746 744 715 14竖 钢力学性能的影响以及分析最优退火温度下的典型组 700 织，本文选择了760、780、800和830℃四种不同的连 10.6 650 5 续退火温度，实验在北京科技大学连续退火实验机上 04 10 500 进行，试样尺寸为220mm(轧向，RD)×70mm的冷轧 550 520 态薄板，连续退火的主要工艺参数如表1中所示，具体 6 工艺流程如图2. 760 780 80) 820 840 退火温度℃ 表1连续退火实验方案 图3不同退火温度对实验钢力学性能的影响 Table 1 Schedule of continuous annealing test Fig.3 Mechanical properties of samples processed at different an- 试样退火温度，缓冷速/缓冷温度，快冷速/过时效温 nealing temperatures 编号T/心 (℃s) T2/℃（℃s)度，T3/℃ 1# 760 15 680 50 400 图4为不同退火温度试样的组织形貌，其中D 3。 780 15 680 50 400 表示轧向.从图中可以看出，经过连续退火处理后的 3# 800 15 680 50 400 冷轧低合金超高强钢的显微组织以不同形态的F(铁 4#830 680 So 400 素体)为基体，同时在铁素体的晶界处，尤其在三岔晶 界处，分布着一定量的碳化物，这一般认为是由于在过 2实验结果与讨论 时效阶段，伴随着碳的扩散聚集，(Fe,Mn)C碳化物在 晶界等能量较高处发生了富集所形成的，如图4(d)中 2.1退火温度对冷轧低合金超高强钢组织和性能的 箭头所示，这些碳化物在尺寸、形貌等方面不同于合金 影响 元素(Ti,Nb)所形成的析出物 实验中连续退火采用两相区加热，缓冷过程提高 从图4(a)和(b)中可以看出，不同的加热温度对 铁素体纯净度的同时也增加奥氏体的稳定性，快冷段 实验钢的显微组织有显著的影响.760~780℃的连续

工程科学学报，第 37 卷，第 2 期 究，揭示连续退火温度的影响规律，为现场的工业试制 生产提供一定的理论指导． 1 实验材料及方法 冷轧低合金超高强钢( ultra high strength low alloy steel，UHSLA) 的设计成分参照了之前低牌号产品的 成分，近 2% Mn 不但增加了实验钢的加工窗口温度， 也在一定程度上弥补了低碳固溶强化不足的问题［7］， 并适当提高了微合金元素 Ti、Nb 的含量，具体的化学 成分( 质 量 分 数，% ) 为 0. 052 C、0. 24 Si、1. 79 Mn、 0. 12 Ti 和 0. 076 Nb，实验钢在北京科技大学真空冶炼 炉冶炼，之后分别经锻造、热轧和冷轧工艺处理，具体 的工艺参数见图 1． 图 1 实验钢的锻造及轧制工艺图 Fig． 1 Technical graph of sample forge and rolling processes 为了研究不同连续退火温度对冷轧低合金超高强 钢力学性能的影响以及分析最优退火温度下的典型组 织，本文选择了 760、780、800 和 830 ℃ 四种不同的连 续退火温度，实验在北京科技大学连续退火实验机上 进行，试样尺寸为 220 mm( 轧向，ＲD) × 70 mm 的冷轧 态薄板，连续退火的主要工艺参数如表 1 中所示，具体 工艺流程如图 2． 表 1 连续退火实验方案 Table 1 Schedule of continuous annealing test 试样 编号 退火温度， T1 /℃ 缓冷速/ ( ℃·s － 1 ) 缓冷温度， T2 /℃ 快冷速/ ( ℃·s － 1 ) 过时效温 度，T3 /℃ 1# 760 15 680 50 400 2# 780 15 680 50 400 3# 800 15 680 50 400 4# 830 15 680 50 400 2 实验结果与讨论 2. 1 退火温度对冷轧低合金超高强钢组织和性能的 影响 实验中连续退火采用两相区加热，缓冷过程提高 铁素体纯净度的同时也增加奥氏体的稳定性，快冷段 图 2 连续退火工艺图 Fig． 2 Technical graph of continuous annealing test 则保证了过冷奥氏体充分转变成贝氏体或马氏体，降 低了钢对退火温度的敏感性［8］． 图 3 中所示为四组不同退火温度后的力学性能 图． 在图中可以看出，在低于 800 ℃ 的退火温度，试样 屈服强度和延伸率都随着退火温度升高有小幅的提 高，这主要是由于伴随着温度的升高，再结晶过程逐渐 进行完全，纤维组织减少以及有新的晶粒的生成; 当退 火温度升高至 830 ℃，虽然延伸率有了大幅度的提高， 但强度有了急剧的下降． 图 3 不同退火温度对实验钢力学性能的影响 Fig． 3 Mechanical properties of samples processed at different an￾nealing temperatures 图 4 为不同退火温度试样的组织形貌，其中 ＲD 表示轧向． 从图中可以看出，经过连续退火处理后的 冷轧低合金超高强钢的显微组织以不同形态的 F ( 铁 素体) 为基体，同时在铁素体的晶界处，尤其在三岔晶 界处，分布着一定量的碳化物，这一般认为是由于在过 时效阶段，伴随着碳的扩散聚集，( Fe，Mn) C 碳化物在 晶界等能量较高处发生了富集所形成的，如图 4( d) 中 箭头所示，这些碳化物在尺寸、形貌等方面不同于合金 元素( Ti，Nb) 所形成的析出物． 从图 4( a) 和( b) 中可以看出，不同的加热温度对 实验钢的显微组织有显著的影响． 760 ～ 780 ℃ 的连续 · 681 ·

米振莉等：700MP冷轧低合金超高强钢的典型连续退火工艺 ·187 RD 铁素体 贝氏体 RD 20 20m 图4不同退火温度试样的组织形貌.(a-d)扫描电镜照片：(e,0金相显微照片.(a)760℃：(b)780℃：(c,c)800℃：(d,D830℃ Fig.4 Micrographs of samples annealed at different temperatures:(a-d)SEM images:(e,f)optical microscopy images:(a)760 C:(b)780 ℃：(c,e)800℃：(d,f0830℃ 退火加热温度下，冷轧态的组织没有明显的消除，仍沿 升，但屈服强度下降了近200MP,如图3，已无法满足 着轧制方向具有显著的方向性，即冷轧态的纤维组织： 正常的使用需求. 当退火温度升高至800℃时，如图4(c)和(e),冷轧态 利用MAGE TO0L软件分别对800℃和830℃的试 的组织已经基本消除，只有极少量沿冷轧方向的被拉 样中铁素体的晶粒尺寸进行统计，发现在8O0℃的加热温 长的铁素体晶粒存在，大部分晶粒已经发生再结晶，有 度下，铁素体晶粒尺寸约为1.43m,在830℃加热条件 不同取向等轴的铁素体晶粒形成，如图4（℃）所示，同 下，铁素体的晶粒长大至1.94m.这表明在该成分下的 时较适宜的加热温度也使得一定量的奥氏体保留至中 冷轧低合金超高强钢的奥氏体粗化温度应该介于800~ 温转变区，有一定量贝氏体形成，从而引进了相变强 830℃之间，选用830℃的加热温度已经会使晶粒长大，更 化，提高了钢的强度，此时实验钢的强度与延伸率达到 高的加热温度会使奥氏体异常长大，从而在连续冷却过 了一个最优的匹配：继续升高连续退火加热温度至 程中获得的铁素体晶粒也较大，对组织产生不利影响. 830℃时，基体已经发生了完全的再结晶，在所示的视 根据文献]中的描述，在低碳钢中，晶粒尺寸及合 场下，均为等轴的铁素体，通过图4(e)与图4()的对 金成分对屈服强度的影响主要有下式所描述的关系： 比以及图4(d)中1处等，可观察到基体中部分晶粒已 经发生了长大，这对实验钢的强度和韧性均将产生不 g=0,+5.4-30+a602]-n0 利的影响，另一方面，较高的加热温度意味着在两相区 式中：o为合金成分有关的值，MPa;w为元素的质量 有更多的奥氏体存在，这些奥氏体的稳定性普遍低于 分数；d为铁素体晶粒直径，mm;σ。与低碳钢中的成分 800℃退火时的奥氏体，因此在缓冷段几乎都转变成 有关，即 铁素体，未能保留至中温贝氏体转变区，在图4(d)中 0=63+231wMa+5310s+70010p- (2) 未能观察到贝氏体，虽然使得延伸率有了大幅度的提 根据式(1)中的描述，晶粒尺寸的算术平方根的倒数

米振莉等: 700 MPa 冷轧低合金超高强钢的典型连续退火工艺 图 4 不同退火温度试样的组织形貌． ( a--d) 扫描电镜照片; ( e，f) 金相显微照片． ( a) 760 ℃ ; ( b) 780 ℃ ; ( c，e) 800 ℃ ; ( d，f) 830 ℃ Fig． 4 Micrographs of samples annealed at different temperatures: ( a--d) SEM images; ( e，f) optical microscopy images; ( a) 760 ℃ ; ( b) 780 ℃ ; ( c，e) 800 ℃ ; ( d，f) 830 ℃ 退火加热温度下，冷轧态的组织没有明显的消除，仍沿 着轧制方向具有显著的方向性，即冷轧态的纤维组织; 当退火温度升高至 800 ℃时，如图 4( c) 和( e) ，冷轧态 的组织已经基本消除，只有极少量沿冷轧方向的被拉 长的铁素体晶粒存在，大部分晶粒已经发生再结晶，有 不同取向等轴的铁素体晶粒形成，如图 4( c) 所示，同 时较适宜的加热温度也使得一定量的奥氏体保留至中 温转变区，有一定量贝氏体形成，从而引进了相变强 化，提高了钢的强度，此时实验钢的强度与延伸率达到 了一个最优的匹配; 继续升高连续退火加热温度至 830 ℃ 时，基体已经发生了完全的再结晶，在所示的视 场下，均为等轴的铁素体，通过图 4( e) 与图 4( f) 的对 比以及图 4( d) 中 1 处等，可观察到基体中部分晶粒已 经发生了长大，这对实验钢的强度和韧性均将产生不 利的影响，另一方面，较高的加热温度意味着在两相区 有更多的奥氏体存在，这些奥氏体的稳定性普遍低于 800 ℃退火时的奥氏体，因此在缓冷段几乎都转变成 铁素体，未能保留至中温贝氏体转变区，在图 4( d) 中 未能观察到贝氏体，虽然使得延伸率有了大幅度的提 升，但屈服强度下降了近 200 MPa，如图 3，已无法满足 正常的使用需求． 利用 IMAGE TOOL 软件分别对 800 ℃和 830 ℃的试 样中铁素体的晶粒尺寸进行统计，发现在 800 ℃的加热温 度下，铁素体晶粒尺寸约为 1. 43 μm，在 830 ℃ 加热条件 下，铁素体的晶粒长大至 1. 94 μm． 这表明在该成分下的 冷轧低合金超高强钢的奥氏体粗化温度应该介于 800 ～ 830 ℃之间，选用830 ℃的加热温度已经会使晶粒长大，更 高的加热温度会使奥氏体异常长大，从而在连续冷却过 程中获得的铁素体晶粒也较大，对组织产生不利影响． 根据文献［5］中的描述，在低碳钢中，晶粒尺寸及合 金成分对屈服强度的影响主要有下式所描述的关系: σbase = σ0 [ + 15. 4 － 30wC + 6. 09 0. 8 + w ] Mn d － 1 /2 ． ( 1) 式中: σbase为合金成分有关的值，MPa; w 为元素的质量 分数; d 为铁素体晶粒直径，mm; σ0 与低碳钢中的成分 有关，即 σ0 = 63 + 23wMn + 53wSi + 700wP ． ( 2) 根据式( 1) 中的描述，晶粒尺寸的算术平方根的倒数 · 781 ·

·188 工程科学学报，第37卷，第2期 为低碳合金钢的屈服强度的一个因子，因此当晶粒尺寸 粒子的作用机理由绕过变为切过 越细小，其波动带来的强度上的变化就越显著.本实验在 2.2800℃连续退火钢中精细组织和析出物的观察 单一化学成分下进行，因此不必考虑σ。带来的影响.在 分析 此化学成分下，虽然800℃和830℃的退火加热温度，带来 对于800℃连续退火后的典型组织，为了更进一 的基体中铁素体的晶粒尺寸的变化只有0.5um左右，但 步分析钢中微结构单元对700MPa冷轧低合金超高强 通过计算得出，带来的屈服强度变化约为60MPa. 钢性能的影响，分别利用ZEISS场发射扫描电镜和 另外，根据文献D-10]中的描述，随着连续退火Tecnai F30s高分辨透射电镜对800℃连续退火后的试 温度的逐渐升高，钢中含Nb的析出物或者其他的碳 样中亚晶、位错及析出物进行了观察，图5为800℃退 氮化物会逐渐粗化或者溶解，也会降低钢的强度，当再 火后钢中微结构单元观察结果 次析出时，大都以较细小的颗粒，使得位错线与第二相 在图5(a)中可以清晰地看到，在800℃退火后的 I um 22 022 位塞积 400(f) e 300 Fe 200 100 2(00m 20 30 40 能量eV 图5800℃退火后钢中微结构单元观察.(a,b)扫描电镜照片：(c)透射电镜照片.(a)亚品：(b)Ti、Nb复合析出：(c)位错：(d)TiC析 出：(e,f)Nb的析出物 Fig.5 Observations of microstructure cells in the steel annealed at 800C:(a,b)SEM images:(c-)TEM images:(a)subgrain;(b)compound precipitation of Ti and Nb:(e)dislocation:(d)TiC precipitation:(e,f Nb precipitation

工程科学学报，第 37 卷，第 2 期 为低碳合金钢的屈服强度的一个因子，因此当晶粒尺寸 越细小，其波动带来的强度上的变化就越显著． 本实验在 单一化学成分下进行，因此不必考虑 σ0 带来的影响． 在 此化学成分下，虽然800℃和830℃的退火加热温度，带来 的基体中铁素体的晶粒尺寸的变化只有 0. 5 μm 左右，但 通过计算得出，带来的屈服强度变化约为60 MPa． 图 5 800 ℃退火后钢中微结构单元观察． ( a，b) 扫描电镜照片; ( c--f) 透射电镜照片． ( a) 亚晶; ( b) Ti、Nb 复合析出; ( c) 位错; ( d) TiC 析 出; ( e，f ) Nb 的析出物 Fig． 5 Observations of microstructure cells in the steel annealed at 800 ℃ : ( a，b) SEM images; ( c--f) TEM images; ( a) subgrain; ( b) compound precipitation of Ti and Nb; ( c) dislocation; ( d) TiC precipitation; ( e，f) Nb precipitation 另外，根据文献［9 － 10］中的描述，随着连续退火 温度的逐渐升高，钢中含 Nb 的析出物或者其他的碳 氮化物会逐渐粗化或者溶解，也会降低钢的强度，当再 次析出时，大都以较细小的颗粒，使得位错线与第二相 粒子的作用机理由绕过变为切过． 2. 2 800 ℃连续退火钢中精细组织和析出物的观察 分析 对于 800 ℃连续退火后的典型组织，为了更进一 步分析钢中微结构单元对 700 MPa 冷轧低合金超高强 钢性能的影响，分别利用 ZEISS 场发射扫描电镜和 Tecnai F30s 高分辨透射电镜对 800 ℃连续退火后的试 样中亚晶、位错及析出物进行了观察，图 5 为 800 ℃ 退 火后钢中微结构单元观察结果． 在图 5( a) 中可以清晰地看到，在 800 ℃ 退火后的 · 881 ·

米振莉等：700MP冷轧低合金超高强钢的典型连续退火工艺 ·189* 铁素体晶粒内部，存在着大量纳米尺寸的亚晶结构，这 用800℃加热、400℃过时效的连续退火工艺，可以生 些亚晶密集的分布在铁素体内部，当位错在铁素体内 产出屈服强度为700MPa、延伸率10%左右的冷轧低 部运动时，这些纳米尺寸的亚晶将强烈地阻碍位错的 合金超高强薄板产品. 滑移，使得铁素体的强度大大提高，但与此同时也会降 (2)800℃连续退火后的典型组织为多边形铁素 低钢的延伸率，这也是800℃连续退火后实验钢延伸 体+少量的贝氏体，其中铁素体晶粒尺寸可达1.4 率较低的原因之一. μm;较低的退火温度，最终组织中仍保留着冷轧的纤 除了亚晶结构以外，钢中还是存在着一定量的位 维组织：而830℃退火时钢中组织均为多边形铁素体， 错，图5（©）中箭头所示，这些位错主要集中在晶界处， 且晶粒已经粗化，强度急剧下降 并且缠结塞积在一起，大部分在回复过程中得到合并 (3)800℃连续退火后的组织中存在着纳米尺寸的 消除，个别的保留至室温的，由于位错是钢在外力作用 亚晶和T、的析出物以及少量的位错，这些微结构单元 下的形变过程中产生的，位错对于钢的屈服强度提升 的存在，虽然在一定程度上降低了钢的韧性，但对钢的屈 有很大的帮助，可以给冷轧低合金超高强钢带来一定 服强度起到了很大的提升作用，提高析出物的体积分数 的强度提升，同时不会明显降低钢的韧性 和降低粒子的平均直径，将会增强析出强化效果 钢中存在着一定量的T、b析出物是保证冷轧低 合金超高强钢产品强度的另一个重要方面.图5(b) 参考文献 左下角的电子探针能谱结果显示：在800℃连续退火 [1]Shang C J,Wang X M,He X L.A special TMCP used to develop 后的组织中，存在着100~300nm的Ti、Nb复合析出 a 800 MPa grade HSLA steel.J Unir Sci Technol Beijing,2001,8 物，如图中红色箭头所示，图5(d)为透射电镜下观察 (3):224 到的钢中的TiC析出，图5(e)中弥散分布着主要以Nb 2] Xue Q.Benson D,Meyers M A,et al.Constitutive response of welded HSLA 100 steel.Mater Sci Eng A,2003,354(12):166 为主析出物，这些析出物的尺寸显著小于前两类，主要 B] Femandez J,Illescas S,Guilemany J M.Effect of microalloying 尺寸分布在5~30m之间，这主要与Nb的析出温度 elements on the austenitic grain growth in a low carbon HSLA 较低有关.但这类析出物的分布最广，对钢强度的贡 steel.Mater Lett,2007,61(11-2):2389 献也最为显著.当位错在运动中与这些析出物相遇 4 Bakkaloglu A.Effect of processing parameters on the microstruc- 时，在析出物质点的两侧就会增加柏氏矢量宽度的相 ture and properties of an Nb microalloyed steel.Mater Let,2002. 56(3):263 界面，位错要切过质点，就要增加外力做功，即析出物 5] Misra R D K,Nathania H,Hartmann J E.Microstructural evolu- 的切过机理.采用Ashby一Drowan公式可对切过机理 tion in a new 770 MPa hot rolled Nb-Ti microalloyed steel.Mater 作用下的析出强化效果做出估算： Sci Eng A,2005,394(12):339 4如=-0.4×2n六Ma (3) Suarez M A,Alvarez-Perez MA,Alvarez-Fregoso O,et al.Effect of nanoprecipitates and grain size on the mechanical properties of 式中，G为材料的剪切模量，b柏氏矢量，L为第二相粒 advanced structural steels.Mater Sci Eng A,2011,528 (15): 4924 子的间距，x为粒子的平均直径. [] Mousavi Anijdan S H,Rezaeian A,Yue S.The effect of chemical 式(3)中粒子间距采用有效间距，即表征析出物 composition and austenite conditioning on the transformation be- 在基体中弥散分布的程度，提高了微合金钢中析出强 havior of microalloyed steels.Mater Charact,2012,63:27 化预测值的准确度m.Gladman等☒将各个参数进 8] Debanshu B.Developments in advanced high strength steels / 行进一步的修正和计算，简化为只与析出物体积分数 The Joint International Conference of HSLA Steels.Sanya,2005, 和粒子平均直径相关的公式： 40:69 Shi X L,Zhang J P.Liu Y G,et al.Effect of continuous annea- Ao=59y应n (2.5 x10-,MPa. D (4) ling process on the mechanical properties of cold-rolled low silicon D HSLA steel sheets.J Unir Sci Technol Beijing,2008,30(8): 式中，为基体中析出物的体积分数，D为析出物的平 870 均直径 (施雄樑，张建平，刘永刚，等.连续退火工艺对低硅型冷轧 低合金高强度钢板力学性能的影响.北京科技大学学报， 通过式(3)和(4)可得出一定范围内，降低析出物 2008,30(8):870) 粒子间的有效间距（提高析出粒子的体积分数）和降 [00] Zhao X M,Wu D,Zhang LZ,et al.Modeling of isothermal pre- 低粒子的平均直径，将会增强析出强化的效果，提高钢 cipitation kinetics in HSLA steels and its application.Acta Metall 的屈服强度.通过公式也可以计算出第二相粒子的析 Sin Engl Lett,2004,17(6):902 出强化作用值. [11]Gladman T.Precipitation hardening in metals.Mater Sci Techn- ol,1999,15(1):30 3结论 [12]Gladman T,Dulieu T,Melvor D,et al.Structure-Property Rela- tionship in High-strength Microalloyed Steels.New York:Union (1)利用0.12%Ti-0.076%Nb的化学成分，采 Carbide Corporation,1977:32

米振莉等: 700 MPa 冷轧低合金超高强钢的典型连续退火工艺 铁素体晶粒内部，存在着大量纳米尺寸的亚晶结构，这 些亚晶密集的分布在铁素体内部，当位错在铁素体内 部运动时，这些纳米尺寸的亚晶将强烈地阻碍位错的 滑移，使得铁素体的强度大大提高，但与此同时也会降 低钢的延伸率，这也是 800 ℃ 连续退火后实验钢延伸 率较低的原因之一． 除了亚晶结构以外，钢中还是存在着一定量的位 错，图 5( c) 中箭头所示，这些位错主要集中在晶界处， 并且缠结塞积在一起，大部分在回复过程中得到合并 消除，个别的保留至室温的，由于位错是钢在外力作用 下的形变过程中产生的，位错对于钢的屈服强度提升 有很大的帮助，可以给冷轧低合金超高强钢带来一定 的强度提升，同时不会明显降低钢的韧性． 钢中存在着一定量的 Ti、Nb 析出物是保证冷轧低 合金超高强钢产品强度的另一个重要方面． 图 5( b) 左下角的电子探针能谱结果显示: 在 800 ℃ 连续退火 后的组织中，存在着 100 ～ 300 nm 的 Ti、Nb 复合析出 物，如图中红色箭头所示，图 5( d) 为透射电镜下观察 到的钢中的 TiC 析出，图5( e) 中弥散分布着主要以 Nb 为主析出物，这些析出物的尺寸显著小于前两类，主要 尺寸分布在 5 ～ 30 nm 之间，这主要与 Nb 的析出温度 较低有关． 但这类析出物的分布最广，对钢强度的贡 献也最为显著． 当位错在运动中与这些析出物相遇 时，在析出物质点的两侧就会增加柏氏矢量宽度的相 界面，位错要切过质点，就要增加外力做功，即析出物 的切过机理． 采用 Ashby--Orowan 公式可对切过机理 作用下的析出强化效果做出估算: Δσ = 0. 84 × 1. 2Gb 2πL ln x 2b ，MPa． ( 3) 式中，G 为材料的剪切模量，b 柏氏矢量，L 为第二相粒 子的间距，x 为粒子的平均直径． 式( 3) 中粒子间距采用有效间距，即表征析出物 在基体中弥散分布的程度，提高了微合金钢中析出强 化预测值的准确度［11］． Gladman 等［12］ 将各个参数进 行进一步的修正和计算，简化为只与析出物体积分数 和粒子平均直径相关的公式: Δσ = 5. 9 槡νf D ( ln D 2. 5 × 10 － 4 ) ，MPa． ( 4) 式中，νf 为基体中析出物的体积分数，D 为析出物的平 均直径． 通过式( 3) 和( 4) 可得出一定范围内，降低析出物 粒子间的有效间距( 提高析出粒子的体积分数) 和降 低粒子的平均直径，将会增强析出强化的效果，提高钢 的屈服强度． 通过公式也可以计算出第二相粒子的析 出强化作用值． 3 结论 ( 1) 利用 0. 12% Ti--0. 076% Nb 的化学成分，采 用 800 ℃加热、400 ℃ 过时效的连续退火工艺，可以生 产出屈服强度为 700 MPa、延伸率 10% 左右的冷轧低 合金超高强薄板产品． ( 2) 800 ℃连续退火后的典型组织为多边形铁素 体 + 少量 的 贝 氏 体，其中铁素体晶粒尺寸可达 1. 4 μm; 较低的退火温度，最终组织中仍保留着冷轧的纤 维组织; 而 830 ℃退火时钢中组织均为多边形铁素体， 且晶粒已经粗化，强度急剧下降． ( 3) 800 ℃连续退火后的组织中存在着纳米尺寸的 亚晶和 Ti、Nb 的析出物以及少量的位错，这些微结构单元 的存在，虽然在一定程度上降低了钢的韧性，但对钢的屈 服强度起到了很大的提升作用，提高析出物的体积分数 和降低粒子的平均直径，将会增强析出强化效果． 参 考 文 献 ［1］ Shang C J，Wang X M，He X L． A special TMCP used to develop a 800 MPa grade HSLA steel． J Univ Sci Technol Beijing，2001，8 ( 3) : 224 ［2］ Xue Q，Benson D，Meyers M A，et al． Constitutive response of welded HSLA 100 steel． Mater Sci Eng A，2003，354( 1-2) : 166 ［3］ Fernández J，Illescas S，Guilemany J M． Effect of microalloying elements on the austenitic grain growth in a low carbon HSLA steel． Mater Lett，2007，61( 11-12) : 2389 ［4］ Bakkaloglu A． Effect of processing parameters on the microstruc- ˇ ture and properties of an Nb microalloyed steel． Mater Lett，2002， 56( 3) : 263 ［5］ Misra Ｒ D K，Nathania H，Hartmann J E． Microstructural evolu￾tion in a new 770 MPa hot rolled Nb--Ti microalloyed steel． Mater Sci Eng A，2005，394( 1-2) : 339 ［6］ Suarez M A，Alvarez-Pérez M A，Alvarez-Fregoso O，et al． Effect of nanoprecipitates and grain size on the mechanical properties of advanced structural steels． Mater Sci Eng A，2011，528 ( 15 ) : 4924 ［7］ Mousavi Anijdan S H，Ｒezaeian A，Yue S． The effect of chemical composition and austenite conditioning on the transformation be￾havior of microalloyed steels． Mater Charact，2012，63: 27 ［8］ Debanshu B． Developments in advanced high strength steels / / The Joint International Conference of HSLA Steels． Sanya，2005， 40: 69 ［9］ Shi X L，Zhang J P，Liu Y G，et al． Effect of continuous annea￾ling process on the mechanical properties of cold-rolled low silicon HSLA steel sheets． J Univ Sci Technol Beijing，2008，30 ( 8 ) : 870 ( 施雄樑，张建平，刘永刚，等． 连续退火工艺对低硅型冷轧 低合金高强度钢板力学性能的影响． 北京科技大学学报， 2008，30( 8) : 870) ［10］ Zhao X M，Wu D，Zhang L Z，et al． Modeling of isothermal pre￾cipitation kinetics in HSLA steels and its application． Acta Metall Sin Engl Lett，2004，17( 6) : 902 ［11］ Gladman T． Precipitation hardening in metals． Mater Sci Techn￾ol，1999，15( 1) : 30 ［12］ Gladman T，Dulieu T，McIvor D，et al． Structure--Property Ｒela￾tionship in High-strength Microalloyed Steels． New York: Union Carbide Corporation，1977: 32 · 981 ·