超快冷速对钒钛微合金化超高强冷轧板组织性能的影响

超快冷速对钒钛微合金化超高强冷轧板组织性能的影响
张凯;宋仁伯;王林炜杰
【摘要】In the production of ultra-high strength steel,continuous annealing process plays a critical part,of which the core technology is fast cooling technique. The effect of cooling rate on mechanical properties of va-nadium titanium micro-alloying ultra-high strength cold-rolled sheet were studied in this paper. The cold-rolled sheet is required to be 1 000 MPa grade high strength steel. The fast cooling rate were set as
20℃/s,50℃/s, 200℃/s,500℃/s and 1 000℃/s. Opti cal microscope,scanning electron microscopy (SEM),transmission electron microscopy (TEM) and mechanical properties tests were employed. The results showed:grains of mar-tensite and ferrite were refined as the increases of the cooling rate;the proportion of martensite increased and the martensite gradually tends to be lath-shaped;the tensile strength,yield strength and yield ratio increased;elongation and product of strength and elongation decreased.%超高强冷轧板生产中连续退火工艺十分重要，其快冷阶段的冷却速度对产品性能有较大的影响。

本文是在实验室条件下对钒钛微合金化超高强冷轧板连退冷却工艺中快冷阶段冷却速度对产品性能影响的研究，实现抗拉强度达到1000 MPa。

实验中将快冷速度设置为20，50，200，500和1000℃/s，利用光学显微镜、SEM、TEM组织观察和力学性能测试等方法，研究发现：随着快冷速度增加，铁素体和马氏体晶粒细化，马氏体比例增加且趋于板条状；抗拉强度、屈服强度、屈强比均增加，而延伸率和强塑积不断降低。

【期刊名称】《辽宁科技大学学报》
【年(卷),期】2016(039)006
【总页数】8页(P411-417,429)
【关键词】超高强钢;连续退火;超快冷
【作者】张凯;宋仁伯;王林炜杰
【作者单位】北京科技大学材料学院，北京 100083;北京科技大学材料学院，北京 100083;北京科技大学工程技术研究院，北京 100083
【正文语种】中文
【中图分类】TG142.1
超高强钢的应用可以使汽车重量更轻，更环保节能，生产效率更高，成本也会进一步降低［1］。

在超高强汽车板的生产中退火工艺尤为重要，其核心技术为连续退火的快冷技术。

提高快冷段的冷却速度，对提高产品性能、满足用户要求和提升市场竞争力等方面有重要意义。

双相高强钢的力学性能主要由两相组织中马氏体体积分数和形态以及铁素体晶粒尺寸和形态等组织因素决定，此研究能够认识超快冷条件下高强钢的组织和性能演变规律，掌握高强钢的内部组织规律以及微观强化机制，从而为现场超快冷条件下超高强钢的生产提供理论指导。

在合金元素中，钒、钛的储量较为充足，广泛分布于世界各地，国内也有世界著名的攀枝花大型钒钛磁铁矿。

钒钛铁的价格相对低廉，研究钒钛钢有可能用更低的成本生产出性能更优的超高强钢。

而目前强度超过1 GPa的钒钛钢的研究还比较少。

超快冷却技术在国内的应用还处在发展阶段，将超快冷却技术运用于超高强冷轧板的后续热处理工艺的研究较少。

目前工厂生产的冷速一般不超过50℃/s，更快冷
速甚至高达1 000℃/s的研究较为少见。

因此，本文将对连退工艺中快冷速度对钒钛微合金化超高强冷轧板的组织性能影响进行研究。

1.1 实验用钢的成分与轧制
本文是在实验室条件下对钒钛微合金化超高强冷轧板进行研究，其主要成分的设计含量和实测含量如表1所示。

本次研究所用的超高强冷轧板是将锻造的长方体坯料在实验室二辊热轧机上经7道次轧制，轧成3.0 mm厚。

热轧后的钢板经盐酸酸洗后配合机械打磨消除了氧化铁皮和表面红锈，然后进行冷轧实验，冷轧总的压下率大于70%。

冷轧后钢板厚度在1.0 mm左右。

1.2 连续退火实验
连退工艺主要分为加热段、保温段、缓冷段、快冷段以及时效段。

试验中首先将试样以一定速度加热到两相区保温使其部分奥氏体化。

在缓慢冷却过程中，取向附生铁素体的析出有利于碳、锰等元素进一步向奥氏体转移，从而提高了铁素体的纯净度和奥氏体的淬透性。

快速冷却过程中剩余奥氏体继续向马氏体转变，这一过程受冷却速度的影响十分明显。

过时效阶段则对马氏体起到回火作用，改善了超高强钢的综合力学性能［2］。

在热轧后的钢板上切取5 mm×10 mm的薄板，在GB5057-85的实验标准进行热膨胀实验，测得Ac1为710℃，Ac3为892℃。

而根据Andrews提供的计算式计算得到Ac1=723℃，Ac3=902℃，误差很小。

在后续的连续退火实验中以热膨胀实验得到的实验值为标准来进行模拟连续退火时温度的设定。

本次研究的重点是快冷速度对实验用钢的组织和性能的影响，将快冷阶段的冷速分别设定为20，50，200，500和1 000℃/s等5个数值，而连退实验的其他工艺参数，加热速度设定为10℃/s，退火温度设定为840℃，保温时间设定为80 s，过时效温度设定为280℃，过时效时间设定为280 s。

1.3 组织和性能检测
在连续退火实验之后，将试样打磨抛光和侵蚀后进行金相显微组织观察，并使用Photoshop的像素法对两相组织中的马氏体比例进行统计，采用Nano Measure 软件测量实验用钢在不同冷速下的马氏体和铁素体的平均晶粒尺寸，并利用放大倍数更高的扫描电镜对内部组织进行更精细的观察和分析。

除此之外，利用透射电镜对双喷样薄区进行明暗场观察、衍射光谱采集、位错密度观察和析出物分析。

为了对试样进行力学性能的检测，需要制成标准拉伸试样，并在GB/T 228.1-2010的实验标准下进行拉伸实验。

2.1 实验用钢的显微组织
图1给出了快冷速度分别为20，50，200，500和1 000℃/s的试样金相组织显
微图，其中白色部分为铁素体组织，灰黑色部分为马氏体组织。

从整体上看，随着快冷速度的增加，铁素体组织不断减少，马氏体组织不断增加。

由此看出，在连续退火实验中，快冷阶段的冷却速度对马氏体铁素体两相比例有重要影响。

当快冷速度较慢时，过冷奥氏体更多转变为铁素体，并且由于过冷奥氏体中可能存在碳富集，还会析出一部分碳化物，过冷奥氏体转变为马氏体硬质相的数量相对较少［3］。

随着快冷速度提高，过冷奥氏体转变为马氏体的数量增多，并且马氏体存在的形式从M-A岛逐渐过渡到主要是板条状马氏体，硬质相不断增加。

为了直观地表现出铁素体马氏体两相比例的变化，利用Photoshop像素法对图1中的马氏体体积比例进行了统计：冷速为20℃/s时，马氏体在两相中所占的比例为19.7%；50℃/s时，马氏体比例27.4%；200℃/s时，马氏体比例42.2%；500℃/s时，马氏体比例56.9%；1 000℃/s时，马氏体比例69.1%。

为了直观地表现出实验用钢晶粒尺寸随快冷速度提高的变化趋势，使用Nano Measure软件测量实验用钢在不同冷速下的马氏体和铁素体的平均晶粒尺寸：当
冷速为20℃/s时，实验用钢的平均晶粒尺寸为7.7 μm；50℃/s时，平均晶粒尺
寸6.8 μm；200℃/s时，平均晶粒尺寸5.4 μm；500℃/s时，平均晶粒尺寸4.5
μm；1 000℃/s时，平均晶粒尺寸3.9 μm。

由此看出，随冷速不断提高，实验用钢的平均晶粒尺寸不断减小，这主要是由于更高冷速下，奥氏体分解驱动力更大，更易分解为尺寸较小的铁素体和马氏体组织，而且在高冷速下，晶粒来不及长大，因此平均晶粒尺寸随冷速增大而降低。

扫描电镜可以更清楚地看到M-A岛的存在，更好地区分马氏体铁素体两相，更为清晰地看到马氏体铁素体的存在形式。

由图2可以看出，当冷速为20℃/s和50℃/s时，马氏体的含量较少，且为细小的颗粒状，这些马氏体相互缠结存在于铁素体基体上。

当冷速达到200℃/s时，马氏体体积分数增加，尺寸更加细小的马氏体在铁素体上更为弥散，且形貌更趋近于板条状。

当冷速达到500℃/s和1000℃/s时，马氏体清晰地呈现出板条状的结构。

由图3可以看出，透射实验可以更为清晰地看到低冷速（20℃/s和50℃/s）下M-A岛中马氏体以颗粒状形式缠结分布于铁素体上，并且随着冷速的提高，更为细密的马氏体板条状形貌逐渐清晰，并不断增加其在两相中的比例。

由图4看到，位错密度随着快冷速度的提高而显著增加。

马氏体切变在铁素体中激发出更多的位错，这些位错缠绕紧密，冷速达到1 000℃/s时可以看到某些铁素体晶粒中到处密布着相互缠结的位错，这些位错的运动将更为困难，意味着实验用钢强度的进一步增加。

除此之外，S.Tang等人的研究［4］表明，尺寸为10 nm左右的析出物对组织强度的影响较为明显，能起到析出强化的作用，因此对快冷速度为1 000℃/s的部分析出物进行了能谱采集和电子衍射分析，如图5所示。

可以看出，V，Ti，Si等合金元素通过与钢中的C、N等结合，生成的某些颗粒较小的析出物起到了析出强化的作用。

对图5的析出物进行能谱和衍射图的分析表明是钒的碳化物；对图6的析出物进行能谱和衍射图的分析表明是钒和钛的碳氮化物。

V和Ti在本次实验用钢中起到了析出强化的作用［5］。

2.2 实验用钢的力学性能
对连续退火实验后的试样进行力学性能检测，结果如表2所示。

由表2和图7可以看出，随着快冷速度不断提高，实验用超高强冷轧板的抗拉强
度增大。

这意味着在不改变实验用钢成分设计、前期制造以及连退实验其他因素等条件的基础上，在快冷阶段利用超快冷技术，便能提高材料的抗拉强度。

抗拉强度的提高主要是因为马氏体等硬质相含量的增加。

当快冷速度提高时，过冷奥氏体转变为马氏体的驱动力增大，从显微组织观察图中也可以看出马氏体含量随着快冷速度的提高明显增多。

当冷速升高时，铁素体也会受到一定的影响，比如铁素体中固溶碳含量的升高，也能在一定程度上提高铁素体的强度［2］。

由表2和图7可以看出，随着快冷速度不断升高，实验用钢的屈服强度不断提高。

这主要是因为随着快冷速度的提高，铁素体和马氏体的晶粒尺寸不断减小，起到了显著的细晶强化的作用。

马氏体的相变是切变，当马氏体相变发生时，其临近的铁素体中将被激发出大量的位错，这些位错会相互缠结、相互作用。

当快冷速度提高时，激发的位错更多，位错密度越大，相互作用更强，缠结的程度更深，变形抗力愈大，这就使得屈服强度明显增强。

同时，更快的冷速使实验用钢中的部分碳不能均匀化，从而更大程度地产生可以对位错形成钉扎作用的碳化物。

这些碳化物阻碍位错的移动和扩展，也使得实验用钢的屈服强度得到提升。

由表2和图8可以看出，随着快冷阶段冷却速度的提高，实验用钢的延伸率不断
降低。

这主要是由于当快冷速度提高时，产生了更多的马氏体，马氏体这一硬质相虽然具有更高的强度，但却有较低的塑性，致使实验用钢整体延伸率降低。

由表2和图8可以看出，随着快冷阶段冷却速度的提高，实验用钢的强塑积不断
降低。

强塑积是能够表征实验用钢的强韧性水平的综合性能指标。

在满足1 GPa
强度基础上，综合考量实验用钢强塑性水平情况下，强塑积较大的7.9 GPa·%所对应的快冷速度为500℃/s的实验用钢更具优势。

由表2和图7可以看出，随着快
冷阶段冷却速度的提高，实验用钢的屈强比不断上升，从冷速为20℃/s时的0.42，不断增加至到冷速为1 000℃/s时的0.91。

本文研究的钒钛微合金冷轧超高强钢板主要应用于汽车安全部件，这就要求实验用钢拥有较高的强度，较好的强塑积，较低的屈强比。

通过力学性能的检测，发现本次研究中强度达到1 GPa需要对应的快冷速度不小
于500℃/s。

快冷速度为500℃/s 时，实验用钢的抗拉强度达到1.031 GPa；快
冷速度为1 000℃/s时强度最大，为1.16 GPa。

在满足1 GPa级别的基础上，综合考虑钢材的强韧性水平，就需要对其综合性能
指标——强塑积进行比较。

强塑积能够表示钢在拉伸实验过程中所吸收的能量，
在汽车安全部件制造等方面有较为重要的参考意义。

本次研究中，快冷速度为500℃/s时实验用钢的强塑积最大，为7.9 GPa·%，优于1 000℃/s时的7.0 GPa·%。

在满足1 GPa级别的基础上，考虑钢材的抗变形能力，就需要对其屈强比进行比较。

屈强比低表示材料的塑性较好，屈强比高表示材料的抗变形能力较强，不易发生塑性变形。

汽车安全部件所需要的钢板需要具有较低的屈强比。

本次研究中，快冷速度为500℃/s时实验用钢的屈强比较小，为0.74，低于快冷速度为1
000℃/s时的0.91。

综上考量，快冷速度为500℃/s，此时实验用钢的抗拉强度较高且满足1 GPa，而强塑积较大，屈强比较低，更适合汽车安全部件的制造。

（1）随着快冷速度增加，铁素体在两相中的比例不断减少，硬质相马氏体比例不断增加。

并且随着快冷速度的提高，马氏体晶粒的尺寸有减小的趋势，但形貌却越来越清晰，不断趋于板条状。

（2）随着快冷速度提高，实验用钢的抗拉强度不断增加，从20℃/s时的
857MPa增加到了1000℃/s时的1.16 GPa；实验用钢的屈服强度不断增加，从
20℃/s时的0.363 GPa增加到了1 000℃/s时的1.058 GPa；实验用钢的延伸率不断降低，从20℃/s时的13.6%减少至1 000℃/s时的6.0%；实验用钢的屈强
比不断增加，从20℃/s时的0.42增加到了1 000℃/s时的0.91，而实验用钢的
强塑积不断减小，从20℃/s时的11.7 GPa·%减小至1 000℃/s时的7.0 GPa·%。

（3）尺寸为10 nm左右的V、Ti的C、N化物等析出物的存在，起到了析出强
化的作用；随着快冷速度的提高，实验用钢位错密度的不断增加。

（4）就应用于制造汽车安全部件而言，实验用钢需要拥有较高的强度，较好的强塑积，较低的屈强比。

本次研究中，更优的快冷速度为500℃/s，满足强度为1 GPa并具有更大的强塑积和较低的屈强比。

【相关文献】
［1］康永林，朱国明.中国汽车发展趋势及汽车用钢面临的机遇与挑战［J］.钢铁，2014，49（12）：1-5.
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［5］宋仁伯，贺子龙，代启峰.汽车用1 000 MPa级超高强冷轧双相钢的强化机理研究［C］
//2011中国材料研讨会论文集要集.北京：中国材料研究协会，2011.
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