csp线高强度细晶热轧板晶粒成因分析

csp线高强度细晶热轧板晶粒成因分析

新能源材料的研究通过精细颗粒法提高了c-mn钢的性能。它用于许多工作中的精细颗粒法是变形诱导铁素体变异（t）或变形诱导动态变形（sidt）。这些方法在较薄的钢带中获得了5μm以下的细晶粒,但这种细化晶粒的变形方法,也可能造成组织中的混晶和变形晶粒。热轧厚度为6mm以上的高强度细晶高成形性汽车板和集装箱板冷弯时表面微裂纹的形成与表层组织中的混晶及被变形拉长的晶粒密切相关,且沿板材不同截面中的组织并不相同。本文研究了截面较厚的热轧细晶粒钢中表层晶粒的变形和混晶的成因及避免方法,以期在板材表面形成细小的等轴晶粒。1累积剪切应变与表面温度借助于大型有限元分析软件ABAQUS,应用热力耦合有限元法研究了带钢的热轧变形过程。轧制前板厚为2mm,考虑到轧制过程的对称性,以下计算只取板材的一半进行研究。轧辊与轧板之间界面传热系数是影响热轧带钢内的温度分布的关键因素,界面传热系数由实验确定,约为8×104W/(m·K);轧辊与工件之间的摩擦作用导致轧制时钢板的变形不均性,轧制时的摩擦力描述常采用库伦模型:f=μσ,式中f为单位面积上的摩擦力,σ为接触正应力,μ为摩擦因数,对于轧制变形μ为0.2～0.4;计算中材料的本构关系取自于文献,并采用等向强化材料模型。1123K时的应力应变数据列于表1。其他温度下的应力应变关系亦取自文献。为反映热轧过程中剪切变形历史对显微组织的影响而引入累积剪切应变的参量,该参量定义为:Exy=∫t0|ε˙xy|dt(1)Exy=∫0t|ε˙xy|dt(1)式中,t为轧件上的某点从轧件被咬入至该点运动到目前的位置所消耗的时间,ε˙ε˙xy为剪应变速率。图1示出了“累积剪应变”的计算结果,该参量反映了剪切变形过程与剪切变形历史的影响,变量Exy可以通过ABAQUS的内部用户子程序USDFLD来计算,并可用等值线显示,图1表示了在轧制时咬入板材后有效应变与离开表面归一化的距离关系;当轧制压下量为47%时,热轧后带钢表层的累积剪应变可达1.0左右,超过压下量的2倍,而心部的累积剪应变基本为零值;剪应变的累积与摩擦因数有关,摩擦因数对剪应变过程的影响示于图2,摩擦因数增加使剪应变开始的时间略有提前,同时使剪切变形结束的时间有较大幅度提前,这与摩擦因数增大后使后滑移区的长度缩短有关,而摩擦因数的大小对最终的累积应变值影响不大。计算表明:在压下量为47%的条件下,当摩擦因数分别为0.2,0.3,0.4,0.5时,表层累积剪应变分别为0.9,1.0,1.1,1.2。当摩擦因数为0.3时,钢带的剪应变场与等效应变形的分布见图3。对试样不同部位的温度分布计算结果示于图4(a),从图4(a)可以看出,温度最高点出现在非常靠近表面层的部位(并不是表层)。一般认为表层散热条件好,温度下降快,表层温度会远低于心部;这种表层温度分布情况除与散热条件有关外,还与塑性功的大小、分布有关;表层的累计剪应变远大于心部,塑性变形在表层产生的热量远大于心部,表层由塑性功导致的温升远大于心部,这与表面散热所导致的表层温度变化趋势正相反。两种矛盾因素作用的结果,使得温度最高点出现在靠近表层的区域。图4(b)表明:轧辊激冷可以造成钢带表面温度的剧烈下降;计算表明,出轧辊后钢带表面温度下降到933K下,下降幅度高达200K,但轧辊激冷影响的范围十分有限,仅使靠近表面的截面下降到初始轧制温度以下,再向心部便到高温区。轧制后的板材的截面晶粒分布受到上述变形场和温度场的综合影响,表面高的累积剪应变和轧辊激冷引起的过冷显然是造成细晶粒的重要条件。2变形前空冷变形温度的影响试验用钢为热轧低碳钢,化学成分为:w(C)=0.05%,w(Si)=0.04%,w(Mn)=0.8%,其他为Fe;其Ac3为1208K,空冷时奥氏体开始分解的温度约为1090K,喷氮强制冷却时奥氏体开始分解温度约为943K。将热轧板加工成ue001φ5.5mm×11mm的圆柱,在Gleeble1500热模拟试验机上进行单向压缩热模拟试验;试样在真空状态下以10K/s升温至1373K,奥氏体化3min,变形前喷氮强制冷却,在1373～1073K的平均冷速为21K/s,1073～873K的平均冷速为120K/s,冷至预定温度后,立即以10s-1的应变速率单向压缩变形,压下率为60%,变形后以20K/s的速度冷至723K,然后空冷至室温。另一组试样变形前空冷至设定温度,经实测在1373～1173K的平均冷速为60K/s,1173～873K的平均冷速为20K/s,变形后未进行淬火以固定高温组织,采用的冷速与实际生产相近。经热模拟后的试样沿纵截面剖开,并观察金相组织;据试样上的热电偶实测温度—时间曲线,用热力耦合的有限元模拟求得试样心部的相应的温度,以此修正实际变形开始温度,校正前的名义变形温度和校正后的实际变形温度对照列如表2。变形前空冷变形温度对显微组织的影响示于图5。从图5可以看出,变形温度较高时,随之转变生成的铁素体呈等轴状,并随变形温度下降而晶粒变细,如1181K时晶粒直径为5.5μm,1130K时为3.7μm,至1098K时,基本为等轴状,但开始出现混晶,部分晶粒较大,小的晶粒直径2～3μm。该钢的Ar3约为1180K,在空冷时,冷至1098K时将会有部分铁素体析出,变形时铁素体和奥氏体同时变形,在较高温度下铁素体变形后会发生再结晶,产生部分较细的晶粒。当冷至1047K变形时,虽然总体上被细化,但部分铁素体晶粒明显被拉长,这些铁素体晶粒在变形前已析出,变形时并未完成再结晶,在997K和926K变形后,晶粒更细化,但大部铁素体晶粒均被拉长,表明大部分铁素体已在变形前期析出,变形后尚未完成再结晶,同时可见被拉长的珠光体团,这亦表明变形前珠光体转变大部分已完成。变形前喷氮冷却,在标示温度下压缩变形60%变形冷却后的组织示于图6。变形温度在1189K时,铁素体平均晶粒直径为5.6μm;在变形温度为1138K,铁素体平均晶粒直径为4.5μm;变形温度降至1037K时,铁素体晶粒仍较均匀,平均直径为3μm;变形温度为986K时,铁素体晶粒变为1.9μm,晶粒大小基本均匀。这表明,铁素体晶粒基本在变形后形成,只是在变形温度降至949K时才出现被拉长的铁素体晶粒。比较图5和图6有以下几点明显不同:(1)变形前喷氮,即加大冷速,可以使变形后获得等轴铁素体晶粒的温度下降至986K,变形前空冷只能使这一温度下降至1130～1047K,在此温度以下,都得到严重变形拉长的铁素体晶粒;(2)在变形前喷氮快冷,比变形前空冷可以得到更细的铁素体晶粒,约为1.9μm;(3)冷却速度越高,则奥氏体过冷度越高,变形+过冷的双重相变驱动力会产生更多结晶核心,因此可以获得更细的铁素体晶粒。3组织与热模拟从板材轧制时的变形模拟可以看出:只有对于薄板(通常小于1mm以下的板材),表面剪切变形的累积和轧辊的激冷,才有可能使整个截面得到较大过冷和较大的剪切变形的累积,从而为获得变形后的细晶粒创造条件。有关变形分布的计算和实验的结果表明:由轧制变形产生晶粒细化,在板材的整个截面上将是不均匀的,表面层由于剪切变形累积,产生大的有效应变,表层晶粒会最细,而向心部变形累积逐渐减少,晶粒逐渐变大。影响轧制变形晶粒度的另一重要因素是轧制时的温度场。从图4(a)所示的热轧板带钢的变形区的温度分布可以看出,温度最高点出现在非常靠近带钢表面层的部位(但并非表面层);这种温度分布是与表层散热条件较好,温度下降较快外,还与变形区的塑性功的大小,分布有关;剪应变累积受轧制时的摩擦力的影响也会影响到轧制变形时的温度场。轧制变形后的显微组织既与变形分布有关,也与温度分布有关。表层的高的剪应变累积使晶粒细化,而较高的温度又可能使晶粒粗化,也可能发生再结晶,或部分再结晶,即使部分晶粒粗化,造成表层混晶。最终的组织则视变形后的相变条件和相变后的温度条件和冷却条件而定。图4(b)还表明,虽然轧辊表面激冷确可以使钢板表面温度下降高达200K,但影响范围很有限,仅有5%的截面厚度的薄层中下降到初始轧温度以下,向心部板材的温度变得较高,轧制后板材的组织是上述各因素互相作用的结果。用热模拟实验结果可以解释轧制后的板材表层组织的混晶,及与沿轧向拉长变形的组织。这两类钢板冷弯时表面微裂纹主要和表层混晶和带有方向性的变形的显微组织有关。热模拟试验结果表明:在变形前如果冷速较缓慢,则在冷却过程中便会析出铁素体,随后在含有奥氏体和铁素体混合组织的试样变形就发生混晶和呈带状的组织出现,热模拟的变形前空冷就容易出现这种组织;特别是热模拟时变形前空冷,而随后的变形温度又较低时,不仅易出现混晶,又易出现变形的组织(图5)。即使组织较细,而由于组织严重变形,也出现力学性能方向性。如果变形前进行快冷,使变形时奥氏体处于过冷状态,而没有先析出铁素体,而在变形后过冷和变形的双重作用增加了相变驱动力,奥氏体晶粒被破碎,有大量结晶核心,而由于相变温度较低,形成的新相铁素体没有长大的条件,从而得到细晶粒。图6所示的结果就如此,在变形前喷氮气冷却,使变形温度降至986K,施加60%的变形量而得到2μm的细晶粒。综合上述的分析和讨论可以得出,对奥氏体进行强制快冷,以使奥氏体在变形前处于过冷状态,再施加合适的变形量,则相变后可以得到较细的晶粒,是细化低碳钢晶粒的有效手段;如果冷却速度不足,在变形前,奥氏体中发生铁素体析出,则变形后会发生混晶或产生严重变形的显微组织;如果在变形过程中发生部分铁素体析出,再继续发生变形,也会产生严重变形的组织。由此提出快冷,使奥氏体处于较大的过冷状态,再采用合理的变形量,是获得细晶钢的有效的手段和方法。在轧制变形时,高温加热的钢板可以通过快冷使奥氏体处于过冷状态,随之轧制变形,即可获得较细晶粒的板材。板带变形时的温度场和轧制变形的数字模拟得出,板带表面具有激冷的条件,容易使奥氏体产生过冷,而且表面具有高的累积剪应变;但轧辊的激冷作用,只是在表面(仅为截面厚度的5%左右),而且表面剪应变最高,因此用轧制变形的方式,只在板材截面较薄时,才可能得到整个截面的较细晶粒组织;而对于较厚的截面,则只能得到表层较细,向心部晶粒逐渐变大的梯度组织,一般汽车用热轧板截面厚度均在3mm以上(通常为5～8mm),因此更大的可能是得到梯度组织,而难以得到整个截面的细晶组织。用上述实验结果和分析作依据,设计了珠钢CSP线上生产热轧细晶粒钢板的新的轧制工艺,有关结果如下。钢的化学成分为:w(C)=0.17%,w(Si)=0.32%,w(Mn)=1.21%,w(P)=0.012%,w(S)=0.002%,w(Al)=0.028%,w(Cr)=0.029%,w(Ni)=0.051%,w(Sn)=0.011%,连铸薄板坯厚50mm,其轧制工艺参数见表3,按这种工艺生产的6～8mm板材力学性能见表4。该钢表层细晶粒3～5μm,板材心部晶粒度8～10μm,性能良好,较好解决了冷弯微裂纹问题;现已小批量在重庆重型汽车公路运输车的大梁和发动机横梁上应用。4热轧板带增强晶粒结构应变,(1)CSP线高强度细晶粒热轧板的混晶和变形拉长组织是由于在变形前有铁素体从奥氏体中析出