基于DSCCR 生產(chǎn)工藝的終軋溫度對軋制過程中低碳鋼組織與性能影響分析

李朝陽，趙志鵬，田 鵬，梁曉慧，王書桓*，康永林

（1 華北理工大學 冶金與能源學院，河北 唐山 063210；2 北京科技大學 鋼鐵共性技術協(xié)同創(chuàng)新中心，北京100083；3 北京科技大學 材料科學與工程學院，北京 100083）

世界上第一條薄板坯連鑄連軋生產(chǎn)線由德國SMS 公司研究成功，并于1989 年率先在美國紐柯公司成功實現(xiàn)工業(yè)化生產(chǎn)［1］。隨后，世界各鋼鐵發(fā)達國家對薄板坯連鑄連軋技術進行了研究并相繼開發(fā)出了多種薄板坯連鑄連軋技術，其中包括：緊湊式帶鋼生產(chǎn)線（compact strip production，CSP）［2］、在線熱帶生產(chǎn)工藝（inline strip production，ISP）［3］、優(yōu)質板坯生產(chǎn)技術（quality slab production，QSP）［4］、靈活式薄板坯軋制工藝（flexible thin slab rolling， FTSR）［5］、薄板生產(chǎn)技術（thin slab production， TSP）［6］。經(jīng)過幾十年的發(fā)展，薄板坯連鑄連軋生產(chǎn)技術已經(jīng)由單坯軋制發(fā)展到了無頭軋制，目前無頭軋制技術主要有Arvedi 的無頭軋制技術（endless strip production， ESP）、首鋼京唐多模式連鑄連軋（multi-mode continuous casting and rolling，MCCR）技術及唐山全豐的東華鋼鐵連鑄連軋（Donghua steel continuous casting rolling，DSCCR）技術［7-11］。

鐵素體軋制工藝又稱相變控制軋制或低溫形變，其利用帶鋼在鐵素體區(qū)變形抗力較小的特點來降低軋制過程能耗，減少氧化鐵皮厚度，同時可提高生產(chǎn)效率，降低生產(chǎn)成本［12-13］。目前，在CSP，F(xiàn)TSR 等薄板坯連鑄連軋設備上已實現(xiàn)鐵素體軋制［14-15］，而ESP 等無頭軋制過程中的鐵素體軋制工藝研究較少。DSCCR 采用雙蓄熱輥底式加熱爐代替?zhèn)鹘y(tǒng)ESP 設備的電感應加熱設備，可顯著降低生產(chǎn)能耗，為企業(yè)節(jié)約生產(chǎn)成本，提高經(jīng)濟效益。因此本工作將基于DSCCR 無頭軋制工藝對低碳鋼鐵素體區(qū)軋制過程進行研究分析，對比分析奧氏體區(qū)軋制及鐵素體區(qū)軋制過程板帶組織及性能的變化規(guī)律，對無頭軋制工藝實現(xiàn)鐵素體區(qū)軋制具有重要的意義。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料及軋制工藝

本工作所研究實驗鋼的化學成分如表1 所示。軋制實驗在DSCCR 工藝設備上進行。實驗鋼經(jīng)連鑄形成方坯，再經(jīng)粗軋形成厚度為35 mm 的中間坯，然后進入精軋機組進行精軋形成厚度為3 mm 的帶鋼。精軋入口溫度為1050 ℃，通過調整軋速使精軋出口溫度分別達到880，820，780 ℃，卷取溫度均為680 ℃，工藝過程如圖1 所示。軋制完成后對帶鋼穩(wěn)定軋制部分進行取樣分析。

圖1 軋制工藝過程示意圖Fig.1 Schematic diagram of rolling process

表1 實驗鋼的化學成分（質量分數(shù)/%）Table 1 Chemical compositions of the test steel（mass fraction/%）

1.2 組織表征

軋制實驗結束后，從不同終軋溫度帶鋼橫截面1/4 處切取試樣并對其組織形貌進行觀察，取樣位置及試樣尺寸如圖2 所示。利用體積分數(shù)為4%硝酸酒精溶液（CH3CH2OH∶HNO3=4∶100）對樣品進行浸蝕，利用Eclipse LV150 型光學顯微鏡（OM）及Gemini SEM500 型場發(fā)射掃描電鏡對樣品進行顯微組織觀察；利用體積分數(shù)為10%高氯酸+90%乙醇的混合溶液對樣品進行電解拋光，利用配備了Oxford 電子背散射衍射（EBSD）系統(tǒng)的場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）對樣品進行觀察分析。

圖2 取樣位置及試樣尺寸示意圖Fig.2 Schematic diagram of sampling position and specimen size

1.3 力學性能表征

采用電子萬能試驗機（WDW-200D，200 kN）對軋制板材進行拉伸實驗研究。用線切割機從熱軋板材橫截面的1/4 處切取拉伸試樣，每塊板材分別沿熱軋帶鋼的0°（軋制方向），45°和90°（橫向方向）切割寬度為12.5 mm 的A50 拉伸試樣。拉伸實驗過程中，拉伸速率為0.1 mm/s，拉伸試驗機會自動記錄位移和載荷數(shù)據(jù)。拉伸實驗結束后，采用Gemini SEM500 型場發(fā)射掃描電鏡（SEM）對拉伸斷口形貌進行觀察。

2 實驗結果與討論

2.1 不同終軋溫度下熱軋帶鋼拉伸變形行為

2.1.1 不同終軋溫度下熱軋帶鋼拉伸曲線

不同終軋溫度下熱軋帶鋼0°，45°和90°的拉伸曲線如圖3 所示。從圖3（a）可以看出，拉伸曲線均由四部分組成，即彈性應變階段、屈服階段、加工硬化階段及頸縮階段：試樣在拉伸初始階段發(fā)生彈性變形，達到最大屈服點后，應力值瞬間降低，隨后發(fā)生連續(xù)屈服現(xiàn)象，形成明顯的屈服平臺，屈服平臺發(fā)展到一定階段后拉伸曲線隨著應變的進行不斷上升，表現(xiàn)出加工硬化的特征；當應力值達到最大時，隨著應變增大，曲線下降，此時試樣發(fā)生頸縮，直至斷裂。圖中對應不同條件下試樣拉伸曲線的上屈服、屈服平臺長度、下屈服點、屈服平臺、抗拉強度及斷裂應變不同。當終點溫度為880 ℃時，熱軋帶鋼在0°，45°，90°方向上的拉伸曲線基本重合，表明該終軋溫度條件下的熱軋帶鋼在三個方向上的力學性能相近，表現(xiàn)出較好的均一性；當終軋溫度降至820 ℃時，熱軋帶鋼在0°，45°，90°的拉伸曲線較為分散，并且抗拉強度及伸長率存在顯著差異，表現(xiàn)出明顯的各向異性；當終軋溫度降至780 ℃時，熱軋帶鋼各方向的力學性能差異更為明顯，伸長率顯著降低。

圖3 不同方向（a）和終軋溫度（b）下熱軋帶鋼的拉伸曲線Fig.3 Tensile curves of hot strip steel rolled at different directions（a） and finish rolling temperatures（b）

從圖3 還可看出，隨著終軋溫度的降低，拉伸曲線屈服平臺明顯縮短。計算不同條件下熱軋帶鋼拉伸曲線屈服平臺占總變形的比例，如圖4 所示，可知，隨著終軋溫度的降低，屈服平臺占比也在降低，說明終軋溫度對屈服平臺的影響顯著。

圖4 不同終軋溫度下熱軋帶鋼拉伸屈服平臺占比Fig.4 Tensile yield platform proportion of hot strip rolled at different finish rolling temperatures

2.1.2 不同終軋溫度下熱軋帶鋼的力學性能

不同終軋溫度下熱軋帶鋼強度和屈強比的變化趨勢如圖5 所示。由圖5（a）可知，880 ℃下熱軋帶鋼在縱向（0°），45°和橫向（90°）方向的抗拉強度基本一致，均勻性較好。隨著終軋溫度的降低，縱向（0°）和45°方向的抗拉強度略有降低，而橫向（90°）方向的抗拉強度略有升高。由圖5（a）還可以看出，隨著終軋溫度的降低，軋制后的帶鋼屈服強度呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢，當終軋溫度降低到780 ℃時，其屈服強度達到最小。

圖5 不同終軋溫度下熱軋帶鋼不同方向的強度和屈強比變化趨勢（a）抗拉強度和屈服強度；（b）屈強比Fig.5 Trends of strength and yield ratio in different directions of hot strip rolled at different finish rolling temperatures（a）tensile strength and yield strength；（b）yield ratio

根據(jù)不同方向的抗拉強度和屈服強度，可以計算出不同終軋溫度下熱軋帶鋼屈強比的變化趨勢，如圖5（b）所示。在終軋溫度為880 ℃時，屈強比為0.8～0.81；終軋溫度為820 ℃時，屈強比略有升高，達到0.82～0.86 之間；當終軋溫度降至780 ℃時，屈強比降至0.75～0.79。

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根據(jù)拉伸實驗結果，可以得到熱軋帶鋼不同方向的伸長率和應變硬化指數(shù)n值的變化趨勢，如圖6 所示。從圖6 中可以看出，隨著終軋溫度的降低，熱軋帶鋼的伸長率和n值呈下降趨勢：伸長率從880 ℃時的40%下降到780 ℃時的27%；n值從880 ℃時的0.22下降到780 ℃時的0.17。

圖6 不同終軋溫度下熱軋帶鋼伸長率及n 值變化趨勢Fig.6 Trends of elongation and n value of hot strip rolled at different finish rolling temperatures

2.1.3 不同終軋溫度下熱軋帶鋼拉伸斷口形貌

實驗對不同終軋溫度下熱軋帶鋼拉伸試樣斷口形貌進行了觀察，結果如圖7 所示。對比圖7（a）～（c）中不同終軋溫度拉伸試樣斷口形貌可知：880 ℃時試樣斷口部位呈“V”型斷口形貌特征，在斷口附近能夠觀察到明顯的頸縮特征，斷口中心部位為谷底，該處為拉伸斷裂首先發(fā)生的位置，在斷口邊部為斷裂脊，該處為最后斷裂的部位；當終軋溫度降至820 ℃時，試樣斷口邊部斷裂脊呈間斷分布，并且斷裂脊高度降低，導致斷裂伸長率降低；當終軋溫度為750 ℃時，拉伸試樣斷口中心部位較為平齊，斷口邊部基本無斷裂脊。對比圖7（d）～（f）斷口韌窩形貌可知：終軋溫度880 ℃時，韌窩尺寸較大，韌窩較深，表明此時發(fā)生了較為充分的塑性變形；當終軋溫度為820 ℃時，韌窩尺寸有所減小，并且韌窩變淺；終軋溫度為750 ℃時，拉伸試樣的韌窩尺寸更小，韌窩也更淺。由韌窩形貌及斷口宏觀形貌可知，隨著終軋溫度的降低，其塑性降低，與前述拉伸實驗曲線結果一致。

圖7 不同終軋溫度下帶鋼的斷口形貌（a）880 ℃;（b）820 ℃;（c）780 ℃;（d）880 ℃韌窩形貌;（e）820 ℃韌窩形貌;（f）780 ℃韌窩形貌Fig.7 Fracture morphologies of hot strip rolled at different finish rolling temperatures（a）880 ℃;（b）820 ℃;（c）780 ℃;（d）dimple morphology at 880 ℃;（e）dimple morphology at 820 ℃;（f）dimple morphology at 780 ℃

2.2 終軋溫度對熱軋帶鋼微觀組織的影響

2.2.1 不同終軋溫度下熱軋帶鋼組織特征

圖8 為不同終軋溫度下熱軋帶鋼縱向截面組織形貌。通過對不同終軋溫度下熱軋帶鋼縱向截面組織形貌的比較可知：終軋溫度為880 ℃條件下的熱軋帶鋼內部組織較為均勻，中心部位主要由等軸晶組成，晶粒尺寸約為15 μm，在邊部存在寬度約為110～120 μm 的細晶區(qū)，與中心部位晶粒尺寸存在一定的差異，分析可知，在熱軋后由于存在層流冷卻的作用，使得板材表面的溫降較大，而帶鋼中心部位熱量難以導出，相對邊部溫度較高，使得帶鋼中心部位晶粒尺寸繼續(xù)長大，從而形成了圖中所示的邊部一定范圍內的細晶區(qū)及中心部位尺寸相對較大的等軸晶區(qū)；當終軋溫度降至820 ℃時，熱軋帶鋼近表面附近組織由粗晶組織組成，粗晶組織層厚度約為620～730 μm，同時可以觀察到這些粗晶組織保留了變形的特征，呈現(xiàn)出條帶狀分布特征，而中心部位多由等軸晶組織組成，分析可知，當終軋溫度為820 ℃時，在軋制的最后兩道次熱軋板表面附近溫度低于奧氏體轉變溫度而發(fā)生奧氏體向鐵素體的轉變，而熱軋板中心部位溫度仍高于奧氏體轉變溫度，該部位為奧氏體組織，在軋制過程中鐵素體的變形能力優(yōu)于奧氏體，從而保留了原始的條帶狀變形組織形貌特征，中心部位奧氏體組織發(fā)生動態(tài)再結晶形成細小的再結晶組織，導致形成圖中所示的組織分布特征；當終軋溫度降低至780 ℃時，熱軋帶鋼邊部組織仍存在粗晶分層現(xiàn)象，表層粗晶組織厚度在370～450 μm 之間，且在帶鋼中心部位存在明顯的混晶現(xiàn)象，分析可知，終軋溫度為780 ℃時，在軋制過程中帶鋼邊部組織發(fā)生了奧氏體向鐵素體的轉變，而中心部位組織溫度相對較高，仍有部分奧氏體未發(fā)生轉變，而先共析鐵素體在變形過程中能夠很好地協(xié)調變形從而保留了其轉變前的組織形貌，剩余的奧氏體組織發(fā)生了動態(tài)再結晶形成細小的再結晶組織，綜合作用的結果導致中心部位形成明顯的混晶現(xiàn)象。

圖8 不同終軋溫度下熱軋帶鋼縱向截面微觀組織分布（a）880 ℃；（b）820 ℃；（c）780 ℃Fig.8 Distributions of microstructure at longitudinal section of hot strip rolled at different finish rolling temperatures（a）880 ℃；（b）820 ℃；（c）780 ℃

不同終軋溫度下熱軋帶鋼中心部位組織形貌如圖9 所示。由圖9 可知：880 ℃熱軋帶鋼中心部位組織由細小的等軸晶組成，晶界附近分布有尺寸較大的滲碳體；當終軋溫度降至820 ℃時，中心部位晶粒尺寸明顯減小，而滲碳體則以棒狀形式分布在鐵素體晶粒的晶界或角隅處；當終軋溫度為780 ℃時，中心部位混晶現(xiàn)象明顯，在粗大的鐵素體晶粒周圍可以觀察到細小的晶粒組織，同時，只能零星觀察到一些短棒狀滲碳體，在一些粗大的鐵素體晶粒內部能夠觀察到明顯的亞晶結構。圖10 為不同熱軋帶鋼中心部位滲碳體的微觀形貌，從圖中可知，隨著終軋溫度的降低，滲碳體的形貌和分布發(fā)生了較大變化，終軋溫度880 ℃時，滲碳體分布在晶界處，并且在三叉晶界處存在珠光體組織；當終軋溫度為820 ℃時，在晶粒內部能夠觀察到明顯析出的滲碳體組織，并在晶界角隅處觀察到尺寸不一的珠光體組織；當終軋溫度為780 ℃時，在晶界及晶粒內部能夠觀察到尺寸相對較小的滲碳體組織，并且能夠觀察到明顯的變形組織形貌特征。

圖9 不同終軋溫度下的熱軋帶鋼中心部位微觀組織形貌（a）880 ℃；（b）820 ℃；（c）780 ℃；（d）880 ℃滲碳體形貌；（e）820 ℃滲碳體形貌；（f）780 ℃滲碳體形貌Fig.9 Microstructure morphologies at central part of hot strip rolled at different finish rolling temperatures（a）880 ℃；（b）820 ℃；（c）780 ℃；（d）morphology of cementite at 880 ℃；（e）morphology of cementite at 820 ℃；（f）morphology of cementite at 780 ℃

圖10 不同終軋溫度下熱軋帶鋼中心部位滲碳體形貌及分布（a）880 ℃；（b）820 ℃；（c）780 ℃Fig.10 Morphologies and distributions of cementite at the center part of hot strip rolled at different finish rolling temperatures（a）880 ℃；（b）820 ℃；（c）780 ℃

2.2.2 不同終軋溫度下熱軋帶鋼EBSD 分析

不同終軋溫度下熱軋帶鋼EBSD 及取向差分布分別如圖11 和圖12 所示。從圖中可以看出，當終軋溫度為880 ℃時，組織內部由取向隨機分布的等軸晶組成，基本為大角度晶界，說明該條件下的組織已經(jīng)發(fā)生了完全的動態(tài)再結晶；當終軋溫度降低至820 ℃時，帶鋼組織內部存在明顯織構特征，在細小的晶粒內部能夠觀察到大量小角度晶界，而粗大的晶粒內部基本無小角度晶界，說明細小晶粒為原始奧氏體組織發(fā)生動態(tài)再結晶形成，而粗大晶粒組織為軋制過程中形成的先共析鐵素體組織，變形過程中沒有發(fā)生再結晶從而保留了變形組織形貌；當終軋溫度為780 ℃時，在部分晶粒內部能夠觀察到明顯的取向差異，同時在變形晶粒內部存在大量小角度晶界，這是因為晶粒內部組織發(fā)生了一定的傾轉。

圖12 不同終軋溫度下熱軋帶鋼取向差分布（a）880 ℃；（b）820 ℃；（c）780 ℃Fig.12 Distributions of grain boundary orientation difference of hot strip rolled at different finish rolling temperatures（a）880 ℃；（b）820 ℃；（c）780 ℃

由拉伸曲線可知，隨著終軋溫度的降低，帶鋼拉伸屈服平臺占總應變的比值在不斷減小。對比不同終軋溫度下熱軋帶鋼組織內部小角度晶界（LAGB）分布可知組織內部的LAGB 與屈服平臺存在對應關系：對于終軋溫度為880 ℃的熱軋帶鋼，在拉伸實驗過程中，原始組織中含有極少量的LAGB，當發(fā)生拉伸變形時，組織內部需產(chǎn)生足夠的位錯來抵抗變形，因此拉伸曲線呈現(xiàn)出較長的屈服平臺；對于終軋溫度為820 ℃及780 ℃的熱軋帶鋼，組織內部存在大量的LAGB，在拉伸變形時這些LAGB 可以作為位錯堆積的缺陷，不需要組織內部產(chǎn)生足夠的位錯，使拉伸曲線的屈服平臺收縮。

2.3 不同終軋溫度下熱軋帶鋼氧化鐵皮形貌及分布

圖13 為終軋溫度880，820 ℃和780 ℃下熱軋帶鋼表面氧化鐵皮形貌，并測定了不同條件下氧化鐵皮的厚度，其分布如圖14 所示。終軋溫度880 ℃熱軋帶鋼表面氧化鐵皮層較為致密，平均厚度約為10.16 μm；終軋溫度820 ℃帶鋼表面氧化鐵皮層較為疏松，部分位置可以觀察到分散分布的顆粒狀氧化鐵皮，其平均厚度約為9.77 μm；終軋溫度780 ℃時，氧化鐵皮層表面出現(xiàn)孔洞，其平均厚度約為8.8 μm。

圖13 不同終軋溫度下氧化鐵皮的形貌（a）880 ℃；（b）820 ℃；（c）780 ℃Fig.13 Morphologies of iron oxide scale at different finish rolling temperatures（a）880 ℃；（b）820 ℃；（c）780 ℃

圖14 不同終軋溫度下氧化鐵皮平均厚度Fig.14 Average thickness of iron oxide scale at different finish rolling temperatures

氧化鐵皮的成分和厚度與熱軋帶鋼的化學成分、表面溫度、軋制過程中加熱和終軋溫度、冷卻速率、周圍介質的含氧量有關［16-18］。在600～800 ℃溫度范圍內，生成的氧化鐵皮能夠很好地阻礙鐵和氧原子的擴散，從而導致氧化速率較低。隨著溫度的升高，氧化速率逐漸增大；當溫度超過800 ℃時，氧化鐵皮阻礙鐵和氧原子擴散的能力大大降低，提高板材的氧化速率，因此產(chǎn)生了較厚的氧化鐵皮層。

熱軋帶鋼表面氧化鐵皮的成分和厚度對后續(xù)酸洗效果有重要影響。隨著終軋溫度的降低，表面氧化鐵皮的厚度明顯降低，從而提高后續(xù)的酸洗效率和降低酸洗消耗。

3 結論

（1）隨著終軋溫度的降低，抗拉強度略有下降，伸長率和n值顯著降低，熱軋帶鋼沿不同軋制方向（0°，45°和90°）的力學性能差異增大；對不同熱軋帶鋼組織的觀察發(fā)現(xiàn)，隨著軋制溫度的降低，組織內部混晶現(xiàn)象明顯，這也是導致板材沿不同方向力學性能差異性大的主要原因。

（2）隨著終軋溫度的降低，滲碳體尺寸減小，主要分布在晶界處；此外，采用EBSD 技術對不同熱軋帶鋼組織觀察結果表明，隨著終軋溫度的降低，組織內部的LAGB 數(shù)量增多，對應屈服平臺占比可知，這兩者間存在明顯的對應關系。

（3）隨著終軋溫度的降低，表面氧化鐵皮厚度減小，可提高后續(xù)酸洗效率和降低酸洗消耗。