摘要：通过对含Nb微合金钢控制轧制后，进行快速冷却+超快速冷却工艺的研究，得到了针状铁素体、板条马氏体及下贝氏体多相组织。实验钢在850℃终轧后，以高于50℃／s的冷却速度快速冷却到中间温度(600~550℃)，空冷2～3s，之后采用超快速冷却至低温卷取。实验钢具有多相组织，屈服强度达到500MPa，抗拉强度明显提高，同时保证了强度和塑性的良好匹配，节约了生产时间。快冷与超快冷相结合的工艺为开发高强度微合金钢提供了新的实验手段。

关键词：多相钢；快速冷却；超快速冷却；卷取温度；力学性能

      自20世纪70年代以来，由低合金高强度钢(HSLA)和低碳高锰钢开发出的微观组织为铁素体+马氏体(F+M)或铁素体+贝氏体(F+B)的双相钢以及TRIP钢，显示了优良的性能和应用前景。随着汽车工业的迅猛发展，对汽车钢板的要求越来越高。目前F+M、F+B双相钢要进一步提高强度，需提高马氏体或贝氏体的体积分数，但其结果却恶化了钢板的成型性和接性。而现在大多数新的高强度级别钢板都需要具有高强度和冷成型性的配合，因此塑性铁素体、贝氏体和马氏体多相组织钢成为选择的目标。其以塑性相铁素体为基体，引入硬相马氏体及贝氏体所构成的多相组织中，贝氏体、马氏体用于提高强度，铁素体、贝氏体用于改善韧性而铁素体同时能保证良好的塑性，因此多相组织的相互配合可获得较好的综合性能。

         超快速冷却(UFC)技术是随着新产品的不断开发和轧制技术的不断发展，开发出的一种

在轧制过程中实现短时、快速、准确控温的新型冷却技术。常规冷却速度一般在25℃／s以下，而UFC的冷却速度一般大于100℃／s。近年来也有将钢热轧后的冷却速度提高到40～80℃／s，用于双相钢生产，而对于将UFC用于生产多相钢则尚不多见。

    本文主要以含微量铌(Nb)的C—Mn钢为研究对象，通过快速冷却及UFC技术获得了F+M+B微观组织。同时，研究了冷速和冷却方式对组织性能的影响规律，为UFC技术在F+M+B多相钢生产上的应用提供实验基础。

l  实验材料与实验方法

    实验钢的化学成分见表1。钢坯尺寸为40mm×50mm×90mm，加热温度为1200℃，保温2h，轧制7道次。各道次的压下率为：33％、12．5％、33％、33％、25％、33％、25％。成品厚度为3mm。对在相同温度终轧后的实验钢，在实验室条件下分别采用2种不同的控制冷却方式，如表2所示。终冷后将实验钢盖以石棉毡，缓慢冷却至室温。

    对轧制后的薄板取样进行组织性能检验。沿轧向垂直平面切取金相试样，采用GX51倒置式系统显微镜进行金相组织观察，并采用Tecnai G20透射电镜对部分条件下的试样进行微观形貌观察。采用OLYCIA m3 V2005专业分析软件测定F、B、M的体积分数及F的平均晶粒尺寸。

    利用JBW一500屏显示冲击实验机进行冲击性能测试，试样尺寸为3mm×10mm×55mm。按照标准GB6397—86，沿轧向将试样加工成拉伸试样，采用INSTRON4206电子机械实验机进行拉伸性能测试，夹头移动速度为5mm/min。

2  实验结果

2．1实验钢的微观组织

    图1是实验钢在不同控轧控冷工艺下获得的显微组织。

    由图1可知，1号实验钢快速冷却到550℃卷取时，获得了F+珠光体(P)组织，而2号钢在400℃卷取时得到了F+B的微观组织，所以实验钢微观组织中贝氏体的转变温度应在400℃左右，而马氏体的转变温度应更低。为了获得多相组织，调整了3号、4号钢的冷却方式及卷取温度。采用快冷与UFC结合后，3号、4号实验钢都得到了F+M+B的多相组织。具体的微观组织参量见表3。

    实验钢的微观组织TEM照片如图2所示。图2a为1号实验钢典型的珠光体组织，其体积分数在10％左右。图2b、c、e显示的2号、3号和4号钢的贝氏体形貌相近，而4号钢贝氏体中的碳化物析出更弥散、细小。图2d、f显示的3号、4号钢的马氏体均为板条状，而4号钢的马氏体板条宽度较小且板条宽度较均匀。

    结合图1、图2和表3，在典型的多相钢的组织中，多边形铁素体在原奥氏体晶界上先形核，在原奥氏体晶粒内部则形成下贝氏体及板条状马氏体。3号钢在350℃左右卷取时，硬相微观组织以下贝氏体为主。随着冷却速度的进一步提高和卷取温度的降低，4号钢中的板条状马氏体含量升高。

2．2实验钢的力学-陛能

    由表4可见，各实验钢的屈服强度均在500MPa左右，但1号钢偏低、2号钢稍高。而抗拉强度，4号钢升高最明显，采用分段冷却方式的3号、4号钢的屈强比明显优于直接快冷的1号、2号钢。实验钢的伸长率值较理想，均大于或等于20％。但4号钢的常温冲击吸收功偏低。

3讨论

3．1冷却方式的影响

    对于采用直接快速冷却卷取的1号、2号实验钢，随着卷取温度的降低，实验钢的屈服强度和抗拉强度均显著升高，2号实验钢的屈服强度达到533．3MPa，抗拉强度达到594．6MPa。其主要原因是2号实验钢的铁素体平均晶粒尺寸比1号实验钢的细小且较均匀，同时微观组织中的硬相贝氏体使强度大幅度提高。品粒细化能同时提高屈服强度和抗拉强度，但对提升屈服强度的影响较大。所以，晶粒越细化，抗拉强度与屈服强度之间的差距越小，屈强比越高。本实验的2号钢屈强比达到0．90，对钢材的成型较为不利。由实验结果可知，单纯依靠细化铁素体晶粒及获得F+P、F+B的双相组织都无法达到提高钢材综合性能的目的。所以，在细化晶粒的基础上，从控制组织转变人手，通过采用快速冷却与超快速冷却相结合的工艺，得到了F+B+M的多相组织。下面分析多相组织对钢材综合性能的影响规律。

    在快速冷却与UFC相结合的分段冷却工艺中，前段快冷提高了铁素体的形核驱动力，空冷2～3s，加速了铁素体的形核以及提高了铁素体的体积分数。同时因为铁素体形核，使碳富集在未转变的奥氏体中，使后段采用的UFC在抑制铁素体晶粒长大的同时，促进了奥氏体转变成贝氏体及马氏体。在多相组织中，保证铁素体的体积分数及细化铁素体晶粒，可使屈服强度不会降低，而富碳的贝氏体及马氏体则明显提升了抗拉强度，进而降低了屈强比，使钢材能够获得良好的综合性能。3号、4号钢与1号、2号钢相比，屈服强度基本持平，而抗拉强度大幅度提升，进而降低了屈强比，改善了钢材的成型性能。4号钢贝氏体中的碳化物析出比3号钢的更弥散、细化而数量多，马氏体板条较均匀且宽度较小，3号钢马氏体板条宽度约为0．15μm，4号钢马氏体板条宽度小于0．1μm。同时，由于卷取温度低，4号钢马氏体的体积分数较高，以上三方面因素导致4号钢的抗拉强度比3号钢升高得更显著。

    4号钢的常温冲击吸收功偏低，是由于600℃之后的UFC冷速偏大、卷取温度偏低，因而使多相组织中的位错密度偏高、缺陷增多，同时组织中下贝氏体含量偏低。少量强度较低、塑性良好的下贝氏体可通过塑性变形有效地缓解裂纹前端的三向应力集中；应力状态的改变，引起断裂机制的改变，从而使脆性断裂机制减少，韧性断裂机制增加，相应地使钢的韧性大幅度升高；而当贝氏体体积分数在25％左右时，钢的强度没有明显降低。实验中3号钢的强度基本与1号、2号钢的平均水平持平，而常温冲击韧性明显优于其他实验钢，这可归因于多相组织中含有25％左右的韧性相下贝氏体，同时又具有硬相马氏体。

    不同冷却方式的实验钢塑性均在20％以上，差别不大，可见分段冷却不会影响实验钢的塑性。4号钢的铁素体晶粒细化均匀，所以具有较好的塑性。而3号钢与4号钢相比，铁素体晶粒大小不均，铁素体平均晶粒尺寸较大。因此其伸长率偏低。

3．2实验钢的强化机制

    细化晶粒和控制相变产物是达到钢的强化与韧化的有效途径之一。为此，采用快速冷却使实验钢的铁素体平均晶粒尺寸达到3．5～5．5μm，如4号钢的铁素体晶粒达到超细晶，充分发挥了细晶在提高塑性和强度方面的综合作用。

    相变强化作用主要是使奥氏体转变成硬相珠光体、贝氏体及马氏体，以提高实验钢的性能。3号、4号钢在350℃左右和1 50℃左右卷取时．屈服强度没有降低而抗拉强度陡增至600MPa及730MPa，使屈强比下降，极大地改善了钢材的成型性能。这归因于组织中出现了马氏体。与3号钢快冷工艺相同的4号钢，其抗拉强度骤升到730MPa，主要是由于组织中马氏体体积含量提高、马氏体板条宽度减小及析出物弥散细化。

3．3  工艺优化

    控制钢板在轧后辊道上的冷却和相应的相变是多相钢生产的重要环节。本实验将后置UFC与传统层流、管流冷却工艺相结合，用于生产低成本的多相高强度钢。快冷及UFC的应用使实验钢的综合性能得到显著提高。在开始阶段采用快速冷却，促使形成塑性铁素体和未转变的富碳奥氏体，此阶段冷速不应太快，以保证铁素体的转变量并使残余奥氏体中有足量的碳；后一阶段采用UFC，一方面进一步抑制铁素体晶粒的长大，以细化晶粒；另一方面便于富碳的奥氏体迅速转变为贝氏体及马氏体。据实验结果，工艺优化方案可为，实验钢850℃终轧后，以大于50℃/s的冷速快冷至550～600℃，之后空冷2～3s，再以大于100℃／s的冷速冷却至300℃左右卷取。为避免出现4号钢的常温冲击吸收功偏低现象，应适当提高卷取温度，以降低位错密度及组织中的缺陷，同时保证多相组织中韧性相下贝氏体的转变量，使之获得良好的综合性能。

    总之，通过优化工艺，有效地控制铁素体、马氏体与贝氏体的转变量及组织形态，使铁素体晶粒细化、马氏体板条宽度尽量小且均匀，下贝氏体中析出物分布弥散、均匀、细小，从而可使多相钢的强韧性得到良好的匹配。

4  结论

    (1)实验室条件下，通过快速冷却与UFC相结合的工艺，得到了F+M+B的多相组织。铁素体平均晶粒尺寸达到3．5～5。5μm，贝氏体中的碳化物析出弥散、细小、均匀，而且马氏体板条宽度为0．10～0．15μm。铁素体的体积百分含量为65％左右、贝氏体为25％左右、马氏体为10 %左右，实验钢屈服强度达到500MPa，伸长率为20％，具有较好的强韧性匹配。

    (2)高强度多相钢的主要强化机制是细晶强化与相变强化。

    (3)工艺优化方案为，实验钢在850℃终轧后，以大于50℃／s的冷速，快速冷却到600℃～550℃，之后空冷2～3s，再以大于100℃/s的冷却速度冷却到低温(300℃左右)卷取。