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DC01鋼為冷軋沖壓用原料，其通過(guò)控制間隙固溶原子含量以及使AlN在熱軋過(guò)程中析出，并在隨后連續(xù)退火過(guò)程中促進(jìn)(jìn)γ纖維織構(gòu)(<111>∥ND)的發(fā)(fā)展而獲得良好的沖壓性能。近年來(lái)，隨著(zhù)汽車(chē)工業(yè)(yè)的發(fā)(fā)展，沖壓零部件的復(fù)雜化對DC01板材提出了更高的要求，而熱軋帶鋼性能的穩(wěn)定性直接關(guān)(guān)系到冷軋后成品的性能。為此，對DC01熱軋帶鋼的組織性能進(jìn)(jìn)行了分析研究。

1研究材料與方法

以首鋼遷鋼生產(chǎn)(chǎn)的DC01熱軋帶鋼為研究對象，其化學(xué)(xué)成分為：ω(C)=0.04％、ω(Si)=0.01％、ω(Mn)=0.26％、ω(P)=0.013％、ω(S)=0.006％、ω(Als)=0.039％、ω(N)=0.0023％。切取規(guī)格為400mm×板寬共14個(gè)(gè)試樣。沿板寬方向的1/4、1/2和3/4位置切取拉伸試樣，以及在板寬方向5個(gè)(gè)位置切取金相試樣。從帶鋼頭部20m、頭部120m和尾部50m位置的板寬1／4處切取化學(xué)(xué)相分析試樣。

2分析與討論

2.1力學(xué)(xué)性能和晶粒度分析

終軋溫度和卷取溫度對熱軋帶鋼的組織性能有重要影響。帶鋼頭部120m和尾部50m范圍內(nèi)屈服強(qiáng)度的波動(dòng)(dòng)在20MPa以?xún)?，并且板寬方向的力學(xué)(xué)性能基本趨于一致，抗拉強(qiáng)度幾乎呈均勻分布。帶鋼頭部10m和尾部10m處的屈服強(qiáng)度要比其他位置略高，其原因是軋后帶鋼長(cháng)度方向冷卻不均，頭、尾冷速較高。另外，卷取后，帶鋼中部溫度因熱傳導(dǎo)略有回升，造成軋后晶粒再結(jié)晶軟化，但是總體來(lái)講，帶鋼的力學(xué)(xué)性能比較均勻。

帶鋼的金相組織為多邊形鐵素體，晶粒度為7～8.5級，帶鋼長(cháng)度方向同一位置晶粒度變化平穩(wěn)，寬度方向晶粒度變化存在少許波動(dòng)(dòng)，但是均不存在混晶組織。劉振宇等人的研究結(jié)果表明，軋制過(guò)程中溫度沿寬度方向的分布不均勻，邊部溫度較低，在精軋過(guò)程中，易造成邊部在A(yíng)+F兩相區(qū)軋制，從而產(chǎn)(chǎn)生混晶現(xiàn)象，引起力學(xué)(xué)性能的下降。首鋼遷鋼DC01帶鋼的終軋溫度為930℃，卷取溫度為730℃，由經(jīng)(jīng)驗(yàn)公式計(jì)算出其Ar3溫度約為870℃，與終軋溫度的差值約為70℃。當(dāng)帶鋼邊部的終軋溫度大于870℃時(shí)(shí)，就不會(huì)(huì )產(chǎn)(chǎn)生混晶組織。由于帶鋼邊部的精軋溫度較低，同樣的變形條件下，邊部γ晶粒的位錯(cuò)密度和缺陷要比其他位置高，在相變過(guò)程中為鐵素體提供了更多的形核地點(diǎn)(diǎn)，使相變后的鐵素體晶粒更加細(xì)小均勻。

2.2析出分析

二相粒子尺寸在10nm以下的頻度分布最大，并且?guī)т摬煌恢孟嗔Ｗ映叽绶植加胁顒e。分析其原因，主要是帶鋼卷取后，不同部位冷卻速度不同，外圈冷卻速度大于內(nèi)圈，內(nèi)圈大于中部，而冷卻速度直接影響到二相粒子的熟化過(guò)程，相同初始溫度下，冷卻速度越慢，二相粒子越粗大。DC01帶鋼成卷后，其尾部50m處冷卻速度大于頭部20m處，頭部120m(帶鋼的頭部對應(yīng)鋼卷的內(nèi)圈)冷卻速度最小，所以尾部50m處尺寸小于5nm的粒子頻度較高，而頭部120m處尺寸為10nm粒子頻度較高。

3結(jié)論

(1)DC01帶鋼長(cháng)度方向上屈服強(qiáng)度最大差值約為20MPa，抗拉強(qiáng)度變化平穩(wěn)，頭尾伸長(cháng)率較高。帶鋼寬度方向晶粒度相差1級左右，屈服強(qiáng)度最大差值約為10MPa。

(2)DC01帶鋼中沉淀析出的二相粒子以M3C為主，M3C和AlN固C、N效果明顯，間隙固溶的碳、氮量很少，從而有利于連續(xù)退火過(guò)程中γ纖維織構(gòu)的發(fā)(fā)展。

(3)計(jì)算得到帶鋼頭部20m、頭部120m和尾部50m處沉淀強(qiáng)化增量分別為10.86、9.256、11.595MPa，具有微弱的沉淀強(qiáng)化效果。