惠亞軍，趙征志，趙愛民，黃 耀，尹恒祥，郭 睿

(北京科技大學(xué)冶金工程研究院，北京 100083)

熱軋高強(qiáng)鋼是板帶產(chǎn)品中用途最廣、用量最大的鋼鐵材料之一［1］.隨著經(jīng)濟(jì)的發(fā)展，國(guó)家對(duì)安全、環(huán)保、節(jié)能和降低成本的要求越來越高，對(duì)材料構(gòu)件的強(qiáng)韌性、冷成型性和焊接性的要求也更為突出，從而促進(jìn)了熱軋高強(qiáng)鋼的開發(fā)和生產(chǎn)［2］.國(guó)內(nèi)外在利用控軋控冷(TMCP)工藝生產(chǎn)700～800 MPa級(jí)熱軋高強(qiáng)鋼時(shí)多采用合金化的思想，鋼中合金元素的數(shù)量較多，并且加入了附加值較高的Mo、Cr、Ni等合金元素，導(dǎo)致鋼材成本的增加［3-5］.鋼中最常用的微合金化元素是Nb、V和Ti，其作用是細(xì)化晶粒與沉淀強(qiáng)化.與Nb和V微合金化相比，Ti微合金化的應(yīng)用較少，其主要原因是由于Ti的性質(zhì)活潑以及析出對(duì)溫度和冷卻速度較敏感.但隨著冶金工藝控制水平的提高，Ti微合金化鋼存在的問題有望得到解決.比較Nb，V和Ti這3種微合金元素，目前在市場(chǎng)上鈮鐵和釩鐵的價(jià)格比鈦鐵貴10倍以上，其次我國(guó)氧化鈦的儲(chǔ)量為6.3×108ton，幾乎占世界總儲(chǔ)量的45.6%，資源非常豐富［6］.Ti除了能形成穩(wěn)定的氮、碳化物而阻止奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，從而改善材料的焊接性能外，還能使鋼中的硫化物變性，從而改善材料的縱橫方向上性能的差異;Ti含量較高(質(zhì)量分?jǐn)?shù)＞0.04%)時(shí)，采用TMCP工藝時(shí)能形成細(xì)小彌散的TiC粒子，起到析出強(qiáng)化的作用［7］.考慮到資源、生產(chǎn)成本和企業(yè)的經(jīng)濟(jì)效益，生產(chǎn)鈦微合金化鋼有更低的成本，這對(duì)于提高我國(guó)鋼鐵行業(yè)的競(jìng)爭(zhēng)力具有十分重要的意義.

結(jié)合前期的相關(guān)研究，設(shè)計(jì)了一種Ti微合金化高強(qiáng)度熱軋帶鋼，通過改變控軋控冷工藝參數(shù)，改變鋼的相變產(chǎn)物類型和比例以及控制析出物的量等，從而改善鋼的性能［8］.卷取溫度是獲得貝氏體組織最為關(guān)鍵的工藝參數(shù)之一，因此本文主要研究卷取溫度對(duì)鋼組織性能的影響，探討鈦微合金化鋼獲得高強(qiáng)度的機(jī)制，從而確定最佳的生產(chǎn)工藝.

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)用鋼是在北京科技大學(xué)高效軋制國(guó)家工程研究中心50 kg真空感應(yīng)爐上冶煉的，其主要成分如表1所示.從實(shí)驗(yàn)室真空冶煉的鋼坯上取樣，加工成 Φ4 mm×10 mm的熱模擬試樣，在GLEEBLE 3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上測(cè)定實(shí)驗(yàn)鋼的靜態(tài)CCT曲線.

表1 實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

實(shí)驗(yàn)方案如下:將試樣以10℃/s加熱到 950 ℃，保溫5 min 后分別以0.2、0.5、2、5、10、20、30、50、80 ℃ /s冷卻到200 ℃以下，結(jié)合試樣的金相照片畫出CCT曲線，如圖1所示.

由圖1可見，實(shí)驗(yàn)鋼靜態(tài)CCT曲線由鐵素體轉(zhuǎn)變區(qū)和貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)組成，整體呈扁平狀，在較大冷卻速度范圍內(nèi)即可獲得貝氏體組織.

將尺寸為60 mm×80 mm×100 mm的熱軋坯，在北京科技大學(xué)Φ350 mm四輥可逆軋機(jī)上，經(jīng)6道次軋成6 mm厚的鋼板，軋制道次為60 mm→41 mm→27 mm→17 mm→11 mm→8 mm→6 mm.根據(jù)實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分，確定加熱溫度為1 250℃，保溫時(shí)間1.5 h，分兩階段控制軋制，參考實(shí)驗(yàn)鋼的 CCT曲線，確定粗軋開軋溫度為1 120℃.為了通過軋制道次之間的反復(fù)再結(jié)晶充分細(xì)化奧氏體晶粒，將再結(jié)晶區(qū)軋制溫度定為1 000℃以上.精軋階段的開軋溫度設(shè)定為950℃以下，精軋壓下率大于60%，終軋溫度為800℃左右.隨后，以15～20℃/s的冷速直接水冷到300、400和470℃，放入電阻爐中保溫1 h后隨爐冷至室溫模擬卷取過程.

圖1 實(shí)驗(yàn)鋼靜態(tài)CCT曲線

從軋后的鋼板上切取金相樣，沿著軋向研磨和拋光后，用體積分?jǐn)?shù)4%的無水乙醇硝酸溶液侵蝕后，用掃描電鏡對(duì)組織進(jìn)行觀察.按照GB/T 228—2002的要求，切取標(biāo)距為50 mm的拉伸試樣，用萬能拉伸實(shí)驗(yàn)機(jī)以2 mm/min的拉伸速度在室溫下拉伸.沖擊為沿橫向的尺寸為5 mm×10 mm×55 mm的夏比非標(biāo)準(zhǔn)試樣，試驗(yàn)溫度為-20℃.

在實(shí)驗(yàn)室制備碳萃取復(fù)型試樣，觀察實(shí)驗(yàn)鋼中第二相粒子的析出情況，制備雙噴減薄試樣觀察鋼的微觀精細(xì)結(jié)構(gòu).碳萃取復(fù)型試樣制備過程為:在經(jīng)過研磨拋光及用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液侵蝕后的試樣表面沉積一層碳膜，然后將碳膜劃分成3 mm×3 mm的網(wǎng)格后放入體積分?jǐn)?shù)為10%的硝酸酒精中侵蝕，最后待碳膜鼓起脫落后，用銅網(wǎng)撈取，放入去離子水中清洗后用銅網(wǎng)撈取瀝干即可.雙噴減薄試樣的制備過程為:將試樣機(jī)械減薄至60 μm的薄片，將其放在直徑3 mm的打孔機(jī)上沖下圓片，最后電解雙噴至穿孔即可.

2 結(jié)果與討論

2.1 實(shí)驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

實(shí)驗(yàn)鋼在不同卷取溫度下的力學(xué)性能如表2所示，其中:Rp0.2為屈服強(qiáng)度;Rm為抗拉強(qiáng)度;A為延伸率;Akv為沖擊功.卷取溫度對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼力學(xué)性能的影響如圖2所示.在實(shí)驗(yàn)鋼所研究的卷取溫度范圍內(nèi)，實(shí)驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨著卷取溫度的升高呈先下降再上升的趨勢(shì)，延伸率呈先上升再下降的趨勢(shì)，如表2及圖2所示.由此可見，卷取溫度對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼的力學(xué)性能具有很大的影響.

表2 實(shí)驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

圖2 卷取溫度對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼力學(xué)性能的影響

從表2可以看出:實(shí)驗(yàn)鋼在300℃卷取時(shí)，屈服強(qiáng)度最高，達(dá)735 MPa，抗拉強(qiáng)度為840 MPa，延伸率只有14.7%;當(dāng)卷取溫度升高到400℃時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度下降明顯，分別降到675和790 MPa，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別下降了60和50 MPa，但延伸率有明顯的升高，達(dá)到了19.6%;與400℃卷取相比，當(dāng)卷取溫度升高到470℃時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度達(dá)到700 MPa，升高了25 MPa，抗拉強(qiáng)度達(dá)到了865 MPa，提高了75 MPa，且其抗拉強(qiáng)度最高，比300℃卷取時(shí)升高了25 MPa，延伸率為18.9%.由表2還可見:實(shí)驗(yàn)鋼的屈強(qiáng)比都被控制在了0.9以下，這保證了材料在使用過程中更為安全;實(shí)驗(yàn)鋼在(-20℃)條件下的沖擊功都大于100 J/cm2，表現(xiàn)出了優(yōu)良的低溫韌性，如表2所示.

2.2 實(shí)驗(yàn)鋼的微觀組織

圖3給出了不同卷取溫度下實(shí)驗(yàn)鋼在掃描電鏡下的顯微組織照片.如圖3(a)所示，在300℃卷取時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼主要由板條貝氏體和粒狀貝氏體組成的混合組織，其中板條貝氏體的板條間有殘余奧氏體薄膜存在，有的薄膜呈塊狀，有的薄膜呈長(zhǎng)條狀;馬氏體-奧氏體(M-A島)的形成是因?yàn)樵谪愂象w轉(zhuǎn)變過程中，碳原子不斷地從貝氏體基體向奧氏體中擴(kuò)散，使得剩余奧氏體內(nèi)逐漸富碳，但島內(nèi)的碳含量富集程度尚達(dá)不到能析出碳化物的水平，故成為富碳奧氏體島，在冷卻過程中一部分將轉(zhuǎn)變成馬氏體，即M-A島狀組織［9］;圖3中箭頭所指的組織為M-A島狀組織，在400℃與470℃卷取時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼的組織主要為粒狀貝氏體，卷取溫度為470℃時(shí)M-A島的數(shù)量比400℃卷取時(shí)多，大小參差不一，分布不均勻，形態(tài)主要是粒狀、塊狀和長(zhǎng)條狀，而卷取溫度為400℃時(shí)M-A島的分布更加彌散，尺寸更加細(xì)小，如圖3(b)和(c)所示.

圖3 實(shí)驗(yàn)鋼在不同卷取溫度時(shí)的顯微組織

為了說明實(shí)驗(yàn)鋼力學(xué)性能變化的原因，利用透射電鏡(TEM)觀察了300和470℃卷取時(shí)實(shí)驗(yàn)鋼的精細(xì)組織結(jié)構(gòu)，如圖4所示.300℃卷取時(shí)實(shí)驗(yàn)鋼主要為板條貝氏體和粒狀貝氏體組成的混合組織，板條貝氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生在貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)的較低溫度區(qū)，是切變和擴(kuò)散混合型轉(zhuǎn)變，鐵素體呈板條狀平行排列，形成板條束，板條間為小角度晶界，板條束間為大角度晶界［9］.300℃卷取時(shí)實(shí)驗(yàn)鋼組織的精細(xì)結(jié)構(gòu)為板條狀，板條界清晰可見，板條間分布著薄膜狀或針狀的M-A組元，板條寬度為0.2～0.5 μm，鐵素體板條內(nèi)存在很高的位錯(cuò)密度，如圖4(a)所示.470℃卷取時(shí)實(shí)驗(yàn)鋼的組織主要為粒狀貝氏體，粒狀貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)比上貝氏體轉(zhuǎn)變溫度稍高，也是切邊和擴(kuò)散型的轉(zhuǎn)變.由圖4(b)所示，470℃形成的粒狀貝氏體有兩種形態(tài)，第1種是在板條鐵素體內(nèi)存在M-A組織，由于同一板條束中的板條間為小角度晶界，對(duì)侵蝕不敏感，板條界不清晰，因而在光學(xué)顯微鏡下粒狀貝氏體鐵素體為塊狀，需借助投射電鏡分辨;第2種為在鐵素體基體內(nèi)或邊界存在M-A島狀組織，在光學(xué)顯微鏡下，M-A物質(zhì)為粒狀，在SEM或TEM下，M-A呈塊狀或條狀.與300℃卷取時(shí)形成的板條相比，470℃卷取時(shí)的板條大小不一，板條邊界不平直，板條最大寬度達(dá)到了0.7 μm左右，板條內(nèi)也分布著大量位錯(cuò)，如圖4(b)所示.

圖4 實(shí)驗(yàn)鋼在不同卷取溫度時(shí)的TEM形貌

2.3 實(shí)驗(yàn)鋼中析出物分析

卷取溫度是熱軋帶鋼獲得貝氏體組織最為關(guān)鍵的工藝參數(shù)之一，不同溫度卷取時(shí)，試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能不同.同400和470℃卷取相比，由于在較低的300℃卷取時(shí)將更多的位錯(cuò)缺陷保留在基體中，同時(shí)低溫減慢了碳及合金元素的擴(kuò)散速度，易于形成長(zhǎng)寬比較大的板條貝氏體，這將大幅度地提高強(qiáng)度.由于板條內(nèi)位錯(cuò)密度大，不利于變形中的運(yùn)動(dòng)，導(dǎo)致了鋼塑性降低，因此實(shí)驗(yàn)鋼在300℃卷取時(shí)的強(qiáng)度比在400和470℃卷取時(shí)高，延伸率低，這與圖2中的數(shù)據(jù)規(guī)律是一致的.

實(shí)驗(yàn)鋼在400和470℃卷取時(shí)所形成的都是粒狀貝氏體組織，當(dāng)加速冷卻終止溫度較高時(shí)，由于碳的擴(kuò)散速度較快，形成的M-A組織數(shù)量較多、尺寸較大，當(dāng)加速冷卻的終止溫度較低時(shí)，所形成的M-A島尺寸更加細(xì)小、分布更加彌散，如圖3(b)和(c)所示.有研究表明［9］，當(dāng) M-A 組織數(shù)量少、尺寸小以及分布均勻、形態(tài)趨于球狀時(shí)對(duì)力學(xué)性能有利，而長(zhǎng)條狀的或帶有尖角的M-A組織對(duì)性能不利，本實(shí)驗(yàn)中400℃卷取時(shí)M-A島比470℃時(shí)的更加細(xì)小，然而其強(qiáng)度卻比470℃卷取時(shí)低，這主要是和微合金元素Nb與Ti的析出有關(guān).利用碳膜萃取法對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼在400和470℃卷取時(shí)試樣中析出物的結(jié)構(gòu)作了分析，如圖5所示.400℃卷取時(shí)析出物尺寸分布在80～150 nm，形狀主要是方形的，如圖5(a)所示.

圖5 實(shí)驗(yàn)鋼在不同卷取溫度時(shí)的析出物形貌和能譜

對(duì)圖5(a)中箭頭所指的粒子進(jìn)行能譜分析，結(jié)果表明該析出粒子主要是Nb和Ti復(fù)合碳氮化物粒子，并且以Ti的析出為主，如圖5(b)所示.因Nb(C，N)和Ti(C，N)在室溫下的晶格常數(shù)比較接近，在整個(gè)固態(tài)范圍內(nèi)均可完全互溶，故圖5(a)中箭頭所指粒子可認(rèn)為是復(fù)合析出的(Nb，Ti)(N，C)粒子.470℃卷取后的析出粒子形貌如圖5(c)所示，析出粒子的數(shù)量更多，除了尺寸較大的 (Nb，Ti)(N，C)析出物外，還出現(xiàn)了球狀或近似球狀析出物，其尺寸在幾十個(gè)納米.對(duì)圖5(c)中箭頭所指的近似球形析出物進(jìn)行能譜分析如圖5(d)所示，結(jié)果表明這些析出物主要也是(Nb，Ti)(N，C)粒子，其中 Nb的比重有所增加.由于470℃卷取時(shí)析出的(Nb，Ti)(N，C)粒子比400℃時(shí)的數(shù)量更多，因此其析出強(qiáng)化作用更大，所以實(shí)驗(yàn)鋼在470℃卷取時(shí)所獲得的強(qiáng)度比400℃時(shí)的大.有研究表明，M/A島的形態(tài)和數(shù)量對(duì)沖擊韌性有較大的影響［10］.當(dāng)M/A島較粗大時(shí)，相界面可因塑變誘發(fā)出斷裂的核心，在外力的作用下裂紋得以迅速擴(kuò)展，導(dǎo)致韌性惡化［11］，因此470℃卷取時(shí)的沖擊功的值比400℃卷取時(shí)降低了32 J/cm2.

3 結(jié)論

1)實(shí)驗(yàn)鋼在終軋后以15～20℃/s的冷速冷卻到不同溫度卷取將得到不同的組織:卷取溫度為300℃時(shí)得到板條貝氏體和粒狀貝氏體的混合組織，卷取溫度為400和470℃時(shí)得到粒狀貝氏體組織.

2)實(shí)驗(yàn)鋼在470℃卷取時(shí)屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為700 MPa和865 MPa，延伸率達(dá)到了18.9%，具有最好的綜合力學(xué)性能，滿足了國(guó)標(biāo)對(duì)Q690的性能要求.

3)隨著卷取溫度的升高，實(shí)驗(yàn)鋼的強(qiáng)度呈現(xiàn)出先下降再升高的趨勢(shì)，延伸率呈現(xiàn)出先升高再下降的趨勢(shì)，力學(xué)性能變化的原因主要和貝氏體組織的類型、M-A島的尺寸和形態(tài)以及微合金元素Nb與Ti的析出強(qiáng)化作用有關(guān).

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