Q355D熱軋H型鋼的CCT曲線及沖擊性能

王文正，馬永福，馬勁紅，張桂營(yíng)，田亞強(qiáng)，程新超，李紅斌，陳連生

(1. 華北理工大學(xué) 教育部現(xiàn)代冶金技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河北 唐山 063210;2. 河北津西鋼鐵集團(tuán)股份有限公司，河北 唐山 064300)

Q355D熱軋H型鋼為應(yīng)用于國(guó)家海洋平臺(tái)工程建設(shè)和北極等高寒地區(qū)的改性H型鋼，某公司采用中小型半連續(xù)生產(chǎn)線軋制Q355D的H型鋼產(chǎn)品，但批次低溫沖擊性能的合格率較低，不滿足其耐低溫韌性和耐腐蝕性能良好的應(yīng)用要求[1-3]。有研究表明[4-7]，通常在鋼中加入鈮、釩、鈦等微合金元素，結(jié)合控軋控冷工藝，研究微合金鋼過冷奧氏體連續(xù)冷卻相變行為和組織演變規(guī)律，掌握鋼中碳氮化物的固溶析出規(guī)律，以達(dá)到強(qiáng)韌化目的。Nb、V元素同時(shí)加入，在加熱時(shí)有效阻止γ晶粒長(zhǎng)大，在軋制時(shí)抑制γ再結(jié)晶及其晶粒長(zhǎng)大，在低溫時(shí)起到析出強(qiáng)化作用，推遲γ→α的轉(zhuǎn)變，最終提高了普通低碳微合金鋼的強(qiáng)度與韌性[8]。本文以Q355D熱軋H型鋼為對(duì)象，通過添加Nb、V微合金化元素，利用熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行試驗(yàn)，結(jié)合金相-硬度分析，研究了試驗(yàn)鋼的靜態(tài)奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變規(guī)律，并繪制出CCT曲線，最后根據(jù)CCT曲線制定不同工藝參數(shù)進(jìn)行軋制試驗(yàn)，為其控軋控冷工藝的制定和工業(yè)化生產(chǎn)提供理論指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼為Q355D鑄坯，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.12C、1.5Mn、0.29Si、0.012P、0.014S、0.010Cu、0.018Cr、0.025Nb、0.027V，余量Fe。坯料截面尺寸為320 mm×410 mm。將鑄坯采用線切割機(jī)加工成φ6 mm×80 mm圓棒試樣，在Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變?cè)囼?yàn)，根據(jù)YB/T 5127—2018《鋼的臨界點(diǎn)測(cè)定方法(膨脹法)》，所有試樣均以10 ℃/s的速度加熱到1000 ℃，保溫180 s，分別以不同的冷卻速度(0.5、1、5、10、20、30、50 ℃/s)冷卻到室溫。將試驗(yàn)后的試樣按長(zhǎng)度方向沿焊接熱電偶位置的橫截面位置切開后進(jìn)行金相制樣，經(jīng)研磨、拋光后用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精侵蝕，分別在Leica DM6M型光學(xué)顯微鏡(OM)下進(jìn)行顯微組織觀察，并采用數(shù)顯小負(fù)荷維氏硬度計(jì)(HV-5SPTA)進(jìn)行硬度檢測(cè)，載荷砝碼200 g，加載時(shí)間10 s，每個(gè)試樣測(cè)量5個(gè)不同部位硬度，取平均值。結(jié)合溫度-膨脹曲線和金相-硬度法，繪制Q355D熱軋H型鋼的靜態(tài)CCT曲線。采取不同試驗(yàn)方案進(jìn)行軋制試驗(yàn)(以得到CCT曲線為依據(jù)制定詳細(xì)軋制方案)，同樣經(jīng)4%(體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精腐蝕后，在Leica DM6M型光學(xué)顯微鏡(OM)下分別觀察不同試驗(yàn)方案下試樣的顯微組織，參考GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》，試驗(yàn)鋼在室溫下的拉伸試驗(yàn)在SUNS-UTM5305型拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，依據(jù)GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》，采用PTMS4502型沖擊試驗(yàn)機(jī)對(duì)試驗(yàn)鋼在-20 ℃下進(jìn)行沖擊性能試驗(yàn)。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖1為不同冷速下試樣的顯微組織。圖1(a)中當(dāng)冷速為0.5 ℃/s時(shí)，室溫組織為黑色區(qū)域珠光體(P)+白色區(qū)域多邊形鐵素體(PF)組成，可以看出多邊形鐵素體(PF)含量較多，而且有輕微的帶狀組織，在相變?cè)囼?yàn)時(shí)，由于奧氏體化過程中保溫時(shí)間較短，組織中元素的偏析難以消除，在隨后的冷卻過程中，如果冷卻速度較慢，先共析鐵素體在原來的貧碳帶上充分析出，原來的富碳帶上的奧氏體易轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，從而再一次形成了先共析鐵素體、珠光體交替分布的帶狀組織[9]；圖1(b)中當(dāng)冷速為1 ℃/s時(shí)，準(zhǔn)多邊形鐵素體(QF)出現(xiàn)，粒狀貝氏體(GB)在鐵素體內(nèi)具有一些島狀組織，粒狀分布并且無明顯方向性，即M/A島狀組織；圖1(c)中當(dāng)冷速到達(dá)5 ℃/s時(shí)，貝氏體組織主要以粒狀貝氏體(GB)為主，開始出現(xiàn)板條狀貝氏體(LB)的特征，還有針狀鐵素體(AF)轉(zhuǎn)化生成。由圖1(b～d)可以看出，隨著冷速的增加，鐵素體與珠光體尺寸越來越細(xì)小，貝氏體含量逐漸增加，鐵素體和珠光體含量明顯減少。從圖1(e)可以看出，當(dāng)冷速為20 ℃/s時(shí)，M/A島增多，組織主要由針狀鐵素體(AF)，少量馬氏體(M)和粒狀組織組成。圖1(f，g)中，板條貝氏體(LB)和馬氏體(M)形貌較為明顯，板條也平直，還可以發(fā)現(xiàn)，馬氏體含量大幅增加，針狀鐵素體逐漸細(xì)化成細(xì)長(zhǎng)桿狀。

圖1 試驗(yàn)鋼在不同冷速下的顯微組織Fig.1 Microstructure of the tested steel at different cooling rates(a) 0.5 ℃/s; (b) 1 ℃/s; (c) 5 ℃/s; (d) 10 ℃/s; (e) 20 ℃/s; (f) 30 ℃/s; (g) 50 ℃/s

2.2 硬度和CCT曲線分析

圖2為Q355D熱軋H型鋼在不同冷速下的維氏硬度。利用膨脹量-溫度曲線，結(jié)合顯微組織-硬度試驗(yàn)，繪制Q355D熱軋H型鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(CCT)，如圖3所示。冷速為0.5 ℃/s時(shí)，硬度是171 HV0.2，且當(dāng)冷速為1 ℃/s時(shí)，由于貝氏體出現(xiàn)，硬度開始出現(xiàn)突變，當(dāng)冷速為1～10 ℃/s時(shí)，硬度變化范圍不大，為187～203 HV0.2，尤其在冷速為5～10 ℃/s 時(shí)，可能是組織類型基本類似的緣故，因此硬度接近；冷速為20 ℃/s時(shí)，珠光體明顯消失，硬度上升幅度又繼續(xù)增大，組織中貝氏體居多，還含有少量馬氏體，硬度為240 HV0.2；之后冷速到達(dá)30 ℃/s時(shí)，這時(shí)硬度上升幅度繼續(xù)增大，該冷速下馬氏體組織含量不斷增多，硬度增加到280 HV0.2；此外，當(dāng)冷速為50 ℃/s 時(shí)，硬度繼續(xù)增加，但變化不大，主要是馬氏體生成量減緩的原因，硬度為301 HV0.2。根據(jù)靜態(tài)CCT試驗(yàn)，將試樣以10 ℃/s的速度加熱，作出溫度-膨脹量曲線，由切線法[10]測(cè)定得Ac1=750 ℃，Ac3=930 ℃。以經(jīng)驗(yàn)公式Ms=520-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo，并結(jié)合50 ℃/s冷卻時(shí)的馬氏體開始轉(zhuǎn)變對(duì)應(yīng)拐點(diǎn)值，Ms=520-420C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo確定Ms為423 ℃。圖3 中，在連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變過程中，Q355D熱軋H型鋼的轉(zhuǎn)變區(qū)由鐵素體/珠光體高溫轉(zhuǎn)變區(qū)、貝氏體中溫轉(zhuǎn)變區(qū)和馬氏體低溫轉(zhuǎn)變區(qū)組成。

圖2 試驗(yàn)鋼在不同冷速下的維氏硬度Fig.2 Vickers hardness of the tested steel at different cooling rates

圖3 試驗(yàn)鋼的CCT曲線Fig.3 Continuous cooling transformation curves of the tested steel

2.3 討論與分析

由圖3中CCT曲線可知，隨著冷卻速度增大，鐵素體和珠光體相變開始溫度逐漸降低，原因是A→F轉(zhuǎn)變是擴(kuò)散型轉(zhuǎn)變，冷速加快時(shí)，擴(kuò)散過程相變時(shí)間被縮短，原子擴(kuò)散速度會(huì)減慢，另一方面過冷度會(huì)增大，使新舊相之間的自由能差減小，因此相變驅(qū)動(dòng)力降低，導(dǎo)致相變溫度降低。而且由圖1可知，隨著冷速的增加，晶粒尺寸逐漸細(xì)化，同樣由于冷速較大時(shí)，相變時(shí)間減小，碳原子遷移距離縮小，且過冷度增大，提高了相變形核率，加之趨向于低溫析出的彌散Nb、V碳氮化物，抑制晶粒長(zhǎng)大，從而細(xì)化鐵素體晶粒，同時(shí)在冷速范圍內(nèi)也細(xì)化了珠光體[4,11]。而且冷速的增加，鋼中元素重新擴(kuò)散分配，尤其是碳元素重新分布最為明顯，在晶界等缺陷處開始聚集，形核能增大，有利于貝氏體的形核，因此貝氏體含量逐漸增加，鐵素體和珠光體量明顯減少[12]。

圖4 試驗(yàn)鋼在不同試驗(yàn)方案下的顯微組織Fig.4 Microstructure of the tested steel with different tested schemes(a) R1; (b) R2; (c) R3; (d) R4

綜上所述，試驗(yàn)鋼獲得鐵素體和貝氏體組織的冷速范圍較寬，由于試驗(yàn)鋼內(nèi)C含量較低，試驗(yàn)鋼材料的淬透性低，因此在整個(gè)冷卻速度范圍內(nèi)組織中依然存在鐵素體。同時(shí)，受強(qiáng)碳化物形成元素Nb、V的影響，微合金元素在奧氏體中的偏聚，拖曳溶質(zhì)原子，使γ中碳的擴(kuò)散系數(shù)下降，增加了過冷奧氏體的穩(wěn)定性，雖抑制了F在原始奧氏體晶界的形成和生長(zhǎng)，但固溶于晶內(nèi)的鈮、釩及在冷卻過程析出的鈮、釩的碳氮化物阻礙了擴(kuò)散型共析分解的進(jìn)行，在奧氏體過冷到較低溫度區(qū)時(shí)發(fā)生貝氏體相變[4-5,13]。隨著Nb、V微合金元素的添加對(duì)試驗(yàn)鋼硬度也有著顯著的影響，Nb、V與碳、氮結(jié)合形成第二相粒子，可有效釘扎晶界，不僅在相變過程中起到沉淀強(qiáng)化作用，同時(shí)能夠達(dá)到細(xì)化晶粒的目的，在大于一定的冷卻速率時(shí)，能增加試驗(yàn)鋼的硬度。

但Q355D熱軋H型鋼為了得到良好的沖擊性能，就要在室溫下獲得鐵素體+珠光體復(fù)相組織，并且組織細(xì)小均勻，曲線中雖然獲得鐵素體的冷速范圍較寬，但有大量貝氏體出現(xiàn)，因此實(shí)際生產(chǎn)中要合理調(diào)控冷速，結(jié)合形變等措施抑制貝氏體轉(zhuǎn)變。

2.4 實(shí)驗(yàn)室熱軋后的組織性能

將工件(75 mm×55 mm×40 mm)在箱式電阻爐加熱，保溫30 min，采用φ350 mm熱軋?jiān)囼?yàn)機(jī)軋制，道次壓下率20%，終軋厚度10 mm，冷卻方式采用空冷。軋制工藝如表1所示，其中R1、R2、R3和R4應(yīng)變速率相同，變形溫度不同。

圖4是不同試驗(yàn)方案下Q355D熱軋H型鋼的室溫顯微組織，不同試驗(yàn)方案下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能如表2所示。由圖4可知，試驗(yàn)用鋼室溫組織主要由P+F組成，伴隨著不同含量貝氏體的生成，R1、R2、R3和R4方案下試驗(yàn)鋼的鐵素體晶粒平均尺寸分別為8.13、10.38、9.96和11.65 μm。

表1 試驗(yàn)方案

不同試驗(yàn)方案下試驗(yàn)鋼的拉伸和沖擊性能如圖5和表2所示。由圖5和表2可知，隨著開軋溫度的升高，R1～R4鋼屈服強(qiáng)度大致呈遞減趨勢(shì)，抗拉強(qiáng)度呈遞增趨勢(shì)，屈強(qiáng)比逐漸減小，且R4鋼在開軋溫度為1300 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度到達(dá)592 MPa，相對(duì)較高，總體試驗(yàn)鋼中屈服和抗拉強(qiáng)度相差不大；相反在不同試驗(yàn)方案下試驗(yàn)鋼的塑韌性呈遞減趨勢(shì)，在開軋溫度為1150 ℃時(shí)，沖擊吸收能量為146 J，相對(duì)較高。在R2鋼、R3鋼中，鐵素體晶粒尺寸相差不大，因此兩者在拉伸性能和低溫沖擊性能上沒有體現(xiàn)出太大變化。

圖5 試驗(yàn)鋼在不同試驗(yàn)方案下的拉伸性能和沖擊性能Fig.5 Tensile properties(a) and the impact property(b) of the tested steel with different tested schemes

表2 不同試驗(yàn)方案下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

由圖4可知，R1鋼組織中晶粒大部分呈等軸晶且微細(xì)，不過組織中有輕微帶狀組織，由于試驗(yàn)鋼在軋制過程中，先由奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體，鐵素體中含碳量少，且隨著溫度的持續(xù)降低，碳原子不斷地向奧氏體化溫度較低的區(qū)域擴(kuò)散，溫度降低至奧氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束線時(shí)，保留到最后的奧氏體轉(zhuǎn)變成珠光體，最終形成鐵素體和珠光體帶狀組織[14]。不過終軋溫度降低，也導(dǎo)致相變奧氏體的形變儲(chǔ)存能增大，形變亞結(jié)構(gòu)增多，鐵素體相變形核位置增多，最終細(xì)化鐵素體晶粒[15]。隨著開軋溫度的升高，在R2鋼、R3鋼和R4鋼組織中帶狀組織不明顯，但組織中晶粒等軸晶較少，因此發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度較低，貝氏體組織含量也逐漸增多，鐵素體平均晶粒尺寸越來越大，特別是R4鋼中，鐵素體晶粒尺寸明顯增大，因此試驗(yàn)鋼沖擊性能逐漸降低。結(jié)果表明，在以上設(shè)計(jì)的不同軋制方案，-20 ℃下試驗(yàn)鋼的沖擊性能都超過了標(biāo)準(zhǔn)要求。

3 結(jié)論

1) 在Q355D熱軋H型鋼CCT曲線中，當(dāng)冷速<1 ℃/s 時(shí)，組織為鐵素體+珠光體，當(dāng)冷速≥1 ℃/s時(shí)，組織中出現(xiàn)貝氏體，含量逐漸增加，當(dāng)冷速>10 ℃/s時(shí)，珠光體消失，發(fā)生馬氏體相變，整個(gè)冷速范圍內(nèi)始終有鐵素體生成。

2) 在冷速范圍內(nèi)隨著冷速的升高，相變后的晶粒尺寸逐漸減小，相應(yīng)的顯微硬度逐漸增加。0.5 ℃/s冷速時(shí)，硬度是171 HV0.2；1～10 ℃/s冷速范圍內(nèi)，貝氏體逐漸增多，硬度值范圍在187～203 HV0.2之間，變化不大；20～50 ℃/s冷速范圍內(nèi)，馬氏體含量逐漸增多，硬度值范圍在240～301 HV0.2。

3) 依據(jù)CCT曲線制定軋制試驗(yàn)，總壓下量為75%，在開軋溫度為1150 ℃，應(yīng)變速率為0.3 s-1時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度較高，組織晶粒較細(xì)小，Q355D熱軋H鋼塑韌性較好，-20 ℃的沖擊吸收能量為146 J。