王丙興，董福志,2，王昭東，王國(guó)棟

(1 東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 沈陽 110819;2 撫順新鋼鐵有限責(zé)任公司，遼寧 撫順 113001)

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超快冷條件下Mn-Nb-B系低碳貝氏體高強(qiáng)鋼組織與性能研究

王丙興1，董福志1,2，王昭東1，王國(guó)棟1

(1 東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 沈陽 110819;2 撫順新鋼鐵有限責(zé)任公司，遼寧 撫順 113001)

采用Mn-Nb-B減量化成分設(shè)計(jì)的低碳貝氏體高強(qiáng)鋼為研究對(duì)象，通過熱模擬實(shí)驗(yàn)研究實(shí)驗(yàn)鋼熱變形行為和相變行為。結(jié)合中厚板生產(chǎn)線特點(diǎn)制定控制軋制與超快速冷卻相結(jié)合生產(chǎn)工藝路線，充分利用超快速冷卻條件下的細(xì)晶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化等綜合強(qiáng)化機(jī)制，實(shí)現(xiàn)綜合力學(xué)性能優(yōu)良的低成本高強(qiáng)工程機(jī)械用鋼的試制和生產(chǎn)。產(chǎn)品屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到678MPa和756MPa，伸長(zhǎng)率A50為33%，-20℃低溫沖擊達(dá)到261J。產(chǎn)品顯微組織由粒狀貝氏體、針狀鐵素體和板條貝氏體組成，基體組織內(nèi)彌散分布著細(xì)小的點(diǎn)狀、粒狀M/A島和均勻細(xì)小的(Nb,Ti)(C,N)析出粒子以及大量位錯(cuò)組織。

控制軋制和控制冷卻；超快速冷卻；低碳貝氏體；組織；力學(xué)性能

控制軋制與控制冷卻(Thermo-Mechanical Control Process，TMCP)技術(shù)因其能夠改善鋼材綜合力學(xué)性能，縮短工藝流程、降低成本、節(jié)約資源和能源，被廣泛應(yīng)用于熱軋鋼鐵產(chǎn)品生產(chǎn)領(lǐng)域[1，2]。近年來，超快速冷卻對(duì)改善熱軋產(chǎn)品組織性能的重要作用逐步為研究人員所重視[3-5]。在超快速冷卻條件下細(xì)晶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化等強(qiáng)化機(jī)制可以發(fā)揮綜合強(qiáng)化作用[6,7]，從而改善產(chǎn)品綜合力學(xué)性能。低碳貝氏體高強(qiáng)鋼通常采用兩種成分設(shè)計(jì)路線進(jìn)行生產(chǎn)：第一，以銅的析出強(qiáng)化為主，成分體系中一般含有Mn，Cu，Mo等。為了減少高溫裂紋，通常需要加入昂貴的合金元素Ni，合金成本很高[8]。第二，以中溫轉(zhuǎn)變組織的相變強(qiáng)化為主，具有細(xì)化的顯微結(jié)構(gòu)及較高密度位錯(cuò)。通常采用Mn-Nb-B成分設(shè)計(jì)生產(chǎn)低碳貝氏體高強(qiáng)鋼[9,10]。Nb原子對(duì)相界具有拖拽作用，使得晶粒在連續(xù)冷卻過程中很難長(zhǎng)大。同時(shí)，Nb的碳氮化合物析出粒子對(duì)變形奧氏體的回復(fù)再結(jié)晶具有強(qiáng)烈阻礙作用，有利于奧氏體相變后獲得均勻細(xì)小的貝氏體晶粒。B主要是通過偏聚在奧氏體晶界上來發(fā)揮作用，阻礙鐵素體在晶界上形核，提高鋼的淬透性，促進(jìn)貝氏體相變進(jìn)行[11]。研究表明Nb-B的復(fù)合作用效果遠(yuǎn)大于Nb,B單獨(dú)添加時(shí)作用效果的簡(jiǎn)單加和[12，13]。本工作采用Mn-Nb-B系減量化成分設(shè)計(jì)，研究熱變形行為和冷卻行為對(duì)低碳貝氏體高強(qiáng)鋼的組織性能作用規(guī)律，探索超快速冷卻工藝條件下低成本低碳貝氏體高強(qiáng)鋼的強(qiáng)化機(jī)理，獲得節(jié)約型高強(qiáng)工程機(jī)械用鋼最優(yōu)的生產(chǎn)工藝路線。

1　實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1連續(xù)冷卻實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)鋼所用坯料化學(xué)成分如表1所示。

表1　實(shí)驗(yàn)鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1　Chemical composition of the tested steel(mass fraction/%)

在MMS-300熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行實(shí)驗(yàn)，將試樣以10℃/s的速率加熱到1200℃，保溫3min，以5℃/s的速率冷卻至850℃，保溫20s后分別以0.5，1，2，5，10，20，30，40℃/s的冷卻速率冷卻到室溫。記錄冷卻過程中的膨脹曲線，結(jié)合金相分析，繪制實(shí)驗(yàn)鋼靜態(tài)CCT曲線，如圖1所示。

圖1　實(shí)驗(yàn)鋼靜態(tài)CCT曲線測(cè)試方案Fig.1　Schematic of static continuous cooling transformation experiment method

將試樣以10℃/s的速率加熱到1200℃，保溫3min。以5℃/s的速率冷卻到1050℃后變形，應(yīng)變速率為5s-1，應(yīng)變量為0.3。之后將試樣以5℃/s的速率冷卻到850℃，進(jìn)行第二次變形，應(yīng)變速率為5s-1，應(yīng)變量為0.3。最后分別以0.5，1，2，5，10，20，30，40℃/s的速率冷卻到室溫，記錄冷卻過程中的膨脹曲線，結(jié)合金相分析，繪制實(shí)驗(yàn)鋼動(dòng)態(tài)CCT曲線，如圖2所示。

圖2　實(shí)驗(yàn)鋼動(dòng)態(tài)CCT曲線測(cè)試方案Fig.2　Schematic of dynamic continuous cooling transformation experiment method

將試樣于距熱電偶1/2R處沿軸向剖開，經(jīng)研磨、拋光，用4%(體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精溶液腐蝕后，在DMIRM光學(xué)顯微鏡上觀察剖面金相組織。采用FM-700顯微硬度測(cè)試儀測(cè)定剖面中部的硬度值。采用線切割將試樣切取0.6mm的薄片，經(jīng)機(jī)械減薄和電解雙噴制備成TEM試樣，電解雙噴液為10%(體積分?jǐn)?shù))的高氯酸溶液，雙噴條件為：電壓U=60～70V，電流I=70～80mA。在Tecnai-G2F20透射電子顯微鏡上觀測(cè)試樣顯微組織。

1.2工業(yè)熱軋實(shí)驗(yàn)

圖3　冷卻速率調(diào)節(jié)范圍Fig.3　Adjustment range of cooling rate

與實(shí)驗(yàn)鋼采用相同化學(xué)成分的低成本高強(qiáng)工程機(jī)械用鋼的工業(yè)試制和生產(chǎn)在國(guó)內(nèi)某2800mm中板生產(chǎn)線進(jìn)行。該生產(chǎn)線軋后冷卻系統(tǒng)采用傾斜射流沖擊冷卻技術(shù)，通過流量和壓力調(diào)節(jié)實(shí)現(xiàn)冷卻能力的大范圍控制(見圖3)，滿足常規(guī)加速冷卻工藝和超快速冷卻工藝需求，可以實(shí)現(xiàn)大強(qiáng)度冷卻條件下的良好冷卻均勻性，這為產(chǎn)品的試制和生產(chǎn)提供了有利條件。

結(jié)合生產(chǎn)線工藝特點(diǎn)，制定控制軋制與超快速冷卻相結(jié)合的生產(chǎn)工藝路線。加熱溫度確定為1200℃，保溫時(shí)間4h，粗軋、精軋分別在1000～1100℃，850～950℃溫度區(qū)間內(nèi)進(jìn)行，中間待溫厚度為58mm，成品厚度25mm，終軋溫度為850℃，終冷溫度控制在500～550℃之間，平均冷卻速率為30℃/s，冷卻后鋼板進(jìn)行堆垛緩冷處理。

2　結(jié)果與分析

2.1靜態(tài)和動(dòng)態(tài)CCT曲線分析

圖4所示為所繪制的實(shí)驗(yàn)鋼靜態(tài)和動(dòng)態(tài)CCT曲線。分析可知，高溫?zé)嶙冃魏屠鋮s速率對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼CCT曲線和微觀組織產(chǎn)生重要影響。靜態(tài)CCT曲線和動(dòng)態(tài)CCT曲線均由高溫轉(zhuǎn)變區(qū)和中溫轉(zhuǎn)變區(qū)兩部分組成。變形促使實(shí)驗(yàn)鋼相變開始溫度和終止溫度向左上方移動(dòng)。這是由于變形使奧氏體內(nèi)部缺陷增多，位錯(cuò)密度增大，儲(chǔ)存能升高，相變驅(qū)動(dòng)力增加[14,15]。冷卻速率對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼相變過程和相變產(chǎn)物具有重要影響。隨著冷卻速率增大，相變開始溫度和終止溫度有下降趨勢(shì)。由圖5可知，隨著冷卻速率增大相變產(chǎn)物依次為鐵素體珠光體(F+P)、粒狀貝氏體(GB)、針狀鐵素體(AF)和板條貝氏體(LB)。對(duì)圖5中變形試樣相變后組織進(jìn)行分析可知，當(dāng)冷速為0.5℃/s時(shí)，組織以(準(zhǔn))多邊形鐵素體、粒狀貝氏體和少量珠光體為主，維氏硬度為180；當(dāng)冷卻速率為2℃/s時(shí)，組織類型變化明顯，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為粒狀貝氏體和少量鐵素體，維氏硬度為201；當(dāng)冷卻速率達(dá)到10℃/s時(shí)，組織由粒狀貝氏體、板條貝氏體及針狀鐵素體組成，組織維氏硬度為228；當(dāng)冷卻速率達(dá)到30℃/s時(shí)，組織以板條貝氏體為主，維氏硬度為274。分析可知，當(dāng)冷卻速率較小，奧氏體過冷度小，轉(zhuǎn)變溫度高，各種元素的擴(kuò)散能力強(qiáng)，部分奧氏體發(fā)生了擴(kuò)散型相變，變形后室溫組織中有先共析鐵素體和一定量的粒狀貝氏體。隨著冷速的加大，鐵素體數(shù)量減小直至消失，粒狀貝氏體數(shù)量增多。隨著冷速進(jìn)一步增大，粒狀貝氏體數(shù)量減小，部分針狀鐵素體交錯(cuò)排列，板條貝氏體數(shù)量增加。對(duì)比未變形試樣和變形試樣顯微組織可知，變形后試樣相變組織明顯細(xì)化。

2.2組織形貌及力學(xué)性能分析

工業(yè)試制的熱軋產(chǎn)品力學(xué)性能如表2所示，其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到678MPa和756MPa，伸長(zhǎng)率A50為33%，-20℃低溫沖擊功為261J。

圖5　不同冷卻速率和變形條件下的試樣組織形態(tài)　(a)0.5℃/s; (b)2℃/s; (c)10℃/s; (d)30℃/s; (1)未變形試樣冷后組織；(2)變形試樣冷后組織Fig.5　Microstructure morphology of testing steel in different cooling rate and deformed condition　(a)0.5℃/s; (b)2℃/s; (c)10℃/s;(d)30℃/s;(1)undeformed samples; (2)deformed samples表2　熱軋鋼板力學(xué)性能Table 2　Mechanical properties of hot rolled plate

σs/MPaσb/MPaσs/σbA50/%Akv(-20℃)/J6787560.9033261

對(duì)鋼板表面、1/4處、心部3個(gè)位置進(jìn)行取樣分析，如圖6所示，鋼板組織均由粒狀貝氏體、針狀鐵素體和板條貝氏體組成，組織分布較為均勻，基體組織中分布著顆粒細(xì)小的點(diǎn)狀和粒狀M/A島。鋼板軋后所經(jīng)歷的大強(qiáng)度冷卻是產(chǎn)品獲得上述組織形貌的最主要因素。如圖7所示，在超快速冷卻條件下軋后鋼板迅速冷卻至貝氏體相變區(qū)域，過冷奧氏體向粒狀貝氏體、針狀鐵素體和板條貝氏體轉(zhuǎn)變。同時(shí)，在高冷卻速率條件下，碳原子沒有充足的時(shí)間進(jìn)行擴(kuò)散，相界處碳原子濃度很高。高冷卻速率提高了貝氏體形核率，貝氏體板條束寬度減小，形成組織細(xì)小、分布彌散的M/A島。這些彌散、細(xì)小M/A島組織將有效提高產(chǎn)品強(qiáng)度，同時(shí)不惡化產(chǎn)品韌性[16,17]。產(chǎn)品組織具有明顯的未再結(jié)晶區(qū)變形特征，精軋階段多道次累積壓縮使得奧氏體晶粒被拉長(zhǎng)，晶界面積擴(kuò)大，形成沿軋制方向拉長(zhǎng)的“餅形”形貌。同時(shí)，變形使晶內(nèi)形成大量位錯(cuò)和變形帶，奧氏體畸變能升高為軋后冷卻過程中相變提供更多的形核點(diǎn)，促使了相變組織細(xì)化。

由于軋后冷卻過程中鋼板表層至中心各部位所經(jīng)歷的冷卻路徑不同，其組織形貌也存在著細(xì)微的差異。鋼板表面板條貝氏體和針狀鐵素體所占比例較大，組織更為均勻細(xì)小。相對(duì)而言，鋼板內(nèi)部組織晶粒尺寸略顯粗大。如圖7所示，鋼板表層在超大冷卻速率作用下迅速通過針狀鐵素體區(qū)域，進(jìn)入低溫的板條貝氏體相變區(qū)域，因此其組織形態(tài)為針狀鐵素體、板條貝氏體為主和少量粒狀貝氏體的組織組成。相對(duì)而言，鋼板內(nèi)部組織在粒狀貝氏體區(qū)域和針狀鐵素體區(qū)域停留了較長(zhǎng)的時(shí)間，因此粒狀貝氏體和針狀鐵素體所占比例較大。

圖6　25mm厚Q550D的金相組織　(a)上表面；(b) 1/4處；(c)中心Fig.6　Microstructure of 25mm thick tested steel　(a)upper surface layer; (b)1/4 section;(c)centre section

圖7　鋼板冷卻路徑曲線Fig.7　Cooling path curve of tested steel

利用透射電鏡對(duì)試制鋼進(jìn)行觀察，如圖8所示，在超快速冷卻工藝條件下，貝氏體板條束細(xì)小，基體組織中存在大量位錯(cuò)，位錯(cuò)線相互交錯(cuò)可以在一定程度上增大位錯(cuò)的滑移阻力。板條束間分布著顆粒細(xì)小的點(diǎn)狀和粒狀M/A島，M/A島為硬質(zhì)相，而且這些以細(xì)小彌散方式析出的M/A島能夠與位錯(cuò)發(fā)生交互作用，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，以彌散強(qiáng)化的方式提高鋼的強(qiáng)度?；w組織內(nèi)部彌散分布著均勻細(xì)小的納米級(jí)析出相，能譜分析表明其主要為(Nb,Ti)(C,N)析出相。分析析出相分布形態(tài)可知，這些無規(guī)則彌散分布的細(xì)小析出相析出于強(qiáng)冷之后的堆垛緩冷過程中。根據(jù)Ashby-Orowan理論，這些細(xì)小析出相是硬質(zhì)相，不易變形，能夠阻止位錯(cuò)的移動(dòng)，起到析出強(qiáng)化作用[19]。

3　結(jié)論

(1)實(shí)驗(yàn)鋼采用Mn-Nb-B減量化成分設(shè)計(jì)，在奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變過程中，在3～40℃/s的冷卻速率范圍內(nèi)得到不同形態(tài)的貝氏體組織。對(duì)比動(dòng)態(tài)CCT曲線和靜態(tài)CCT曲線可知，熱變形促進(jìn)了相變轉(zhuǎn)變溫度提高及組織細(xì)化。

圖8　25mm鋼板的TEM照片　(a)基體組織形貌；(b)析出物；(c)能譜分析Fig.8　TEM image of tested steel　(a)microstructure of matrix;(b)precipitates;(c)EDS

(2)采用基于超快冷技術(shù)的控軋控冷工藝，終軋溫度控制為850℃，終冷溫度為500～550℃，平均冷卻速率為30℃/s，之后堆垛緩冷處理。試制鋼板的屈服和抗拉強(qiáng)度達(dá)到678MPa和756MPa，伸長(zhǎng)率A50為33%，-20℃低溫沖擊達(dá)261J，實(shí)現(xiàn)了低成本高強(qiáng)工程機(jī)械用鋼的工業(yè)化生產(chǎn)。

(3)在超快速冷卻條件下，鋼板表層至心部相變組織由分布較為均勻的貝氏體組織組成。由于冷速較大，鋼板表層組織更為細(xì)化?；w組織內(nèi)分布著尺寸細(xì)小的M/A組元，并存在大量納米級(jí)微合金碳氮化物析出。細(xì)晶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化等綜合強(qiáng)化機(jī)制是獲得產(chǎn)品良好綜合力學(xué)性能的主要手段。

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Microstructure and Property of Mn-Nb-B Low Carbon Bainite High Strength Steel Under Ultra-fast Cooling

WANG Bing-xing1,DONG Fu-zhi1,2,WANG Zhao-dong1,WANG Guo-dong1

(1 The State Key Laboratory of Rolling and Automation,Northeastern University,Shenyang 110819,China;2 Fushun New Steel Corporation Ltd.,Fushun 113001,Liaoning,China)

Using the Mn-Nb-B low carbon bainite high strength steel with the reducing production technology as the research target, the deformation behavior and phase transformation behavior were studied by the thermal simulation testing machine. Combining with the characteristics of the medium and heavy plate production line, the controlled rolling and controlled cooling technology based on ultra-fast cooling were designed to produce low cost high strength construction machinery steel with superior comprehensive mechanical properties. The strengthening mechanisms such as grain refinement strengthening, precipitation strengthening are effective to produce the Mn-Nb-B low carbon bainite high strength steel. The yield strength and tensile strength of the product reach to 678MPa and 756 MPa respectively, the elongationA50is 33% and the impact energy at -20℃ is 261J. The microstructure of the steel is composed of granular bainite, acicular ferrite and lath bainite. A large number of fine, point, granular M/A constituents and dislocation structures dispersively distributed inside the matrix, and also tiny and dispersed (Nb,Ti) (C,N) precipitates are observed by transmission electron microscopy.

TMCP；ultra-fast cooling；low carbon bainite；microstructure；mechanical property

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.07.005

TG335.3

A

1001-4381(2016)07-0026-06

國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃(2010CB630800)

2014-11-06；

2015-05-06

王丙興(1979-)，男，副教授，博士，主要從事熱軋板帶材TMCP工藝?yán)碚摵图夹g(shù)研究，聯(lián)系地址：遼寧省沈陽市和平區(qū)文化路3巷11號(hào)東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室105信箱(110819)，E-mail:wangbx@ral.neu.edu.cn