龐啟航，唐荻，趙征志，徐梅，董陳，劉亞坤

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卷取溫度對(duì)高Ti高強(qiáng)鋼組織及性能的影響

龐啟航1，唐荻1，趙征志1，徐梅1，董陳1，劉亞坤2

(1. 北京科技大學(xué)工程技術(shù)研究院，北京，100083；2. 總參信息化部濟(jì)南軍代室，山東濟(jì)南，250001)

利用掃描電鏡(SEM)和透射電鏡(TEM)等儀器研究卷取溫度對(duì)高Ti微合金熱軋高強(qiáng)鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響。研究結(jié)果表明：隨著卷取溫度的升高，抗拉強(qiáng)度不斷減小，屈服強(qiáng)度先增加再減小，伸長率不斷增大。當(dāng)350 ℃卷取時(shí)，試驗(yàn)鋼擁有良好的綜合力學(xué)性能，即抗拉強(qiáng)度為1 253 MPa，屈服強(qiáng)度為1 099 MPa，伸長率為13%，?20 ℃沖擊功為102 J。這是因?yàn)樵摼砣囟嚷缘陀趕點(diǎn)，試驗(yàn)鋼顯微組織由大量板條貝氏體(細(xì)小且交織)、少量馬氏體和針狀鐵素體組成，這種顯微組織能有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而提高強(qiáng)度。同時(shí)大角度晶界能夠阻礙裂紋擴(kuò)展，再加上板間的薄膜M/A，保證了材料的塑性和韌性。

工程機(jī)械；卷取溫度；微觀組織；強(qiáng)化機(jī)理

工程機(jī)械高強(qiáng)鋼，主要用于挖掘機(jī)械、工程起重機(jī)械、鏟土運(yùn)輸機(jī)械、礦山機(jī)械、混凝土機(jī)械，以及工業(yè)車輛等。隨著工程機(jī)械向高參數(shù)化、大型化、輕量化發(fā)展，對(duì)工程機(jī)械構(gòu)件材料的強(qiáng)韌性、成型性和焊接性提出更高的要求[1?4]。傳統(tǒng)1 000 MPa級(jí)以上的工程機(jī)械用鋼，大多數(shù)要經(jīng)過復(fù)雜的調(diào)質(zhì)處理，如GAO等[5]使用BQ&P或BQ&T熱處理工藝使0.4C-Mn-Si-Cr系高強(qiáng)鋼的抗拉強(qiáng)度達(dá)到1 700 MPa，同時(shí)具有25.2%伸長率和良好低溫沖擊韌性；康健 等[6]通過合理的熱處理工藝，使C0.17(Nb+V+Ti)0.08高強(qiáng)調(diào)質(zhì)鋼的屈服強(qiáng)度達(dá)到1 030 MPa，抗拉強(qiáng)度為 1 080 MPa，伸長率為15.9%，?40 ℃沖擊功為144 J的優(yōu)良性能；方鴻生等[7]設(shè)計(jì)了一種經(jīng)濟(jì)型的0.2C-Mn-Si-Cr系貝氏體/馬氏體復(fù)相鋼，通過淬火+回火處理，使試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度大于1 500 MPa，屈服強(qiáng)度大于1 200 MPa，伸長率為11%~14%。復(fù)雜的熱處理工藝不僅增加了生產(chǎn)周期、生產(chǎn)成本，更多的消耗了自然資源。同時(shí)為了在熱處理過程中充分發(fā)揮固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化的作用，高強(qiáng)鋼的成分中碳和合金元素的含量比較高，這樣不利于焊接和廢鋼回收再利用。因此，低碳微合金+熱軋工藝直接生產(chǎn)1 000 MPa級(jí)以上的高強(qiáng)鋼是一種新趨勢(shì)。一般來說，鋼中最常用的微合金化元素是Nb，V和Ti，其作用是析出強(qiáng)化和細(xì)化晶粒。與Nb和V微合金化相比，Ti微合金化的應(yīng)用較少，這是因?yàn)門i的化學(xué)性質(zhì)活潑以及析出時(shí)對(duì)溫度和冷卻速度較敏感。目前對(duì)高Ti微合金化的研究只側(cè)重于基體為鐵素體的高強(qiáng)鋼，且多為理論研究或?qū)嶒?yàn)室開發(fā)階段，而通過Ti微合金化生產(chǎn)以馬氏體、貝氏體或馬貝復(fù)合組織為基體的高強(qiáng)鋼的研究較少，通常Ti的添加量又比較低，一般質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于0.1%。FUNAKAWA等[8]設(shè)計(jì)了0.04C-0.1Ti-0.2Mo系的高Ti熱軋高強(qiáng)鋼，其抗拉強(qiáng)度只有780 MPa；謝輝等[9]設(shè)計(jì)了Ti含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為0.10%~0.17%的熱軋高強(qiáng)鋼，其抗拉強(qiáng)度也只有820 MPa。據(jù)統(tǒng)計(jì)[10]我國TiO2的儲(chǔ)量約為6.3億t，幾乎占世界總儲(chǔ)量的45.6%，資源非常豐富，因此，生產(chǎn)鈦微合金高強(qiáng)鋼對(duì)提高我國鋼鐵行業(yè)的競爭力具有十分重要的意義。結(jié)合前人的相關(guān)研究，本文作者提出一種0.15Ti微合金高強(qiáng)度熱軋帶鋼，重點(diǎn)研究卷取溫度對(duì)試驗(yàn)鋼組織與性能的影響，并探討鈦微合金化鋼獲得高強(qiáng)度的強(qiáng)化機(jī)制，從而確定最佳的生產(chǎn)工藝。

1 試驗(yàn)

試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.09C，0.23Si，1.8Mn，0.04Nb，0.15Ti，0.04V，0.002B，0.036Al，0.003N，F(xiàn)e余量。采用50 kg真空感應(yīng)爐冶煉，將鑄錠鍛造成長度×寬度×高度為80 mm×80 mm× 50 mm鋼坯，在鋼坯上切取直徑×長度為4 mm× 10 mm的試樣，用德國DIL 805A熱膨脹儀依據(jù)標(biāo)準(zhǔn)YB T 5127—1993測(cè)定試驗(yàn)鋼相變點(diǎn)，得到試驗(yàn)鋼的c1和c3分別為714和875 ℃，s為367 ℃，再結(jié)合試樣的金相照片繪制靜態(tài)連續(xù)冷卻(CCT)曲線，如圖1所示。將厚50 mm的鋼坯在直徑為350 mm試驗(yàn)軋機(jī)上，經(jīng)6道次軋制成厚4 mm的鋼板，其軋制工藝和冷卻制度如圖2所示，即將鋼坯加熱至1 200 ℃保溫 1 h，再經(jīng)1 150~1 050 ℃粗軋，隨后于1 000 ℃時(shí)開始精軋，終軋溫度為870 ℃，軋后以大于35 ℃/s的冷卻速度分別水冷至200(淬火)，300，350，400和500 ℃，然后放入電阻爐中保溫1.5 h后隨爐冷至室溫模擬 卷取。

從軋后試驗(yàn)鋼板中心部位切取金相試樣，沿軋向研磨拋光將試樣磨平、拋光，經(jīng)體積分?jǐn)?shù)為4%硝酸酒精侵蝕后置于Zeiss Axiovert 40MAT光學(xué)顯微鏡和LEO?1450型掃描電鏡下觀察；試驗(yàn)鋼研磨后在室溫下的電解液(15%高氯酸+85%乙醇，體積分?jǐn)?shù))中進(jìn)行電解拋光，電壓為15 V，電流為0.7~1.0 A，拋光時(shí)間為10~15 s，然后在具有EBSD功能的LEO?1450型掃描電鏡上進(jìn)行晶粒取向觀察(加速電壓為20 kV，步長為0.08 μm)。用線切割機(jī)從厚度4 mm熱軋鋼版上切取薄片，磨到50 μm厚度，沖成直徑為3 mm的原片，然后電解雙噴至穿孔，電解液為5%(體積分?jǐn)?shù))的高氯酸酒精溶液，雙噴電壓為35~45 V，最后在JEM?2100TEM透射電鏡200 kV條件下分析試驗(yàn)鋼中精細(xì)結(jié)構(gòu)，同時(shí)用萃取復(fù)型樣來觀察析出相的分布、形貌和尺寸。據(jù)GB/T 228—2002沿鋼板軋向切取標(biāo)距為50 mm的拉伸試樣，在CMT4105型萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)上以2 mm/min的速度進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)。沖擊試樣沿軋后鋼板橫向方向切取長度×寬度×高度為55 mm× 10 mm×4 mm的夏比非標(biāo)準(zhǔn)試樣，試驗(yàn)溫度為 ?20 ℃。

冷卻速度/(℃?s?1)：1—1；2—3；3—5；4—10；5—20；6—30；7—50。

圖2 試驗(yàn)鋼的控軋控冷工藝圖

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 力學(xué)性能

圖3所示為卷取溫度對(duì)試驗(yàn)鋼力學(xué)性能和?20 ℃沖擊功的影響。由圖3(a)可知：隨著卷取溫度的升高，抗拉強(qiáng)度先緩慢降低而后急劇降低，當(dāng)500 ℃卷取時(shí)，抗拉強(qiáng)度最小值為977 MPa；屈服強(qiáng)度隨卷取溫度的升高，先升高至最大值1 133 MPa，再降低至最小值779 MPa，最后趨于平穩(wěn)，總體變化趨勢(shì)比較劇烈；而試驗(yàn)鋼的伸長率隨卷取溫度的升高而增加，呈現(xiàn)“M”趨勢(shì)，當(dāng)500 ℃卷取時(shí)，伸長率最大為15%。由圖3(b)可知：隨著卷取溫度的升高，?20 ℃的沖擊功(KV)先升高后降低趨于平穩(wěn)，在350℃卷取時(shí)，試驗(yàn)鋼的KV有最大值，說明在此溫度下其具有最優(yōu)的塑/韌性。綜上所述，當(dāng)350 ℃卷取時(shí)，試驗(yàn)鋼達(dá)到了1 200 MPa級(jí)熱軋高強(qiáng)鋼的力學(xué)性能指標(biāo)，即抗拉強(qiáng)度為1 253 MPa，屈服強(qiáng)度為1 099 MPa，伸長率為13%，沖擊功為102 J。

(a) 屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長率與卷取溫度的關(guān)系；(b) 沖擊功與卷取溫度的關(guān)系

2.2 顯微組織

圖4所示為不同卷取溫度下試驗(yàn)鋼的掃描電鏡(SEM)像。試驗(yàn)鋼軋后直接淬火組織為板條馬氏體，各組板條束相互取向不同，交叉分割，同一板條束內(nèi)各板條塊取向一致，且板條塊界非常清晰，板條寬度為0.5~1.2 μm，如圖4(a)所示。由圖4(b)可見：300 ℃卷取時(shí)，試驗(yàn)鋼的組織由更細(xì)小板條馬氏體、回火馬氏體和少量鐵素體組成，同時(shí)在原奧氏體晶界、板條束界和板條塊界上彌散分布著細(xì)小的碳化物，這是因?yàn)楫?dāng)試驗(yàn)鋼軋后快速冷卻至s以下時(shí)，形成了淬火馬氏體(板條結(jié)構(gòu))，在隨后300 ℃卷取過程中，部分淬火馬氏體分解為低碳馬氏體和ε碳化物組成的混合物[11]，這相當(dāng)于進(jìn)行了低溫回火，再加上過冷度減小(相對(duì)于直接淬火)，板條組織無法充分轉(zhuǎn)變，因此，板條結(jié)構(gòu)變得細(xì)且淺，板條間距略有所增加為0.5~1.3 μm；在冷速不變，卷取溫度升至350 ℃時(shí)，此溫度基本等于s點(diǎn)溫度(即在下貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變的交叉區(qū)域)，因此顯微組織由板條貝氏體、彌散分布的碳化物和馬氏體構(gòu)成。板條間距為0.3~1.1 μm，且相互交織形成互鎖結(jié)構(gòu)，這種組織結(jié)構(gòu)能夠有效地提高材料的強(qiáng)度和韌性，如圖4(c)所示。當(dāng)400 ℃卷取時(shí)，試驗(yàn)鋼中板條貝氏體，被粒狀貝氏體所取代，同時(shí)出現(xiàn)了M/A島，這是因?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[12]，試驗(yàn)鋼的有效晶粒粒度為0.8~2.0 μm，如圖4(d)所示。由圖4(e)可見：500 ℃卷取時(shí)，試驗(yàn)鋼的組織由針狀鐵素和粒狀貝氏體構(gòu)成，其有效晶粒粒度為1.5~3.0 μm。

圖5所示為在不同卷取溫度下試驗(yàn)鋼的透射電鏡(TEM)像。由圖5(a)可以看出：經(jīng)300 ℃卷取，板條內(nèi)部有較高的位錯(cuò)密度，板條寬度為25~30 nm；當(dāng)卷取溫度升至350℃時(shí)，板條內(nèi)部位錯(cuò)密度減少，因?yàn)榘鍡l貝氏體(低碳)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[12]，由此推斷板條組織為板條貝氏體，其寬度為30~50 nm，且在板條之間存在薄層狀的M/A，如圖5(b)中箭頭所示；當(dāng)400 ℃卷取時(shí)，試驗(yàn)鋼的顯微組織中已經(jīng)觀察不到板條結(jié)構(gòu)，但可以觀察到粒狀貝氏體和短條狀的M/A，如圖5(c)中箭頭所示。

卷取溫度/℃：(a) 200；(b) 300；(c) 350；(d) 400；(e) 500

卷取溫度/℃：(a) 300；(b) 350；(c) 400

3 討論

3.1 卷取溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

卷取溫度是熱軋帶鋼最為關(guān)鍵的工藝參數(shù)，它決定材料的組織與性能，同時(shí)也決定強(qiáng)韌化機(jī)制。在淬火和較低的300 ℃卷取時(shí)，對(duì)強(qiáng)度有主要貢獻(xiàn)的是位錯(cuò)強(qiáng)化和相變強(qiáng)化，由于淬火和卷取溫度明顯低于s點(diǎn)，因此，試驗(yàn)鋼的組織基體為馬氏體；同時(shí)，由于冷卻速度比較快，將軋制過程中產(chǎn)生大量位錯(cuò)保留下來，加上較低的卷取溫度抑制了碳及合金元素的擴(kuò)散以及位錯(cuò)的釋放，這樣易于板條結(jié)構(gòu)的形成，因此，大幅度地提高了試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度[13]；但由于板條內(nèi)位錯(cuò)密在變形中很難穿過板條晶界持續(xù)運(yùn)動(dòng)，同時(shí)，板條晶界處沒有較軟相來協(xié)調(diào)，這導(dǎo)致了其塑性和韌性低于350 ℃卷取時(shí)的試驗(yàn)鋼。相對(duì)于直接淬火工藝，在300 ℃卷取過程中，顯微組織中部分淬火馬氏體分解，位錯(cuò)得以釋放(相當(dāng)于進(jìn)行了低溫回火處理)，因此其強(qiáng)度略有減少，塑性和韌性提高。

當(dāng)350 ℃卷取時(shí)，此溫度正好處于下貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)間的交叉區(qū)域，即切變和擴(kuò)散混合型控制轉(zhuǎn)變的板條貝氏體極易生成，同時(shí)，隨著卷取溫度升高，碳及合金元素的擴(kuò)散能力也有所增強(qiáng)，這樣在生成板條貝氏體時(shí)，碳原子不斷地從板條內(nèi)向板條界面擴(kuò)散，最后在板條間生成薄層狀的M/A，而這種薄層狀的M/A有利于改善材料的韌性[14]，因此，試驗(yàn)鋼伸長率和沖擊性能明顯提高。通過EBSD測(cè)得300 ℃和350 ℃卷取時(shí)試驗(yàn)鋼90%晶粒的有效晶粒粒徑分別為0.2~1.7 μm和0.2~1.4 μm。圖6所示為300 ℃和350 ℃卷取時(shí)試驗(yàn)鋼的電子背向散射衍射(EBSD)形貌，圖中黑色線為高角度晶界取向(＞15°)，為板條晶界和相界面，紅色線為低角度晶界取向(2°~5°)，展現(xiàn)為位錯(cuò)和亞結(jié)構(gòu)。由圖6可以看出：相比300 ℃卷取，350 ℃卷取試驗(yàn)鋼的位錯(cuò)和亞結(jié)構(gòu)明顯減少，同時(shí)大角度晶界(＞50°)也明顯減少，雖然大角度晶界能夠有效阻止裂紋的擴(kuò)展，提高材料的韌性[15]，但350 ℃卷取時(shí)，試驗(yàn)鋼的有效晶粒粒徑更細(xì)小，此時(shí)細(xì)晶強(qiáng)化是主要強(qiáng)韌化手段。綜上所述，該試驗(yàn)鋼具有最佳的綜合力學(xué)性能。

當(dāng)400 ℃和500 ℃卷取時(shí)，試驗(yàn)鋼顯微組織分別以粒狀貝氏體和針狀鐵素體為主，顯微組織的變化導(dǎo)致了試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度明顯降低，但仍然能夠保持最低抗拉強(qiáng)度在950 MPa以上，是因?yàn)殡S著卷取溫度的提高，析出強(qiáng)化作用逐漸增強(qiáng)。一般來說軋后快速冷卻會(huì)抑制第二相析出，所以，本實(shí)驗(yàn)中第二相析出主要在軋制過程和卷取過程[9]。因此，在試驗(yàn)鋼添加0.15Ti，同時(shí)復(fù)合添加少量Nb和V，利用Ti和Nb在高溫軋制階段碳氮化合物析出來釘扎位錯(cuò)，細(xì)化奧氏體晶 粒[16]，同時(shí)利用釩的碳氮化合物析出溫度較低，來擴(kuò)大析出的溫度范圍[17]。利用碳膜萃取法對(duì)試驗(yàn)鋼在350 ℃和400 ℃卷取時(shí)試樣中析出物的結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析。400 ℃卷取時(shí)析出物粒徑為5~10 nm，形狀主要是圓形，比350 ℃卷取時(shí)析出物粒徑(3~7 nm)要略大且析出量比較多，如圖7(a)和7(b)所示；500 ℃卷取時(shí)，碳化物析出更多，在雙噴試樣的TEM圖片中就能夠發(fā)現(xiàn)大量析出物，其粒徑為5~12 nm，如圖7(c)所示。

(a)，(b) 300℃卷?。?c)，(d) 350℃卷取

卷取溫度/℃：(a) 350；(b) 400；(c) 500

3.2 最佳卷取溫度時(shí)的強(qiáng)韌化機(jī)制分析

綜上所述，350 ℃卷取時(shí)試驗(yàn)鋼的綜合力學(xué)性能最佳，其主要的強(qiáng)化方式可歸納為細(xì)晶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化。

1) 細(xì)晶強(qiáng)化。隨著材料晶粒粒徑的減小屈服強(qiáng)度不斷提高。因?yàn)榫ЯＴ郊?xì)，單位體積內(nèi)的晶粒界面越多，晶界的原子排列比晶粒內(nèi)部的排列更加紊亂，導(dǎo)致位錯(cuò)密度較高[18]。晶界對(duì)正?；频奈诲e(cuò)產(chǎn)生纏結(jié)，使繼續(xù)移動(dòng)的阻力增大，宏觀上表現(xiàn)為變形抗力增大，強(qiáng)度提高。根據(jù)Hall–Petch方程可以表示為＜＜，其中為平均晶粒粒度，在本文中取EBSD測(cè)量的有效晶粒粒徑0.8 μm；對(duì)于低碳高強(qiáng)鋼，y為等于0.55 MPa?m1/2的常數(shù)。因此，細(xì)晶強(qiáng)化貢獻(xiàn)量約為614 MPa。

2) 析出強(qiáng)化。根據(jù)Ashby?Orowan方程可以表示為＜＜。其中：為剪切模量，=8.3×104MPa；為Burgers矢量，nm；1為沉淀析出物的直徑，nm；v為沉淀析出物的體積分?jǐn)?shù)，%。當(dāng)溫度較低時(shí)不利于碳和合金元素的擴(kuò)散。因此，在350 ℃卷取時(shí)，碳化物二次析出比較少，大量析出物主要在軋制過程中產(chǎn)生，由圖7(a)可知：析出物的平均直徑約為5 nm，v=0.025 1%，因此，析出強(qiáng)化貢獻(xiàn)量約為101 MPa。

3) 位錯(cuò)強(qiáng)化。位錯(cuò)對(duì)鋼材的塑性和韌性有雙重作用。一方面，位錯(cuò)的合并以及在障礙處的塞積會(huì)使裂紋形成，從而使韌塑性降低；另一方面，由于位錯(cuò)在裂紋尖端塑性區(qū)內(nèi)的移動(dòng)可以緩解尖端的應(yīng)力集中，使韌塑性又有所提高[19]。在350 ℃卷取試驗(yàn)鋼中，由于大量細(xì)小的板條組織存在，從而產(chǎn)生了大量的大角度晶界，進(jìn)而增加了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力，阻礙了穿晶裂紋的擴(kuò)展，最終提高鋼板的塑韌性，因此，位錯(cuò)強(qiáng)化結(jié)合特定組織(相變強(qiáng)化)能夠發(fā)揮更大強(qiáng)化作用。

4 結(jié)論

1)隨著卷取溫度的升高，抗拉強(qiáng)度不斷減小，屈服強(qiáng)度先增加再減小，伸長率不斷增大。當(dāng)350 ℃卷取時(shí)，試驗(yàn)鋼具有良好的綜合力學(xué)性能，即抗拉強(qiáng)度為1 253 MPa，屈服強(qiáng)度為1 099 MPa，伸長率為13%，?20 ℃沖擊功為102 J。這是因?yàn)樵摼砣囟嚷缘陀趕點(diǎn)，試驗(yàn)鋼顯微組織由大量板條貝氏體(細(xì)小且交織)、少量馬氏體和針狀鐵素體組成，這種顯微組織能有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而提高強(qiáng)度。同時(shí)大角度晶界能夠阻礙裂紋擴(kuò)展，再加上板間的薄膜M/A，保證了材料的塑性和韌性。

2) 350 ℃卷取時(shí)，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)化方式可歸納為細(xì)晶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化。試驗(yàn)鋼高Ti同時(shí)復(fù)合添加少量Nb和V的成分設(shè)計(jì)，使鋼中第二相的析出溫度范圍擴(kuò)大，但主要析出過程發(fā)生在軋制階段，這樣有效細(xì)化奧氏體晶粒，而軋后快速冷卻抑制了晶粒長大，同時(shí)保留大量位錯(cuò)和缺陷，起到了位錯(cuò)強(qiáng)化作用；適當(dāng)?shù)木砣囟扔行Т龠M(jìn)了組織相變，同時(shí)保證了碳化物二次析出，且抑制了碳化物長大，從而改善了試驗(yàn)鋼的塑性和韌性，提高綜合力學(xué)性能。

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(編輯 楊幼平)

Effects of coiling temperature on microstructure and mechanical properties of high Ti microalloyed ultra-high strength steel

PANG Qihang1, TANG Di1, ZHAO Zhengzhi1, XU Mei1, DONG Chen1, LIU Yakun2

(1. Institute of Engineering Technology, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China;2. Jinan Military Representative Office, The General Staff of the Ministry of Information, Jinan 250001, China)

The microstructure and mechanical properties of the steels with different coiling temperature were studied by utilizing scanning electron microscopy (SEM) and transmission electron microscope (TEM). The results show that with the increase of coiling temperature, the tensile strength gradually decreases, while the yield strength increases first and then decreases, and the elongation increases continuously. At coiling temperature 350 ℃, the experimental steel shows the best mechanical properties with tensile strength at 1 253 MPa, yield strength at 1 099 MPa and the elongation of 13%, while the Charpy impact energy is 102 J at ?20 ℃. The main reason is that when the coiling temperature is slightly lower than martensite transformation temperature (s), the main microstructure of the tested steel is the fine and interlocking lath bainite and martensite. This microstructure can effectively block the dislocation motion to improve the strength. The large angle grain boundary can hinder the crack growth, and the thin film M/A between the laths can increase the plasticity and toughness of the materials.

engineering machinery; coiling temperature; microstructure; strengthening mechanism

TG142.1

A

1672?7207(2017)04?0910?07

10.11817/j.issn.1672?7207.2017.04.009

2016?04?17；

2016?06?22

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51271035)(Project(51271035) supported by the National Natural Science Foundation of China)

龐啟航，博士研究生，從事先進(jìn)超高強(qiáng)鋼研究；E-mail：qihang25@163.com