王守忠,朱 凱

(商丘職業(yè)技術(shù)學(xué)院,河南 商丘 476100)

引言

Q420低合金高強度鋼具有良好的抗疲勞性、冷成型性和低的脆性，及較好的抗腐蝕性和一定的耐磨性能[1]1-10，廣泛應(yīng)用于汽車、電力、建筑、壓力容器等機械設(shè)備中. 但由于該鋼的化學(xué)成分所限，導(dǎo)致其強度較低，焊接性較差, 韌性也不足[2]24-26，其推廣應(yīng)用范圍在一定程度上受到了限制. 提高金屬材料的強韌性一直是廣大科技工作者不懈追求的目標(biāo)，梁濤等通過對Q420QD鋼進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理,使其表層發(fā)生索氏體轉(zhuǎn)變，從而細(xì)化晶粒，提高了該鋼的力學(xué)性能[3]88-89；李智博等采用加入V-N 中間合金方法生產(chǎn)Q420鋼，提高了該鋼的抗拉強度、屈服強度和沖擊韌性[4]293-295；吳云賢采取焊前對Q420鋼90 ℃的預(yù)熱和焊縫稀土合金化優(yōu)化焊接接頭組織性能的措施, 提高了該鋼的焊接抗裂性,降低了焊接裂紋生成傾向,增強了焊縫金屬韌性[5]23-26，而有關(guān)終軋溫度對Q420鋼組織與力學(xué)性能的影響的研究鮮見報道. 鑒此，從有利于提高Q420鋼強韌性的角度出發(fā)，本文采用控軋控冷法，在前期實驗研究成果的基礎(chǔ)上，控制其它形變熱處理工藝參數(shù)基本不變，選擇不同終軋溫度在Φ450 mm熱軋實驗機組上對Q420低合金高強度鋼進(jìn)行了軋制試驗，并對經(jīng)軋制后試驗鋼的組織和性能變化規(guī)律進(jìn)行了探討分析，從中獲得了試驗鋼的最佳終軋工藝參數(shù).

1 試驗材料與方法

試驗材料為某企業(yè)生產(chǎn)的Q420低合金高強度鋼鑄錠，經(jīng)化驗，其化學(xué)成分如表1.

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))

將鑄錠鍛造并加工成厚度為40 mm的鋼坯, 將鋼坯鋸切成3個150 mm×100 mm×40 mm的熱軋試樣，在Φ450 mm試驗軋機上，控制加熱溫度為1 200 ℃,保溫2 h，開軋溫度為1 150 ℃, 卷取溫度為600 ℃，冷卻速率為13 ℃/S，總變形量為75%等工藝參數(shù)基本不變，選擇終軋溫度為890 ℃和800 ℃，溫度控制由DT-8 832型紅外線測溫儀測得. 按照熱軋壓規(guī)程，經(jīng)連續(xù)6道次軋制成10 mm厚的鋼板. 將終軋后的鋼板沿軋向用線切割法分別切取3個金相試樣和3個尺寸為10 mm×100 mm的拉伸試樣，金相試樣經(jīng)研磨拋光后用4%硝酸酒精溶液腐蝕,用LEICADMR金相顯微鏡觀察金相組織；用52SVD型數(shù)顯維氏硬度計測量硬度；用JEM-2 100型透射電鏡觀察鋼中析出物形貌，拉伸試驗在WAW-IOOO型萬能試驗機進(jìn)行. 如表2所示.

表2 試驗鋼熱軋壓下規(guī)程

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 顯微組織與析出物照片

試驗鋼890 ℃和800 ℃終軋溫度下的金相組織如圖1所示. 可見兩種終軋溫度下試驗鋼的終軋組織都為鐵素體+粒狀貝氏體. 不同的是890 ℃終軋時主要為粒狀貝氏體，鐵素體含量較少，800 ℃終軋時鐵素體含量有所增加，粒狀貝氏體含量有所減少，晶粒也較為細(xì)化.

圖1 不同終軋溫度下鋼的金相組織

試驗鋼890 ℃和800 ℃終軋溫度下析出的Nb、Ti、V碳氮化物EDX照片如圖2所示. 圖2(a)為終軋溫度890 ℃時，Nb、Ti、V碳氮化物析出的照片，可見，析出的碳氮化物數(shù)量較少且晶粒尺寸大；圖2(b)為終軋溫度800 ℃時，Nb、Ti、V碳氮化物析出的照片，可見，析出的碳氮化物數(shù)量較多且晶粒尺寸較為細(xì)小.

圖2 不同終軋溫度下鋼中析出的Nb、Ti、V的碳氮化物透射電鏡照片

經(jīng)前期熱模擬試驗和金相法測得試驗鋼的動態(tài)再結(jié)晶溫度為900 ℃以上，自奧氏體中開始析出鐵素體的臨界溫度881.42 ℃，奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的開始溫度735.27 ℃. 因此，當(dāng)終軋溫度接近或高于900 ℃時，試驗鋼接近或進(jìn)入奧氏體再結(jié)晶區(qū)，細(xì)化晶粒的作用不大. 當(dāng)終軋溫度為890 ℃時,十分接近鋼的動態(tài)再結(jié)晶溫度，由于終軋溫度較高,鋼內(nèi)部原子運動速度高，晶界位錯滑移和攀移易于進(jìn)行，導(dǎo)致變形抗力下降，奧氏體空位濃度、位錯、變形帶等晶體缺陷少，不利于鐵素體晶粒在晶內(nèi)形核析出[6]35-39. γ→α相變主要發(fā)生在奧氏體晶界上,鐵素體在奧氏體晶界交匯處形核, 鐵素體的相變量較少，而未轉(zhuǎn)變奧氏體量多，當(dāng)這些未轉(zhuǎn)變的奧氏體經(jīng)過貝氏體相變區(qū)后，轉(zhuǎn)變?yōu)榱钬愂象w的量增多[7]48-51. 再者，晶界發(fā)生移動導(dǎo)致位錯大量解體, 位錯密度很低，形成的奧氏體新晶粒尺寸也比較粗大，在軋后冷卻的過程中粗大奧氏體晶粒轉(zhuǎn)變形成的粒狀貝氏體、鐵素體晶粒比較粗大[8]230-234. 因此，終軋溫度為890 ℃時, 試驗鋼的終軋組織中粒狀貝氏體含量較多，鐵素體含量較少，而且晶粒尺寸均比較粗大,如圖1(a)所示.

相對于含Nb、V、Ti微合金元素的低合金高強度鋼來說，軋制溫度的高低除了影響細(xì)晶強化外，還會影響其析出強化作用. Nb的碳化物完全固溶溫度為1 150～1 200 ℃，Ti的碳化物完全固溶溫度為1 100～1 150 ℃，而V的碳化物在900 ℃就完全固溶于奧氏體中了，TiN 在1 400 ℃以上才能基本上固溶奧氏體中，而NbN和VN可在高溫奧氏體區(qū)溶解，又能在低溫奧氏體中析出. 可見Nb、V、Ti碳氮化物固溶度隨溫度的升高而增大，使未溶Nb、Ti、V 碳氮化物體積分?jǐn)?shù)減小, 不利于碳氮化物沉淀析出,同時， 原子的擴散速度也較快,析出的碳氮化物像“滾雪球”一樣易于合并長大. 因此，如圖2(a)所示，終軋溫度為890 ℃時，析出的Nb、Ti、V碳氮化物不僅數(shù)量少，而且尺寸較大，分布不均勻,析出物不能夠有效釘扎奧氏體晶界和阻止奧氏體再結(jié)晶，奧氏體晶粒易長大，導(dǎo)致形變和相變后的鐵素體和貝氏體晶粒尺寸也大.

試驗終軋溫度為800 ℃時，明顯低于鋼的動態(tài)再結(jié)晶溫度900 ℃和自奧氏體中開始析出鐵素體的臨界溫度為 881.42 ℃，而稍高于奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的開始溫度為735.27 ℃，可使得實驗鋼在相變點A3附近未再結(jié)晶區(qū)軋制,這樣，能夠抑制奧氏體再結(jié)晶，擴大了奧氏體未再結(jié)晶區(qū)的范圍，有利于控制軋制工藝的實施. 同時，可以對試驗鋼施以大的形變量，使奧氏體晶粒拉長，形成餅形晶粒，原奧氏體晶粒尺寸變小，則晶界面積增加，限制了奧氏體晶?；貜?fù)長大的可能性，晶粒內(nèi)部儲存能升高[9]24-28，形核驅(qū)動力加大,產(chǎn)生的畸變能增加，增加了奧氏體內(nèi)部的空位濃度、位錯、變形帶等晶體缺陷，變形奧氏體中形成的變形帶將奧氏體晶粒分割成幾個小區(qū)域，引起非均勻形核點增多，鐵素體形核率提高，形變或相變時，鐵素體不僅可以在奧氏體晶界、亞晶界、位錯線上形核，還可以在變形帶上形核，鐵素體的轉(zhuǎn)變量有所增加，先共鐵素體析出量的增加對粒狀貝氏體相變起抑制作用，粒狀貝氏體轉(zhuǎn)變量有所減少. 奧氏體晶粒尺寸小時，形變或相變得到的鐵素體與粒狀貝氏體晶粒尺寸也會細(xì)小些. 因此，當(dāng)終軋溫度為800 ℃時，相對終軋溫度為890 ℃時，試驗鋼的終軋組織中鐵素體的含量有所增加，粒狀貝氏體含量有所減少，并且晶粒尺寸也均相對細(xì)小些.

再者，終軋溫度較低時，Nb、Ti、V微合金元素固溶于基體中的量減少，奧氏體中微合金元素Nb、Ti、V的過飽和度升高, 碳氮化物的析出相體積自由能增大，沉淀析出的驅(qū)動力增大,從而提高了碳氮化物沉淀析出量,而原子擴散速度也相對降低, 析出的碳氮化物也不容易合并長大. 而奧氏體晶粒長大是受擴散控制的晶界遷移而使晶界減少的自發(fā)過程，當(dāng)運動的晶界遇到細(xì)小的Nb、Ti、V碳氮化物粒子時,粒子與晶界之間的互作用力將阻止晶界遷移而使晶界減少限制奧氏體晶粒長大, 導(dǎo)致形變或相變后的鐵素體和貝氏體晶粒尺寸也均相對細(xì)小些[10]42-49.

2.2 力學(xué)性能分析

表3為終軋溫度890 ℃和800 ℃下，試驗鋼力學(xué)性能測試結(jié)果，可見終軋溫度為800 ℃時相對終軋溫度為890 ℃時的屈服強度、抗拉強度、延伸率、屈強比都較高，而硬度較低.

表3 不同終軋溫度下鋼的力學(xué)性能測試結(jié)果

試驗分析認(rèn)為，相對于本試驗鋼來說，鋼的強韌性主要取決于組織中粒狀貝氏體、鐵素體和析出Nb、Ti、V的碳氮化物的數(shù)量及晶粒尺寸的大小. 如上所述，由于890 ℃終軋時，試驗鋼的粒狀貝氏體含量較高，鐵素體含量較少，析出的Nb、Ti、V碳氮化物數(shù)量也少，而且這些組織的晶粒尺寸均比較粗大，粒狀貝氏體是組織中的硬相，其含量高時，則鋼的硬度高，鐵素體是組織中的軟相，其含量低時，則鋼的韌性差. 晶粒尺寸粗大時，則晶界面積小，當(dāng)形變和微裂紋由一個晶粒穿過晶界進(jìn)入另一個晶粒時, 晶界阻力小,滑移和裂紋擴展改變方向消耗的能量低, 晶粒越粗大,鋼的強韌性度就越差.

而800 ℃終軋時，試驗鋼的鐵素體含量相對有所增加，粒狀貝氏體含量相對有所減少，且鐵素體和粒狀貝氏體晶粒比較細(xì)小，則晶界得以強化[11]27-30，導(dǎo)致鋼的屈服強度上升，韌脆轉(zhuǎn)變溫度下降，強度和韌性同時都得到提高. 析出的Nb、Ti、V的碳氮化物數(shù)量越多、尺寸越小且高度彌散沉淀在鋼中時，對晶界的釘扎力也較大，對奧氏體晶界起固定作用，從而阻止奧氏體晶界遷移，阻止奧氏體晶粒長大. 同時，細(xì)小、量大、高度彌散的Nb、Ti、V的碳氮化物沉淀分布在整個基體上與位錯發(fā)生交互作用，使位錯密度增加，造成對位錯運動的障礙，給鋼的繼續(xù)變形和裂紋擴展造成困難，從而也提高了基體的強韌性[12]200-204. 因此，終軋溫度為800 ℃時相對終軋溫度為890 ℃時，試驗鋼的屈服強度、抗拉強度、延伸率和屈強比都不同程度的有所提高，而由于鐵素體相對含量增加，相對于粒狀貝氏體來說鐵素體是一種軟相，它的含量較高時，試驗鋼的硬度有所下降.

3 結(jié)論

在其他控軋控冷工藝參數(shù)一定的試驗條件下：

1)890 ℃和800 ℃終軋溫度下，試驗鋼的顯微組織均為鐵素體+粒狀貝氏體.

2)終軋溫度為890 ℃時,由于試驗鋼的非均勻形核點少，粒狀貝氏體含量較高，鐵素體含量較低，晶粒均比較粗大. 微合金元素Nb、Ti、V的碳化合物回溶于奧氏體中含量高，形核點少，析出的Nb、Ti、V碳氮化物數(shù)量較少且粗大，分布不均勻，鋼的強韌性差.

3)800 ℃終軋時，由于試驗鋼的非均勻形核點相對較多，鐵素體含量相對增多，粒狀貝氏體含量相對減少，晶粒均比較細(xì)小. 微合金元素Nb、Ti、V的碳氮化物在奧氏體中的溶解度降低，形核率提高，析出的Nb、Ti、V碳氮化物的數(shù)量不僅較多且比較細(xì)小，并趨于高度彌散. 試驗鋼的屈服強度、抗拉強度、延伸率、硬度分別高達(dá)672.13 MPa、775.06 MPa、22.74%、206.3 HV，鋼的綜合力學(xué)性能較好.