韓 宇，許學(xué)利，吳 剛

（本鋼板材股份有限公司研發(fā)院，遼寧 本溪 117000）

傳統(tǒng)的Q355B鋼以C-Mn元素強化為主，隨著微合金化技術(shù)的迅速發(fā)展，低合金高強度結(jié)構(gòu)鋼開始逐漸加入以鈮（Nb）、釩（V）和鈦（Ti）為代表的微合金元素。我國鈦資源含量豐富，與Nb、V相比，Ti微合金化的成本最低[1]。目前國內(nèi)某些鋼廠的Q355B鋼在傳統(tǒng)的C-Mn固溶強化的基礎(chǔ)上，通過加入了少量的鈦（Ti）微合金化元素來替代部分Mn元素，形成了合金成本更低的新型C-Mn-Ti型Q355B鋼。

硼也被認為是一種潛在的微合金元素，人們很早之前硼被認識可以顯著地提高鋼的淬透性，現(xiàn)代冶煉技術(shù)的進步提高了對鋼中有效硼的控制，這使硼作為鋼中的替代合金元素成為可能。而含硼鋼的研究對降低鋼材的生產(chǎn)成本有著重要意義。本實驗通過對比兩種不同卷取溫度下硼對C-Mn-Ti型Q355B鋼組織性能的影響，為C-Mn-Ti-B型微合金化鋼的開發(fā)提供參考依據(jù)。

1 試驗材料及方法

本文所使用的試驗材料來自國內(nèi)某鋼廠2300熱連軋機組所的生產(chǎn)C-Mn-Ti型Q355B鋼，試驗鋼種的生產(chǎn)工藝流程為：鐵水脫硫預(yù)處理→轉(zhuǎn)爐冶煉→爐外精煉（LF）→板坯保護連鑄→板坯加熱→2300機組軋制→控制冷卻→卷取→檢驗→包裝發(fā)貨。試驗鋼的化學(xué)成分如表1所示，其中1號和3號試驗鋼的化學(xué)成分完全相同，均不添加硼合金元素；2號和4號試驗鋼的化學(xué)成分完全相同，在鋼中添加了0.0008%～0.0030%硼元素。4個試驗鋼中除了硼元素的含量有明顯差別外，其它化學(xué)成分含量基本相同。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分數(shù)）%

試驗鋼首先在國內(nèi)某鋼廠直弧型連鑄機澆鑄成厚度為230mm的連鑄板坯，然后放入步進式加熱爐中加熱到1200℃～1280℃，保溫3小時，使試驗鋼完全奧氏體化。將保溫完成的板坯在2300熱連軋機組經(jīng)過相同的道次壓下率軋制到12mm厚度的鋼板，終軋溫度范在840℃～880℃。將軋制完成后出精軋機的1號、2號試驗鋼板在冷卻輥道層流冷卻到600℃開始卷取，軋制完成后出精軋機的3號、4號試驗鋼板在冷卻輥道利用層流冷卻水冷卻到540℃開始卷取。最后分別從1號、2號、3號和4號鋼板寬度的1/4處取樣，進行力學(xué)性能試驗和金相觀察。對兩種成分設(shè)計的Q355B試驗鋼板按照GB/T 2975-2018標準沿垂直于軋制方向取寬向樣，標記好編號。四個試樣根據(jù)GB/T 228.1加工成短比例標距的拉伸試樣，在Zwick-600萬能拉伸試驗機進行拉伸試驗。利用JBW-500型擺錘式?jīng)_擊試驗機根據(jù)GB/T 229測定試樣的沖擊韌性。將試樣經(jīng)4%硝酸酒精溶液腐蝕后，利用OLYMPUS-GX71型倒置式光學(xué)金相顯微鏡觀察顯微組織。

2 試驗結(jié)果及分析討論

1號至4號鋼的力學(xué)性能見表2和圖1，1號至4號鋼的金相組織見表2，由表2可以看出無硼和含硼的C-Mn-Ti型Q355B鋼的力學(xué)性能均能滿足正常標準要求，但在不同卷取溫度下，無硼和含硼Q355B鋼的性能有明顯的不同。

表2 試驗鋼的力學(xué)性能

圖1 試驗鋼的力學(xué)性能

2.1 卷取溫度對C-Mn-Ti型Q355B鋼力學(xué)性能影響

在實際生產(chǎn)過程中，卷取溫度與鋼板的在冷卻輥道上的冷卻速度成正相關(guān)。這是因為當軋機在連續(xù)軋制同一厚度規(guī)格的鋼板時，鋼板的在冷卻輥道上的運動時間是基本相同的，如果鋼板在開始被層流冷水冷卻之前的溫度是相同的，那么隨著卷取溫度的降低，鋼板需要在相同時間內(nèi)被冷卻到更低的溫度才能開始卷取。本實驗中1號和3號鋼板的軋制溫度控制完全相同，只有3號試驗鋼的卷取溫度低于1號試驗鋼，所以3號鋼的冷速更快。同理，4號試驗鋼的冷速要快于2號試驗鋼。由表2和圖1可知，卷取溫度更低的3號試驗鋼的強度比相對較高卷取溫度的1號試驗鋼均有所升高，但3號試驗鋼的沖擊功與1號試驗鋼相差不大。3號試驗鋼的金相組織更加細小，3號試驗鋼的晶粒度高于1號試驗鋼。這是由于試驗鋼板中高溫時析出的TiN粒子有利于抑制高溫奧氏體晶粒的長大，而隨著鋼板的不斷軋制變形，奧氏體晶粒也不斷被破碎細化，導(dǎo)致隨后相變生成的鐵素體晶粒變得更加細小，而隨著卷取溫度的降低，鐵素體晶粒長大受到抑制，最終鐵素體晶粒變得更加細小。而晶粒細化可以在有效提高鋼材強度的同時而不造成鋼材韌性的大幅損失。

2.2 硼對C-Mn-Ti型Q355B鋼組織性能的影響

由表2可以對比不同卷取溫度下含硼和和不含硼Q355B試驗鋼的性能區(qū)別。在600℃卷取溫度時，含硼的2號鋼強度比不含硼1號鋼的強度約提高10MPa～15MPa，2號鋼比1號鋼的沖擊功略有降低。但在卷取溫度為540℃時，含硼的4號鋼強度比不含硼3號鋼的強度約提高50MPa以上，與之對應(yīng)的是含硼Q355B鋼的塑性降低，尤其是表征韌性指標的沖擊功有明顯的降低。從表3的金相組織中可以看出，1號和3號為無硼Q355B鋼，組織均為鐵素體+珠光體；2號和4號鋼為含硼Q355B鋼，2號鋼組織為鐵素體+珠光體+少量貝氏體，4號鋼組織為鐵素體+珠光體+貝氏體。這說明硼元素的添加使2號和4號試驗鋼中產(chǎn)生了貝氏體組織。雖然2號和4號試驗鋼的晶粒度相差不大，但從金相圖片中可以看出，2號鋼的組織均勻，晶界比較清晰可見，而4號鋼中鐵素體和貝氏體晶粒的晶界已經(jīng)不明顯，并且部分較大尺寸的鐵素體已相互連接，材料在發(fā)生斷裂時這些相互連接的大塊鐵素體就會成為裂紋擴展的“通道”，裂紋會沿著相互連接的鐵素體晶內(nèi)擴展開裂[3]。

表3 金相檢驗結(jié)果

為了研究硼在試驗鋼相變過程中的作用，利用JMat-Pro軟件模擬計算了含硼和不含硼試驗鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(CCT)，如圖2所示。對比兩個試驗鋼的鐵素體和珠光體的轉(zhuǎn)變曲線可以發(fā)現(xiàn)，由于硼元素的作用，含硼Q355B鋼的鐵素體、珠光體得到了有效抑制，使得含硼的Q355B鋼的CCT曲線明顯右移。這是因為硼是一種表面活性元素，容易吸附在奧氏體晶界上，而偏聚在奧氏體晶界上的硼原子阻礙了鐵素體的形核，起到延緩γ→α轉(zhuǎn)變的作用，從而有利于促進貝氏體的形成[3]。硼可以有效抑制鐵素體的相變而促進貝氏體的轉(zhuǎn)變，可以顯著提高鋼材的淬透性。有學(xué)者甚至發(fā)現(xiàn)，當鋼中僅含有0.0010%～0.0030%的固溶硼時，就能夠?qū)崿F(xiàn)相當于添加了0.5%的Mn、Cr或者Mo所產(chǎn)生的提高淬透性的效果。通過硼的添加可以有效改變鋼在相變過程中的組織演變行為，從而使含硼Q355B鋼在較寬冷卻速度范圍內(nèi)就可得到貝氏體組織，使鋼材強度得到了大幅提高。

圖2 試驗鋼的 CCT 曲線

3 結(jié)論

（1）含硼和無硼C-Mn-Ti型Q355B鋼在600℃卷取溫度下的性能均能滿足標準要求，含硼Q355B鋼的強度比不含硼鋼的強度約提高10～15MPa，沖擊功略有降低。

（2）在540℃的較低卷取溫度下，含硼Q355B鋼強度明顯高于無硼Q355B鋼的強度，但由于含硼鋼的淬透性得到提高，過快的冷速使鋼中產(chǎn)生了粗大連接的鐵素體組織，含硼Q355B鋼的沖擊韌性明顯降低。

（3）在高鈦的Q355B鋼中加入硼元素后，微量的B元素可以有效抑制奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變，從而促進鋼中貝氏體的形成，通過相變組織強化使含硼的C-Mn-Ti型Q355B鋼的強度得到提高。