趙培林，楊 棟，吳會(huì)亮，劉 超，李 超，李春傳，鄭 力

(山東鋼鐵股份有限公司，山東 濟(jì)南 271105)

隨著國內(nèi)外基礎(chǔ)設(shè)施建設(shè)及油氣資源裝備建設(shè)的迅速增長，高層鋼結(jié)構(gòu)建筑、裝配式建筑、海洋工程及特定領(lǐng)域鋼結(jié)構(gòu)建筑呈現(xiàn)出大型化、多維度、立體化的發(fā)展趨勢(shì)，使用環(huán)境更加苛刻，對(duì)相應(yīng)的工程結(jié)構(gòu)用鋼提出了更高要求[1-3]。因此，對(duì)于大厚度鋼鐵產(chǎn)品而言，抗層狀撕裂性能(即Z向性能)成為重要的力學(xué)性能指標(biāo)。鋼在焊接過程中，由于鋼材冶金質(zhì)量和焊接工藝等因素導(dǎo)致鋼材沿著厚度方向容易發(fā)生層狀撕裂，不利于沿著厚度方向受拉的接頭保持結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。層狀撕裂現(xiàn)象多發(fā)生在T型、角型或十字型接頭的厚鋼板多道焊接件中，造成海洋結(jié)構(gòu)、大型疊合梁結(jié)構(gòu)等構(gòu)件在焊接部位存在安全隱患[4-5]。根據(jù)相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)要求，Z向性能根據(jù)斷面收縮率分為Z15、Z25、Z35不同等級(jí)，適應(yīng)于不同材質(zhì)的鋼鐵產(chǎn)品；同時(shí)隨著強(qiáng)度的提高，Z向性能出現(xiàn)變化[6-7]。

厚壁大規(guī)格H型鋼經(jīng)常作為支撐梁柱的重要制造材料使用，對(duì)層狀撕裂性能提出了更嚴(yán)苛要求。H型鋼由于起斷面形狀復(fù)雜，翼緣部位存在的尺寸效應(yīng)決定了其冶煉及軋制工藝更加復(fù)雜，夾雜物分布及組織狀態(tài)存在更多不確定影響因素。目前熱軋型鋼產(chǎn)品翼緣厚度增加到了36 mm以上，高度達(dá)到1000 mm以上，規(guī)格跨度極大，已成功應(yīng)用于極地海洋工程鋼結(jié)構(gòu)項(xiàng)目[8]。前期針對(duì)Z向性能的研究多針對(duì)厚度超過40 mm以上的鋼板進(jìn)行，對(duì)于型鋼的組織均勻性與相關(guān)性能的提升研究較少。因此，本文針對(duì)翼緣達(dá)到50 mm 厚的含釩微合金化熱軋H型鋼進(jìn)行正火處理，旨在探討正火處理與熱軋工藝下H型鋼翼緣力學(xué)性能及層狀撕裂性能的差異，深入研究H型鋼組織均勻性和性能一致性的突出問題?；趯?duì)比結(jié)果，確定合理的離線熱處理工藝，為后續(xù)工業(yè)化生產(chǎn)提供理論依據(jù)和參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為Q355D熱軋態(tài)H型鋼工業(yè)化商品，翼緣厚度50 mm，熔煉化學(xué)成分如表1所示，符合GB/T 1591—2018《低合金高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)鋼》要求。為提升綜合力學(xué)性能，在鋼中添加適量的微合金化元素V和N，通過碳化物第二相析出起到沉淀強(qiáng)化作用，最終提高強(qiáng)度和低溫韌性。

從熱軋態(tài)H型鋼翼緣部位截取400 mm長試樣，放入熱處理爐內(nèi)進(jìn)行正火處理。根據(jù)Andrews溫度經(jīng)驗(yàn)公式[9]估算，試驗(yàn)鋼的Ac3溫度為849 ℃，考慮到試樣尺寸等因素，將正火溫度設(shè)定在920 ℃，保溫40 min后出爐空冷，具體工藝如圖1所示。沿型鋼翼緣厚度

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

方向鋸切加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，在MTS800萬能材料試驗(yàn)機(jī)上測(cè)量力學(xué)性能及Z向斷面收縮率并根據(jù)GB/T 19879—2005《建筑結(jié)構(gòu)用鋼板》確認(rèn)達(dá)到Z15～Z35相應(yīng)的水平。將變形后的試樣用4%硝酸酒精溶液侵蝕后，用XL-30光學(xué)顯微鏡和Sigma500型掃描電鏡觀察組織形貌。

圖1 試驗(yàn)鋼正火處理工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of the normalizing process for the tested steel

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖2 試驗(yàn)鋼熱軋態(tài)(a, b)和正火態(tài)(c, d)的顯微組織Fig.2 Microstructure of the hot-rolled(a, b) and normalized(c,d) tested steel

圖3 熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼邊部(a)和心部(b)的顯微組織Fig.3 Microstructure at edge(a) and core(b) of the hot-rolled tested steel

圖2為原始熱軋態(tài)和正火態(tài)型鋼翼緣沿厚度方向的顯微組織。可以看出，試驗(yàn)鋼熱軋態(tài)基體組織為等軸鐵素體(F)+塊狀珠光體(P)，珠光體占比約為20%，部分區(qū)域存在著偏析帶，晶粒度7～7.5級(jí)。由于型鋼翼緣不同部位冷卻速率差異造成的溫度分布不均，使得熱軋態(tài)型鋼翼緣沿厚度方向自表面到心部晶粒由細(xì)變粗(如圖3所示)，因此，這種不均勻分布的組織會(huì)造成Z向拉伸斷裂的斷面收縮率出現(xiàn)波動(dòng)。正火態(tài)基體組織仍舊是鐵素體+珠光體組織，塊狀珠光體組織呈現(xiàn)球化形貌。與熱軋態(tài)組織相比，正火態(tài)組織整體上晶粒更加細(xì)化，偏析程度明顯降低，組織呈現(xiàn)均勻分布，這是由于隨著C、Mn等容易產(chǎn)生偏析的元素加速擴(kuò)散[10]，使正火后的組織細(xì)化，均勻性提高，形成細(xì)化的珠光體或索氏體和微細(xì)碳化物，沿著厚度方向各部位晶粒度等級(jí)差距縮小，組織明顯得到改善，正火效果良好，從而提升力學(xué)性能的穩(wěn)定性。

圖4為原始熱軋態(tài)和正火態(tài)型鋼在SEM下的組織形貌。由圖4(a, b)可以看出，熱軋態(tài)型鋼基體組織晶粒尺寸大小不均勻，鐵素體和珠光體晶粒分別呈現(xiàn)不同的尺寸差異，且珠光體片層間距大小不一，個(gè)別部位出現(xiàn)變異珠光體組織。這種現(xiàn)象一方面與不同部位冷卻速率有關(guān)，另外還取決于澆鑄過程C、Mn等元素偏析造成的局部淬透性的差異(如圖5所示)。由圖4(c, d)可以看出，正火態(tài)基體組織晶粒數(shù)量較熱軋態(tài)顯著增加，還出現(xiàn)個(gè)別類索氏體組織。正火后晶界量增加顯著，以原珠光體組織為核心呈現(xiàn)散射狀分布；同時(shí)在正火的加熱過程中，隨著溫度的升高，偏析嚴(yán)重的元素加速擴(kuò)散并實(shí)現(xiàn)均勻彌散分布，促進(jìn)組織均勻一致。分析認(rèn)為，由于珠光體片層間距減小，單位體積內(nèi)滲碳體和鐵素體交錯(cuò)發(fā)生無序生長。熱軋態(tài)具有較高殘余應(yīng)力和位錯(cuò)密度的F+P及變異珠光體組織在正火時(shí)發(fā)生奧氏體化，冷卻后轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶鈶B(tài)的P+F 以及其他類索氏體組織，珠光體比例明顯降低，同時(shí)發(fā)生位錯(cuò)的回復(fù)、重組、消失等[11]。正火態(tài)基體組織中再結(jié)晶組織的增加，同時(shí)使得晶界面積增加，與第二相納米析出粒子交互作用，對(duì)沖擊、拉伸過程能量的吸收具有一定作用。同時(shí)發(fā)現(xiàn)轉(zhuǎn)變后多相組織形成的團(tuán)簇內(nèi)組織更加細(xì)小，對(duì)強(qiáng)度和塑性的提升發(fā)揮有利作用。

圖4 試驗(yàn)鋼熱軋態(tài)(a, b)和正火態(tài)(c, d)的SEM圖Fig.4 SEM images of the hot-rolled(a,b) and normalized(c,d) tested steel

圖5 熱軋?jiān)囼?yàn)鋼局部C元素分布圖Fig.5 Local distribution map of C element of the hot-rolled tested steel

綜合基體組織對(duì)比可以看出，一方面，正火處理顯著改善超厚翼緣H型鋼不同部位組織的均勻性，同時(shí)能夠消除變異珠光體等異常組織的存在；另一方面，隨著試驗(yàn)鋼正火出爐后空冷，過冷奧氏體形核數(shù)量增加，細(xì)晶粒數(shù)量顯著增加，充分發(fā)揮細(xì)晶強(qiáng)化作用，提高塑性和強(qiáng)韌性。

2.2 Z向力學(xué)性能

圖6為原始熱軋態(tài)和正火態(tài)型鋼拉伸過程的應(yīng)力-應(yīng)變曲線和斷面收縮率?？梢钥闯觯瑹彳垜B(tài)型鋼Z向抗拉強(qiáng)度略微低于正火處理后的強(qiáng)度，相差約12 MPa ，而屈服強(qiáng)度基本一致。上述試驗(yàn)鋼Z向性能的變化規(guī)律與組織轉(zhuǎn)變基本一致。熱軋態(tài)型鋼Z向的平均斷面收縮率為54.3%，數(shù)據(jù)波動(dòng)范圍較大，正火態(tài)型鋼Z向的平均斷面收縮率為67.0%，數(shù)據(jù)波動(dòng)范圍較小。上述兩種狀態(tài)試驗(yàn)鋼均超過GB/T 19879—2005標(biāo)準(zhǔn)對(duì)Z35級(jí)別的要求(≥35%)，與熱軋態(tài)相比，正火態(tài)Z向性能更優(yōu)。

圖6 熱軋態(tài)和正火態(tài)試驗(yàn)鋼的Z向應(yīng)力-應(yīng)變曲線(a)和斷面收縮率(b)Fig.6 Z-direction strain-stress curves(a) and percentage reduction of area(b) of the hot-rolled and normalized tested steel

圖7 熱軋態(tài)(a～c)和正火態(tài)(d～f)試驗(yàn)鋼的拉伸斷口形貌(a,b,d,e)及能譜分析(c,f)Fig.7 Tensile fracture morphologies(a,b,d,e) and EDS analysis(c,f) of the hot-rolled(a-c) and normalized(d-f) tested steel

2.3 拉伸斷口形貌

圖7為原始熱軋態(tài)和正火態(tài)型鋼的拉伸斷口形貌及能譜分析結(jié)果。可以看出，熱軋態(tài)和正火態(tài)型鋼均為韌性斷裂，韌窩明顯，顯示出良好的Z向拉伸性能。熱軋態(tài)拉伸斷口中的韌窩大小及分布不均勻，韌窩較淺，韌窩底部大尺寸夾雜物較少，SEM電鏡下僅能觀察到細(xì)小的夾雜物，與正火態(tài)相比，MnS夾雜物呈長條狀分布，不易觀察到(如圖7(a, b)所示)，個(gè)別區(qū)域存在拉伸孔洞，且撕裂棱比較清晰，大尺寸晶粒周邊撕裂棱更明顯；同時(shí)說明組織分布不均勻?qū)熳冃芜^程產(chǎn)生顯著影響。由圖8所示熱軋態(tài)試樣電解試驗(yàn)分析MnS夾雜物形貌和組分發(fā)現(xiàn)，軋制過程中沿著軋制方向MnS呈現(xiàn)橢圓狀分布，個(gè)別尺寸達(dá)到幾十微米。對(duì)韌窩底部區(qū)域進(jìn)行能譜分析發(fā)現(xiàn)，夾雜物以Al2O3粒子為主，如圖7(c)所示。

圖8 熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼中MnS相的形貌(a)及EDS分析(b)Fig.8 Morphology(a) and EDS analysis(b) of the MnS phase in the hot-rolled tested steel

結(jié)合韌窩的形貌和大小分布判斷，正火態(tài)拉伸斷口中的韌窩分布較均勻，尺寸較小，同時(shí)具有一定深度(如圖7(d,e)所示)，個(gè)別區(qū)域存在大晶粒內(nèi)部包含著細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，如圖7(d)標(biāo)識(shí)區(qū)域所示。正火態(tài)斷口中的韌窩數(shù)量不僅大幅度增加，且韌窩深度變深，表明Z向拉伸性能得到明顯提升，這主要是由于正火態(tài)組織的細(xì)化引起晶界增多，組織的有效晶粒尺寸與斷裂單元尺寸具有密切關(guān)系[12]。對(duì)韌窩底部粒子進(jìn)行能譜分析發(fā)現(xiàn)存在MnS顆粒，如圖7(f)所示。文獻(xiàn)[13]表明，熱處理可以促進(jìn)鋼中硫化錳夾雜的球化，其圓度和長寬比均有所降低，可改善其在基體中產(chǎn)生的應(yīng)力集中，提升抗斷裂能力。由此可知，正火態(tài)型鋼Z向力學(xué)性能升高主要是基體組織細(xì)化及MnS第二相粒子球化兩方面的影響。

綜合以上分析，正火處理可以改善熱軋態(tài)型鋼的組織狀態(tài)，進(jìn)而改善抗層狀撕裂性能。另外，可以通過正火處理實(shí)現(xiàn)顯微組織、力學(xué)性能與第二相粒子析出之間的良好匹配，進(jìn)而實(shí)現(xiàn)抗層狀撕裂性能的顯著提升。

3 結(jié)論

1) 建筑結(jié)構(gòu)用超厚規(guī)格熱軋Q355D級(jí)H型鋼加熱到920 ℃保溫40 min進(jìn)行正火處理后組織由粗片狀珠光體和塊狀鐵素體變?yōu)榇貭罘植嫉蔫F素體+超細(xì)珠光體組織，組織均勻性得到顯著提升，偏析現(xiàn)象顯著改善，晶粒細(xì)化明顯。

2) 與熱軋態(tài)相比，Q355D級(jí)H型鋼正火處理后的抗拉強(qiáng)度升高約12 MPa，Z向斷面收縮率由54.3%提升至67.0%，且波動(dòng)較小，結(jié)果顯示正火處理提升了型鋼的抗層狀撕裂性能，指標(biāo)超過Z35標(biāo)準(zhǔn)要求。

3) 熱軋態(tài)和正火態(tài)型鋼Z向拉伸斷口均為韌性斷裂；熱軋態(tài)拉伸斷口中的韌窩大小及分布不均勻，韌窩較淺，正火態(tài)斷口中的韌窩數(shù)量不僅大幅度增加，且韌窩變深，Z向拉伸性能得到明顯提升。