武鳳娟, 楊 浩, 曲錦波

(江蘇省(沙鋼)鋼鐵研究院, 江蘇 張家港 215625)

隨著大跨度橋梁的加速建設,500 MPa級高強度橋梁鋼獲得越來越多的工程應用。為保證高韌性和良好的焊接性能,500 MPa級橋梁鋼通常采用低碳微合金化成分及熱機械軋制(TMCP)工藝生產,以獲得低碳貝氏體型顯微組織[1-3]。低碳貝氏體組織調控的一個關鍵點是冷卻工藝的控制,冷卻速度和終冷溫度決定了相變后的組織類型、晶粒尺寸、晶界分布、M/A相尺寸等特征,從而對低溫韌性和屈強比帶來較大的影響[4-7]。隨著冷卻速度的升高,組織中板條貝氏體的比例增加,可顯著提高強度和韌性,但也可能會造成屈強比的明顯升高。因此,如何在確保高強度和高韌性的條件下,同時獲得較低的屈強比是高強度級別橋梁鋼生產過程中的一個主要難點。本文以一種500 MPa級高強度橋梁鋼Q500qE為對象,研究不同冷卻工藝對其組織和性能的影響規(guī)律,為TMCP工藝生產高強度橋梁鋼提供參考。

1 試驗材料與方法

試驗鋼是一種500 MPa級高強度橋梁鋼,采用低C、Nb-Ti微合金化、Cr-Ni-Mo-Cu復合合金化的成分設計,其化學成分見表1。試驗鋼經轉爐冶煉、LF精煉、RH脫氣后連鑄得到220 mm厚度的板坯。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數(shù),%)Table 1 Chemical composition of the tested steel (mass fraction, %)

將板坯加熱到1200 ℃并保溫2 h后,利用5000 mm四輥可逆式軋機進行兩階段軋制:再結晶區(qū)開軋溫度為1060 ℃,終軋溫度為990 ℃;未再結晶區(qū)開軋溫度為880 ℃,終軋溫度為820 ℃,成品鋼板厚度為20 mm。軋后鋼板采用3種冷卻工藝(見圖1):①低速冷卻(LC):鋼板軋后采用較低的冷卻速度5 ℃/s,終冷溫度300 ℃;②高速冷卻(HC):鋼板軋后采用較高的冷卻速度25 ℃/s,終冷溫度300 ℃;③分段冷卻(IC):鋼板軋后先以20 ℃/s的速度冷到720 ℃,然后空冷,待冷至680 ℃時再以20 ℃/s的速度冷卻到300 ℃。

在試驗鋼板上加工標準拉伸和沖擊試樣,分別按照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分:室溫試驗方法》和GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》進行室溫拉伸和-40 ℃沖擊試驗,試驗設備分別為Model 1200kN型液壓萬能材料試驗機和IMP450J型擺錘沖擊試驗機。

金相試樣磨拋后用4%硝酸酒精溶液腐蝕,之后在EVO18掃描電鏡下觀察其顯微組織,用LEPERA試劑(1%Na2S2O5水溶液+4%苦味酸酒精溶液)腐蝕后在Zeiss光學顯微鏡下觀察M/A島組織;利用Image-proplus6.0圖像分析軟件統(tǒng)計M/A島的面積分數(shù)和尺寸大小;將試樣雙噴減薄后,采用JEM-2100F場發(fā)射透射電鏡進行微觀組織觀察;EBSD試驗數(shù)據(jù)采集在帶有EBSD附件的JSM-7001F型掃描電鏡上進行,標定率為90%。

2 試驗結果與分析

2.1 力學性能

表2為不同冷卻工藝所得試驗鋼板的力學性能?？梢钥闯?LC冷卻鋼板的屈服強度為491 MPa,抗拉強度為614 MPa,伸長率為22%,屈強比為0.80,-40 ℃沖擊吸收能量低于100 J,雖然具有良好的塑性和較低的屈強比,但強度偏低,低溫韌性較差,無法滿足GB/T 714—2015《橋梁用結構鋼》中Q500qE鋼的技術要求。與LC鋼板相比,HC冷卻鋼板的屈服強度提高了81 MPa,抗拉強度提高了44 MPa,沖擊吸收能量提高到200 J以上,但伸長率由22%降低到19%,這表明提高冷卻速率可顯著提升鋼板強度和低溫韌性,但同時會引起塑性的降低,而且由于屈服強度的增量大于抗拉強度的增量,屈強比由0.80升高到0.87,不滿足技術要求。IC冷卻鋼板的屈服強度為533 MPa,抗拉強度為675 MPa,伸長率為25%,屈強比為0.79,-40 ℃沖擊吸收能量大于300 J,不僅具有最高的塑性和低溫韌性,而且與LC鋼板相比,屈服強度的增量小于抗拉強度的增量,因此具有最低的屈強比。

表2 試驗鋼板的力學性能Table 2 Mechanical properties of the tested steel plates

2.2 顯微組織

圖2為不同冷卻工藝所得試驗鋼板的顯微組織?？梢钥闯?LC鋼板的顯微組織為粒狀貝氏體(GB)+少量準多邊形鐵素體(QPF)+M/A島(見圖2(a)),平均晶粒尺寸為6.5 μm,其中GB組織約占55%,QPF組織約為20%,晶界處分布著大量的粗大且?guī)Ъ饨堑腗/A島。HC鋼板的顯微組織為板條貝氏體(LB)+GB+M/A島(見圖2(b)),平均晶粒尺寸為3.4 μm,其中LB組織約占60%,GB組織約占26%。與LC鋼板相比,提高冷速后,HC鋼板的顯微組織明顯細化,大塊狀晶界M/A島消失,在貝氏體鐵素體基體上和板條貝氏體間出現(xiàn)了大量呈球狀或棒狀的細小M/A島組織。IC鋼板的顯微組織為多邊形鐵素體(PF)+LB+GB+M/A島的多相組織(見圖2(c)),平均晶粒尺寸為2.7 μm,其中PF組織約占30%,貝氏體(LB+GB)組織約占65%,M/A島組織最為彌散細小。

圖2 不同冷卻工藝下試驗鋼板的顯微組織Fig.2 Microstructure of the tested steel plates under different cooling processes(a) LC; (b) HC; (c) IC

圖3(a～c)為用LEPERA試劑腐蝕后試驗鋼板中M/A島形貌,圖中呈亮白色的組織為M/A島,利用Image-pro對M/A島尺寸分布進行統(tǒng)計,統(tǒng)計結果如圖3(d～f)所示。LC鋼板M/A島面積分數(shù)約為25%,其中尺寸2 μm以上的約占總數(shù)量的55%,1 μm以下的僅占24%,最大尺寸可達9.8 μm;HC鋼板M/A島面積分數(shù)降低到14%,其中尺寸2 μm以上的約占總數(shù)量的32%,1 μm以下的約占41%,最大尺寸約為5.6 μm;IC鋼板的M/A島面積分數(shù)最低,約為5%,尺寸均小于3 μm,其中1 μm以下的約占72%。

圖3 不同冷卻工藝下試驗鋼板中M/A島形貌(a～c)及尺寸分布(d～f)Fig.3 Morphologies(a-c) and size distributions(d-f) of M/A islands in the tested steel plates under different cooling processes (a,d) LC; (b,e) HC; (c,f) IC

圖4為不同冷卻工藝下試驗鋼板的TEM組織形貌,LC鋼板(見圖4(a))的QPF組織位錯密度相對較低,在QPF晶界處存在帶尖角的M/A島。與LC鋼板相比,HC鋼板(見圖4(b))中LB組織的位錯密度明顯密集,且在板條間存在棒狀M/A島,長度約170 nm。IC鋼板(見圖4(c))中白色晶粒為PF組織,灰色條帶為LB組織,PF中位錯幾乎不可見,LB中位錯較多,且相互纏結在一起,晶界處M/A島尺寸約90 nm。

圖4 不同冷卻工藝下試驗鋼板的TEM形貌Fig.4 TEM morphologies of the tested steel plates under different cooling processes(a) LC; (b) HC; (c) IC

3 討論

3.1 冷卻工藝對強度和屈強比的影響

熱模擬測得試驗鋼的CCT曲線如圖5所示,隨著冷速的增加,相變組織硬度逐漸升高。如圖5所示,低速冷卻鋼板因冷卻速度較低,在高溫區(qū)發(fā)生了QPF組織相變,當溫度降低到Bs(660 ℃)以下時,發(fā)生了GB組織轉變。在鐵素體相變過程中,C、Mn原子向晶界擴散,導致未轉變奧氏體中的C、Mn含量較高,提高了其穩(wěn)定性,使得大量的殘留奧氏體保留至Ms點(410 ℃)以下,部分富碳奧氏體轉變?yōu)轳R氏體,部分富碳奧氏體保留至室溫,從而在晶界形成了大塊狀的M/A島,QPF組織碳含量較低,相對較軟,M/A島組織碳含量較高,相對較硬。文獻[8]指出影響屈強比的主要因素為軟相、硬相的強度差異,屈服強度受軟相組織強度影響,抗拉強度由硬相組織強度決定。低速冷卻鋼板QPF組織和M/A島組織的強度差異,使得鋼板具有相對較低的屈強比。

圖5 試驗鋼的CCT曲線Fig.5 CCT curves of the tested steel

高速冷卻鋼板軋后冷卻過程中,較高的冷卻速率抑制鐵素體相變,奧氏體保留到了Bs(490 ℃)以下發(fā)生了貝氏體相變。相變溫度降低,形核驅動力變大,有效晶粒尺寸變小。因冷速較快,C、Mn原子來不及長程擴散,且LB組織形成速度較快,殘留奧氏體被LB組織分割,保留到Ms點(410 ℃)以下的殘留奧氏體在貝氏體鐵素體基體上或板條貝氏體間形成了較為細小的M/A島組織。此外較高冷速也抑制了位錯的移動,軋制變形過程中形成的位錯大部分保留了下來。與低速冷卻鋼板相比,高速冷卻鋼板通過細晶強化、相變強化和位錯強化提高了強度,其中細晶強化和位錯強化對屈服強度的提升更為顯著。較高冷速工藝所得試驗鋼板的軟相為貝氏體組織,硬相為M/A島組織,與低速冷卻工藝相比高速冷卻工藝所得試驗鋼板中軟相、硬相的強度相差較少,因此屈強比較高。

分段冷卻鋼板軋后首先快速冷卻到鐵素體相變區(qū)(一是提高生產效率,二是減少鋼板高溫區(qū)停留時間),在鐵素體相變區(qū)空冷,形成部分細小的PF組織,鐵素體相變過程中,向奧氏體中排出C、Mn原子,使得剩余的奧氏體更加穩(wěn)定,相變溫度也更低,在隨后的較高冷速下,生成LB組織更加細小,貝氏體板條進一步分割殘留奧氏體,使得形成的M/A島也更細小彌散。與高速冷卻鋼板相比,分段冷卻鋼板中的軟相組織(PF組織)含C、Mn量較少,且位錯密度較低,所以屈服強度較高速冷卻鋼板低39 MPa,但生成的硬相組織(LB組織+M/A島)因尺寸的減少和C、Mn原子的富集,導致其抗拉強度較高速冷卻鋼板增加了17 MPa,從而有效地降低了屈強比。

3.2 冷卻工藝對低溫韌性的影響

除了冷速提高帶來的細晶作用外,M/A島的形態(tài)、尺寸及分布對低溫韌性也起到了重要的作用。文獻[9]指出,韌脆轉變溫度隨著M/A島含量的增加而單調上升,并且在M/A島含量介于2%～5%時,每增加1%,脆性轉變溫度上升7.7 ℃。文獻[10]認為只有當M/A島尺寸小于1 μm時,才能對韌性產生有利影響。文獻[11]研究表明,當M/A島尺寸在1～2 μm時,對低溫韌性的不利影響較小。低速冷卻鋼板存在大量的M/A島,尺寸較大且?guī)Ъ饨?易發(fā)生應力集中,產生微裂紋,導致沖擊性能最差。高速冷卻鋼板較快的冷卻速率抑制了碳元素的長程擴散,從而減少了晶界處大塊狀M/A島的形成。但快冷工藝固定了大量位錯等缺陷,為碳的擴散提供通道,使得碳可以向晶內析出,最終轉變的M/A島組織更加細小均勻,為此高速冷卻工藝所得試驗鋼板的低溫韌性有所提高。分段冷卻鋼板空冷段鐵素體形成過程C、Mn原子的擴散,以及貝氏體相變區(qū)的快速冷卻,均提高了殘留奧氏體的穩(wěn)定性,降低了貝氏體的轉變溫度,使得貝氏體板條更加細化,細化的板條把殘留奧氏體分割得更加細小,最終使得Ms以下形成的M/A島更加均勻細小,1 μm以下的M/A島數(shù)量達72%,使得分段冷卻鋼板具有最佳的低溫韌性。

此外相關研究[12-13]也表明,低碳貝氏體高強鋼的沖擊韌性還與大角晶界的分布和密度存在很密切的聯(lián)系,因為大角度晶界能有效阻礙脆性斷裂裂紋的傳播,高密度的大角度晶界更能有效提高鋼板的低溫韌性。對試驗鋼板進行EBSD觀察,取向差角分布如圖6所示,其中黑實線和白實線分別代表θ>15°取向差的大角度晶界和2°≤θ≤15°取向差的小角度晶界?？梢钥闯?低速冷卻、高速冷卻和分段冷卻試驗鋼板的大角度晶界所占比例分別為33.6%、42.5%、57.3%。與低速冷卻鋼板相比,高速冷卻鋼板的大角度晶界比例增加了8.9%,說明隨著冷速的提高,大角度晶界所占比例有所提高,但含量仍較低。低速冷卻和高速冷卻鋼板均保留了較大的原始奧氏體晶粒,表明低速冷卻工藝和高速冷卻工藝得到的組織對原始奧氏體晶粒分割較少,大角度晶界含量較少,抑制裂紋擴展的能力相對較低。分段冷卻鋼板的大角度晶界占比最高,分段冷卻工藝在720～680 ℃溫度區(qū)間形成的細小PF組織增加了大角度晶界含量,且分割了原始奧氏體晶粒,從而進一步細化了貝氏體和M/A島組織?？梢奝F+LB+GB+M/A的多相復合組織可提高鋼板大角度晶界密度,從而有效抑制裂紋擴展,進一步提高鋼板低溫韌性。

圖6 不同冷卻工藝下試驗鋼板的EBSD分析Fig.6 EBSD analysis of the tested steel plates under different cooling processes (a,d) LC; (b,e) HC; (c,f) IC

4 結論

1) 試驗鋼在低速冷卻(5 ℃/s)工藝下的顯微組織以GB為主,晶界上分布著大量粗大且?guī)Ъ饨堑腗/A島;高速冷卻(25 ℃/s)工藝所得組織以LB為主,位錯密度較高,M/A島呈球狀或棒狀分布在貝氏體鐵素體基體上或板條貝氏體間;分段冷卻(20 ℃/s+空冷+20 ℃/s)工藝下得到PF+LB+GB+M/A的多相復合組織,PF與LB的位錯密度存在較大差異,M/A島細小彌散,大角度晶界含量較高。

2) 低速冷卻工藝下,試驗鋼板呈現(xiàn)出較低的屈強比,但屈服強度低于500 MPa,-40 ℃低溫沖擊吸收能量小于100 J;高速冷卻工藝下,試驗鋼板的強度和韌性均得到很大提升,但屈強比由0.80上升至0.87;分段冷卻工藝所得試驗鋼板的屈服強度為533 MPa,抗拉強度為675 MPa,屈強比為0.79,-40 ℃的低溫沖擊吸收能量在300 J以上,具有最優(yōu)的綜合性能。