低焊接裂紋敏感性高強(qiáng)鋼的奧氏體動(dòng)態(tài)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變行為研究

張 君,姚連登,趙小婷

(寶山鋼鐵股份有限公司中央研究院,上海 201999)

熱機(jī)械控制工藝(TMCP-Thermo Mechanical Control Process)能夠在不添加過多合金元素、不需要復(fù)雜后續(xù)熱處理的條件下生產(chǎn)出高強(qiáng)度高韌性的優(yōu)質(zhì)鋼材,被認(rèn)為是一種節(jié)約合金和能源,并有利于環(huán)保的工藝。自20世紀(jì)80年代開發(fā)以來,已經(jīng)成為生產(chǎn)低合金高強(qiáng)度寬厚板不可或缺的技術(shù)[1],而在使用TMCP生產(chǎn)高強(qiáng)鋼的過程中,軋后冷卻的控制是實(shí)現(xiàn)寬厚板高強(qiáng)度同時(shí)保證良好塑韌性的關(guān)鍵工藝。采用鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT-Continuous Cooling Transformation)曲線可以較好地分析鋼在冷卻過程中的組織轉(zhuǎn)變產(chǎn)物及含量,模擬實(shí)際生產(chǎn)中鋼在冷卻過程中的組織轉(zhuǎn)變,能夠?yàn)橹贫▽?shí)際的控制冷卻工藝提供理論參考。根據(jù)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線,可以選擇最適當(dāng)?shù)睦鋮s工藝制度,從而獲得所需的貝氏體或馬氏體組織,進(jìn)而達(dá)到使鋼材具有各種性能的目的[2-4]。由此可見,研究低合金高強(qiáng)度鋼板的奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變行為對(duì)于采用TMCP技術(shù)生產(chǎn)的高強(qiáng)度高韌性寬厚板是十分必要的。

傳統(tǒng)的高強(qiáng)度級(jí)別鋼種多采用調(diào)質(zhì)處理工藝生產(chǎn),但隨著節(jié)約能源、降低成本、提高綜合性能等要求越來越高,控軋空冷(TMCP)工藝作為提高鋼材強(qiáng)韌綜合性能的重要手段,已經(jīng)被越來越廣泛地應(yīng)用于各種高強(qiáng)度級(jí)別鋼種的工業(yè)生產(chǎn)中,其具有能源節(jié)約、工序簡化、成本降低等優(yōu)勢。與同等強(qiáng)度級(jí)別的鋼材相比,采用TMCP工藝生產(chǎn)的高強(qiáng)度鋼能降低鋼的合金含量,降低鋼的碳當(dāng)量,改善局部焊接性能,同時(shí),能夠有效地改善熱軋鋼板的強(qiáng)度和韌性,充分挖掘鋼種的性能潛力。本文主要測試了Q690高強(qiáng)度低合金鋼的CCT曲線,研究了冷卻速度對(duì)組織的影響,為采用TMCP工藝生產(chǎn)Q690鋼板提供制定控制冷卻工藝的理論參考。

1 試驗(yàn)材料和方法

本試驗(yàn)所用的低合金高強(qiáng)度Q690鋼錠采用中試50 kg真空感應(yīng)爐冶煉,澆鑄耐材鋼錠1支,冶煉化學(xué)成分如表1所示。

表1 Q690試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分Table 1 Chemical compositions of the experimental Q690 steel %

從鋼錠上取φ10 mm×100 mm的熱模擬圓棒試樣,在Gleeble 3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)上以10 K/s的速度加熱至1 200 ℃保溫10 min,以10 K/s的速度冷卻至1 050 ℃,以5 s-1的變形速度(速率)壓下40%以模擬奧氏體再結(jié)晶區(qū)的變形,再以10 K/s的速度冷卻至840 ℃,以10 s-1的變形速度壓下30%以模擬奧氏體在非結(jié)晶區(qū)的變形。隨后,分別以0.1、0.2、0.5、1、3、5、10、20和30 K/s的冷卻速度冷至200 ℃以下,隨后加速冷卻至室溫。在上述圓棒試樣的變形部位取圓棒截面的金相試樣,經(jīng)過機(jī)械研磨、拋光后,采用4%的硝酸酒精進(jìn)行腐蝕,在光學(xué)金相設(shè)備下對(duì)試樣的顯微組織進(jìn)行觀察和分析,并測試其維氏硬度(維氏硬度取6個(gè)測試點(diǎn)的平均數(shù)值)。結(jié)合機(jī)器采集的溫度、時(shí)間、膨脹量以及顯微組織的分析結(jié)果,采用Origin軟件繪制動(dòng)態(tài)CCT曲線。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

圖1是通過試驗(yàn)鋼的膨脹曲線繪制的動(dòng)態(tài)CCT曲線。從圖1可以看出,在從840 ℃降至200 ℃的過程中,鋼板的轉(zhuǎn)變分為A(奧氏體)→F

(鐵素體)、A(奧氏體)→P(珠光體)、A(奧氏體)→B(貝氏體)以及達(dá)到馬氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷卻速率后直接發(fā)生馬氏體相變的4個(gè)區(qū)域。從冷卻速率為0.1 K/s時(shí)開始,隨著冷卻速率的提高,試驗(yàn)鋼鐵素體和貝氏體開始和結(jié)束的轉(zhuǎn)變溫度都趨于降低,硬度也隨之上升。這是因?yàn)殍F素體相變屬于受界面移動(dòng)控制的擴(kuò)散型相變,隨著冷卻速率的提高,奧氏體的過冷度增大,晶界處的臨界形核自由能與均勻形核時(shí)的自由能逐漸減小,鐵素體相變區(qū)溫度降低。隨著冷卻速率的增加,奧氏體過冷度增大,由面心立方向體心立方相變的驅(qū)動(dòng)力增加,這會(huì)提高鐵素體或貝氏體的形核率,提高鐵素體或貝氏體相變的轉(zhuǎn)變速率,細(xì)化鐵素體或貝氏體組織[5-6]。當(dāng)冷卻速率提高至一定程度后,溫度下降快,奧氏體的過冷度增加,但此時(shí)由于相變溫度低,鋼中原子的擴(kuò)散系數(shù)也下降,導(dǎo)致擴(kuò)散型的相變難以進(jìn)行,因此開始出現(xiàn)馬氏體相變,鋼的硬度也較之前有較為顯著的提高。

圖2是試驗(yàn)鋼在不同的冷卻速率下的金相顯微組織?？梢钥闯?在冷卻速率為0.1 K/s時(shí),鋼中主要為先共析鐵素體+珠光體的組織;隨著冷卻速率提高到0.2 K/s,多邊形鐵素體組織有明顯的細(xì)化,鋼中珠光體的含量有所減少;當(dāng)冷卻速率達(dá)到0.5 K/s時(shí),由于過冷度的增加,相變驅(qū)動(dòng)力增大,相變速率提高,鋼中多邊形鐵素體組織進(jìn)一步得到細(xì)化,珠光體組織含量降低,鋼中開始出現(xiàn)少量的粒狀和板條狀的貝氏體,試驗(yàn)鋼的維氏硬度(HV10)也由冷卻速率為0.1 K/s時(shí)的159提高到了220。

當(dāng)冷卻速率達(dá)到1 K/s時(shí),鋼中形似多邊形鐵素體的白色組織中能明顯觀察到板條狀亞結(jié)構(gòu),而粒狀貝氏體和板條貝氏體的比例增加,試驗(yàn)鋼的硬度(HV)由220升高到238;冷卻速率達(dá)到3 K/s時(shí),鋼板的組織進(jìn)一步細(xì)化,同時(shí)硬度(HV)也提高至247,其鐵素體組織明顯減少,鋼中的組織以粒狀貝氏體+板條貝氏體為主;當(dāng)冷卻速率提高至5 K/s時(shí),試驗(yàn)鋼的組織出現(xiàn)了較大的變化,鋼中板條狀貝氏體的占比顯著增加,而粒狀貝氏體的體積分?jǐn)?shù)降低,此時(shí)試驗(yàn)鋼的硬度(HV)為260。

當(dāng)冷卻速率提高至10 K/s時(shí),試驗(yàn)鋼的組織為鐵素體+板條貝氏體+少量粒狀貝氏體+板條馬氏體(根據(jù)試驗(yàn)鋼此時(shí)的硬度推測,鋼中已經(jīng)開始形成少量的馬氏體組織),貝氏體板條的尺寸也有顯著的細(xì)化,此時(shí)試驗(yàn)鋼的硬度(HV)達(dá)到300。研究表明[7],對(duì)于貝氏體鋼,降低冷卻速率,有利于提高鋼中粒狀貝氏體的比例,將改善鋼的韌性和塑性,適用于發(fā)展中等強(qiáng)度的貝氏體鋼,而提高冷卻速率,則會(huì)提高鋼中板條貝氏體的體積分?jǐn)?shù),進(jìn)而提高鋼的強(qiáng)硬度,適用于發(fā)展高強(qiáng)度的貝氏體鋼。

冷卻速率進(jìn)一步提高至20 K/s時(shí),相變開始溫度降至600 ℃以下,此時(shí)鋼中原子的擴(kuò)散系數(shù)降低,相變速率下降,擴(kuò)散型相變的比例下降,試驗(yàn)鋼基體組織仍為極少量的鐵素體+貝氏體+板條馬氏體,且鋼中粒狀貝氏體組織的比例顯著下降,試驗(yàn)鋼的硬度(HV)升高至359;當(dāng)冷卻速率達(dá)到30 K/s時(shí),組織基本為板條馬氏體,試驗(yàn)鋼的硬度(HV)也達(dá)到了390。

3 結(jié)論

(1) 在Gleeble 3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)上采用膨脹法測定了690 MPa級(jí)低裂紋敏感性高強(qiáng)度鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線,為后續(xù)制訂和優(yōu)化生產(chǎn)該級(jí)別的高強(qiáng)度鋼的冷卻工藝提供參考依據(jù)。

(2) 對(duì)于本文的試驗(yàn)鋼種而言,冷卻工藝對(duì)于組織性能有較大的影響,隨著冷卻速率的增加,鋼中的組織轉(zhuǎn)變由奧氏體—鐵素體逐漸過渡至奧氏體—馬氏體。當(dāng)冷卻速率較小時(shí),組織為鐵素體+珠光體;冷卻速率提高,鋼板的組織開始出現(xiàn)粒狀貝氏體+板條貝氏體,且隨著冷卻速率的提高,貝氏體的體積分?jǐn)?shù)增加,鋼板的硬度也顯著提高。進(jìn)一步提高冷卻速率后,鋼中開始發(fā)生馬氏體相變,硬度(HV)也上升至390。

(3) 從硬度和組織來看,為了獲得綜合性能優(yōu)良的Q690CFD鋼,應(yīng)將軋制后的冷卻速率控制在3～10 K/s之間,得到以細(xì)小的粒狀和板條狀貝氏體為主的微觀組織。