冷卻速度對(duì)厚重H型鋼組織與性能的影響

李 凡，張 恒，陳其偉，邢 軍,2，黃 飛，王永強(qiáng)

(1.安徽工業(yè)大學(xué)a.材料科學(xué)與工程學(xué)院，b.冶金工程學(xué)院，安徽 馬鞍山 243032；2.馬鞍山鋼鐵股份有限公司技術(shù)中心，安徽 馬鞍山 243000)

工業(yè)生產(chǎn)的結(jié)構(gòu)鋼通常在室溫條件下使用，其綜合性能取決于由奧氏體冷卻轉(zhuǎn)變得到的室溫組織，而連續(xù)冷卻過(guò)程中過(guò)冷奧氏體的轉(zhuǎn)變過(guò)程和轉(zhuǎn)變產(chǎn)物主要取決于冷卻速度[1-2]?？刂评鋮s技術(shù)是在奧氏體相變溫度區(qū)間進(jìn)行冷卻的技術(shù)，目的是對(duì)奧氏體的相變行為進(jìn)行控制，進(jìn)一步細(xì)化鐵素體晶粒，同時(shí)通過(guò)改變冷卻路徑實(shí)現(xiàn)相變強(qiáng)化。新一代以超快速冷卻為核心的熱機(jī)械工藝(thermo mechanical control process，TMCP)[3-4]，不僅可解決傳統(tǒng)TMCP 工藝存在的“低溫大壓下”和“添加微合金元素”兩個(gè)問(wèn)題，還可解決傳統(tǒng)層流冷卻技術(shù)應(yīng)用中出現(xiàn)的冷卻能力不足、冷卻均勻性差等問(wèn)題[5-6]。通過(guò)超快速冷卻技術(shù)能夠更好地利用細(xì)晶強(qiáng)化和相變強(qiáng)化等機(jī)制來(lái)提高鐵素體強(qiáng)度，該技術(shù)在節(jié)能減排和降低成本方面也具廣闊前景[7-8]。

眾多學(xué)者對(duì)超快速冷卻技術(shù)在棒線材及熱軋中厚鋼板等鋼材生產(chǎn)過(guò)程中的應(yīng)用展開(kāi)研究，閆衛(wèi)兵等[9]通過(guò)改造超快速冷卻裝置提高軸承鋼棒材網(wǎng)狀組織的控制水平；李為龍等[10]通過(guò)優(yōu)化設(shè)計(jì)線棒材軋制用冷卻器來(lái)大幅提高線棒材生產(chǎn)套筒式冷卻器的冷卻能力，同時(shí)改善軋件表面溫度的均勻性；田勇等[11]針對(duì)中厚板軋制開(kāi)發(fā)新一代軋后控冷技術(shù)，發(fā)現(xiàn)采用新技術(shù)可明顯提高產(chǎn)品的強(qiáng)度和韌性。對(duì)于厚重H型鋼，其冷卻技術(shù)在車間中的應(yīng)用還是不夠成熟，以超快冷為核心的新一代TMCP 工藝在厚重H 型鋼生產(chǎn)中的應(yīng)用仍存在孔型軋制壓縮比受限[12]、超快冷卻過(guò)程難以準(zhǔn)確控制等問(wèn)題。為此，本課題組[13]提出通過(guò)精軋過(guò)程誘導(dǎo)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，通過(guò)細(xì)化奧氏體晶粒促進(jìn)相變形核細(xì)化晶粒，而后續(xù)冷卻過(guò)程中冷卻速度對(duì)晶粒長(zhǎng)大和組織組成相的影響也會(huì)影響H 型鋼的力學(xué)性能。鑒于此，在分析冷卻速度對(duì)420 MPa 級(jí)低碳微合金厚重H 型鋼顯微組織及力學(xué)性能影響的基礎(chǔ)上，修正適用于厚重H型鋼的組織性能關(guān)系模型，以期為工業(yè)軋制工藝設(shè)計(jì)提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

以Q420級(jí)別工業(yè)試軋制的厚重H型鋼為實(shí)驗(yàn)材料，其合金成分如表1。

表1 實(shí)驗(yàn)鋼的合金成分Tab.1 Alloying chemical composition of experimental steel

實(shí)驗(yàn)鋼的原始金相組織如圖1，晶粒尺寸為10μm。采用線切割方式以軋制方向(RD)為長(zhǎng)度方向切取標(biāo)準(zhǔn)拉伸與沖擊試樣，拉伸試樣尺寸如圖2。熱處理實(shí)驗(yàn)過(guò)程中將試樣置于箱式電阻爐中加熱至930 ℃(模擬出口溫度)，保溫5 min，取出試樣后，分別使用水冷、風(fēng)冷、空冷和石棉冷等方式將其冷卻至室溫。實(shí)驗(yàn)過(guò)程中，采用BCL1000P 多路溫度測(cè)溫儀記錄試樣溫度，并依此計(jì)算不同冷卻方式的冷卻速度。經(jīng)測(cè)量與計(jì)算，在900～700 ℃之間水冷、風(fēng)冷、空冷和石棉冷4 種冷卻方式下的冷卻速度分別為176，13，4，2 ℃/s。利用DNS50 電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)及NI300C 沖擊試驗(yàn)機(jī)測(cè)試試樣的拉伸及沖擊性能，在拉伸斷后試樣兩端切取試樣觀察其金相組織及斷口的掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)形貌。

圖1 實(shí)驗(yàn)鋼原始金相組織Fig.1 Original metallographic structure of experimental steel

圖2 實(shí)驗(yàn)用拉伸試樣 單位：mmFig.2 Tensile specimen for experiment Unit:mm

另取試樣，將其加熱至1 000 ℃保溫3 min 后分別以不同冷速冷卻至室溫，利用DIL805A/D 熱膨脹儀記錄實(shí)驗(yàn)過(guò)程中試樣的膨脹量；利用HVT-1000A型數(shù)顯顯微硬度計(jì)測(cè)量熱膨脹后的試樣維氏硬度。結(jié)合熱膨脹曲線與顯微組織利用Origin軟件繪制實(shí)驗(yàn)鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(continuous cooling transformation，CCT)曲線。

2 結(jié)果和分析

2.1 冷卻速度對(duì)厚重H型鋼顯微組織的影響

不同冷卻速度下厚重H 型鋼試樣的金相組織如圖3。從圖3 可見(jiàn)：對(duì)于石棉冷和空冷兩種方式，試樣組織主要為鐵素體和珠光體，隨冷卻速度的提高，鐵素體晶粒有所細(xì)化、珠光體含量有所增加；冷卻速度為2 ℃/s時(shí)，鐵素體晶粒尺寸為12.2μm，珠光體體積分?jǐn)?shù)為18.0%；冷卻速度增至4 ℃/s，鐵素體晶粒尺寸為9.6μm，珠光體體積分?jǐn)?shù)為22.5%。

圖3 不同冷卻速度條件下實(shí)驗(yàn)鋼的微觀組織Fig.3 Microstructure of experimental steel under different cooling rates

實(shí)驗(yàn)鋼的CCT 曲線如圖4。其中A 為奧氏體、F 為鐵素體、P 為珠光體、B 為貝氏體、M 為馬氏體、MS點(diǎn)為馬氏體開(kāi)始形成的溫度點(diǎn)。結(jié)合圖3分析表明：冷卻速度在2～4 ℃/s 范圍內(nèi)，其對(duì)珠光體含量的影響很小，冷卻速度由2 ℃/s增至4 ℃/s，珠光體的體積分?jǐn)?shù)僅增加4.5%，但鐵素體晶粒尺寸減小了2.6 μm，材料強(qiáng)度有所增加；冷卻速度增至13 ℃/s時(shí)，組織中出現(xiàn)了貝氏體；水冷條件下(176 ℃/s)，形成馬氏體，同時(shí)出現(xiàn)裂紋。從圖4可看出，冷卻速度達(dá)2 ℃/s 時(shí)開(kāi)始發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，而在5 ℃/s 時(shí)珠光體消失，組織為鐵素體+貝氏體。

圖4 實(shí)驗(yàn)鋼的CCT曲線Fig.4 CCT curves of experimental steel

2.2 冷卻速度對(duì)厚重H型鋼力學(xué)性能的影響

不同冷卻速度熱處理試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖5。由圖5可看出：在2，4 ℃/s的冷卻速度下，試樣對(duì)應(yīng)的屈服強(qiáng)度為341，364 MPa，抗拉強(qiáng)度為464，499 MPa，塑性伸長(zhǎng)率為34.7%，31.4%；冷卻速度增至176 ℃/s時(shí)，試樣屈服強(qiáng)度大幅提高，為825 MPa，但塑性伸長(zhǎng)率僅13.6%。

圖5 不同冷卻速度試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.5 Stress-strain curves of samples with different cooling rates

斷口形貌能直接反映塑性的好壞，韌窩型斷口是韌性斷裂的一種典型斷口形式。不同冷卻方式拉伸試樣斷口的SEM 形貌如圖6。由圖6 可看出：2 ℃/s 時(shí)試樣斷口韌窩密度較大、韌窩分布最均勻，塑性最好；4 ℃/s 時(shí)試樣斷口韌窩密度較2 ℃/s 時(shí)有所降低，但韌窩更大更深，塑性較好[14]；總體看，隨冷卻速度的增大韌窩明顯減少，且韌窩出現(xiàn)夾雜的沿晶斷裂，沿晶斷裂為脆性斷裂機(jī)制，一般只有高強(qiáng)度而塑性差的材料才會(huì)發(fā)生[15]。

圖6 不同冷卻速度下試樣的拉伸斷口SEM形貌Fig.6 SEM morphology of tensile fracture of samples with different cooling rates

利用夏比擺錘沖擊試驗(yàn)測(cè)試不同冷卻速度下試樣的韌性，結(jié)果如表2。由表2 可看出，隨著冷卻速度的增加，室溫沖擊功逐漸下降，這也與拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果相符合。需要指出的是，實(shí)驗(yàn)過(guò)程中涉及加熱至奧氏體化的重結(jié)晶過(guò)程，這會(huì)導(dǎo)致晶粒尺寸進(jìn)一步細(xì)化。因此討論晶粒尺寸的絕對(duì)大小意義不大，文中主要分析冷卻速度對(duì)晶粒尺寸的相對(duì)影響。

表2 不同冷卻速度下試樣室溫沖擊功Tab.2 Impact energy of samples with different cooling rates at room temperature

3 厚重H型鋼的組織性能關(guān)系模型

為分析厚重?zé)彳圚 型鋼組織中鐵素體晶粒尺寸和珠光體含量對(duì)F+P 組織與力學(xué)性能的影響，結(jié)合不同冷卻速度下H 型鋼的金相及拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果，修正鐵素體晶粒尺寸和珠光體體積分?jǐn)?shù)與力學(xué)性能關(guān)系模型[16]中的材料參數(shù)。修正后具有鐵素體和珠光體兩相組織組成的材料屈服強(qiáng)度σs和抗拉強(qiáng)度σb公式為：

其中：w(Mn)，w(Si)，w(N)分別為Mn，Si，N元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)；φF為鐵素體的體積分?jǐn)?shù)；dF為鐵素體晶粒尺寸；SP為珠光體片層間距，SP=，其中t為珠光體轉(zhuǎn)變溫度，根據(jù)圖4知厚重H型鋼組織中珠光體轉(zhuǎn)變溫度約700 ℃。

根據(jù)式(1)，(2)可計(jì)算試樣在給定珠光體體積分?jǐn)?shù)和鐵素體晶粒尺寸條件下的屈服和抗拉強(qiáng)度，結(jié)果如圖7，8。從圖7，8 可看出：鐵素體晶粒尺寸越大，材料的抗拉與屈服強(qiáng)度越高；而珠光體體積分?jǐn)?shù)越大，材料的抗拉和屈服強(qiáng)度越低。為驗(yàn)證模型的準(zhǔn)確性，對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼進(jìn)行實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證。珠光體體積分?jǐn)?shù)30%時(shí)，材料屈服和抗拉強(qiáng)度的實(shí)測(cè)結(jié)果分別為408，548 MPa，模型計(jì)算結(jié)果分別為417，535 MPa。兩種結(jié)果相差不大，表明模型預(yù)測(cè)準(zhǔn)確度較高，可通過(guò)組織測(cè)試實(shí)現(xiàn)對(duì)力學(xué)性能的預(yù)測(cè)，從而為厚重H型鋼工業(yè)生產(chǎn)設(shè)計(jì)工藝提供依據(jù)。

圖7 鐵素體晶粒尺寸與強(qiáng)度的關(guān)系Fig.7 Relationship between ferrite grain size and strength

圖8 珠光體體積分?jǐn)?shù)與強(qiáng)度的關(guān)系Fig.8 Relationship between pearlite volume fraction and strength

根據(jù)Rara等[17]的研究，鋼的延伸量與晶粒尺寸的關(guān)系可用下式表示

其中：A為延伸量；e，f為與成分相關(guān)的材料常數(shù)。將2，4 ℃/s 的冷卻速度下珠光體體積分?jǐn)?shù)、鐵素體晶粒尺寸及各元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)代入式(3)，求得e=27.8，f=1.5。再利用式(3)得到晶粒尺寸與塑性的關(guān)系，結(jié)果如圖9。對(duì)比圖7，9 可知，材料塑性對(duì)晶粒尺寸的敏感度小于強(qiáng)度對(duì)晶粒尺寸的敏感度，表明晶粒尺寸變化不顯著時(shí)，其對(duì)材料塑性的影響不明顯。

圖9 鐵素體晶粒尺寸對(duì)塑性的影響Fig.9 Effect of ferrite grain size on plasticity

上述研究表明，空冷的試樣組織長(zhǎng)大并不顯著，晶粒尺寸為9.6 μm。從抑制晶粒長(zhǎng)大的效果看，更快的冷卻速度有助于減小晶粒尺寸，但過(guò)快的冷卻速度會(huì)促使形成貝氏體組織，導(dǎo)致塑性和低溫韌性的降低；進(jìn)一步增加冷卻速度會(huì)形成馬氏體，導(dǎo)致裂紋產(chǎn)生。因此，冷卻速度在2～5 ℃/s較合理，若采用更快的冷卻速度，則在鐵素體轉(zhuǎn)變溫度前停止快冷，采用較低的冷卻速度。

4 結(jié) 論

1)在900～700 ℃的范圍內(nèi)，冷卻速度在2～4 ℃/s時(shí)，冷卻速度對(duì)厚重H型鋼組織性能的影響不大；冷卻速度達(dá)13 ℃/s時(shí)產(chǎn)生貝氏體組織，冷卻速度達(dá)176 ℃/s時(shí)出現(xiàn)馬氏體組織，伴隨馬氏體組織的出現(xiàn)，試樣會(huì)形成微觀裂紋。結(jié)合CCT 曲線分析，冷卻速度控制在2～5 ℃/s 較合理，若采用更快的冷卻速度，則在鐵素體轉(zhuǎn)變溫度前停止快冷，采用較低的冷卻速度，避免貝氏體和馬氏體的形成。

2)結(jié)合金相與拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果修正厚重H型鋼F+P組織的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度與延伸量模型，利用修正后的組織性能關(guān)系模型對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼的力學(xué)性能進(jìn)行計(jì)算，抗拉強(qiáng)度的計(jì)算和實(shí)驗(yàn)結(jié)果分別為417，408 MPa，屈服強(qiáng)度的計(jì)算和實(shí)驗(yàn)結(jié)果分別為535，548 MPa。兩種結(jié)果相差不大，模型預(yù)測(cè)準(zhǔn)確度較高，表明采用修正的模型可通過(guò)厚重H型鋼的組織測(cè)試實(shí)現(xiàn)對(duì)其力學(xué)性能的預(yù)測(cè)，從而為厚重H型鋼工業(yè)生產(chǎn)設(shè)計(jì)工藝提供依據(jù)。