生產工藝對690MPa級工程機械用鋼組織與力學性能的影響

惠亞軍，趙愛民，趙征志，黃 耀，李文遠

（北京科技大學冶金工程研究院，北京100083）

0 引 言

新型超細低碳貝氏體鋼是國家新一代鋼鐵材料重大基礎研究的一項重要成果，它是在充分利用近代物理冶金原理的基礎上，采用弛豫－析出－控制相變（RPC）技術開發(fā)的新一代高強韌、低成本、節(jié)能環(huán)保型超細組織鋼［1］。該鋼具有生產工藝簡單、節(jié)省能源、強韌性好、易于成型以及優(yōu)良的焊接性能等優(yōu)點，目前已廣泛應用于工程機械、造船和石油天然氣輸送管線等行業(yè)［2］。在鋼的各種強化機制中，只有組織細化才可以在提高強度的同時提高或改善其韌性，因此細化超低碳貝氏體鋼的有效晶粒尺寸是進一步提高其綜合性能的有效途徑［3－5］。而RPC技術能大幅細化低碳貝氏體鋼的組織，得到長4～6μm、寬3～4μm的貝氏體板條束，而且板條內部存在高密度位錯和大量析出物，因此可以大幅提高其綜合力學性能，高溫回火后這種鋼的屈服強度可達到800MPa，塑性、韌性均很好［6－7］。通過改變工藝來獲得更高強韌性的研究吸引了人們的注意，如何獲得更細的組織更是研究的重點。

在此基礎上，作者設計了一種鐵錳鈮銅硼系超低碳貝氏體型高強度（690MPa）工程機械用鋼，研究了不同生產工藝對試驗鋼的組織和力學性能的影響，探討了超低碳貝氏體鋼獲得高強韌性的機制，從而為高強工程機械用鋼開發(fā)與生產提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗用鋼在50kg真空感應爐上冶煉，主要化學成分如表1所示。

表1 試驗鋼的化學成分 （質量分數）Tab.1 Chemical composition of experimental steel（mass）%

冶煉后將鋼錠熱鍛成60mm×80mm×100mm的熱軋坯，經6道次軋制成厚6mm的鋼板，軋制道次厚度變化為60mm→41mm→27mm→17mm→11mm→8mm→6mm。根據試驗鋼的化學成分特點，確定加熱溫度為1 200℃，保溫時間為1h，分兩個階段來控制軋制，粗軋開軋溫度為1 150℃，高溫階段軋制溫度控制在1 000℃以上，目的是通過軋制道次之間組織的反復再結晶充分細化奧氏體晶粒；精軋階段的開軋溫度控制在950℃以下，精軋壓下率大于60%，目的是通過非再結晶區(qū)內的變形，使相變時的形核位置增加，終軋溫度設定為850℃。隨后進行不同制度的冷卻。一部分試驗鋼采用RPC技術，軋后弛豫一段時間到780℃，然后以15℃·s－1左右的冷速冷卻到350℃后放入保溫爐，保溫1h后隨爐冷卻以模擬卷取工藝，記為試驗鋼1；另一部分試驗鋼終軋后以15℃·s－1左右的冷速直接冷到350℃模擬卷取，記為試驗鋼2。

1.2 試驗方法

從兩種不同工藝軋后的鋼板上切取金相試樣，沿著軋向研磨和拋光后，用4%（體積分數，下同）的無水乙醇硝酸溶液腐蝕后，采用Zeiss Axiovert 40MAT型光學顯微鏡和LEO－1450型掃描電鏡觀察微觀組織；根據GB／T 228－2002，在軋后鋼板上沿軋向切取標距為50mm的拉伸試樣，在CMT4105型萬能拉伸試驗機上以2mm·min－1的拉伸速度進行室溫拉伸試驗；采用5mm×10mm×55mm的夏比非標準沖擊試樣在JB－30B型沖擊試驗機上進行沖擊試驗，試驗溫度為－20℃；透射電鏡（TEM）薄膜試樣的制取是將試樣機械減薄至60μm，然后將薄片放置在直徑為3mm的打孔機上沖下圓片，再電解雙噴至穿孔，電解液為5%的高氯酸酒精溶液，雙噴工作電壓為35～45V，最后用JEM－2000FX型透射電鏡對組織的精細結構和析出物進行觀察。

2 試驗結果與討論

2.1 力學性能

從表2可以看出，兩種鋼都具有較低的屈強比，而且與未經RPC處理的試驗鋼2相比，經過RPC處理的試驗鋼1的綜合力學性能更優(yōu)。

表2 試驗鋼的力學性能Tab.2 Mechanical properties of test steels

2.2 微觀組織

由圖1和圖2可見，試驗鋼1和試驗鋼2的組織都是由板條貝氏體、粒狀貝氏體和針狀鐵素體組成的混合組織，原奧氏體晶粒被壓扁拉長，原奧氏體晶界清晰可見；而且試驗鋼1的組織比試驗鋼2的更加細小。由于在非再結晶區(qū)的變形量較大，原奧氏體晶粒明顯被壓扁拉長，晶界清晰，板條束由晶界開始生長，板條細小且在不同晶粒內板條束取向差異明顯，板條間有殘余奧氏體薄膜存在，同時還有少量M／A島沿界面分布，呈島狀和長條狀，在掃描電鏡下M／A島為亮白色。M／A島的形成是因為在貝氏體相變過程中，碳原子不斷地從貝氏體基體向奧氏體中擴散，使得剩余奧氏體內逐漸富碳，但島內的碳含量富集程度尚未達到能析出碳化物的水平，故成為富碳奧氏體島，在冷卻過程中一部分將轉變成馬氏體［8］。同時可以看到板條貝氏體束相互咬合，交錯分布于晶內，分割和細化了晶粒。

由圖3可見，試驗鋼1和試驗鋼2的組織均以板條貝氏體為主，是切變和擴散混合型轉變產物，原奧氏體晶界被保留，鐵素體呈板條狀平行排列形成板條束，板條間為小角度晶界，板條束之間為大角度晶界。鐵素體板條在TEM下則可清晰辨認。不同位向的板條束將原始奧氏體晶界分割成不同的區(qū)域，勾勒出原始奧氏體晶界。板條間分布著薄膜狀或針狀M／A島，鐵素體內存在較高的位錯密度［8］。

試驗鋼1的精細組織是由邊界平行的板條組成，板條寬度在0.2～0.3μm之間，比在掃描電鏡下觀察到的板條寬度還窄，這是因為有些板條間的界面在掃描電鏡下難以分辨，被看成了一個板條；并且還可以看到板條貝氏體束相互咬合，交錯分布于晶內，分割和細化了晶粒，在同一個板條束內板條間取向差不大；板條內存在大量位錯，位錯密度不均勻，一部分位錯相互纏結成團，還有小部分位錯分布相對均勻。有研究表明［9］，試驗鋼1中觀察到的位錯由兩部分組成：一部分是在奧氏體非再結晶區(qū)軋制時產生的，并在RPC處理時被析出物釘軋；另一部分位錯是在隨后冷卻過程中發(fā)生貝氏體轉變時形成的。

試驗鋼2的精細組織也是由板條組成，板條邊界平直，板條寬度大小不一，大部分板條寬度分布在0.3～0.5μm之間，有的板條寬度達到了0.7μm左右，邊界分布著殘余奧氏體，有的呈膜狀，有的呈島狀或者塊狀，板條內分布著大量位錯。

2.3 討 論

由于超低碳貝氏體鋼中一般會加入一定量的鈮、鈦等沉淀硬化微合金元素，因此在終軋后的弛豫過程中，微合金元素會以（Nb，Ti）（C，N）的形式應變誘導析出，析出的微細碳氮化物可成為新相的形核中心，從而增大形核量引起組織細化；另外，試驗鋼在非再結晶區(qū)大變形所造成的高密度位錯在弛豫過程中會發(fā)生回復，大量的位錯弛豫發(fā)生多邊形化，多邊形的位錯墻既可成為形核的優(yōu)先位置促進形核，也可以在新相生長過程中限制貝氏體組織的長大，從而使貝氏體組織細化［10］。試驗鋼1在終軋后空冷到780℃進行了一段時間的弛豫，由圖2可見，其組織含有部分針狀鐵素體，它們把原奧氏體晶粒分割成很多小區(qū)域，限制了隨后板條的長大，獲得的組織比未經RPC處理的試驗鋼2更細小。組織細化強化是唯一能同時提高強度和塑性的強化方式，所以其強度和韌性比試驗鋼2的更優(yōu)。根據GB 1591－2008可知，兩種試驗鋼都達到了Q690鋼的性能要求，但是試驗鋼2的屈服強度富余不多，而試驗鋼1則獲得了強度與塑性更優(yōu)的綜合力學性能。

3 結 論

（1）試驗鋼在兩種不同工藝條件下均獲得了由板條貝氏體、粒狀貝氏體與針狀鐵素體的組成混合組織，并以板條貝氏體為主；終軋后經弛豫處理的試驗鋼，其組織比未經弛豫處理的更加細小。

（2）終軋后經弛豫處理的試驗鋼比未經弛豫處理的具有更優(yōu)的綜合力學性能，且二者均符合GB 1591－2008的要求。

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