終軋溫度對鈦微合金化Q345B鋼組織與力學性能的影響

陳容

（攀鋼集團研究院有限公司，釩鈦資源綜合利用國家重點實驗室，攀枝花 617000）

0 引 言

低合金高強度鋼Q345B具有良好的力學性能和焊接性能，廣泛應用于高層建筑、工程機械、風電設備、壓力容器、船舶、車輛及輕化工設備等，在國民經濟發展中占有舉足輕重的地位［1－6］。近年來，隨著我國經濟的快速發展，國內對Q345B鋼的需求量越來越大。但是，在我國鋼鐵行業普遍不景氣以及“節能減排”政策的大背景下，降低成本迫在眉睫。因此，利用微合金化路線以降低合金元素的使用量，同時通過控軋控冷等手段，開發低成本、性能優良的Q345B鋼成為研究熱點。國內不同鋼廠主要以添加釩、鈦、鈮等元素作為強化手段，但釩和鈮的成本較高，而鈦元素雖然成本較低，但單獨添加的效果并不理想，因此多與釩或鈮復合添加，這對降低成本不利。鑒于此，作者嘗試通過降低錳含量，采用單純的鈦微合金化技術對Q345B鋼的成分進行優化設計，開發了中鈦Q345B微合金化鋼，并研究了終軋溫度對其顯微組織、拉伸性能和彎曲性能的影響。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

在國內某大型鋼鐵聯合企業進行試驗鋼的冶煉、連鑄和軋制試驗。其中，冶煉和連鑄采用與普通Q345B鋼相同的工藝，試驗鋼的設計成分和實測成分如表1所示，它們均符合GB／T 1591－2008的要求。連鑄坯厚度為230mm，板坯出爐溫度為（1250±10）℃，粗軋采用5道次軋制，每道次變形量分別為17%，22%，28%，32%和32%。精軋采用6機架連軋，每道次變形量分別為33%，34%，25%，18%，13%，9%，中間坯厚度為50mm，成品厚度約為10mm，精軋出口溫度（終軋溫度）分別為820，850，880℃，卷取溫度為600℃。采用前段冷卻方式控制冷卻。

表1 試驗鋼的設計成分和實測成分 （質量分數）Tab.1 Designed and measured chemical composition of tested steel（mass） %

1.2 試驗方法

根據GB／T 228－2002《金屬材料室溫拉伸試驗方法》線切割加工拉伸試樣，沿軋向在板寬四分之一處切取標距為50mm的拉伸試樣，采用 WEW－600型萬能試驗機在室溫下進行拉伸試驗，拉伸速度為2mm·min－1；根據 GB／T 232－2010《金屬材料彎曲試驗方法》，沿熱軋板板寬的四分之一處切取10mm×35mm×240mm的彎曲試樣，在室溫下測其180°彎曲性能。

圖1 試驗鋼在820℃終軋后不同部位的OM形貌Fig.1 OM morphology of core（a）and surface（b）of tested steel after final rolling at 820℃

圖2 試驗鋼在850℃終軋后不同部位的OM形貌Fig.2 OM morphology of core（a）and surface（b）of tested steel after final rolling at 850℃

采用Mef3型光學顯微鏡（OM）和JSM－5600LV型掃描電鏡（SEM）觀察試樣心部和表面的顯微組織，腐蝕劑為3%（體積分數）硝酸酒精溶液。

2 試驗結果與討論

2.1 對顯微組織的影響

由表2可見，終軋溫度較低（820℃）時組織中存在魏氏組織。

表2 在不同溫度終軋后試驗鋼的金相檢驗結果Tab.2 Metallographic inspection results of tested steel final－colled at different final rolling temperatures

由圖1～6可見，在相同的終軋溫度下，試驗鋼表面和心部的組織差異很小，沒有明顯的帶狀組織和成分偏析。

圖3 試驗鋼在880℃終軋后不同部位的OM形貌Fig.3 OM morphology of core（a）and surface（b）of tested steel after final rolling at 880℃

圖4 試驗鋼在820℃終軋后不同部位的SEM形貌Fig.4 SEM morphology of core（a）and surface（b）of tested steel after final rolling at 820℃

圖5 試驗鋼在850℃終軋后不同部位的SEM形貌Fig.5 SEM morphology of core（a）and surface（b）of tested steel after final rolling at 850℃

圖6 試驗鋼在880℃終軋后不同部位的SEM形貌Fig.6 SEM morphology of core（a）and surface（b）of tested steel after final rolling at 880℃

由圖7可知，在相同的終軋溫度下，試樣表面的晶粒尺寸小于心部的；隨著終軋溫度升高，試樣表面和心部晶粒的平均值逐漸增加。因試樣表面的冷速較心部的大，故而溫度較低，而低溫可以提高相變形核率，進而引發動態再結晶，所以表面的晶粒尺寸較心部的小。

圖7 在不同溫度終軋后試驗鋼表面和心部晶粒尺寸的變化曲線Fig.7 Grains size in core and surface vs final rolling tempeature for tested steel

2.2 對力學性能的影響

由表3可以看出，在三種終軋溫度下，試驗鋼的拉伸性能和彎曲性能均優于國標GB／T 1591－2008的要求。這說明降低錳含量并加入適量的鈦可使試驗鋼獲得優異的力學性能，這源于鈦的析出強化和控軋控冷而產生的細晶強化。

表3 不同終軋溫度下試驗鋼的拉伸和彎曲試驗結果Tab.3 Tensile and bending test results of tested steel at different final temperatures

由表3還可以看出，試驗鋼的屈服強度和伸長率均隨終軋溫度的升高而先升高后降低，并在850℃時達到最大，分別為490MPa和34.0%；抗拉強度隨終軋溫度的升高而逐漸降低，終軋溫度為850℃和820℃時的抗拉強度相差不大，分別為625MPa和640MPa。

當終軋溫度為820℃時，鐵素體晶粒比較細小，且有極少量魏氏組織生成；隨著終軋溫度升高，鐵素體晶粒有長大的趨勢，魏氏組織在終軋溫度為850℃的試驗鋼中消失；當終軋溫度升高到880℃時，出現了一定比例的大尺寸鐵素體晶粒。由于魏氏組織和大尺寸鐵素體晶粒均會影響試驗鋼的屈服強度和塑性，所以在力學性能上表現為屈服強度和伸長率均先升高，并在850℃左右達到最大后又開始降低。

此外，終軋溫度還會影響奧氏體的形變儲能和鐵素體的形核率。當終軋溫度較低時，過冷度較大，奧氏體的形變儲能較大，促使鐵素體形核與鐵素體晶粒長大的驅動力較大［7］，少量的鐵素體在奧氏體晶界形核并迅速向晶內長大，形成魏氏組織；當終軋溫度較高時，有一部分先共析鐵素體在靜態再結晶作用下長大［8］，從而使試驗鋼中出現了一定量的大尺寸鐵素體，這大大降低了試驗鋼的屈服強度和伸長率。

隨著終軋溫度升高，晶粒逐漸長大，而影響抗拉強度的主要因素是晶粒尺寸，故而試驗鋼的抗拉強度隨終軋溫度升高而逐漸降低。微量魏氏組織對抗拉強度的影響較小。

3 結 論

（1）在Q345B鋼的基礎上，將錳質量分數降至0.8%，并添加質量分數為0.05%的鈦制備了鈦微合金化Q345B鋼；該鋼在820，850，880℃終軋后的力學性能均遠優于國家標準。

（2）隨著終軋溫度升高，試驗鋼的屈服強度和伸長率均表現為先升后降的趨勢，并在850℃時達到最大，分別為490MPa和34.0%；抗拉強度隨終軋溫度的升高而逐漸降低，這主要是由鐵素體晶粒尺寸隨終軋溫度升高而逐漸長大導致的。

（3）在試驗條件下，終軋溫度為850℃時試驗鋼的綜合力學性能最佳。

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