低焊接裂紋敏感性高強鋼的奧氏體動態連續冷卻轉變行為研究

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、不需要復雜后續熱處理的條件下生產出高強度高韌性的優質鋼材,被認為是一種節約合金和能源,并有利于環保的工藝。自20世紀80年代開發以來,已經成為生產低合金高強度寬厚板不可或缺的技術[1],而在使用TMCP生產高強鋼的過程中,軋后冷卻的控制是實現寬厚板高強度同時保證良好塑韌性的關鍵工藝。采用鋼的過冷奧氏體連續冷卻轉變(CCT-Continuous Cooling Transformation)曲線可以較好地分析鋼在冷卻過程中的組織轉變產物及含量,模擬實際生產中鋼在冷卻過程中的組織轉變,能夠為制定實際的控制冷卻工藝提供理論參考。根據連續冷卻轉變曲線,可以選擇最適當的冷卻工藝制度,從而獲得所需的貝氏體或馬氏體組織,進而達到使鋼材具有各種性能的目的[2-4]。由此可見,研究低合金高強度鋼板的奧氏體連續冷卻轉變行為對于采用TMCP技術生產的高強度高韌性寬厚板是十分必要的。

傳統的高強度級別鋼種多采用調質處理工藝生產,但隨著節約能源、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韌綜合性能的重要手段,已經被越來越廣泛地應用于各種高強度級別鋼種的工業生產中,其具有能源節約、工序簡化、成本降低等優勢。與同等強度級別的鋼材相比,采用TMCP工藝生產的高強度鋼能降低鋼的合金含量,降低鋼的碳當量,改善局部焊接性能,同時,能夠有效地改善熱軋鋼板的強度和韌性,充分挖掘鋼種的性能潛力。本文主要測試了Q690高強度低合金鋼的CCT曲線,研究了冷卻速度對組織的影響,為采用TMCP工藝生產Q690鋼板提供制定控制冷卻工藝的理論參考。

1 試驗材料和方法

本試驗所用的低合金高強度Q690鋼錠采用中試50 kg真空感應爐冶煉,澆鑄耐材鋼錠1支,冶煉化學成分如表1所示。

表1 Q690試驗鋼的化學成分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熱模擬試驗機上以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%以模擬奧氏體再結晶區的變形,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晶區的變形。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,經過機械研磨、拋光后,采用4%的硝酸酒精進行腐蝕,在光學金相設備下對試樣的顯微組織進行觀察和分析,并測試其維氏硬度(維氏硬度取6個測試點的平均數值)。結合機器采集的溫度、時間、膨脹量以及顯微組織的分析結果,采用Origin軟件繪制動態CCT曲線。

2 試驗結果與分析

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

(鐵素體)、A(奧氏體)→P(珠光體)、A(奧氏體)→B(貝氏體)以及達到馬氏體轉變的臨界冷卻速率后直接發生馬氏體相變的4個區域。從冷卻速率為0.1 K/s時開始,隨著冷卻速率的提高,試驗鋼鐵素體和貝氏體開始和結束的轉變溫度都趨于降低,硬度也隨之上升。這是因為鐵素體相變屬于受界面移動控制的擴散型相變,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的自由能逐漸減小,鐵素體相變區溫度降低。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動力增加,這會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變速率,細化鐵素體或貝氏體組織[5-6]。當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,但此時由于相變溫度低,鋼中原子的擴散系數也下降,導致擴散型的相變難以進行,因此開始出現馬氏體相變,鋼的硬度也較之前有較為顯著的提高。

圖2是試驗鋼在不同的冷卻速率下的金相顯微組織。可以看出,在冷卻速率為0.1 K/s時,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化,鋼中珠光體的含量有所減少;當冷卻速率達到0.5 K/s時,由于過冷度的增加,相變驅動力增大,相變速率提高,鋼中多邊形鐵素體組織進一步得到細化,珠光體組織含量降低,鋼中開始出現少量的粒狀和板條狀的貝氏體,試驗鋼的維氏硬度(HV10)也由冷卻速率為0.1 K/s時的159提高到了220。

當冷卻速率達到1 K/s時,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構,而粒狀貝氏體和板條貝氏體的比例增加,試驗鋼的硬度(HV)由220升高到238;冷卻速率達到3 K/s時,鋼板的組織進一步細化,同時硬度(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;當冷卻速率提高至5 K/s時,試驗鋼的組織出現了較大的變化,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數降低,此時試驗鋼的硬度(HV)為260。

當冷卻速率提高至10 K/s時,試驗鋼的組織為鐵素體+板條貝氏體+少量粒狀貝氏體+板條馬氏體(根據試驗鋼此時的硬度推測,鋼中已經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化,此時試驗鋼的硬度(HV)達到300。研究表明[7],對于貝氏體鋼,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,適用于發展中等強度的貝氏體鋼,而提高冷卻速率,則會提高鋼中板條貝氏體的體積分數,進而提高鋼的強硬度,適用于發展高強度的貝氏體鋼。

冷卻速率進一步提高至20 K/s時,相變開始溫度降至600 ℃以下,此時鋼中原子的擴散系數降低,相變速率下降,擴散型相變的比例下降,試驗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,試驗鋼的硬度(HV)升高至359;當冷卻速率達到30 K/s時,組織基本為板條馬氏體,試驗鋼的硬度(HV)也達到了390。

3 結論

(1) 在Gleeble 3800熱模擬試驗機上采用膨脹法測定了690 MPa級低裂紋敏感性高強度鋼的連續冷卻轉變曲線,為后續制訂和優化生產該級別的高強度鋼的冷卻工藝提供參考依據。

(2) 對于本文的試驗鋼種而言,冷卻工藝對于組織性能有較大的影響,隨著冷卻速率的增加,鋼中的組織轉變由奧氏體—鐵素體逐漸過渡至奧氏體—馬氏體。當冷卻速率較小時,組織為鐵素體+珠光體;冷卻速率提高,鋼板的組織開始出現粒狀貝氏體+板條貝氏體,且隨著冷卻速率的提高,貝氏體的體積分數增加,鋼板的硬度也顯著提高。進一步提高冷卻速率后,鋼中開始發生馬氏體相變,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良的Q690CFD鋼,應將軋制后的冷卻速率控制在3～10 K/s之間,得到以細小的粒狀和板條狀貝氏體為主的微觀組織。