低錳鈦微合金化Q355B鋼奧氏體連續轉變曲線測定研究

亓福川，黃治東

（1 山鋼股份萊蕪分公司，山東 濟南271104；2 萊蕪鋼鐵集團銀山型鋼有限公司，山東 濟南271104）

1 前 言

高強度、低成本的鋼材一直是材料研究追求的目標，大量研究和生產實踐表明，微合金化技術和控軋控冷工藝相結合是研發和生產低成本高強度鋼的有效途徑之一［1-4］。近年來，Ti 作為微合金化元素在高強鋼的開發過程中逐漸受到青睞［5-7］。比較鈦、錳的價格和對強度的貢獻，采用Ti 微合金化來提高鋼材的強度具有更低的成本。目前鈦鐵（含鈦30%）的價格約為1 萬元/t，中錳（含錳78%）的價格約為7 600元/t，鈦的價格約為錳的4倍。從生產經驗中得出，鋼帶中每提高0.1%的錳，鋼帶的屈服強度約提高8 MPa，而每提高0.01%的鈦，鋼材的屈服強度約提高20～30 MPa［8-9］，鈦的強化效果約是錳的37.5倍。相比于錳，使用鈦來提高鋼材的強度合金成本約能降低90%。

由于鈦鐵的經濟性，目前越來越多的熱軋帶鋼廠采用鈦替代錳對鋼材進行強化［10-12］。但在生產實踐中發現，鈦含量提高后，鋼材組織中的貝氏體含量顯著增加，珠光體含量減少，晶粒尺寸也有粗化的傾向，最終導致軋材韌性的惡化。為深度分析該現象的產生原因，并尋求解決方案，對低錳鈦微合金化的Q355B 鋼的奧氏體連續轉變曲線（CCT）進行測定分析。

2 轉變動力學曲線的測定

2.1 試驗方法

采用山鋼生產的Q355B 熱軋卷板作為生產原料，原料成分如表1 所示，從鋼板中取樣并車削價格成尺寸為Φ6×15 mm的熱模擬試樣。

表1 Q355B熱軋卷板成分 %

在Gleeble 3800 熱模擬試驗機上按照圖1 試驗方案進行CCT 曲線測定。工藝制度為：試樣以10 ℃/s 的升溫速度快速加熱到1 200 ℃，保溫3 min，以5 ℃/s的冷卻速度冷卻至900 ℃，保溫30 s，然后以6 s-1的應變速率進行20%的單道次壓縮，然后以3、5、10、15、20、25、30 ℃/s 的冷卻速度冷卻至室溫，記錄冷卻過程中熱膨脹曲線及Force、PTemp、Strain、Stress、Stroke、TC，6 個變量相對應的試驗數據，進行動態CCT曲線測定。

圖1 Q355B的動態CCT曲線測定試驗方案

2.2 試驗結果

根據加熱過程中膨脹曲線上的拐點（切點），確定 Q355B 的AC1=733 ℃，AC3=990 ℃。其中AC1為加熱過程中，珠光體開始向奧氏體進行轉變的溫度。AC3為加熱過程中，鐵素體全部溶入奧氏體的溫度。

根據不同冷速冷卻過程中膨脹曲線上的拐點（切點），結合金相組織，確定的相變轉變溫度見表2，其中A→F代表的意義為奧氏體向鐵素體轉變，A→P代表的意義為奧氏體向珠光體轉變，A→B代表的意義為奧氏體向貝氏體轉變，A→M 代表的意義為奧氏體向馬氏體轉變。

表2 不同冷卻速度下的相變溫度

將表2 中的相變點，繪制到溫度-時間半對數坐標上，用連線法將各物理意義相同的點連接起來，同時在該坐標軸上標出AC1、AC3，即可繪制出圖2 的 Q355B 鋼 CCT 圖，圖 2 中冷卻曲線旁的數字為冷卻速度。

將熱模擬試樣先切割制成金相試樣，并經粗磨、精磨、拋光、用4%硝酸酒精侵蝕后觀察金相組織，不同冷速下得到的轉變產物的金相組織如圖3所示。

圖2 Q355B鋼的CCT曲線

圖3 Q355B鋼連續冷卻轉變后的金相組織

由圖2、圖3可看出，Q355B 鋼奧氏體以不同速度連續冷卻時，有先共析鐵素體的析出（A→F），和珠光體轉變（A→P），貝氏體轉變（A→B），以及馬氏體轉變（A→M）。當冷卻速度為3 ℃/s時，轉變產物為魏氏組織+鐵素體+珠光體+少量粒狀貝氏體，此時由于冷卻速度慢，晶粒粗大，導致生成魏氏組織。當冷卻速度為5、10 ℃/s 時轉變產物為鐵素體+珠光體+粒狀貝氏體，當冷卻速度為15 ℃時，珠光體基本消失，轉變產物為鐵素體+粒狀貝氏體+上貝氏體，當冷卻速度為20 ℃/s、25 ℃/s 時轉變產物為鐵素體+粒狀貝氏體+上貝氏體，當冷卻速度為30 ℃/s時，出現馬氏體組織，轉變產物為鐵素體+上貝氏體+少量馬氏體。

Q355B鋼幾乎在所有冷速下都有鐵素體析出，只是鐵素體形態隨冷速不同會發生變化，當冷卻速度較慢時，形態以塊狀為主，隨著冷速的提高，冷速加快時，鐵素體體細化，并呈針狀形態，珠光體轉變在冷速低于15 ℃/s 時發生，隨著冷速的提高，珠光體形態由較粗形態珠光體過渡為較細的索氏體和屈氏體，并且數量減少。貝氏體的轉變溫度非常寬，在3～30 ℃/s冷速范圍內都有貝氏體生成，以粒狀貝氏體和上貝氏體混合的形態存在。在冷速30 ℃/s下，出現板條馬氏體組織。

3 結 語

通過CCT 曲線的測定得到如下結論及對低錳鈦微合金化Q355B 鋼的軋制工藝調整方案的啟發和建議：

1）在不同冷速下，奧氏體向鐵素體轉變的開始溫度普遍低于840 ℃。由于在奧氏體+鐵素體兩相區軋制會出現混晶缺陷，因此只要將終軋溫度控制在840 ℃以上，就不會發生兩相區軋制而引起的混晶缺陷。

2）貝氏體的轉變溫度非常寬，在3～30 ℃·s-1冷速范圍內都有貝氏體生成，因此難以通過冷速的調整來減少貝氏體生成量，而通過控制卷取溫度的方法來減少貝氏體轉變則比較容易，從CCT轉變曲線上來看，高于590 ℃不會生成貝氏體，低于590 ℃會成產貝氏體。

3）奧氏體向珠光體的轉變溫度范圍約為600～680 ℃，轉變時間約需150～200 s，因此若想增加珠光體量、減少貝氏體和馬氏體量，則在軋后冷卻過程中，需使軋材在600～680 ℃溫度范圍內停留盡量多的時間。

4）從合金元素對CC曲線的影響來看，C、Mn元素會降低鐵素體、珠光體、貝氏體轉變的開始和結束溫度，使轉變曲線下移。Ti會提高鐵素體、貝氏體轉變的開始溫度，并會縮小珠光體轉變溫度區間。