硼對C-Mn-Ti型Q355B鋼組織性能的影響

韓 宇，許學(xué)利，吳 剛

（本鋼板材股份有限公司研發(fā)院，遼寧 本溪 117000）

傳統(tǒng)的Q355B鋼以C-Mn元素強(qiáng)化為主，隨著微合金化技術(shù)的迅速發(fā)展，低合金高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)鋼開始逐漸加入以鈮（Nb）、釩（V）和鈦（Ti）為代表的微合金元素。我國鈦資源含量豐富，與Nb、V相比，Ti微合金化的成本最低[1]。目前國內(nèi)某些鋼廠的Q355B鋼在傳統(tǒng)的C-Mn固溶強(qiáng)化的基礎(chǔ)上，通過加入了少量的鈦（Ti）微合金化元素來替代部分Mn元素，形成了合金成本更低的新型C-Mn-Ti型Q355B鋼。

硼也被認(rèn)為是一種潛在的微合金元素，人們很早之前硼被認(rèn)識可以顯著地提高鋼的淬透性，現(xiàn)代冶煉技術(shù)的進(jìn)步提高了對鋼中有效硼的控制，這使硼作為鋼中的替代合金元素成為可能。而含硼鋼的研究對降低鋼材的生產(chǎn)成本有著重要意義。本實驗通過對比兩種不同卷取溫度下硼對C-Mn-Ti型Q355B鋼組織性能的影響，為C-Mn-Ti-B型微合金化鋼的開發(fā)提供參考依據(jù)。

1 試驗材料及方法

本文所使用的試驗材料來自國內(nèi)某鋼廠2300熱連軋機(jī)組所的生產(chǎn)C-Mn-Ti型Q355B鋼，試驗鋼種的生產(chǎn)工藝流程為：鐵水脫硫預(yù)處理→轉(zhuǎn)爐冶煉→爐外精煉（LF）→板坯保護(hù)連鑄→板坯加熱→2300機(jī)組軋制→控制冷卻→卷取→檢驗→包裝發(fā)貨。試驗鋼的化學(xué)成分如表1所示，其中1號和3號試驗鋼的化學(xué)成分完全相同，均不添加硼合金元素；2號和4號試驗鋼的化學(xué)成分完全相同，在鋼中添加了0.0008%～0.0030%硼元素。4個試驗鋼中除了硼元素的含量有明顯差別外，其它化學(xué)成分含量基本相同。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）%

試驗鋼首先在國內(nèi)某鋼廠直弧型連鑄機(jī)澆鑄成厚度為230mm的連鑄板坯，然后放入步進(jìn)式加熱爐中加熱到1200℃～1280℃，保溫3小時，使試驗鋼完全奧氏體化。將保溫完成的板坯在2300熱連軋機(jī)組經(jīng)過相同的道次壓下率軋制到12mm厚度的鋼板，終軋溫度范在840℃～880℃。將軋制完成后出精軋機(jī)的1號、2號試驗鋼板在冷卻輥道層流冷卻到600℃開始卷取，軋制完成后出精軋機(jī)的3號、4號試驗鋼板在冷卻輥道利用層流冷卻水冷卻到540℃開始卷取。最后分別從1號、2號、3號和4號鋼板寬度的1/4處取樣，進(jìn)行力學(xué)性能試驗和金相觀察。對兩種成分設(shè)計的Q355B試驗鋼板按照GB/T 2975-2018標(biāo)準(zhǔn)沿垂直于軋制方向取寬向樣，標(biāo)記好編號。四個試樣根據(jù)GB/T 228.1加工成短比例標(biāo)距的拉伸試樣，在Zwick-600萬能拉伸試驗機(jī)進(jìn)行拉伸試驗。利用JBW-500型擺錘式?jīng)_擊試驗機(jī)根據(jù)GB/T 229測定試樣的沖擊韌性。將試樣經(jīng)4%硝酸酒精溶液腐蝕后，利用OLYMPUS-GX71型倒置式光學(xué)金相顯微鏡觀察顯微組織。

2 試驗結(jié)果及分析討論

1號至4號鋼的力學(xué)性能見表2和圖1，1號至4號鋼的金相組織見表2，由表2可以看出無硼和含硼的C-Mn-Ti型Q355B鋼的力學(xué)性能均能滿足正常標(biāo)準(zhǔn)要求，但在不同卷取溫度下，無硼和含硼Q355B鋼的性能有明顯的不同。

表2 試驗鋼的力學(xué)性能

圖1 試驗鋼的力學(xué)性能

2.1 卷取溫度對C-Mn-Ti型Q355B鋼力學(xué)性能影響

在實際生產(chǎn)過程中，卷取溫度與鋼板的在冷卻輥道上的冷卻速度成正相關(guān)。這是因為當(dāng)軋機(jī)在連續(xù)軋制同一厚度規(guī)格的鋼板時，鋼板的在冷卻輥道上的運(yùn)動時間是基本相同的，如果鋼板在開始被層流冷水冷卻之前的溫度是相同的，那么隨著卷取溫度的降低，鋼板需要在相同時間內(nèi)被冷卻到更低的溫度才能開始卷取。本實驗中1號和3號鋼板的軋制溫度控制完全相同，只有3號試驗鋼的卷取溫度低于1號試驗鋼，所以3號鋼的冷速更快。同理，4號試驗鋼的冷速要快于2號試驗鋼。由表2和圖1可知，卷取溫度更低的3號試驗鋼的強(qiáng)度比相對較高卷取溫度的1號試驗鋼均有所升高，但3號試驗鋼的沖擊功與1號試驗鋼相差不大。3號試驗鋼的金相組織更加細(xì)小，3號試驗鋼的晶粒度高于1號試驗鋼。這是由于試驗鋼板中高溫時析出的TiN粒子有利于抑制高溫奧氏體晶粒的長大，而隨著鋼板的不斷軋制變形，奧氏體晶粒也不斷被破碎細(xì)化，導(dǎo)致隨后相變生成的鐵素體晶粒變得更加細(xì)小，而隨著卷取溫度的降低，鐵素體晶粒長大受到抑制，最終鐵素體晶粒變得更加細(xì)小。而晶粒細(xì)化可以在有效提高鋼材強(qiáng)度的同時而不造成鋼材韌性的大幅損失。

2.2 硼對C-Mn-Ti型Q355B鋼組織性能的影響

由表2可以對比不同卷取溫度下含硼和和不含硼Q355B試驗鋼的性能區(qū)別。在600℃卷取溫度時，含硼的2號鋼強(qiáng)度比不含硼1號鋼的強(qiáng)度約提高10MPa～15MPa，2號鋼比1號鋼的沖擊功略有降低。但在卷取溫度為540℃時，含硼的4號鋼強(qiáng)度比不含硼3號鋼的強(qiáng)度約提高50MPa以上，與之對應(yīng)的是含硼Q355B鋼的塑性降低，尤其是表征韌性指標(biāo)的沖擊功有明顯的降低。從表3的金相組織中可以看出，1號和3號為無硼Q355B鋼，組織均為鐵素體+珠光體；2號和4號鋼為含硼Q355B鋼，2號鋼組織為鐵素體+珠光體+少量貝氏體，4號鋼組織為鐵素體+珠光體+貝氏體。這說明硼元素的添加使2號和4號試驗鋼中產(chǎn)生了貝氏體組織。雖然2號和4號試驗鋼的晶粒度相差不大，但從金相圖片中可以看出，2號鋼的組織均勻，晶界比較清晰可見，而4號鋼中鐵素體和貝氏體晶粒的晶界已經(jīng)不明顯，并且部分較大尺寸的鐵素體已相互連接，材料在發(fā)生斷裂時這些相互連接的大塊鐵素體就會成為裂紋擴(kuò)展的“通道”，裂紋會沿著相互連接的鐵素體晶內(nèi)擴(kuò)展開裂[3]。

表3 金相檢驗結(jié)果

為了研究硼在試驗鋼相變過程中的作用，利用JMat-Pro軟件模擬計算了含硼和不含硼試驗鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(CCT)，如圖2所示。對比兩個試驗鋼的鐵素體和珠光體的轉(zhuǎn)變曲線可以發(fā)現(xiàn)，由于硼元素的作用，含硼Q355B鋼的鐵素體、珠光體得到了有效抑制，使得含硼的Q355B鋼的CCT曲線明顯右移。這是因為硼是一種表面活性元素，容易吸附在奧氏體晶界上，而偏聚在奧氏體晶界上的硼原子阻礙了鐵素體的形核，起到延緩γ→α轉(zhuǎn)變的作用，從而有利于促進(jìn)貝氏體的形成[3]。硼可以有效抑制鐵素體的相變而促進(jìn)貝氏體的轉(zhuǎn)變，可以顯著提高鋼材的淬透性。有學(xué)者甚至發(fā)現(xiàn)，當(dāng)鋼中僅含有0.0010%～0.0030%的固溶硼時，就能夠?qū)崿F(xiàn)相當(dāng)于添加了0.5%的Mn、Cr或者M(jìn)o所產(chǎn)生的提高淬透性的效果。通過硼的添加可以有效改變鋼在相變過程中的組織演變行為，從而使含硼Q355B鋼在較寬冷卻速度范圍內(nèi)就可得到貝氏體組織，使鋼材強(qiáng)度得到了大幅提高。

圖2 試驗鋼的 CCT 曲線

3 結(jié)論

（1）含硼和無硼C-Mn-Ti型Q355B鋼在600℃卷取溫度下的性能均能滿足標(biāo)準(zhǔn)要求，含硼Q355B鋼的強(qiáng)度比不含硼鋼的強(qiáng)度約提高10～15MPa，沖擊功略有降低。

（2）在540℃的較低卷取溫度下，含硼Q355B鋼強(qiáng)度明顯高于無硼Q355B鋼的強(qiáng)度，但由于含硼鋼的淬透性得到提高，過快的冷速使鋼中產(chǎn)生了粗大連接的鐵素體組織，含硼Q355B鋼的沖擊韌性明顯降低。

（3）在高鈦的Q355B鋼中加入硼元素后，微量的B元素可以有效抑制奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變，從而促進(jìn)鋼中貝氏體的形成，通過相變組織強(qiáng)化使含硼的C-Mn-Ti型Q355B鋼的強(qiáng)度得到提高。