退火工藝對低碳貝氏體鋼組織與力學性能的影響

劉志橋，馮慶曉，李化龍，李騰飛

(江蘇省(沙鋼)鋼鐵研究院，江蘇 張家港 215625)

低碳貝氏體鋼具有強度高、韌性好、焊接性能良好等優點，已廣泛應用于建筑、車輛、工程機械、造船和鋼結構等領域[1-3]。低碳貝氏體鋼中一般會添加Nb、V、Ti等微合金元素，利用其析出強化提高強度。作為一種近終形生產技術，雙輥鑄軋與傳統熱軋在生產工藝控制方面存在很大區別[4-6]。目前對傳統工藝生產低碳貝氏體鋼的研究比較深入，但對雙輥鑄軋工藝生產低碳貝氏體鋼的研究較少。雙輥鑄軋工藝在生產低碳貝氏體鋼時，由于高溫段停留時間短、卷取溫度低、冷卻速度快等原因，鋼中添加的微合金素不能完全析出，不能充分發揮強化作用。本文以雙輥鑄軋工藝生產的低碳貝氏體鋼為研究對象，研究了在后續退火過程中，Nb的時效析出行為以及退火工藝對組織和力學性能的影響。

1 試驗材料及方法

試驗材料為雙輥鑄軋產線生產的低碳貝氏體鋼(厚度1.20 mm)，其主要化學成分如表1所示。利用箱式退火爐，將試驗鋼以40 ℃/s的加熱速度從室溫加熱到500 ℃進行保溫，每間隔1 h取樣，然后空冷至室溫，研究保溫時間的影響；將試驗鋼快速加熱到550、600、650、700、750和800 ℃，保溫3 min后空冷，研究退火溫度的影響。對原始態和退火態的試樣進行力學性能檢測、顯微組織和析出物觀察。拉伸試驗按GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》執行，試樣為P5試樣，在Instron 5585拉伸試驗機上進行力學性能測試；利用萃取復型方法和JEOL-2100F場發射透射電鏡對析出物進行觀察。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)

2 試驗結果與分析

2.1 保溫時間對組織的影響

圖1為試驗鋼在500 ℃退火不同時間的顯微組織。圖1(a)為未退火原始態的組織，主要為粒狀貝氏體，其形態為在鐵素體團上分布著細小的碳化物。貝氏體組織是一種不穩定組織，在退火過程中必然會向平衡組織變化，發生貝氏體分解[7]。圖1(b)為保溫8 h 后的顯微組織，可以看出組織中的碳化物數量和尺寸相比于原始態均增加，這是因為貝氏體發生分解時，貝氏體中過飽和的鐵素體基體中的固溶碳會以碳化物的形式析出。圖1(c)為保溫14 h后的顯微組織，可見隨著保溫時間的增加，貝氏體會繼續發生分解，此時組織中出現了大塊狀鐵素體。

圖1 500 ℃退火不同時間后試驗鋼的顯微組織

2.2 保溫時間對力學性能的影響

圖2為在500 ℃退火時，保溫時間對試驗鋼力學性能的影響。其中Original代表未進行退火的原始試樣；保溫時間0 h代表剛加熱到試驗溫度，隨即空冷的試樣。從圖2可以看出，未退火的原始態試樣的屈服強度和抗拉強度分別為571 MPa和656 MPa，隨著保溫時間的增加，試驗鋼的屈服強度和抗拉強度逐漸上升，伸長率變化不大。保溫時間達到15 h時，屈服強度和抗拉強度分別為694 MPa和733 MPa，相對于原始態試樣，屈服強度和抗拉強度分別增加了123 MPa和77 MPa。屈服強度和抗拉強度與保溫時間接近線性關系，通過擬合分析發現，保溫時間每增加1 h，屈服強度和抗拉強度增加約5 MPa。

圖2 退火時間對試驗鋼力學性能的影響

2.3 退火前后的析出物

圖3(a，b)為未退火原始態試樣的析出物形貌和能譜。可以看出，在未退火原始態試樣中，析出物尺寸為200～300 nm，其主要成分為O、Al、Si、S、Mn、Ti、Cr、Fe等元素(譜圖中的Cu元素為放置碳膜的銅格柵成分)。根據成分中分析，在未退火原始態試樣中的析出物主要是細小的氧化物(如SiO2)、硅酸鹽(如2FeO·SiO2)和硫化物(如MnS，FeS)等夾雜物。與傳統生產工藝相比，雙輥鑄軋工藝的澆鑄時間短、鋼液冷卻速度快，因而產品中的夾雜物更加細小，而且呈類球形態[8]。圖3(c，d)為在500 ℃保溫10 h后，試樣的析出物形貌和能譜。可以看出，試樣的析出物尺寸為50～60 nm，其主要成分為O、Cr、Fe、Nb等元素，這說明在退火過程中，發生了含Nb析出物的時效析出。

圖3 退火前后試驗鋼中析出物形貌(a, c)及EDS圖譜(b, d)

圖4為500 ℃保溫10 h試樣中析出物的元素分布情況，可以看出，夾雜物形成元素O呈均勻分布，而Nb呈不均勻分布，主要分布在圖中箭頭處，這說明退火過程中，Nb會依附于原夾雜物上復合析出。

圖4 500 ℃退火10 h試驗鋼中析出物元素分布

2.4 退火溫度對力學性能的影響

圖5為保溫時間為3 min時，退火溫度對力學性能的影響。可以看出，退火溫度在650 ℃以下時，隨著退火溫度的升高，屈服強度、抗拉強度和伸長率逐漸增加；退火溫度650 ℃，試樣的屈服強度和抗拉強度達到最大值，與原始態對比，分別增加了77、38 MPa。在650 ℃以上時，隨著退火溫度繼續升高，屈服強度和抗拉強度逐漸降低，伸長率繼續增加。當退火溫度達到800 ℃時，試樣的強度低于原始態的強度。

圖5 退火溫度對試驗鋼力學性能的影響

2.5 分析與討論

原始態試樣中的組織為粒狀貝氏體，該組織是一種不穩定組織，在退火過程中，隨著保溫時間的增加，會持續發生分解。貝氏體是一種強化組織，發生分解時，會轉變為低強度的鐵素體+碳化物組織，因而隨著保溫時間的增加會導致試樣強度逐漸下降。但是，雙輥鑄軋工藝在生產低碳貝氏體鋼時，由于高溫段停留時間短、卷取溫度低、冷卻速度快等原因，鋼中添加的Nb不能完全析出。鋼中固溶的Nb，在后續退火過程中，會以碳化物的形式細小彌散地析出，起到析出強化的作用，使試樣的強度逐漸增加[9-10]。因而，在退火過程中會發生兩個相反的變化過程，一方面貝氏體的分解會導致強度下降，另一方面Nb的析出強化作用會使強度增加。在500 ℃進行保溫退火時，由于Nb的析出強化占主導作用，所以隨著保溫時間的增加，試樣的強度會逐漸上升。進行不同溫度保溫 3 min 退火時，在650 ℃以下，由于溫度低，貝氏體分解較弱，同時Nb的析出物細小，析出強化效果強，所以屈服強度和抗拉強度會逐漸增加；在強度增加的同時，伸長率也略微增加，這主要是因為雙輥鑄軋工藝生產低碳貝氏體鋼時，冷卻速度較大，發生貝氏體轉變時，在試驗鋼中產生了較大的內應力，退火時內應力得到釋放，因而退火后伸長率會增加。退火溫度在650 ℃以上時，由于溫度高，貝氏體分解速度加快，同時含Nb的析出物會粗化，所以隨著退火溫度繼續升高，屈服強度和抗拉強度會逐漸降低，伸長率會逐漸增加。

3 結論

1)在500 ℃退火溫度下，隨著保溫時間的增加，低碳貝氏體鋼屈服強度和抗拉強度逐漸上升，伸長率變化不大。

2)采用雙輥鑄軋工藝生產低碳貝氏體鋼時，由于高溫段停留時間短、卷取溫度低、冷卻速度快等原因，鋼中添加的Nb不能完全析出，通過后續退火處理，可使Nb以碳化物形式析出，從而使強度增加。

3)退火溫度在650 ℃以下時，隨著退火溫度的升高，屈服強度、抗拉強度和伸長率逐漸增加；退火溫度為650 ℃，試樣的屈服強度和抗拉強度達到最大值。650 ℃以上退火時，隨著退火溫度繼續升高，屈服強度和抗拉強度逐漸降低，伸長率繼續增加。