Mn含量對熱軋超低碳鈦低合金鋼組織與力學(xué)性能的影響

馬婭娜，杜林秀，胡 軍

(東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽 110819)

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Mn含量對熱軋超低碳鈦低合金鋼組織與力學(xué)性能的影響

馬婭娜，杜林秀，胡 軍

(東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽 110819)

實驗鋼在傳統(tǒng)C-Mn鋼的基礎(chǔ)上添加低合金元素Ti，通過調(diào)整鋼中Mn元素含量，同時采用簡便的控制軋制與控制冷卻工藝，獲得了良好的組織形態(tài)及納米尺度析出物，從而在保證優(yōu)良延伸性能的前提下大幅度提高了鋼板的強(qiáng)度，顯著降低了鋼材成本。使用金相顯微鏡(OM)、掃描電子顯微鏡(SEM)和透射電子顯微鏡(TEM)對微觀組織進(jìn)行觀察。結(jié)果表明：當(dāng)實驗鋼Mn含量從1.05%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)提高至1.5%，平均晶粒尺寸從6.4μm細(xì)化至5.2μm；基體中納米尺度TiC的析出量明顯增加；屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率分別提高了56.7，42.2MPa和1.2%，達(dá)到了558.7，662.2MPa和22.4%。

Mn含量；超低碳；低合金鋼；鈦；組織與性能

高強(qiáng)度及優(yōu)異韌性匹配的低合金鋼一直是鋼種開發(fā)工作中的重點。為了獲得良好的韌性與焊接性能需降低鋼材中的C含量，隨之引起的強(qiáng)度降低可通過添加Si和Mn元素來補(bǔ)償。此外，通過單獨或復(fù)合添加微合金化元素Nb，V，Ti等形成的析出強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化作用進(jìn)一步提高了鋼的強(qiáng)度[1,2]。岳重祥等[3]在0.07%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)C-1.1%Mn鋼中添加Ti，Nb，Ni，Cr，Mo等合金元素，獲得了屈服強(qiáng)度大于590MPa的細(xì)密貝氏體高強(qiáng)鋼。王建鋒等[4]在0.046%C-1.45%Mn鋼中添加0.09%的合金元素Ti，獲得了屈服強(qiáng)度為640MPa的多邊形鐵素體+粒狀貝氏體高強(qiáng)鋼。Hu等[5]在0.04%C-1.5%Mn的鋼中添加合金元素Ti，V，制備出屈服強(qiáng)度為709MPa的高強(qiáng)鐵素體鋼。衣海龍等[6]在C(<0.12%)-Mn(<1.8%)鋼中添加低合金元素Ti，Nb，通過控軋控冷工藝(Thermo Mechanical Control Process, TMCP)制備出抗拉強(qiáng)度為730MPa的高強(qiáng)鋼。Misra等[7]以0.06%C-1.5%Mn為基礎(chǔ)成分，添加Nb，Ti，Mo和B微合金元素，通過析出強(qiáng)化和貝氏體組織強(qiáng)化實現(xiàn)鋼板770MPa的高屈服強(qiáng)度。Funakawa等[8]以0.04%C-1.5%Mn為基礎(chǔ)成分，添加微合金元素Mo，Ti，獲得了抗拉強(qiáng)度780MPa級熱軋超高強(qiáng)度鐵素鋼。日本JFE公司[9]開發(fā)出屈服強(qiáng)度980MPa級熱軋超高強(qiáng)Ti-Mo-V合金化鋼板，通過提高C，Mo，Ti及V含量，大幅提高鋼板強(qiáng)度，且保證了較高的斷后伸長率。然而，上述合金鋼中加入Mo，Cr，Ni，Cu，Nb，V等貴重合金元素，導(dǎo)致鋼材成本增加。在低碳合金鋼中添加Ti元素，通過調(diào)整Mn元素含量來研究Mn對顯微組織及力學(xué)性能影響的文章還鮮有報道。本工作在傳統(tǒng)C-Mn鋼基礎(chǔ)上添加微合金元素Ti，通過調(diào)整Mn元素含量，同時結(jié)合簡便的控軋控冷工藝，獲得良好的組織形態(tài)及納米尺度析出物，從而在保證優(yōu)良延伸性能的前提下大幅度提高了鋼板的強(qiáng)度。

1 實驗方法

實驗鋼由真空電磁感應(yīng)爐進(jìn)行冶煉并澆鑄成50kg鋼錠，經(jīng)鍛造制成45mm厚坯料。根據(jù)Mn含量不同將實驗鋼分成A(1.05Mn)，B(1.5Mn)兩組，其余元素含量相同，其中主要成分如下： Fe，C(0.02%～0.05%)， Ti(0.1%～0.2%)，P，S，Al。實驗鋼控制軋制和控制冷卻工藝在φ450mm二輥可逆試驗機(jī)及冷卻系統(tǒng)上進(jìn)行。鋼坯以300℃/h的加熱速率加熱至1200℃，保溫2h后，緩冷至開軋溫度930℃，在未再結(jié)晶區(qū)經(jīng)5道次控制軋制至7mm厚鋼板，終軋溫度約為900℃，繼而以35℃/s的冷速水冷至卷取溫度600℃，隨后爐冷至室溫，模擬卷取過程。

金相試樣研磨拋光后經(jīng)4%的硝酸酒精溶液腐蝕，利用Leica DMIRM光學(xué)顯微鏡(OM) 及FEI Quanta 600掃描電子顯微鏡(SEM)進(jìn)行觀察；試樣通過高氯酸酒精溶液電解拋光后，使用SEM的電子背散射衍射(EBSD)配件進(jìn)行組織形貌觀察；采用FEI Tecnai G2F20透射電子顯微鏡(TEM)對金屬薄片試樣進(jìn)行研究，加速電壓為200kV，析出物成分采用能譜(EDS)分析；室溫拉伸實驗在Shimadzu AG-X萬能試驗機(jī)上進(jìn)行。

2 實驗結(jié)果與討論

2.1 實驗結(jié)果

圖1為A，B兩種實驗鋼的EBSD晶體取向圖和晶粒尺寸柱狀圖。由圖1可知，A鋼中小尺寸的晶粒為5～7μm，大尺寸晶粒為12μm左右，平均尺寸6.4μm；B鋼晶粒主要為2.5～5μm，個別大晶粒尺寸為10～12μm左右，平均尺寸5.2μm。A鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率分別是502.0，620.0MPa和23.6%，而B鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率則分別是558.7，662.2MPa和22.4%。通過提高M(jìn)n含量，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別提高了56.7MPa和42.2MPa，并保證了較高的斷后伸長率。

圖1 實驗鋼的EBSD晶體取向圖和晶粒尺寸柱狀圖 (a)A鋼晶體取向圖；(b)B鋼晶體取向圖；(c)A鋼晶粒尺寸柱狀圖；(d)B鋼晶粒尺寸柱狀圖Fig.1 EBSD orientation image maps and grain size histograms of experimental steels (a)orientation image map of steel A;(b)orientation image map of steel B;(c)grain size histogram of steel A;(d)grain size histogram of steel B

圖2為實驗鋼的顯微組織圖。由SEM圖片可知，A鋼與B鋼的顯微組織均為細(xì)小的沿軋制方向有輕微帶狀形態(tài)的鐵素體組織，且B鋼鐵素體晶粒尺寸較A鋼小。晶粒的細(xì)化主要是由于TMCP的作用，鐵素體在變形帶和變形奧氏體晶界處形核，形變使得奧氏體基體內(nèi)部缺陷增多，位錯密度增大，畸變能升高，鐵素體形核率顯著提高，由于鐵素體晶粒之間的相互碰撞，使得晶粒在幾何空間的長大受到抑制，從而鐵素體晶粒得到細(xì)化[10]。

圖2 實驗鋼的顯微組織 (a)A鋼OM；(b)A鋼SEM；(c)B鋼OM；(d)B鋼SEM Fig.2 Microstructures of experimental steels (a)OM of steel A;(b)SEM of steel A;(c)OM of steel B;(d)SEM of steel B

圖3和圖4分別為A鋼和B鋼的TEM形貌及析出物EDS化學(xué)成分分析。A鋼和B鋼晶內(nèi)及晶界處分布著高密度的位錯，位錯之間相互纏結(jié)。A鋼和B鋼的基體內(nèi)均有大量納米粒子析出，由于這些第二相粒子的釘扎作用，使得位錯的運(yùn)動變得更加困難，可大幅提高實驗鋼的屈服強(qiáng)度。A鋼鐵素體晶粒內(nèi)部的納米析出物呈現(xiàn)兩類尺寸，分別為15～18nm和5～8nm；B鋼中納米析出物數(shù)量明顯多于A鋼，但尺寸較A鋼小，較大的析出物尺寸約為13nm，較小的約為3～5nm。尺寸較大的析出物形核于控制軋制及道次間隔階段，而較小析出物是在快冷后的緩慢冷卻過程中形成的。析出物在3～5nm時與位錯的交互作用最強(qiáng)[11]，A鋼的析出尺寸粗大，而且體積分?jǐn)?shù)小。此外，位錯的繞過機(jī)制與粒子間距有關(guān)，B鋼的粒子間距更利于提高鋼材的屈服強(qiáng)度。經(jīng)EDS分析，A鋼與B鋼中納米尺度析出物均為TiC。

圖3 A鋼的TEM形貌及析出物EDS分析 (a)組織形貌；(b)析出物形貌；(c)析出物EDS分析Fig.3 TEM morphologies and precipitates EDS analysis in experimental steel A(a)microstructures morphology;(b)precipitates morphology;(c)precipitates EDS analysis

圖4 B鋼的TEM形貌及析出物EDS分析 (a)組織形貌；(b)析出物形貌；(c)析出物EDS分析Fig.4 TEM morphologies and precipitates EDS analysis in experimental steel B(a)microstructures morphology;(b)precipitates morphology;(c)precipitates EDS analysis

2.2 分析討論

2.2.1 Mn元素對TiC析出行為的影響

根據(jù)Irving等[12]、Akben等[13]和Wang等[14]的研究，Mn含量對TiC在奧氏體中的固溶度(log[Ti][C]γ)可以用式(1)表示：

(1)

式(1)表明，在相同溫度條件下，鋼中Mn含量的增加可以提高TiC在奧氏體中的固溶度。B鋼Mn含量高于A鋼，B鋼中TiC的固溶度大于A鋼，由于控制軋制的形變誘導(dǎo)析出作用，A鋼在奧氏體中的析出物較B鋼多，如圖3(b)和圖4(b)中較大的析出物所示，因此終軋后，B鋼中Ti，C原子在奧氏體中的溶解量多于A鋼。微合金元素的碳氮化物的平衡析出溫度與平衡固溶度有關(guān)，在某一溫度下的過飽和度愈大，其析出量就愈大?？焖倮鋮s后，B鋼的奧氏體組織中TiC的過飽和度大于A鋼，因此B鋼的析出物多于A鋼。實驗鋼在卷取緩冷過程中，微量元素的碳氮化物開始大量析出。由于A鋼中TiC在奧氏體中的大量析出消耗了Ti，C等析出形成元素，因此在卷取過程中，A鋼的5～8nm尺度的析出物較少，而B鋼的大量Ti，C原子在終軋后仍處于固溶狀態(tài)，所以在卷取過程中，高過飽和度增大了析出的驅(qū)動力，形成了高體積分?jǐn)?shù)彌散的3～5nm析出物。

一般情況下，碳氮化物的析出有兩種：一是相間析出，即隨著奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變，相界面不斷推進(jìn)，形成一排排有規(guī)則的新析出相；另一種是無規(guī)則地在位錯線、空位晶界、亞晶界和基體上沉淀析出，即一般析出[15]。大多數(shù)情況下析出-溫度-時間 (PTT)曲線呈現(xiàn)“C曲線”的特征，這是因為在“鼻尖”溫度以上溫度區(qū)間驅(qū)動力起主導(dǎo)作用，在“鼻尖”溫度以下溫度區(qū)間，原子擴(kuò)散能力起作用所致[16]。由于析出溫度區(qū)間在600℃以下，鐵素體的相變速率快，所以鐵素體/奧氏體界面遷移迅速，而析出物的形成元素Ti的擴(kuò)散速率慢，因此先發(fā)生鐵素體相變，然后在鐵素體基體上過飽和析出TiC，即在此溫度范圍內(nèi)相間析出難以發(fā)生，而是以隨機(jī)析出形式存在，即一般析出。

2.2.2 Mn元素對合金鋼組織與性能的影響

由于B鋼中Mn元素含量較高，Mn元素偏聚在奧氏體晶界，降低了界面能，從而減少晶界形核，延緩?qiáng)W氏體的分解[17]，因此細(xì)化了晶粒，而晶粒細(xì)化又是唯一提高強(qiáng)度而不損害韌性的強(qiáng)化機(jī)制。晶粒細(xì)化引起的屈服強(qiáng)度增量(ΔYSFG, MPa)可以由Pickering[18]提出的經(jīng)典公式的導(dǎo)出公式(2)計算。

(2)

式中：DF為細(xì)平均晶粒尺寸，mm；DC為粗平均晶粒尺寸，mm。如前所述，控軋控冷后的A鋼和B鋼的平均晶粒尺寸分別為6.4μm與5.2μm，因此ΔYSFG計算結(jié)果為23.8MPa，余下的32.9MPa來源于Mn促進(jìn)TiC納米尺度析出物的析出強(qiáng)化作用。

3 結(jié)論

(1)在超低碳(0.02%～0.05%)低合金鋼中，添加微量(0.1%～0.2%)Ti元素，通過調(diào)整Mn元素含量，并采用簡便的控軋控冷工藝，得到具有良好塑性的高強(qiáng)鋼，顯著降低了鋼材的成本。

(2)在超低碳鈦低合金鋼中將Mn元素的含量從1.05%增加至1.5%，可使得平均晶粒尺寸從6.4μm細(xì)化至5.2μm。

(3)Mn元素含量增加，提高了TiC在奧氏體中的固溶度，進(jìn)而促進(jìn)了TiC納米粒子在鐵素體中的析出，提高了析出強(qiáng)化作用；大量的TiC粒子釘扎晶界，細(xì)化晶粒尺寸，提高了細(xì)晶強(qiáng)化的作用。

(4)在細(xì)晶強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化作用下，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別提高了56.7MPa和42.2MPa，達(dá)到558.7MPa和662.2MPa，并保證了較高的斷后伸長率。

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Effect of Mn Content on Microstructures and Mechanical Properties of Hot-rolled Ultra-low Carbon Ti Low Alloyed Steel

MA Ya-na,DU Lin-xiu,HU Jun

(The State Key Laboratory of Rolling and Automation,Northeastern University,Shenyang 110819,China)

Based on conventional C-Mn steel, low alloyed element Ti was appropriately added to the experimental steels, and the content of Mn was adjusted. Meanwhile, the simple thermo mechanical control process (TMCP) was adopted. As a result, the good microstructural morphology and nano-scale precipitates were obtained. Therefore, the strength of steel plate obviously increased under the premise of guaranteed good elongation, and the cost of steel was reduced significantly. The microstructures were observed by OM, SEM, and TEM. The results show that when Mn content in the experimental steels increases from 1.05% (mass fraction) to 1.5%, the average grain size is refined from 6.4μm to 5.2μm, the nano-scale precipitates of TiC increase evidently. At the same time, the yield strength, the tensile strength and elongation increase by 56.7, 42.2MPa and 1.2%, and reach 558.7, 662.2MPa and 22.4%.

Mn content;ultra-low carbon;low alloyed steel;titanium;microstructure and property

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.09.001

TG335.3

A

1001-4381(2015)09-0001-05

國家科技支撐計劃項目(2011BAE25B03)

2014-03-31；

2015-03-23

杜林秀(1962-)，男，教授，博士生導(dǎo)師，主要從事材料成形過程組織性能控制、低成本高性能鋼材產(chǎn)品開發(fā)等方面的研究工作，聯(lián)系地址：遼寧省沈陽市和平區(qū)文化路3巷11號東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室(110819)，E-mail:dulx@ral.neu.edu.cn