熱軋高強(qiáng)鋼低溫沖擊功偏低的原因分析

王墉哲，劉俊亮，丁 晨

（寶山鋼鐵股份研究院分析測(cè)試研究中心，上海201900）

0 引 言

輕量化、節(jié)能減排是當(dāng)今汽車(chē)發(fā)展的主要方向，其中提高汽車(chē)用鋼板強(qiáng)度是實(shí)現(xiàn)此目標(biāo)最有效的方法之一［1］。提高鋼板強(qiáng)度常用的材料強(qiáng)化方式有固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化、相變強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化等。目前熱軋高強(qiáng)鋼主要采用低碳含量的微合金鋼，并采用錳、鈦等元素固溶強(qiáng)化來(lái)提高鋼板的強(qiáng)度。

高強(qiáng)鋼除了要具有500MPa以上屈服強(qiáng)度外，也應(yīng)具有較高的韌性。因此沖擊性能也是高強(qiáng)鋼出廠時(shí)必須考慮的指標(biāo)。通常來(lái)說(shuō)，強(qiáng)度的提高意味著韌性的降低，所以隨著高強(qiáng)鋼強(qiáng)度的提高，韌性也會(huì)降低。同時(shí)由于熱軋高強(qiáng)鋼組織比較復(fù)雜，因此其沖擊功存在不穩(wěn)定的現(xiàn)象，即使化學(xué)成分和生產(chǎn)工藝相同的鋼，其不同部位的沖擊功相差也較大。

鋼的性能與顯微組織密切相關(guān)，關(guān)于常規(guī)組織如多邊鐵素體/珠光體的晶粒尺寸、珠光體片層間距等對(duì)鋼沖擊功的影響已有較多研究［2-3］。同時(shí)鋼板的化學(xué)成分、夾雜物和有害元素（砷、錫、鉛、銻、鉍）等對(duì)鋼沖擊功影響也較大［4-5］。此外，熱處理溫度和加工條件等對(duì)鋼沖擊功也有影響［6-7］。為解決此類高強(qiáng)鋼沖擊功不穩(wěn)定或偏低的問(wèn)題，作者通過(guò)對(duì)某熱軋高強(qiáng)鋼沖擊試樣進(jìn)行顯微組織分析和電子探針面分布分析，研究了導(dǎo)致鋼板低溫沖擊功較低的主要原因。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料取自某廠生產(chǎn)的700MPa級(jí)熱軋高強(qiáng)鋼板，鋼板厚度10mm，其化學(xué)成分如表1所示。在鋼板的邊部和中心處分別取兩組尺寸為10mm×10mm×55mm的夏氏V型缺口橫向沖擊試樣N1和N2，V型缺口沿厚度方向。采用ZCJ100型落錘沖擊試驗(yàn)機(jī)，依照GB/T 229《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》在-20℃進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，結(jié)果取3個(gè)試樣平均值。由表2可見(jiàn)，N1試樣沖擊功均低于標(biāo)準(zhǔn)要求的40J。

采用ZEISS Ultra 55型掃描電鏡（SEM）對(duì)沖擊斷口進(jìn)行觀察；沿平行于軋制方向切取金相試樣，經(jīng)研磨、拋光后用體積分?jǐn)?shù)3%硝酸酒精溶液腐蝕，然后采用LEICA 600M型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。使用JXA-8230型電子探針對(duì)沖擊試樣截面進(jìn)行元素面分布分析。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of test steel（mass） %

表2 試樣在-20℃下的沖擊功Tab.2 Impact energy of samples tested at-20℃ J

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖1可見(jiàn)，N2試樣沖擊斷口形貌呈典型的韌性斷裂特征，斷口中可見(jiàn)較多韌窩，韌窩的底部較潔凈，未見(jiàn)夾雜物存在，韌窩的尺寸也較大，所以N2試樣的塑性較好，沖擊功較高；而N1試樣沖擊斷口則為典型的脆性解理形貌，無(wú)明顯塑性變形，同時(shí)在其1/2厚度處有明顯斷裂源，斷口上分布有較多的二次裂紋，也未見(jiàn)夾雜物存在。通常情況下沖擊試樣斷口除了斷口底部的斷裂源外，一般由纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇三部分組成，如N2試樣斷口所示。斷口上這三個(gè)區(qū)域所占比例的大小，標(biāo)志著鋼材韌性的優(yōu)劣。而N1試樣沖擊斷口形貌上這三個(gè)區(qū)域并不明顯，主要以脆性斷裂為主，所以沖擊功較N2試樣的低。

圖1 N1、N2試樣沖擊斷口的SEM形貌Fig.1 SEM morphology of the fractures of N1and N2specimens：（a）N1specimen at low magnification；（b）N1specimen at high magnification；（c）N2specimen at low magnification and（d）N2specimen at high magnification

由圖2可見(jiàn)，兩個(gè)試樣的顯微組織都主要為針狀鐵素體和多邊鐵素體。在N1試樣板厚度的1/2處發(fā)現(xiàn)有黑色偏析帶貫穿整個(gè)視場(chǎng)，偏析帶組織主要為珠光體。N1試樣斷口的裂紋正是沿偏析帶開(kāi)裂并延伸的。N2試樣的沖擊功較高，在顯微組織中只可見(jiàn)顏色較淺的珠光體偏析帶，但偏析帶較分散、不連續(xù)，較N1試樣的輕。珠光體偏析帶的存在會(huì)明顯降低鋼材的塑性和冷成型性能，以及阻止裂紋擴(kuò)展能力，并可能使得韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高，從而使鋼的低溫沖擊韌性變差［3］。

圖2 N1和N2試樣縱截面的顯微組織Fig.2 Microstructure of vertical section of N1（a）and N2（b）specimens

從圖3可以看到，在N1試樣珠光體偏析帶上及其附近還有較大顆粒狀?yuàn)A雜物，能譜分析表明，顆粒夾雜物主要成分是TiC和NbC，同時(shí)還含有鐵、錳、硫、鈣、鋁等成分。這些尺寸在2～6μm的含鈦、鈮夾雜物由于尺寸較大已起不到強(qiáng)化的作用，相反因?yàn)樵谲堉七^(guò)程中難以變形而容易在基體中引起微裂紋，降低鋼板的韌性。

圖3 N1試樣中夾雜物的SEM形貌和EDS譜Fig.3 SEM morphology（a）and EDS pattern（b）of inclusions in the N1specimen

2.2 元素面分布

從圖4可見(jiàn)，N1試樣中心偏析帶主要是碳元素偏析即珠光體偏析，同時(shí)還有較為嚴(yán)重的錳元素偏析，因?yàn)榇虽摲N中錳的含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）在1.55%～1.70%，所以極易引起偏析。低合金鋼鑄坯經(jīng)酸腐蝕后可見(jiàn)，錳偏析主要表現(xiàn)為鑄坯組織中心的白線與黑線，鋼的鑄態(tài)組織中樹(shù)枝間富含溶質(zhì)（錳元素），而樹(shù)枝干富鐵，成分較純［7-8］。在連鑄坯冷卻過(guò)程中，錳含量較高會(huì)影響奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變溫度，奧氏體先析出鐵素體時(shí)，鐵素體將在較純的樹(shù)枝干上形核并長(zhǎng)大，而富含錳等溶質(zhì)的樹(shù)枝間就形成了珠光體，且錳、碳等元素易在鑄坯中心區(qū)域富集，所以會(huì)最終導(dǎo)致鋼板中心區(qū)域形成較寬的珠光體偏析帶［9］。

從圖4還可見(jiàn)，在珠光體偏析帶上有較多尺寸在2～6μm的鈦和鈮顆粒夾雜物。試驗(yàn)用的高強(qiáng)鋼正是采用鈦和鈮等元素析出進(jìn)行強(qiáng)化的，但是當(dāng)TiC顆粒較大時(shí)（大于0.5μm）［10］，它們既不能阻止奧氏體晶粒長(zhǎng)大，也不會(huì)起到沉淀強(qiáng)化的作用，相反這些大的顆粒在連鑄過(guò)程中很難消失，且TiC是一種堅(jiān)硬的菱形不變形夾雜物，所以在軋制過(guò)程中極易在與基體的交界處產(chǎn)生微裂紋，從而使軋板的沖擊韌性下降。

圖4 N1試樣中心偏析帶碳、錳、鈦、鈮元素面掃描結(jié)果Fig.4 Element section distribution of C，Mn，Ti，Nb in the center segregation band of N1specimen

3 結(jié) 論

（1）該700MPa級(jí)熱軋高強(qiáng)鋼低溫沖擊功不穩(wěn)定、沖擊韌性較低的主要原因是在鋼板厚度1/2處有比較嚴(yán)重的珠光體偏析帶。

（2）沖擊功較低試樣的珠光體偏析帶上均有錳元素偏析，該高強(qiáng)鋼中錳含量較高，板中心富錳溶質(zhì)，是導(dǎo)致中心產(chǎn)生珠光體偏析的原因。

（3）中心偏析帶上分布有尺寸較大的TiC和NbC等顆粒夾雜物，軋制時(shí)容易在基體中產(chǎn)生微裂紋，從而降低鋼板的沖擊韌性。

［1］衣海龍，王曉南，王國(guó)棟.701MPa級(jí)熱軋高強(qiáng)鋼的組織性能［J］.東北大學(xué)學(xué)報(bào)，2009，30（10）：1421-1428.

［2］李冰，高珊，張才毅.微觀組織對(duì)一種高強(qiáng)度船板用鋼低溫沖擊韌性的影響［J］.寶鋼技術(shù)，2012（5）：23-28.

［3］ SCHINO A D，GUARNASCHELLI C.Microstructure and cleavage resistance of high strength steels［J］.Materials Science Forum，2010，638/642：3188-3193.

［4］衣海龍，麻慶申，杜林秀，等.顯微組織對(duì)X80管線鋼沖擊性能的影響［J］.機(jī)械工程材料，2009，33（7）：64-71.

［5］楊建維，劉軍會(huì)，耿兆明.Q345D鋼低溫沖擊不合格的分析和改進(jìn)［J］.河北冶金，2011（5）：52-55.

［6］羅玉英，李松濤.影響1Cr13鋼沖擊韌性的幾個(gè)因素［J］.熱處理技術(shù)與裝備，2012，33（4）：7-11.

［7］唐明華，黃開(kāi)有，胡雙開(kāi).亞溫淬火對(duì)石油套管用25MnV鋼沖擊韌性的影響［J］.機(jī)械工程材料，2012，36（9）：8-11.

［8］姚上衛(wèi).中心偏析對(duì)連鑄鋼及其HAZ沖擊性能的影響［J］.材料開(kāi)發(fā)與應(yīng)用，2005，20（2）：5-8.

［9］陳訓(xùn)浩.中心偏析原因、危害、評(píng)定及預(yù)防［J］.冶金標(biāo)準(zhǔn)化與質(zhì)量，1998（4）：12-17.

［10］YAMASHITA T，TORZUKA S，NAGAI K.Effect of Manganese segregation on fine-grained feerite structure in lowcarbon steel slabs［J］.ISIJ International，2003，43（11）：1833-1841.