低合金高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)鋼貝氏體產(chǎn)生原因分析

李鳳麗，路晨龍，韓 斐

（天津榮程聯(lián)合鋼鐵集團(tuán)有限公司，天津300352）

0 引言

某公司軋制生產(chǎn)Q355B 板材，夜間班次共軋制14 爐，規(guī)格由 5.75 mm×710 mm 到 11.35 mm×710 mm 不等，在送檢力學(xué)性能試驗(yàn)后，統(tǒng)計(jì)結(jié)果發(fā)現(xiàn)大批量試樣有斷后伸長(zhǎng)率降低現(xiàn)象，同比正常批次斷后伸長(zhǎng)率平均降低3.21%，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度均有不同程度的上升趨勢(shì)。Q355B 板材通常用于壓力容器或加工成矩形管進(jìn)行應(yīng)用于橋梁等，板材的塑性指標(biāo)下降，導(dǎo)致材料變形能力降低。為避免Q355B板材在加工卷管過程中由于塑性不足導(dǎo)致開裂失效發(fā)生，需要查找板材力學(xué)性能異常原因。通過對(duì)Q355B 板材的金相和化學(xué)等檢驗(yàn)結(jié)果的全面分析，發(fā)現(xiàn)軋制過程中控冷不當(dāng)是導(dǎo)致Q355B 板材斷后伸長(zhǎng)率降低現(xiàn)象的主要原因，并追溯現(xiàn)場(chǎng)工藝進(jìn)行確認(rèn)，提出工藝優(yōu)化建議。

1 力學(xué)試驗(yàn)

在執(zhí)行標(biāo)準(zhǔn)GB/T228.1-2010，方法A，10.3.2（應(yīng)變速率=0.00025s-1），10.3.4（應(yīng)變速率=0.0067s-1）的條件下，做力學(xué)拉伸試驗(yàn)，試驗(yàn)結(jié)果表示該批次共計(jì)14 爐板材的斷后伸長(zhǎng)率結(jié)果明顯降低，斷后伸長(zhǎng)率數(shù)據(jù)平均值與正常批次的斷后伸長(zhǎng)率試驗(yàn)結(jié)果相比降低了3.21%，同時(shí)屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度均有不同程度的上升趨勢(shì)，計(jì)算得平均屈強(qiáng)比為0.77，相比正常批次平均屈強(qiáng)比0.74 降低0.03，材料的塑性指標(biāo)下降，見表1、2。

表1 問題批次力學(xué)性能

表2 正常批次力學(xué)性能

2 金相檢驗(yàn)

一般正常生產(chǎn)情況下，Q355B 板材的碳含量≤0.24，正常生產(chǎn)板材碳含量一般處于0.17 左右，熱軋態(tài)組織為鐵素體+珠光體，見圖1。

圖1 正常板材顯微組織1000x

在問題板材橫截面上制取金相試樣，使用4%的硝酸酒精進(jìn)行侵蝕后，光鏡下觀察。該試樣基體組織為鐵素體+貝氏體+珠光體，其中在整個(gè)板材截面上分布有不同嚴(yán)重程度的貝氏體組織，近板材表面處貝氏體分布尤為嚴(yán)重，近板材表面組織為先共析鐵素體+貝氏體，幾乎無(wú)珠光體組織，在先共析鐵素體后直接發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，未發(fā)現(xiàn)共析珠光體組織，見圖2, 圖3。自板材表面逐漸向心部觀察，接近心部開始出現(xiàn)部分共析珠光體組織，見圖4。

圖2 板材表面顯微組織100x鐵素體+貝氏體

圖3 板材表面顯微組織1000x鐵素體+貝氏體

圖4 板材心部顯微組織1000x鐵素體+貝氏體+珠光體

貝氏體組織為過冷奧氏體在臨界點(diǎn)以下中溫區(qū)域（Ms-550 ℃）所轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物，在C 曲線鼻部（550 ℃）與Ms 點(diǎn)之間的范圍內(nèi)，過冷奧氏體等溫分解為貝氏體。相比于珠光體，貝氏體的轉(zhuǎn)變溫度更低，擁有更高強(qiáng)度的同時(shí)也會(huì)降低一定的塑性，這主要是由于過冷奧氏體等溫分解過程中貝氏體鐵素體位錯(cuò)的位置上碳原子堆積，影響了組織的位錯(cuò)密度，而位錯(cuò)密度為導(dǎo)致該組織性能增強(qiáng)一種機(jī)制。同時(shí)位錯(cuò)線、Fe 晶格強(qiáng)度和溶質(zhì)原子對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙也會(huì)促進(jìn)組織性能的增強(qiáng)[1]。因此認(rèn)為嚴(yán)重的貝氏體組織是此批板材屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度升高，斷后伸長(zhǎng)率降低的直接原因。

3 貝氏體產(chǎn)生原因分析

3.1 顯微組織

在日常軋制生產(chǎn)過程中，Q355B 板材表面處過冷奧氏體在連續(xù)冷卻過程中進(jìn)行先共析鐵素體+貝氏體的轉(zhuǎn)變。板材斷面顯微組織顯示：其外表面為貝氏體（大量）+先共析鐵素體，向心部觀察貝氏體開始有逐步減少趨勢(shì)，心部出現(xiàn)珠光體組織，貝氏體與珠光體組織均勻相間分布。由此推測(cè)造成板材強(qiáng)度上升、塑性下降的主要原因是軋制過程中過冷度較大，導(dǎo)致板材表面冷卻強(qiáng)度加大，因此形成先共析相鐵素體后未發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，而是直接發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。板材表面相比心部貝氏體分布更加嚴(yán)重，貝氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生在軋制生產(chǎn)過程中的層冷后半部分與板材卷曲區(qū)間。

3.2 化學(xué)成分

在力學(xué)試驗(yàn)后斷裂試樣上做化學(xué)成分，將問題板材和正常板材化學(xué)成分進(jìn)行對(duì)比發(fā)現(xiàn)，問題板材化學(xué)成分中的Si、Mn 元素含量均不同程度高于正常板材，見表3。合金元素含量的升高會(huì)對(duì)過冷奧氏體的穩(wěn)定性造成一定影響，相比正常板材，問題板材化學(xué)成分中的Si、Mn 合金元素含量更高，其中Si 元素含量為0.39%，Si 元素含量趨于內(nèi)控標(biāo)準(zhǔn)上限0.40%。問題板材與正常板材相比，合金元素升高，過冷奧氏體穩(wěn)定性受影響，導(dǎo)致C 曲線右移（相對(duì)正常板材更靠右），在相同的過冷度、轉(zhuǎn)變時(shí)間下，問題板材在析出先共析相鐵素體后進(jìn)入珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)間后，冷卻曲線最終未能同珠光體轉(zhuǎn)變終了曲線相交，過冷奧氏體未完全共析轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，進(jìn)而步入貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)間，部分過冷奧氏體最終轉(zhuǎn)變形成貝氏體組織。同時(shí)發(fā)現(xiàn)問題板材的熔煉成分Si，P，Cr 元素含量與成品成分（軋制后試驗(yàn)試樣）有較大差異，推測(cè)與鑄坯化學(xué)成分元素的不均勻分布有關(guān)。

表3 板材化學(xué)成分對(duì)比/%

3.3 現(xiàn)場(chǎng)工藝

終軋溫度，冷卻方式，卷曲速度，以及卷曲溫度均會(huì)對(duì)板材的金相組織造成影響，正常板材現(xiàn)場(chǎng)工藝終軋溫度基本控制在850～900 ℃之間，卷曲溫度控制在640±20 ℃。追溯現(xiàn)場(chǎng)工藝，調(diào)查發(fā)現(xiàn)問題板材是在夜間開始軋制，終軋溫度基本控制在850～870 ℃之間，同時(shí)卷曲溫度控制為620 ℃，趨于標(biāo)準(zhǔn)卷曲溫度下限（640±20 ℃）。相比之下，問題板材的過冷度明顯高于正常板材，在合金元素含量較高，且過冷度更大的情況下，問題板材中過冷奧氏體更容易發(fā)生貝氏體組織轉(zhuǎn)變。

4 結(jié)論

（1）嚴(yán)重的貝氏體組織是此批板材力學(xué)性能發(fā)生屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度升高，斷后伸長(zhǎng)率降低的直接原因。因此避免板材表面產(chǎn)生嚴(yán)重的貝氏體組織是提高板材力學(xué)性能的主要措施。

（2）軋制過程中過冷度較大是導(dǎo)致貝氏體組織產(chǎn)生的主要原因，通過提高卷曲溫度，減小溫度差以及降低冷速均可以不同程度上緩解貝氏體的形成。同時(shí)調(diào)查發(fā)現(xiàn)該批板材在夜班進(jìn)行軋制，當(dāng)日夜間天氣有較大降溫情況，突然降溫對(duì)軋制過程中板材的冷卻速度會(huì)造成一定影響。今后在遇到夜間天氣有較大降溫情況時(shí)，可適當(dāng)控制水流量降低板材軋制冷卻速率，但要保證側(cè)流水流量。

（3）問題板材的熔煉成分與成品成分（拉伸斷裂試樣處）的Si，P，Cr 元素含量有一定差異，因此需要合理的控制合金元素的均勻分布，減少成分的不均勻性和偏析。合金元素含量較高處會(huì)過冷奧氏體穩(wěn)定性會(huì)受到影響，C 曲線右移,影響最終的金相組織。因此需合理控制合金元素含量的穩(wěn)定，盡量避免合金元素含量位于標(biāo)準(zhǔn)上、下限區(qū)間。