低碳鈮微合金化Q370qE- HPS鋼的控軋控冷工藝研究

洪 君 李旭超 魏 旭 史根豪 譙明亮 王青峰

(1.南京鋼鐵股份有限公司，江蘇 南京 210035； 2.燕山大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，河北 秦皇島 066000)

高鐵的快速發(fā)展需要建造承載性能優(yōu)良、跨度大、安全耐久的大型鐵路橋梁，因此迫切需要研發(fā)和應(yīng)用具有高強度、高韌性、低屈強比、易焊接等性能的新一代高性能鋼(high performance steel, HPS)[1- 2]。長期以來，普通正火態(tài)Q370qE鋼是我國主要的鐵路橋梁用鋼，力學(xué)性能良好。但其含碳量(wC≥0.14%)和碳當(dāng)量(CCE≥0.42%)偏高，焊接接頭的-40 ℃沖擊吸收能量(KV2)難以達到要求(41 J)；鋼板中心偏析也時而嚴重，甚至產(chǎn)生熔透角焊縫層狀撕裂等質(zhì)量缺陷。為此，開發(fā)了新一代易焊接的高性能Q370qE- HPS橋梁鋼[3- 4]，以替代正火態(tài)Q370qE鋼。

與正火態(tài)Q370qE鋼相比，Q370qE- HPS鋼含碳量(wC≤0.10%)和碳當(dāng)量(CCE≤0.40%)較低，并含有微量Nb(wNb=0.030%)[5]，因此鋼板的中心偏析輕微、焊縫韌性更好。然而，為了彌補因降低含碳量造成的強度損失[6]、兼顧母材的強度(ReL≥370 MPa、Rm≥510 MPa)、屈強比(ReL/Rm≤0.80)和韌性(-40 ℃KV2≥120 J、FATT50≤-40 ℃)要求[7- 9]，還必須探索和優(yōu)化控軋控冷工藝。大量研究表明:隨著鐵素體的細化，鋼的強度和韌性[10- 11]及屈強比[8,12]均提高；隨著珠光體量的減少，抗拉強度降低[7]、屈強比相應(yīng)提高[8,12]。因此，Q370qE- HPS鋼應(yīng)具有適度細化的鐵素體和適量的珠光體。前期研究提出:Q370qE- HPS鋼的鐵素體晶粒尺寸應(yīng)控制在6.0～9.5 μm，珠光體體積分數(shù)為7.0%～9.5%[13]。由于軋制溫度、軋后冷速等對鋼的鐵素體晶粒尺寸和珠光體含量有一定的影響，因此需要制訂合理的控軋控冷工藝，以使鋼達到上述組織和性能要求。

本文對Q370qE- HPS鋼進行了不同溫度的雙道次熱壓縮變形和兩段控扎控冷試驗，測定了鋼的真應(yīng)力- 真應(yīng)變曲線和連續(xù)冷卻熱膨脹曲線，建立了鋼的靜態(tài)再結(jié)晶圖和形變奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(continuous cooling transformation, CCT)曲線，據(jù)此制定了兩段控軋控冷工藝；試制了典型厚度的Q370qE- HPS鋼板，驗證了該控軋控冷工藝的合理性。

1 試驗材料和方法

1.1 試驗材料

試驗用Q370qE- HPS鋼采用100 kg真空感應(yīng)爐冶煉，其化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù))為0.08%C、0.25%Si、1.45%Mn、0.012%P、0.002%S、0.030%Nb、0.012%Ti、0.035%Al，碳當(dāng)量CCE=0.36%。

1.2 試驗方法

1.2.1 靜態(tài)再結(jié)晶圖測定

制備尺寸為φ10 mm×15 mm的試樣，在Gleeble- 3500熱/力模擬試驗機上進行雙道次熱壓縮變形，工藝示意圖如圖1(a)所示。具體工藝參數(shù)為：將試樣以10 ℃/s速率加熱至1 200 ℃保溫10 min使奧氏體均勻化，然后以5 ℃/s速率冷卻至900、925、950、975、1 000 ℃，以1 s-1的應(yīng)變速率壓縮變形30%，保溫1、2、5、10、25、100、500 s后繼續(xù)以1 s-1的應(yīng)變速率壓縮變形30%，最后空冷至室溫。變形過程中實時采集真應(yīng)力- 真應(yīng)變曲線。采用2%補償法[14]提取所采集曲線的特征參數(shù)，計算鋼在不同道次間隔的靜態(tài)軟化率和再結(jié)晶體積分數(shù)，建立靜態(tài)再結(jié)晶圖，分析并優(yōu)化兩段控軋工藝[15]。

1.2.2 形變奧氏體CCT曲線測定

在Gleeble- 3500試驗機上模擬φ10 mm×85 mm試樣的兩段控軋控冷過程，工藝示意圖如圖1(b)所示。具體工藝參數(shù)為：將試樣以10 ℃/s速率加熱到1 200 ℃保溫10 min，然后以5 ℃/s速率冷卻至1 100 ℃，以1 s-1的應(yīng)變速率壓縮變形30%；之后將試樣以10 ℃/s速率冷卻至850 ℃，以1 s-1的應(yīng)變速率壓縮變形30%，然后分別以0.5、1、2、5、10、15、20、30 ℃/s的速率冷卻至300 ℃以下。實時采集控冷過程中試樣的熱膨脹曲線，用切線法確定相變的開始和結(jié)束溫度。將以不同速率冷卻的試樣沿電偶絲所在截面切開制備金相試樣，測定硬度(HV10)，檢驗顯微組織，采用截線法統(tǒng)計鐵素體晶粒尺寸，采用圖像法統(tǒng)計珠光體含量。綜合以上結(jié)果建立形變奧氏體的CCT曲線，分析并優(yōu)化控冷工藝。

圖1 模擬的Q370qE- HPS鋼雙道次熱壓縮(a)和兩段控軋控冷(b)工藝Fig.1 Simulated double- pass hot compression (a) and double- stage controlled rolling and controlled cooling (b) processes for the Q370qE- HPS steel

1.2.3 工業(yè)試制

采用150 t轉(zhuǎn)爐和5 m寬厚板軋機，根據(jù)優(yōu)化的兩段控軋控冷工藝參數(shù)，按冶煉、爐外精煉、保護性連鑄、坯料加熱、控軋、控冷、檢驗的工藝流程，試制16、32、50 mm厚Q370qE- HPS鋼板。檢測鋼板的室溫拉伸性能和-40 ℃沖擊性能，采用光學(xué)顯微鏡和透射電子顯微鏡觀察鋼的顯微組織。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 再結(jié)晶規(guī)律與控軋工藝

2.1.1 靜態(tài)軟化和再結(jié)晶體積分數(shù)

經(jīng)過多道次熱壓縮變形的低合金鋼，如在任意相鄰道次的間隔時間內(nèi)產(chǎn)生靜態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶而發(fā)生靜態(tài)軟化，則該相鄰道次的流變應(yīng)力一般呈非連續(xù)分布而存在流變應(yīng)力落差，且該應(yīng)力差值能反映靜態(tài)軟化的程度[14]。Q370qE- HPS鋼在不同溫度(900～1 000 ℃)以不同道次間隔時間(1～500 s)進行雙道次熱壓縮變形時，典型的真應(yīng)力- 真應(yīng)變曲線如圖2所示。鋼在1 000 ℃壓縮變形時發(fā)生不同程度的靜態(tài)軟化；隨著熱壓縮溫度降低至900 ℃，靜態(tài)軟化程度顯著降低。在1 000 ℃壓縮變形時，隨著道次間隔時間的延長，鋼的靜態(tài)軟化程度顯著增大；熱壓縮溫度從1 000 ℃降低至900 ℃，則隨著道次間隔時間的延長，鋼的靜態(tài)軟化程度明顯降低甚至不發(fā)生軟化。因此，Q370qE- HPS鋼雙道次熱壓縮變形的靜態(tài)軟化程度隨著變形溫度的升高和道次間隔時間的延長而提高。

采用2%補償法[14]計算了Q370qE- HPS鋼經(jīng)上述雙道次熱壓縮變形時的靜態(tài)軟化率，如圖2所示。在鋼的雙道次壓縮的真應(yīng)力- 真應(yīng)變曲線上提取特征參數(shù)[15]σ1、σ2和σm，σ1和σ2分別為第1次和第2次熱變形時的屈服應(yīng)力，對應(yīng)的塑性應(yīng)變?yōu)?.02；σm為第1次熱變形時的峰值應(yīng)力。如果鋼在道次間隔時間內(nèi)發(fā)生軟化，則σ2低于σm。軟化率以Fs表示，按式(1)計算。一般認為，由于再結(jié)晶而產(chǎn)生的軟化在Fs=0.2時開始。

圖2 Q370qE- HPS鋼在1 000(a)和900 ℃(b)以不同道次間隔時間雙道次壓縮時的真應(yīng)力- 真應(yīng)變曲線Fig.2 True stress- true strain curves during compression at different pass interval times at 1 000(a) and 900 ℃(b) for the Q370qE- HPS steel

因此，鋼在道次間隔時間內(nèi)發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶的體積分數(shù)以Xsrx表示，按式(2)計算，結(jié)果見圖3。

圖3 Q370qE- HPS鋼在900～1 000 ℃以不同道次間隔時間雙道次壓縮時的靜態(tài)再結(jié)晶曲線Fig.3 Static recrystallization curves during double-pass compression at different pass interval times at 900 to 1 000 ℃ for the Q370qE- HPS steel

Fs=(σm-σ2)/(σm-σ1)

(1)

Xsrx=(Fs-0.2)/(1-0.2)

=(Fs-0.2)/0.8

(2)

圖3反映了Q370qE- HPS鋼雙道次熱壓縮變形的靜態(tài)再結(jié)晶規(guī)律，即靜態(tài)再結(jié)晶體積分數(shù)Xsrx隨變形溫度升高、或隨停留時間延長而增大。該變化規(guī)律可作如下解釋：隨著變形溫度的升高，熱變形儲能因動態(tài)回復(fù)而減小，導(dǎo)致靜態(tài)再結(jié)晶的驅(qū)動力下降，形核率降低，Xsrx減??；但另一方面，隨著溫度的升高，位錯運動加強、原子擴散加快，靜態(tài)再結(jié)晶晶粒長大速率提高[16]，Xsrx增大。

總體上，熱變形溫度對鋼的靜態(tài)再結(jié)晶的促進作用大于抑制作用，使Xsrx隨變形溫度升高而增大。隨著道次間隔時間的延長，靜態(tài)再結(jié)晶形核數(shù)量增加，再結(jié)晶晶粒長大更為充分，使Xsrx持續(xù)增大，直至晶界相遇、完全再結(jié)晶。

2.1.2 兩段控軋工藝

由圖3可知，在1 000 ℃壓縮變形的Q370qE- HPS鋼，當(dāng)?shù)来伍g停留時間≥10 s時，靜態(tài)再結(jié)晶體積分數(shù)Xsrx≥80%，即形變奧氏體晶粒的再結(jié)晶已足夠充分，可作為第I段粗軋工藝；在925 ℃壓縮變形的Q370qE- HPS鋼，當(dāng)?shù)来伍g停留時間≤20 s時，形變奧氏體晶粒的靜態(tài)再結(jié)晶體積分數(shù)Xsrx≤20%，即形變奧氏體晶粒不發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶而保留形變位錯與亞晶，在后續(xù)冷卻過程中，這些位錯與亞晶能促進鐵素體轉(zhuǎn)變而使最終組織細化，可作為第II段精軋工藝。

值得注意的是，如果Q370qE- HPS鋼在950～975 ℃以10～25 s的常規(guī)道次間隔時間軋制，形變奧氏體再結(jié)晶體積分數(shù)Xsrx為20%～80%，再結(jié)晶晶粒和未再結(jié)晶晶粒同時存在，可能導(dǎo)致最終組織中鐵素體晶粒大小不均勻[17]，應(yīng)予避免。

2.2 連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變規(guī)律與控冷工藝

2.2.1 連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變組織與CCT曲線

Q370qE- HPS鋼經(jīng)1 100和850 ℃兩段壓縮變形、以0.5～30 ℃/s的速率連續(xù)冷卻后的顯微組織如圖4所示，采用膨脹法建立的CCT曲線如圖5所示。以0.5～5 ℃/速率冷卻的鋼的組織為鐵素體和珠光體；隨著冷速的增大，鐵素體晶粒顯著細化，平均尺寸從14.6 μm減小至8.8 μm，珠光體細化、數(shù)量減少，體積分數(shù)從12.5%減小至7.7%。當(dāng)冷速增大至10～15 ℃/s時，出現(xiàn)準多邊形鐵素體、針狀鐵素體和粒狀貝氏體，鐵素體進一步細化，珠光體減少、細化、退化、甚至基本消失。當(dāng)冷速繼續(xù)增大至20～30 ℃/s時，出現(xiàn)板條貝氏體，針狀鐵素體和粒狀貝氏體逐漸減少。

圖4 Q370qE- HPS鋼兩段熱壓縮變形后以 0.5 (a)、5 (b) 、10 (c) 和20 ℃/s(d)速率冷卻后的顯微組織Fig.4 Microstructures of the Q370qE- HPS steel subjected to double- stage hot compression and followed by cooling at rate of 0.5(a), 5(b), 10(c), and 20 ℃/s(d)

圖5 Q370qE- HPS鋼兩階段熱壓縮變形后的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線Fig.5 CCT diagram for the double- stage hot compressed Q370qE- HPS steel

從圖5可以看出：隨著冷速從0.5 ℃/s增加至5 ℃/s，奧氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度(Ar3)從766 ℃降低至711 ℃，在此溫度范圍仍發(fā)生多邊形鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變，但轉(zhuǎn)變的過冷度相應(yīng)增大，導(dǎo)致領(lǐng)先相鐵素體轉(zhuǎn)變的形核率提高，晶粒細化且數(shù)量增多[18]；相應(yīng)地珠光體在更低溫度轉(zhuǎn)變，數(shù)量減少且尺寸減小[13]。冷速增大至10 ℃/s時，滲碳體片層結(jié)構(gòu)因碳擴散受限而不規(guī)整[18]，形成結(jié)構(gòu)退化的珠光體。

2.2.2 控冷工藝

根據(jù)圖4和圖5，Q370qE- HPS鋼兩段熱壓縮變形后的冷卻速度從0.5 ℃/s增大至5 ℃/s時，形成了細小的鐵素體和少量珠光體，前者平均尺寸從14.6 μm減小至8.8 μm，后者的體積分數(shù)從12.5%降低至7.7%，可獲得良好的強韌性和較小的屈強比(ReL/Rm≤0.85)[13]；以大于5 ℃/s的速率冷卻的鋼，盡管鐵素體進一步細化，但珠光體量急劇減少、結(jié)構(gòu)退化，且在冷卻至580 ℃以下時形成粒狀貝氏體，盡管強韌性可進一步提高[12- 13]，但屈強比可能大于要求的≤0.85[9,13]。此外，文獻[3- 4,19- 20]指出，Q370qE- HPS鋼在850 ℃終軋后，形變位錯及亞晶等亞結(jié)構(gòu)數(shù)量可能偏多，實際生產(chǎn)時宜冷卻20～40 s降溫至800～760 ℃，使這些亞結(jié)構(gòu)適當(dāng)馳豫發(fā)生回復(fù)，再進入層流冷卻系統(tǒng)加速冷卻，以防止鐵素體過度細化而使屈強比大于0.85。據(jù)此，將Q370qE- HPS鋼的軋后控冷工藝確定為：兩段熱壓縮變形后，降溫至800～760 ℃，再以約5 ℃/s的速率冷卻至不低于580 ℃后返紅。

2.3 工業(yè)試制和控軋控冷工藝驗證

按上述成分和工藝試制了典型厚度的Q370qE- HPS鋼板，其力學(xué)性能和組織特征如表1所示。可見鋼板的屈服強度(ReL)、抗拉強度(Rm)、斷后伸長率(A)、屈強比(ReL/Rm)和-40 ℃沖擊吸收能量(KV2)均符合GB/T 714—2008 《橋梁用結(jié)構(gòu)鋼》要求。隨著鐵素體晶粒尺寸dα的減小、珠光體體積分數(shù)fp的減少，ReL、Rm和低溫沖擊吸收能量均提高，但因ReL的增量大于Rm，屈強比升高。因此，適度細化鐵素體，將dα和fp分別控制在6～10 μm和7%～11%，鋼板將具有優(yōu)異的力學(xué)性能。

表1 工業(yè)試制的Q370qE- HPS鋼板的力學(xué)性能和組織特征Table 1 Mechanical properties and microstructural feature of the industrially trial- produced Q370qE- HPS steel plates

3 結(jié)論

(1)在≥1 000 ℃以≥10 s的道次間隔時間壓縮變形的Q370qE- HPS鋼，靜態(tài)再結(jié)晶體積分數(shù)Xsrx≥90%，可作為粗軋工藝；Xsrx隨著變形溫度的下降、道次間隔時間的縮短而減?。辉凇?25 ℃以≤20 s的道次間隔時間壓縮變形的Q370qE- HPS鋼，Xsrx≤20%，可作為精軋工藝。

(2)Q370qE- HPS鋼經(jīng)兩段熱壓縮變形后，當(dāng)冷速從0.5 ℃/s增大至5 ℃/s左右時，因轉(zhuǎn)變溫度降低、奧氏體轉(zhuǎn)變過冷度增大，鐵素體晶粒細化、珠光體減少，終冷至580 ℃可避免粒狀貝氏體形成，可作為控冷工藝。

(3)采用優(yōu)化的控軋控冷工藝試制的典型厚度Q370qE- HPS鋼板，由于適度細化了鐵素體和珠光體組織，力學(xué)性能符合標(biāo)準要求。