低錳鈦微合金化Q355B鋼奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變曲線測(cè)定研究

亓福川，黃治東

（1 山鋼股份萊蕪分公司，山東 濟(jì)南271104；2 萊蕪鋼鐵集團(tuán)銀山型鋼有限公司，山東 濟(jì)南271104）

1 前 言

高強(qiáng)度、低成本的鋼材一直是材料研究追求的目標(biāo)，大量研究和生產(chǎn)實(shí)踐表明，微合金化技術(shù)和控軋控冷工藝相結(jié)合是研發(fā)和生產(chǎn)低成本高強(qiáng)度鋼的有效途徑之一［1-4］。近年來(lái)，Ti 作為微合金化元素在高強(qiáng)鋼的開(kāi)發(fā)過(guò)程中逐漸受到青睞［5-7］。比較鈦、錳的價(jià)格和對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)，采用Ti 微合金化來(lái)提高鋼材的強(qiáng)度具有更低的成本。目前鈦鐵（含鈦30%）的價(jià)格約為1 萬(wàn)元/t，中錳（含錳78%）的價(jià)格約為7 600元/t，鈦的價(jià)格約為錳的4倍。從生產(chǎn)經(jīng)驗(yàn)中得出，鋼帶中每提高0.1%的錳，鋼帶的屈服強(qiáng)度約提高8 MPa，而每提高0.01%的鈦，鋼材的屈服強(qiáng)度約提高20～30 MPa［8-9］，鈦的強(qiáng)化效果約是錳的37.5倍。相比于錳，使用鈦來(lái)提高鋼材的強(qiáng)度合金成本約能降低90%。

由于鈦鐵的經(jīng)濟(jì)性，目前越來(lái)越多的熱軋帶鋼廠采用鈦替代錳對(duì)鋼材進(jìn)行強(qiáng)化［10-12］。但在生產(chǎn)實(shí)踐中發(fā)現(xiàn)，鈦含量提高后，鋼材組織中的貝氏體含量顯著增加，珠光體含量減少，晶粒尺寸也有粗化的傾向，最終導(dǎo)致軋材韌性的惡化。為深度分析該現(xiàn)象的產(chǎn)生原因，并尋求解決方案，對(duì)低錳鈦微合金化的Q355B 鋼的奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變曲線（CCT）進(jìn)行測(cè)定分析。

2 轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線的測(cè)定

2.1 試驗(yàn)方法

采用山鋼生產(chǎn)的Q355B 熱軋卷板作為生產(chǎn)原料，原料成分如表1 所示，從鋼板中取樣并車(chē)削價(jià)格成尺寸為Φ6×15 mm的熱模擬試樣。

表1 Q355B熱軋卷板成分 %

在Gleeble 3800 熱模擬試驗(yàn)機(jī)上按照?qǐng)D1 試驗(yàn)方案進(jìn)行CCT 曲線測(cè)定。工藝制度為：試樣以10 ℃/s 的升溫速度快速加熱到1 200 ℃，保溫3 min，以5 ℃/s的冷卻速度冷卻至900 ℃，保溫30 s，然后以6 s-1的應(yīng)變速率進(jìn)行20%的單道次壓縮，然后以3、5、10、15、20、25、30 ℃/s 的冷卻速度冷卻至室溫，記錄冷卻過(guò)程中熱膨脹曲線及Force、PTemp、Strain、Stress、Stroke、TC，6 個(gè)變量相對(duì)應(yīng)的試驗(yàn)數(shù)據(jù)，進(jìn)行動(dòng)態(tài)CCT曲線測(cè)定。

圖1 Q355B的動(dòng)態(tài)CCT曲線測(cè)定試驗(yàn)方案

2.2 試驗(yàn)結(jié)果

根據(jù)加熱過(guò)程中膨脹曲線上的拐點(diǎn)（切點(diǎn)），確定 Q355B 的AC1=733 ℃，AC3=990 ℃。其中AC1為加熱過(guò)程中，珠光體開(kāi)始向奧氏體進(jìn)行轉(zhuǎn)變的溫度。AC3為加熱過(guò)程中，鐵素體全部溶入奧氏體的溫度。

根據(jù)不同冷速冷卻過(guò)程中膨脹曲線上的拐點(diǎn)（切點(diǎn)），結(jié)合金相組織，確定的相變轉(zhuǎn)變溫度見(jiàn)表2，其中A→F代表的意義為奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變，A→P代表的意義為奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變，A→B代表的意義為奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變，A→M 代表的意義為奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變。

表2 不同冷卻速度下的相變溫度

將表2 中的相變點(diǎn)，繪制到溫度-時(shí)間半對(duì)數(shù)坐標(biāo)上，用連線法將各物理意義相同的點(diǎn)連接起來(lái)，同時(shí)在該坐標(biāo)軸上標(biāo)出AC1、AC3，即可繪制出圖2 的 Q355B 鋼 CCT 圖，圖 2 中冷卻曲線旁的數(shù)字為冷卻速度。

將熱模擬試樣先切割制成金相試樣，并經(jīng)粗磨、精磨、拋光、用4%硝酸酒精侵蝕后觀察金相組織，不同冷速下得到的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的金相組織如圖3所示。

圖2 Q355B鋼的CCT曲線

圖3 Q355B鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后的金相組織

由圖2、圖3可看出，Q355B 鋼奧氏體以不同速度連續(xù)冷卻時(shí)，有先共析鐵素體的析出（A→F），和珠光體轉(zhuǎn)變（A→P），貝氏體轉(zhuǎn)變（A→B），以及馬氏體轉(zhuǎn)變（A→M）。當(dāng)冷卻速度為3 ℃/s時(shí)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為魏氏組織+鐵素體+珠光體+少量粒狀貝氏體，此時(shí)由于冷卻速度慢，晶粒粗大，導(dǎo)致生成魏氏組織。當(dāng)冷卻速度為5、10 ℃/s 時(shí)轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為鐵素體+珠光體+粒狀貝氏體，當(dāng)冷卻速度為15 ℃時(shí)，珠光體基本消失，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為鐵素體+粒狀貝氏體+上貝氏體，當(dāng)冷卻速度為20 ℃/s、25 ℃/s 時(shí)轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為鐵素體+粒狀貝氏體+上貝氏體，當(dāng)冷卻速度為30 ℃/s時(shí)，出現(xiàn)馬氏體組織，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為鐵素體+上貝氏體+少量馬氏體。

Q355B鋼幾乎在所有冷速下都有鐵素體析出，只是鐵素體形態(tài)隨冷速不同會(huì)發(fā)生變化，當(dāng)冷卻速度較慢時(shí)，形態(tài)以塊狀為主，隨著冷速的提高，冷速加快時(shí)，鐵素體體細(xì)化，并呈針狀形態(tài)，珠光體轉(zhuǎn)變?cè)诶渌俚陀?5 ℃/s 時(shí)發(fā)生，隨著冷速的提高，珠光體形態(tài)由較粗形態(tài)珠光體過(guò)渡為較細(xì)的索氏體和屈氏體，并且數(shù)量減少。貝氏體的轉(zhuǎn)變溫度非常寬，在3～30 ℃/s冷速范圍內(nèi)都有貝氏體生成，以粒狀貝氏體和上貝氏體混合的形態(tài)存在。在冷速30 ℃/s下，出現(xiàn)板條馬氏體組織。

3 結(jié) 語(yǔ)

通過(guò)CCT 曲線的測(cè)定得到如下結(jié)論及對(duì)低錳鈦微合金化Q355B 鋼的軋制工藝調(diào)整方案的啟發(fā)和建議：

1）在不同冷速下，奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的開(kāi)始溫度普遍低于840 ℃。由于在奧氏體+鐵素體兩相區(qū)軋制會(huì)出現(xiàn)混晶缺陷，因此只要將終軋溫度控制在840 ℃以上，就不會(huì)發(fā)生兩相區(qū)軋制而引起的混晶缺陷。

2）貝氏體的轉(zhuǎn)變溫度非常寬，在3～30 ℃·s-1冷速范圍內(nèi)都有貝氏體生成，因此難以通過(guò)冷速的調(diào)整來(lái)減少貝氏體生成量，而通過(guò)控制卷取溫度的方法來(lái)減少貝氏體轉(zhuǎn)變則比較容易，從CCT轉(zhuǎn)變曲線上來(lái)看，高于590 ℃不會(huì)生成貝氏體，低于590 ℃會(huì)成產(chǎn)貝氏體。

3）奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變溫度范圍約為600～680 ℃，轉(zhuǎn)變時(shí)間約需150～200 s，因此若想增加珠光體量、減少貝氏體和馬氏體量，則在軋后冷卻過(guò)程中，需使軋材在600～680 ℃溫度范圍內(nèi)停留盡量多的時(shí)間。

4）從合金元素對(duì)CC曲線的影響來(lái)看，C、Mn元素會(huì)降低鐵素體、珠光體、貝氏體轉(zhuǎn)變的開(kāi)始和結(jié)束溫度，使轉(zhuǎn)變曲線下移。Ti會(huì)提高鐵素體、貝氏體轉(zhuǎn)變的開(kāi)始溫度，并會(huì)縮小珠光體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間。