含硼焊瓶鋼連續(xù)冷卻相變及組織性能研究

趙 楠 黃緒傳 魏寶民

(上海梅山鋼鐵股份有限公司 技術(shù)中心，江蘇 南京 210039)

焊瓶鋼主要用于制造液化石油氣瓶、乙炔氣瓶、氧氣瓶等，因其內(nèi)裝易燃、易爆液體或氣體，生產(chǎn)工藝主要由拉延和焊接兩部分組成，所以要求母材必須具備良好的冷沖壓成形性能及焊接性能[1- 3]。

為了改善焊瓶鋼的冷沖壓成形性能及其焊接熱影響區(qū)韌性，優(yōu)化了焊瓶鋼的化學(xué)成分及熱軋工藝。為了提高鋼的淬透性，在鋼中加入了極微量的硼，不僅可以推遲鐵素體的轉(zhuǎn)變，還會(huì)因其在奧氏體晶界的偏聚阻礙鐵素體的形核而有利于貝氏體的形成[4]。硼在鋼中的溶解度極低，但其作用機(jī)制十分復(fù)雜，硼對(duì)鋼淬透性的影響主要與有效硼(酸溶硼)有關(guān)。近年來，對(duì)于常規(guī)焊瓶鋼的研究較多，而對(duì)于含硼焊瓶鋼的研究卻較少。

本文繪制了含硼焊瓶鋼的靜態(tài)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(continuous cooling transformation,CCT)曲線，在此基礎(chǔ)上制定了合理的熱軋工藝并進(jìn)行工業(yè)試制，研究了冷卻工藝對(duì)焊瓶鋼顯微組織及性能的影響，可為進(jìn)一步挖掘該鋼的性能潛力提供參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

含硼焊瓶鋼的化學(xué)成分如表1所示。

表1 含硼焊瓶鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

CCT曲線測定在Gleeble- 3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試樣尺寸示意圖如圖1所示。熱模擬試驗(yàn)方案為：將試樣以10 ℃/s的速率加熱至900 ℃奧氏體化，真空保溫5 min；然后分別以0.2、0.5、1、2、5、10、20、40、80 ℃/s的速率冷卻至200 ℃以下，測定并記錄冷卻過程中試樣的膨脹量。將熱模擬試樣從中間切開制成金相試樣，利用Zeiss Axio Imager A2m 型光學(xué)顯微鏡(optical microscope,OM)及FEI Quanta 450型場發(fā)射掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope,SEM)觀察試樣的顯微組織，利用DuraScan- 50型全自動(dòng)顯微維氏硬度計(jì)測定試樣硬度。

圖1 試樣尺寸示意圖

2 結(jié)果與分析

利用膨脹法結(jié)合金相- 硬度法繪制試驗(yàn)鋼的靜態(tài)CCT曲線[5- 8]，如圖2所示。

圖2 試驗(yàn)鋼的靜態(tài)CCT曲線

不同冷速下試樣的顯微組織及顯微硬度分別如圖3和表2所示。

表2 以不同速率冷卻的試樣的顯微組織及顯微硬度

圖3 以不同速率冷卻的試樣的顯微組織

從圖2靜態(tài)CCT曲線可以看出，試驗(yàn)鋼奧氏體向鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度為725～811 ℃，當(dāng)冷卻速率為0.2～0.5 ℃/s時(shí)，顯微組織主要由鐵素體+珠光體組成；當(dāng)冷卻速率為1 ℃/s時(shí)， 組織主要為等軸狀鐵素體和片狀珠光體，還有少量魏氏組織；且隨著冷卻速率的增大，等軸狀鐵素體逐漸減少，鐵素體形態(tài)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧睢．?dāng)冷卻速率增大到2 ℃/s時(shí)，組織中除了等軸狀和針狀混合的鐵素體及細(xì)片狀珠光體外，開始發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，出現(xiàn)了少量貝氏體；當(dāng)冷卻速率為2～10 ℃/s時(shí)，隨著冷卻速率的增大，貝氏體轉(zhuǎn)變量增多，珠光體和等軸狀鐵素體逐漸減少。當(dāng)冷卻速率為20～40 ℃/s時(shí)，組織主要由針狀鐵素體+粒狀貝氏體組成；當(dāng)冷卻速率為80 ℃/s時(shí)，奧氏體發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，組織主要為鐵素體+馬氏體。且隨著冷卻速率的增大，試樣的顯微硬度升高。

3 工業(yè)試制

根據(jù)測得的CCT曲線及不同冷速下的相變規(guī)律，確定了試驗(yàn)鋼工業(yè)試制的熱軋工藝，即采用兩種不同的軋后冷卻工藝在熱連軋生產(chǎn)線上進(jìn)行熱軋?jiān)囼?yàn)，工藝參數(shù)如表3所示。

表3 熱軋工藝參數(shù)

表4為軋后以不同工藝?yán)鋮s的試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能?？梢娫囼?yàn)鋼均具有良好的力學(xué)性能，相比前段冷卻的鋼，后段冷卻的鋼的強(qiáng)度較低，斷后伸長率較高。

表4 軋后以不同工藝?yán)鋮s的試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能和組織特征

圖4～圖8為軋后冷卻工藝不同的試驗(yàn)鋼的組織形貌、晶粒取向、再結(jié)晶晶粒、晶界角度及織構(gòu)取向分布等。

圖4 試驗(yàn)鋼的顯微組織

從圖4可以看出:前段冷卻的鋼的組織為鐵素體+貝氏體，后段冷卻的鋼的組織為鐵素體+珠光體+貝氏體；前段冷卻的鋼中鐵素體大多呈針狀，且貝氏體中碳化物彌散分布于晶內(nèi)，后段冷卻的鋼中鐵素體部分呈等軸狀，且等軸狀鐵素體晶內(nèi)碳化物較少。

根據(jù)圖5晶粒取向分布圖計(jì)算得到的試驗(yàn)鋼的晶粒尺寸如表4所示。從表4可以看出，后段冷卻鋼的晶粒尺寸為4.09 μm，貝氏體體積分?jǐn)?shù)為12.6%，較前段冷卻的鋼晶粒略粗大，且貝氏體含量略少。

圖5 試驗(yàn)鋼的晶粒取向分布

從圖6再結(jié)晶晶粒分布圖(紅色為變形晶粒，黃色為不完全再結(jié)晶晶粒，藍(lán)色為完全再結(jié)晶晶粒)可以看出，后段冷卻的鋼中完全再結(jié)晶晶粒(36.6%)較前段冷卻的鋼(33.4%)略多，不完全再結(jié)晶晶粒略少(49.1%)。

圖6 試驗(yàn)鋼的再結(jié)晶晶粒分布

從圖7晶界角度分布圖(黑色為小角度晶界，黃色為大角度晶界)可見，后段冷卻的鋼中小角度晶界的體積分?jǐn)?shù)(40.7%)低于前段冷卻的鋼(45.1%)。

圖7 試驗(yàn)鋼的晶界角度分布

從圖8取向分布函數(shù)圖可見，軋后以兩種工藝?yán)鋮s的試驗(yàn)鋼的織構(gòu)類型基本一致，均有較強(qiáng)的{001}<110>織構(gòu)，且有{111}纖維織構(gòu)，其中前段冷卻的鋼以{111}<110>織構(gòu)為主，后段冷卻的鋼有較強(qiáng)的{111}<112>織構(gòu)和較弱的{111}<110>織構(gòu)，且后段冷卻的鋼的織構(gòu)強(qiáng)度較高。

圖8 試驗(yàn)鋼的取向分布函數(shù)圖

4 討論

從試驗(yàn)鋼的靜態(tài)CCT圖及顯微組織可以看出，隨著冷卻速率的增加，鐵素體轉(zhuǎn)變開始溫度降低，鐵素體晶粒細(xì)化，還促進(jìn)了貝氏體相變。隨著冷卻速率的增加，等軸狀鐵素體、片狀珠光體和粒狀貝氏體尺寸逐漸減小，貝氏體數(shù)量逐漸增多，直至完全為馬氏體。這是由于冷卻速率增加，過冷度增大，原子擴(kuò)散速率減慢，鐵素體晶核的數(shù)量增加，相變后晶粒長大受到抑制，因而鐵素體和珠光體尺寸逐漸減小，貝氏體數(shù)量逐漸增多。微量硼的添加可提高鋼的淬透性，硼為表面活性元素，吸附在奧氏體晶界，可有效抑制先共析鐵素體的析出，其在奧氏體晶界的偏聚阻礙了鐵素體的形核從而有利于貝氏體的形成[9]。這主要是由于硼在晶界的偏聚，降低了晶界能，減少了鐵素體優(yōu)先形核的位置。

相比前段冷卻的鋼，后段冷卻的鋼強(qiáng)度略低，但斷后伸長率明顯提高；后段冷卻的鋼晶粒略為粗大，且貝氏體含量較前段冷卻的鋼少，鐵素體含量較多，呈等軸狀。后段冷卻的鋼的前期空冷有利于促進(jìn)鐵素體的大量析出，獲得較多的相對(duì)均勻的等軸狀鐵素體，且形成較多的完全再結(jié)晶晶粒，并延緩了因硼的加入促進(jìn)貝氏體的形成過程。后段冷卻的鋼中小角度晶界含量較前段冷卻的鋼少，鐵素體晶內(nèi)位錯(cuò)密度降低，從而使鋼的屈服強(qiáng)度較前段冷卻的鋼有所下降。后段冷卻的鋼的織構(gòu)強(qiáng)度相對(duì)較高，且有較強(qiáng)的{111}纖維織構(gòu)，有利于焊瓶鋼的冷成形。后段冷卻工藝與微量硼元素的綜合作用有效促進(jìn)了相對(duì)均勻的等軸狀鐵素體的析出，減少了貝氏體轉(zhuǎn)變量，適當(dāng)降低了屈服強(qiáng)度，提高了屈強(qiáng)比，并形成了有利于成型性能的{111}纖維織構(gòu)，從而保證了含硼焊瓶鋼的力學(xué)性能及成形性能。

5 結(jié)論

(1)隨著冷卻速率的增加，試驗(yàn)鋼中鐵素體轉(zhuǎn)變開始溫度降低，鐵素體晶粒細(xì)化，其形態(tài)逐漸從等軸狀轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧?，片狀珠光體含量逐漸減少，粒狀貝氏體含量逐漸增多。隨著冷卻速率的增加，鋼的硬度逐漸升高。

(2)后段冷卻的鋼中鐵素體呈等軸狀，貝氏體含量較少，小角度晶界含量較少，屈服強(qiáng)度較低，有較強(qiáng)的{111}纖維織構(gòu)，具有良好的力學(xué)性能。

(3)后段冷卻工藝與微量硼的綜合作用有效促進(jìn)了相對(duì)均勻的等軸狀鐵素體的析出，減少了貝氏體轉(zhuǎn)變量，從而保證了含硼焊瓶鋼的力學(xué)性能及成形性能。