Q960E高強(qiáng)鋼新品種開發(fā)及熱處理工藝研究

楊 浩

(南京鋼鐵股份有限公司，江蘇 南京 210035)

現(xiàn)階段，我國主要以控軋控冷的工藝方式生產(chǎn)600 MPa級(jí)別的高強(qiáng)鋼，并取得了初步成果[1]。但對(duì)于屈服強(qiáng)度以及穩(wěn)定性要求較高的960 MPa級(jí)別高強(qiáng)鋼的生產(chǎn)而言，控軋控冷生產(chǎn)工藝無法達(dá)到預(yù)期的效果，仍需要采用傳統(tǒng)淬火與高溫回火相結(jié)合的工藝進(jìn)行生產(chǎn)。目前，國內(nèi)外學(xué)者已經(jīng)研究了工藝參數(shù)以及合金元素對(duì)高強(qiáng)鋼組織性能的影響規(guī)律。因此，本文擬設(shè)計(jì)開發(fā)規(guī)格分別為8、10和12 mm的Q960E高強(qiáng)鋼，并分析淬回火的熱處理工藝對(duì)高強(qiáng)鋼力學(xué)性能和組織結(jié)構(gòu)的影響規(guī)律，進(jìn)而通過軋后熱處理方式，生產(chǎn)出力學(xué)性能優(yōu)、板形佳的Q960E高強(qiáng)鋼。

1 Q960E成分設(shè)計(jì)及性能要求

標(biāo)準(zhǔn)GB/T 16270對(duì)Q960E高強(qiáng)鋼的力學(xué)性能要求見表1。由表1可知，Q960E高強(qiáng)鋼既要有高強(qiáng)度，又要有高韌性和塑性。因此，若想設(shè)計(jì)出規(guī)格分別為8、10和12 mm的Q960E高強(qiáng)鋼，則需要充分考慮實(shí)際生產(chǎn)過程中各合金元素對(duì)于鋼種整體結(jié)構(gòu)的影響，并借助物理冶金原理以及熱力學(xué)計(jì)算軟件分析。表2為Q960E高強(qiáng)鋼的主要化學(xué)成分。其中，Cr元素可延遲珠光體轉(zhuǎn)變及提升奧氏體穩(wěn)定性；Nb與Ti能夠阻止生產(chǎn)過程中奧氏體受熱長大，并具備一定的析出強(qiáng)化作用；Mo能夠降低鋼在回火處理中的軟化程度；Mn與C可提升鋼種的強(qiáng)度與淬透性[2]。

表1 Q960E高強(qiáng)鋼的力學(xué)性能要求

表2 Q960E高強(qiáng)鋼的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

2 高強(qiáng)鋼新品種生產(chǎn)工藝

2.1 生產(chǎn)工藝流程

Q960E高強(qiáng)鋼新品種的開發(fā)以C-Nb-Mn為成分體系，并加入Ti、Mo、Cr等合金元素，其生產(chǎn)工藝流程為：鐵水預(yù)處理→轉(zhuǎn)爐冶煉→合金元素微調(diào)→爐外精煉(LF+RH)→連鑄→鑄坯加熱→軋制→超快冷冷卻→卷取→開卷→熱處理→成品[3]。

2.2 軋制工藝要點(diǎn)

高強(qiáng)鋼整個(gè)軋制過程在生產(chǎn)線上完成，對(duì)溫度的要求較高。其中，連鑄過程中的均熱溫度需要控制在1250 ℃，粗軋過程中的開軋溫度應(yīng)為1150 ℃，并且在經(jīng)過8次粗軋后進(jìn)入精軋階段，需將溫度控制在1040±20 ℃，出精軋環(huán)節(jié)后的溫度應(yīng)為860 ℃，最后通過超快冷冷卻將溫度控制在650 ℃后進(jìn)行制作。生產(chǎn)出規(guī)格分別為8、10和12 mm的Q960E高強(qiáng)鋼，邊部與制作質(zhì)量較好，如圖1所示。表3為三種規(guī)格熱軋板的力學(xué)性能檢測結(jié)果?？赏ㄟ^熱處理工藝提高熱軋板的強(qiáng)度，降低其可塑性，從而滿足高強(qiáng)鋼的生產(chǎn)設(shè)計(jì)要求[4]。

圖1 熱軋鋼板

表3 不同規(guī)格熱軋板的力學(xué)性能

3 高強(qiáng)鋼熱處理工藝研究

3.1 試驗(yàn)方案

在規(guī)格為12 mm的熱軋板上切取尺寸為80 mm×12 mm×12 mm的試樣，在箱式電阻爐中進(jìn)行熱處理試驗(yàn)[5]。熱處理工藝為：試樣加熱至900 ℃保溫15 min，空冷至室溫；然后分別在150、250、350、450、550和650 ℃回火保溫30 min，見表4。在溫室下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，檢測試樣的力學(xué)性能。

表4 高強(qiáng)鋼熱處理工藝

3.2 試驗(yàn)結(jié)果

表5為熱處理后各試樣的力學(xué)性能。由表5可知，隨著回火溫度的升高，試樣的屈服強(qiáng)度先升高后下降；抗拉強(qiáng)度逐漸下降；-40 ℃沖擊功先下降后升高，在回火溫度為350 ℃時(shí)進(jìn)入低溫回火脆性區(qū)，之后急劇增加[6]；斷后伸長率呈先升高再下降后又升高的波浪形變化趨勢，回火溫度為350 ℃時(shí)，斷后伸長率最小為13.1%。

表5 熱處理后高強(qiáng)鋼的力學(xué)性能

3.3 分析討論

高強(qiáng)鋼在淬火過程中發(fā)生馬氏體相變，其金相組織如圖2(a)所示。另外，切邊過程中試樣的體積效應(yīng)發(fā)生可動(dòng)位錯(cuò)，使得試樣淬火后的屈服強(qiáng)度較低，并且由于馬氏體中含碳量較少，即使未進(jìn)行高溫回火仍具有較高的力學(xué)性能。在進(jìn)行回火熱處理過程中，受馬氏體分解與軟化的影響，其組織內(nèi)部會(huì)出現(xiàn)錯(cuò)位重排的現(xiàn)象，使得氮、碳等原子重新分布，進(jìn)而析出氮、碳化合物，使試樣的組織結(jié)構(gòu)逐漸呈現(xiàn)出穩(wěn)定狀態(tài)的趨勢[7]。當(dāng)回火溫度為180 ℃時(shí)，通過顯微鏡觀察其內(nèi)部組織的分解程度不斷增加；當(dāng)回火溫度達(dá)到250～350 ℃時(shí)，試樣中的馬氏體組織逐漸模糊，并析出大量的氮、碳化合物；當(dāng)回火溫度≥450 ℃時(shí)，試樣中的馬氏體發(fā)生合并且碳化合物的數(shù)量隨之減少，逐漸變成小球狀，同時(shí)其內(nèi)部的組織結(jié)構(gòu)出現(xiàn)再結(jié)晶的現(xiàn)象；當(dāng)溫度達(dá)到650 ℃時(shí)，組織內(nèi)部的馬氏體會(huì)完全分解，并且晶粒內(nèi)散布著大量的球狀碳體，如圖2(b)所示。因此，隨著回火溫度的升高，試樣的抗拉強(qiáng)度逐漸下降[8]。

(a)300 ℃；(b)650 ℃

隨著回火溫度的升高，試樣的屈服強(qiáng)度先升高后下降，其根本原因在于：試樣內(nèi)部組織間發(fā)生了錯(cuò)位重排，在一定程度上抵消了可拉動(dòng)的位錯(cuò)密度，見圖3(a)和圖3(b)；同時(shí)由于試樣中碳化物的析出釘扎了位錯(cuò)，使得組織內(nèi)部的位錯(cuò)激活能不斷增加，如要進(jìn)一步增強(qiáng)試樣的屈服強(qiáng)度，則需要借助更強(qiáng)的外力作用[9]。隨著回火溫度的升高，碳化物的析出數(shù)量逐漸增加(圖3(c)和圖3(d))，使得內(nèi)部組織的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受到一定的阻礙，進(jìn)而呈現(xiàn)出不連續(xù)屈服的狀態(tài)。當(dāng)回火溫度>450 ℃時(shí)，試樣內(nèi)部的馬氏體會(huì)完全分解，雖然析出的碳化物能夠阻礙內(nèi)部組織發(fā)生位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，但回火過程中內(nèi)部組織的軟化程度遠(yuǎn)高于碳化物的析出效果，從而使試樣的屈服強(qiáng)度降低[5]。

(a)300 ℃；(b)350 ℃；(c)400 ℃；(d)450 ℃

隨著回火溫度的升高，高強(qiáng)鋼的韌性和塑性先下降后升高。這是由于在250～350 ℃回火脆性區(qū)域，試樣內(nèi)會(huì)形成滲碳體晶核并析出薄殼狀滲碳體，進(jìn)而在一定程度上降低了試樣的斷裂韌性和塑性[10]。

對(duì)三種規(guī)格的高強(qiáng)鋼進(jìn)行現(xiàn)場試制，熱處理工藝為：試樣加熱至900 ℃保溫15 min，空冷至450 ℃，再450 ℃回火保溫30 min。三種規(guī)格的高強(qiáng)鋼板的力學(xué)性能均達(dá)到標(biāo)準(zhǔn)要求，見表6。

表6 現(xiàn)場試驗(yàn)生產(chǎn)高強(qiáng)鋼板的力學(xué)性能

4 結(jié)論

1)Q960E高強(qiáng)鋼經(jīng)過軋制處理后，得到的鋼體邊部以及卷形質(zhì)量優(yōu)良，組織為珠光體和鐵素體；

2)隨著回火溫度的升高，高強(qiáng)鋼的屈服強(qiáng)度先增加后下降，抗拉強(qiáng)度逐漸下降，-40 ℃沖擊功先下降后增加，斷后伸長率呈先增加再下降后又增加的波浪形變化趨勢；

3)三種規(guī)格的高強(qiáng)鋼經(jīng)900 ℃淬火保溫15 min及450 ℃回火保溫30 min，其力學(xué)性能均滿足標(biāo)準(zhǔn)要求。