卷取溫度對Ti-Nb 微合金鋼微觀組織和力學(xué)性能的影響

關(guān)建輝，曲錦波，丁美良

（江蘇省(沙鋼)鋼鐵研究院,江蘇 張家港 215625）

0 引言

在低碳鋼中加入微合金元素，如Nb、Ti、V 等，可以顯著提升其綜合力學(xué)性能，微合金鋼由于具有良好的綜合性能已廣泛應(yīng)用于船舶、橋梁、汽車和工程機(jī)械等制造領(lǐng)域[1?3]。微合金高強(qiáng)鋼中，Nb 可以顯著提高再結(jié)晶溫度以細(xì)化晶粒，同時具有一定的析出強(qiáng)化效果，Ti 具有一定的細(xì)晶強(qiáng)化效果和較強(qiáng)的析出強(qiáng)化效果，V 的強(qiáng)化效果則主要以析出強(qiáng)化為主。

目前，微合金高強(qiáng)鋼多采用Nb-Ti、Nb-V、Nb-Mo-V，所涉及微合金鋼Ti 添加量一般小于0.030%，關(guān)于高Ti 添加的微合金鋼方面的研究較少。另一方面，目前微合金高強(qiáng)鋼大多采用低溫軋制、強(qiáng)力冷卻等工藝生產(chǎn)，通過相變強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化來獲得較高的強(qiáng)度，但采用低溫軋制和強(qiáng)力冷卻常常會帶來鋼板板形和內(nèi)應(yīng)力問題，導(dǎo)致后續(xù)加工困難。

析出強(qiáng)化是一種重要的強(qiáng)化方式，在熱軋卷取過程形成的第二相析出可以彌補(bǔ)相變強(qiáng)化的不足。Ti-Nb 復(fù)合析出強(qiáng)化型高強(qiáng)鋼可以充分利用Ti 的析出強(qiáng)化效果，同時輔以Nb 的細(xì)晶強(qiáng)化效果，可同時滿足“高強(qiáng)”、“高韌”的性能要求，近年來針對其研究逐漸增多。

目前，較多文獻(xiàn)從加熱制度、奧氏體晶粒長大和強(qiáng)化機(jī)制等方面對Ti-Nb 微合金高強(qiáng)鋼開展系統(tǒng)的研究[4?6]，但關(guān)于卷取溫度的研究相對較少。在熱軋卷板工藝參數(shù)中，卷取溫度顯著影響軋后的相變過程、微觀組織和第二相析出，進(jìn)而影響產(chǎn)品的力學(xué)性能和后續(xù)加工性能，研究卷取溫度對力學(xué)性能和微觀組織的影響，可以為Ti-Nb 復(fù)合強(qiáng)化微合金高強(qiáng)鋼的冷卻和卷取工藝方案制定提供參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

為研究卷取溫度對Ti-Nb 微合金鋼的組織和力學(xué)性能的影響，筆者設(shè)計(jì)了一種低碳Ti-Nb 復(fù)合強(qiáng)化微合金鋼，利用試驗(yàn)軋機(jī)和熱處理爐進(jìn)行模擬軋制和卷取試驗(yàn)。

試驗(yàn)鋼采用真空感應(yīng)爐冶煉，其主要化學(xué)成分如表1 所示。冶煉鋼錠經(jīng)精整后切成200 mm×150 mm×60 mm 的坯料，在加熱爐加熱后進(jìn)行軋制試驗(yàn)。

表1 試驗(yàn)鋼的主要化學(xué)成分Table 1 Main chemical composition of the experimental steel %

試驗(yàn)鋼微合金元素含量較高，為充分發(fā)揮微合金元素的作用，需采用合理的加熱制度，以保證合金元素充分固溶。

微合金元素Nb、Ti 的碳化物或氮化物在奧氏體中的固溶度積如式（1）～（4）所示[7]：

式中,T為加熱溫度，K；w(Ti)、w(Nb)、w(N)、w(C)分別為各元素固溶于奧氏體中的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%。

若僅考慮單一析出相，代入前述鋼的合金成分，可以計(jì)算TiC、NbC、NbN、TiN 的全固溶溫度分別為：912、1 128、1 206、1 836 ℃?？梢钥闯?，TiN 在常規(guī)的加熱溫度下難以完全固溶，而NbC、TiC、NbN 在1 200 ℃左右基本可以完全固溶。文獻(xiàn)[8]認(rèn)為含Nb 鋼加熱至1 200 ℃時，其中的Nb 基本全部固溶，而對于Nb-Ti 復(fù)合添加鋼，使Nb 元素的全固溶溫度從1 200 ℃提高至1 250 ℃。

為保證微合金元素充分固溶，試驗(yàn)鋼加熱溫度設(shè)置為1 250 ℃，保溫2 h，開軋溫度1 200 ℃，終軋溫度880 ℃，成品鋼板厚度3.5 mm。軋后鋼板采用25 ℃/s 的平均冷速分別冷卻至630、560、490、420、350 ℃，然后放置于熱處理爐中（爐溫分別設(shè)定為上述終冷溫度），保溫1 h 后隨爐緩冷至室溫，通過保溫和緩冷模擬熱軋卷取過程。作為對比，另一組鋼板經(jīng)相同的軋制和冷卻工藝至相同的終冷溫度，然后空冷至室溫。兩組試驗(yàn)鋼板分別編號為C630/560/490/420/350 和A630/560/490/420/350，其中C 和A 分別表示模擬卷?。ū睾途徖洌┖臀茨M卷?。绽洌瑪?shù)字表示卷取溫度（對于A 組即為終冷溫度）。

在試驗(yàn)鋼板上沿軋制方向切取并制備拉伸試樣，在型號Model 5582 100 kN 電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)上按GB/T228-2010 測量其拉伸性能，試樣標(biāo)距60 mm。

在垂直與軋制方向取金相試樣，并采用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕10 s，采用蔡司金相顯微鏡Axio Imager Z1m 和掃描電鏡EVO18 觀察其金相組織。

通過萃取復(fù)型方法，采用碳膜在拋光腐蝕后的樣品表面復(fù)型，使鋼中的析出相附著在碳膜上，采用200 kV 場發(fā)射透射電鏡JEM-2 100F，觀察微合金析出物形貌，采用能譜儀器INCA ENGERGY TEM250 分析析出相成分信息。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 力學(xué)性能

試驗(yàn)鋼板的拉伸性能如表2 和圖1 所示。

圖1 拉伸性能隨卷取溫度的變化Fig.1 Changes in tensile property with coiling temperature

表2 試驗(yàn)鋼板的拉伸性能Table 2 The tensile properties of the tested plates

C630～C350 試驗(yàn)鋼板的屈服強(qiáng)度均在700 MPa以上，滿足EN10149-2 標(biāo)準(zhǔn)中規(guī)定的S700MC 性能要求（屈服強(qiáng)度≥700 MPa，抗拉強(qiáng)度750～850 MPa，延伸率A≥12%）。隨著卷取溫度的降低，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度呈先降低后升高的趨勢，其中抗拉強(qiáng)度的變化幅度較小，但延伸率明顯降低。相比較之下，C630 和C560 鋼板的屈服強(qiáng)度分別為754 和744 MPa，抗拉強(qiáng)度分別為775 和761 MPa，延伸率分別為20.9%和19.0%，表現(xiàn)出較好的綜合強(qiáng)塑性能。

隨著終冷溫度由630 ℃降至350 ℃，A630～A350 試驗(yàn)鋼板的強(qiáng)度呈上升趨勢，其中屈服強(qiáng)度由621 MPa 升至706 MPa，抗拉強(qiáng)度由700 MPa 升至770 MPa，但延伸率呈降低趨勢，由19.0%降至10.4%，其中A350 鋼板的延伸率明顯偏低。

2.2 顯微組織

圖2 為試驗(yàn)鋼板的光學(xué)微觀組織形貌。A630、A560 試驗(yàn)鋼板的組織主要為鐵素體，鐵素體基體上還有少量珠光體分布。其中A630 鋼板的基體組織主要為細(xì)小等軸鐵素體，A560 鋼板的基體組織主要為多邊形鐵素體，如圖2(a)和圖2(c)所示。C630、C560 的組織如圖2(b)和圖2(d)所示，卷取態(tài)組織與空冷態(tài)組織相近。

圖2 試驗(yàn)鋼板的光學(xué)顯微組織Fig.2 Optical microstructures of tested plates

隨著卷取溫度的降低，A490 試驗(yàn)鋼板的多邊形鐵素體逐漸消失，并出現(xiàn)粒狀貝氏體組織。A420和C420 試驗(yàn)鋼板微觀組織主要為粒狀貝氏體，如圖2(e)和圖2(f)所示。當(dāng)卷取溫度進(jìn)一步降低，A350 和C350 試驗(yàn)鋼板的組織為板條貝氏體組織，如圖2(i)和圖2(j)所示。

試驗(yàn)鋼板的掃描電鏡組織形貌如圖3 所示，隨著卷取溫度由630 ℃降至350 ℃，相變過程逐步由擴(kuò)散型相變過渡到切變型相變，基體組織由等軸鐵素體變成板條貝氏體。A630 和C630 試驗(yàn)鋼中鐵素體基體上分布少量的珠光體組織（圖3(a)和圖3(b)），A490 和C490 試驗(yàn)鋼組織主要為粒狀貝氏體組織（圖3(c)和圖3(d)），鐵素體基體上島狀組織主要呈粒狀或桿狀，且分布并無規(guī)律。A350 和C350 組織主要為板條貝氏體組織（圖3(e)和圖3(f)）。

圖3 試驗(yàn)鋼板的掃描電鏡微觀形貌Fig.3 SEM microstructures of tested plates

2.3 析出相分析

試驗(yàn)鋼卷取態(tài)鋼板樣品中Nb-Ti 復(fù)合微合金析出相形貌如圖4 所示，析出相能譜面分析如圖5 所示，析出相主要為Nb-Ti 復(fù)合析出相，未發(fā)現(xiàn)單獨(dú)Nb 或Ti 的析出相。

圖4 Nb-Ti 復(fù)合析出相形貌Fig.4 Morphological characteristics of Nb-Ti precipitates

圖5 Nb-Ti 復(fù)合析出相能譜分析Fig.5 Energy spectrum analysis images of Nb-Ti precipitates

析出相尺寸20～120 nm，主要呈球狀、粒狀、片狀、紡錘狀、團(tuán)簇狀等形態(tài)。析出相形態(tài)與鐵基體相結(jié)構(gòu)和析出溫度有關(guān)，微合金碳氮化物析出時，與基體之間保持嚴(yán)格的晶體學(xué)位相關(guān)系，其與奧氏體為平行位相關(guān)系，而與鐵素體間為Baker-Nutting 位相關(guān)系，奧氏體析出的微合金碳氮化物主要為球形、立方形等形狀，鐵素體中析出的微合金碳氮化物則主要呈片狀[9]。

2.4 討論

2.4.1 卷取溫度的影響

由前述分析可知，卷取溫度由630 ℃降至350 ℃，試驗(yàn)鋼板微觀組織由等軸鐵素體向多邊形鐵素體、粒狀貝氏體、板條貝氏體轉(zhuǎn)變。卷取溫度560～630 ℃，試驗(yàn)鋼板基體組織主要為鐵素體，卷取溫度350～490 ℃，試驗(yàn)鋼板組織主要為貝氏體。

力學(xué)性能方面，隨著卷取溫度由630 ℃降至350 ℃，A630～A350 試驗(yàn)鋼板的屈服強(qiáng)度逐步升高，從621 MPa 提升至706 MPa，提升了13%，但延伸率逐步降低，由19.0%降至10.4%。可以看出，通過降低卷取溫度可提升鋼的強(qiáng)度，該強(qiáng)度增量來自于貝氏體相變強(qiáng)化。但由于貝氏體塑性變形能力較鐵素體差，貝氏體的產(chǎn)生必然導(dǎo)致延伸率大幅降低。因此，通過降低卷取溫度雖然可實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度提升，但卻會造成塑性的降低。

隨著卷取溫度由630 ℃降至350 ℃，C630～C350 試驗(yàn)鋼板的屈服強(qiáng)度先降低后升高，C630 和C560 試驗(yàn)鋼板屈服強(qiáng)度分別為754 MPa 和744 MPa，隨著卷取溫度降低至490 ℃，屈服強(qiáng)度下降至714 MPa；進(jìn)一步降低卷取溫度至420 ℃和350 ℃，強(qiáng)度逐漸提高；延伸率總體呈降低趨勢，如圖1(b)所示，當(dāng)卷取溫度降至350 ℃時，延伸率降至12.3%。

卷取態(tài)鋼板強(qiáng)度先降低后升高的趨勢主要與不同卷取溫度區(qū)間的強(qiáng)化方式有關(guān)。卷取溫度高，鋼中第二相析出充分，析出強(qiáng)化效果好；隨著卷取溫度的降低，析出強(qiáng)化效果逐步減弱，強(qiáng)度降低；當(dāng)卷取溫度進(jìn)入貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間，貝氏體相變帶來相變強(qiáng)化效果逐步增加，強(qiáng)度上升，同時延伸率下降。

2.4.2 冷卻方式的影響

圖6 為試驗(yàn)鋼卷取態(tài)較空冷態(tài)鋼板的強(qiáng)度增加量，可以看出卷取態(tài)鋼板強(qiáng)度均高于空冷態(tài)，屈服強(qiáng)度增量大于抗拉強(qiáng)度增量。隨著卷取溫度的降低，強(qiáng)度增量也逐步降低。該部分強(qiáng)度增量主要來自于卷取態(tài)鋼板保溫緩冷過程中沉淀析出強(qiáng)化。文獻(xiàn)[10]研究了Nb-Ti 微合金化鋼中Nb(C,N)析出的動力學(xué)，認(rèn)為在熱連軋生產(chǎn)線生產(chǎn)高強(qiáng)鋼時，熱軋過程中碳氮化物析出不到10%，90%在隨后的冷卻及卷取過程中析出。卷取過程的微合金碳氮化物析出對性能有重要的影響。微合金第二相粒子析出需要特定溫度區(qū)間，較慢的冷速或較長的保溫時間。

圖6 卷取態(tài)較空冷態(tài)的強(qiáng)度增加量Fig.6 The steel strength increment of the steel at the coiling state compared to the steel after air-cooled

析出強(qiáng)化機(jī)制可以用Ashby-Orowan 模型描述[3]，如式（5）所示：

式中,σP為析出強(qiáng)化分量，MPa；f為TiC 析出相體積分?jǐn)?shù),%；X為析出相TiC 粒徑，μm。

從式(5)可以看出，析出強(qiáng)化引起強(qiáng)度的增加量主要與析出相的體積分?jǐn)?shù)f和析出相粒徑X有關(guān)，析出相體積分?jǐn)?shù)越大，粒徑越小，析出強(qiáng)化效果越好。C630、C560 卷取態(tài)試驗(yàn)鋼屈服強(qiáng)度分別為754、744 MPa，較空冷態(tài)的A630、A560 強(qiáng)度提升約21%、14%，且延伸率未出現(xiàn)降低。圖7 為試驗(yàn)鋼Nb-Ti復(fù)合析出相形貌，可以看出卷取態(tài)鋼板中Nb-Ti 復(fù)合析出相數(shù)量較空冷態(tài)更多。

圖7 試驗(yàn)鋼Nb-Ti 復(fù)合析出相形貌Fig.7 Morphological characteristics of Nb-Ti precipitates in C630

C630 和C560 試驗(yàn)鋼板卷取溫度分別是630 ℃和560 ℃，該溫度區(qū)間下保溫緩冷過程可以促進(jìn)沉淀相析出，因而強(qiáng)化效果較好。隨著保溫溫度的降低，元素擴(kuò)散困難，抑制了第二相的析出行為，導(dǎo)致析出相體積分?jǐn)?shù)減少，從而導(dǎo)致試驗(yàn)鋼強(qiáng)度增加量逐漸減少。

由上述分析可以看出，通過降低終冷溫度可以提高空冷態(tài)鋼板的強(qiáng)度，該部分強(qiáng)度增量是由于基體組織由鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w所產(chǎn)生的相變強(qiáng)化所致。依靠貝氏體相變強(qiáng)化雖然可以提升強(qiáng)度，但卻會大幅降低延伸率。通過采用特定的終冷溫度同時配合卷取工藝，可以促進(jìn)微合金碳氮化物沉淀析出，充分發(fā)揮析出強(qiáng)化效果，在不降低延伸率的情況下提高強(qiáng)度。在熱軋卷板生產(chǎn)過程中，鋼板通過卷取機(jī)卷成鋼卷，鋼卷溫降較慢，具備沉淀析出所需的溫度和時間條件。通過采用適當(dāng)?shù)木砣囟龋梢源龠M(jìn)微合金碳氮化物析出，起到沉淀強(qiáng)化作用，從而獲得良好的綜合性能。

3 結(jié)論

1) 卷取溫度顯著影響Ti-Nb 微合金鋼的微觀組織和力學(xué)性能。隨著卷取溫度由630 ℃降至350℃，鋼的相變過程逐步由擴(kuò)散型相變過渡到切變型相變，微觀組織由等軸形鐵素體逐漸向多邊形鐵素體、粒狀貝氏體、板條貝氏體轉(zhuǎn)變。卷取態(tài)鋼的強(qiáng)度隨著卷取溫度的降低，先降低后升高，空冷態(tài)鋼的強(qiáng)度則呈逐步上升趨勢。

2) 卷取溫度630～350 ℃，卷取態(tài)鋼的強(qiáng)度均高于對應(yīng)空冷態(tài)，卷取態(tài)鋼較空冷態(tài)鋼的強(qiáng)度增量主要是由模擬卷取保溫過程的析出強(qiáng)化所致，且隨著卷取溫度的降低，析出強(qiáng)化效果減弱。該強(qiáng)度增量逐步變小。

3) 試驗(yàn)鋼中第二相析出主要以Nb-Ti 復(fù)合析出相為主，未發(fā)現(xiàn)單獨(dú)Nb 或Ti 的析出相，析出相尺寸20～120 nm，主要呈球狀、粒狀、片狀、紡錘狀、團(tuán)簇狀等形態(tài)，卷取態(tài)試驗(yàn)鋼微合金析出相多于空冷態(tài)試驗(yàn)鋼。

4) 降低Ti-Nb 微合金鋼卷取溫度獲得的貝氏體組織雖然可以獲得較高的強(qiáng)度，但強(qiáng)度升高有限，且對鋼的塑性不利；對于Ti-Nb 微合金鋼，軋后卷取溫度560～630 ℃，可促進(jìn)微合金碳氮化物在鐵素體基體上析出，從而可以使試驗(yàn)鋼獲得較好的強(qiáng)塑性配合，具有良好的綜合性能。