回火工藝對(duì)700MPa高強(qiáng)鋼性能和組織的影響

摘 要：為了研究較長(zhǎng)時(shí)間回火對(duì)性能和組織的影響，利用馬弗爐、SEM、EDS、拉伸試驗(yàn)機(jī)和沖擊試驗(yàn)機(jī)，分析700 MPa高強(qiáng)鋼熱軋和回火狀態(tài)的性能和組織變化。結(jié)果表明，回火后性能變化較大，與熱軋工藝有較大關(guān)系；回火溫度600 ℃和回火時(shí)間60 min時(shí)，鐵素體長(zhǎng)大明顯、M/A組元大量分解，降低了強(qiáng)度提高了韌性；回火工藝為回火溫度570 ℃和65 min時(shí)，鐵素體的長(zhǎng)大不明顯，M/A組元的分解不完全，有利于保持較高的強(qiáng)度；粒狀貝氏體和細(xì)小的M/A組元是700 MPa高強(qiáng)鋼保持較高強(qiáng)度和韌性的基礎(chǔ)，存在大尺寸TiN的情況下，回火后-20 ℃橫向沖擊功可達(dá)100 J左右。

關(guān)鍵詞：700 MPa；M/A組元；沖擊功；回火；粒狀貝氏體；TiN

Abstract：In order to study the effects of long-term tempering on properties and microstructure， the performance and microstructure changes of 700 MPa high-strength steel in hot rolling and tempering conditions were analyzed using muffle furnace， SEM， EDS， tensile testing machine， and impact testing machine. The results show that there is a significant change in performance after tempering， which is closely related to the hot rolling process. When tempering temperature is 600 ℃ and tempering time is 60 min， the ferrite grows significantly， and the M/A constituent decomposes significantly， reducing strength and improving toughness; When the tempering temperature is 570 ℃ and and tempering time is 65 min， the growth of ferrite is not significant， and the decomposition of M/A constituent is incomplete， which is beneficial for high strength; Granular bainite and fine M/A constituent are the basis for high strength and toughness in 700 MPa high-strength steel. In the presence of large-sized TiN， the transverse impact energy after tempering at -20 ℃ can reach about 100 J.

Key words： 700 MPa; M/A constituent; impact energy; tempering; granular bainite; TiN

0 前 言

回火是消除高強(qiáng)鋼內(nèi)應(yīng)力的有效手段[1-3]，從生產(chǎn)效率方面考慮，時(shí)間短是批量生產(chǎn)的控制方向，因此回火溫度成為工藝控制的主要方向?；鼗饻囟葘?duì)高強(qiáng)鋼的性能的影響明顯[4-6]，回火前后性能變化較大時(shí)會(huì)直接影響合格率。由于成本優(yōu)勢(shì)，

700 MPa級(jí)高強(qiáng)鋼的強(qiáng)度離不開鈦的貢獻(xiàn)[7]，同時(shí)也有研究認(rèn)為[8-10]，鋼中大顆粒的TiN夾雜物成為沖擊試驗(yàn)的裂紋源，降低了鋼板的韌性。本文根據(jù)工業(yè)化回火時(shí)間較長(zhǎng)的情況，在實(shí)驗(yàn)室進(jìn)行模擬回火過程，從組織變化方面分析了回火前后強(qiáng)度變化，并從組織、大尺寸TiN方面分析了回火前后沖擊功變化，為700 MPa高強(qiáng)鋼回火板獲得較好的強(qiáng)韌匹配提供參考依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及回火工藝

試驗(yàn)材料取自熱軋TMCP工藝生產(chǎn)的700 MPa高強(qiáng)鋼鋼卷，其化學(xué)成分如表1所示，回火工藝和熱軋卷取溫度如表2所示。1號(hào)和2號(hào)試樣均采用低溫卷取工藝為獲得高強(qiáng)、高韌的綜合性能[9]。

2 組織及TiN分析

2.1 熱軋和回火狀態(tài)性能分析

檢測(cè)1號(hào)和2號(hào)鋼板熱軋和回火狀態(tài)的橫向拉伸性能和沖擊功如表3所示。1號(hào)和2號(hào)鋼板熱軋和回火狀態(tài)的強(qiáng)度和沖擊功均有良好的匹配，但兩個(gè)試樣的拉伸和沖擊功呈現(xiàn)兩種不同的變化趨勢(shì)。1號(hào)鋼板回火后屈服強(qiáng)度下降52 MPa、抗拉強(qiáng)度下降55 MPa、沖擊功提高17.6 J（半試樣），2號(hào)鋼板回火后屈服強(qiáng)度上升58 MPa、抗拉強(qiáng)度上升54 MPa、沖擊功下降70.3 J（全試樣）。

2.2 回火前后組織對(duì)比

2.2.1 1號(hào)鋼板熱軋和回火狀態(tài)組織對(duì)比

1號(hào)鋼板熱軋組織主要為粒狀貝氏體、M/A組元和鐵素體，其中近表面鐵素體較多，厚度中心M/A組元呈一條帶狀分布。圖1 a和圖1b分別為回火前近表面和厚度中心組織。近表面較多的鐵素體主要由于熱軋高溫長(zhǎng)時(shí)間加熱導(dǎo)致表面存在厚度20 μm左右的輕微脫碳，表面奧氏體穩(wěn)定性較差，奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的溫度較高，因此軋后上下表面很快出現(xiàn)鐵素體轉(zhuǎn)變，鐵素體之間未轉(zhuǎn)變的奧氏體在快速冷卻后轉(zhuǎn)變成粒狀貝氏體和長(zhǎng)度為1 μm左右的M/A組元。厚度中心M/A組元帶寬度不超過10 μm，M/A組元間斷分布在鐵素體上，M/A組元帶的產(chǎn)生可能與中心輕微偏析有關(guān)。

1號(hào)鋼板回火后組織主要為粒狀貝氏體、鐵素體和回火索氏體。圖1 c和圖1d分別為回火后近表面和厚度中心組織。厚度中心的M/A組元帶回火后大部分分解，變成在鐵素體上分布球狀小顆粒碳化物的回火索氏體，其余位置的M/A組元分解后碳化物聚集在晶界處?；鼗鸷箬F素體長(zhǎng)大較為明顯，其中近表面的鐵素體晶粒尺寸由3 μm左右長(zhǎng)大到5 μm左右。

2.2.2 2號(hào)鋼板熱軋和回火狀態(tài)組織對(duì)比

2號(hào)鋼板熱軋狀態(tài)組織主要為粒狀貝氏體、條束狀粒貝和M/A組元，少量鐵素體僅出現(xiàn)在表面，與1號(hào)鋼板的鐵素體產(chǎn)生原因一致，非表面位置僅晶界處有少量針狀鐵素體。圖2 a是2號(hào)鋼板回火前1/4厚度組織。由于卷取溫度較低，在較快的冷卻下，1/4厚度和厚度中心均有條束狀粒貝，大多數(shù)條束狀粒貝與粒狀貝氏體交替分布，少量條束狀粒貝以大角度晶界形式緊鄰出現(xiàn)。

2號(hào)鋼板回火后鋼板組織主要為粒狀貝氏體、條束狀粒貝和M/A組元。圖2 b是號(hào)鋼板回火后1/4厚度處的組織，粒狀貝氏體保持不變，條束狀粒貝保持了原有輪廓形貌，但板條間的殘余奧氏體大幅減少，板條變寬合并，使得板條界限清晰度下降；M/A組元未完全分解，長(zhǎng)度2 μm左右的M/A組元分解的碳化物部分球化。

2.2.3 熱軋和回火狀態(tài)試樣中TiN對(duì)比

TiN是立方體或近似立方體結(jié)構(gòu)，平面圖中大多為棱角分明的長(zhǎng)方形或多邊形，微米級(jí)大尺寸TiN可在未腐蝕的金相樣中與非金屬夾雜物一起觀察，TiN的顏色為淡金色或淡黃色，與基體和其他夾雜物有明顯區(qū)別。圖3是1號(hào)和2號(hào)鋼板回火前后試樣中TiN（箭頭所指）。1號(hào)鋼板回火前后的試樣中TiN的數(shù)量都很少，視場(chǎng)可見TiN尺寸≤5 μm，TiN可與D類或Ds類夾雜物復(fù)合存在。2號(hào)鋼板回火前后的試樣中TiN的數(shù)量都很多且較大，以最嚴(yán)重視場(chǎng)為例，統(tǒng)計(jì)≥10 μm的TiN數(shù)量，回火前4個(gè)，回火后5個(gè)；統(tǒng)計(jì)≥8 μm的TiN數(shù)量，回火前10個(gè)，回火后13個(gè)。

3 討 論

3.1 大尺寸TiN對(duì)沖擊功的影響

有研究[11]認(rèn)為，含Ti的Q355E中大量大顆粒第二相粒子（ Nb、Ti） （ C、N） 在晶界聚集，弱化了晶界結(jié)合力或在軋制過程中容易與基體的相界面上產(chǎn)生微觀裂紋而導(dǎo)致低溫沖擊性能降低。2號(hào)試樣中有較多的大尺寸TiN，雖然回火后有明顯沖擊功降低問題，但回火前后的沖擊功仍能保持在100 J左右，因此2號(hào)試樣中大尺寸TiN對(duì)沖擊功的影響不是主要因素，這與文獻(xiàn)[12]十分相近。據(jù)文獻(xiàn)[13]的裂紋萌生能量與裂紋擴(kuò)展能量的分配，大尺寸的Ti（C、N）作為微裂紋產(chǎn)生的起裂源主要降低裂紋萌生能量，因此大尺寸TiN只是降低了沖擊試驗(yàn)過程中裂紋萌生能量，而鋼的組織在裂紋擴(kuò)展階段具有良好的阻止裂紋擴(kuò)展的能力，因此大尺寸TiN對(duì)沖擊功的影響不大。

3.2 回火前后性能變化原因分析

根據(jù)1號(hào)和2號(hào)鋼板的熱軋工藝和性能，卷取溫度580 ℃和550 ℃都能獲得良好的強(qiáng)韌匹配；熱軋卷取溫度580 ℃可以獲得粒狀貝氏體、細(xì)小M/A組元和鐵素體，形狀為近似球形和塊狀的M/A組元細(xì)小對(duì)裂紋擴(kuò)展起到阻礙作用，使材料不易因應(yīng)力集中產(chǎn)生微裂紋，從而提高材料韌性[14]；熱軋卷取溫度550 ℃可以獲得粒狀貝氏體和細(xì)小M/A組元，以及少量條束狀粒貝和極少量的鐵素體，條束狀粒貝的形成促進(jìn)了熱軋性能具有更佳的韌性。

1號(hào)和2號(hào)鋼板回火后強(qiáng)度變化趨勢(shì)出現(xiàn)明顯差異，主要與熱軋工藝和回火工藝不同導(dǎo)致組織變化和析出強(qiáng)化有關(guān)?；鼗鸸に嚍榛鼗饻囟?00 ℃、回火時(shí)間60 min，促進(jìn)了鐵素體長(zhǎng)大，和M/A組元的大量分解，降低了強(qiáng)度提高了韌性；回火工藝為回火溫度570 ℃、回火時(shí)間65 min時(shí)，鐵素體的長(zhǎng)大不明顯，M/A組元的分解程度相對(duì)較低，并在回火后促進(jìn)2號(hào)熱軋態(tài)鋼板碳化鈦進(jìn)一步析出提高強(qiáng)度[6]，析出強(qiáng)化提高強(qiáng)度的同時(shí)也損失了一定的沖擊功，另外熱軋產(chǎn)生的條束狀粒貝板條間奧氏體分解、板條變寬，降低了強(qiáng)度，但綜合作用下碳化鈦的析出強(qiáng)化作用更大，因此2號(hào)鋼板回火后強(qiáng)度提升韌性下降。

結(jié)合相關(guān)研究[15]和700 MPa高強(qiáng)鋼沖擊試驗(yàn)結(jié)果，組織中含有較多的粒狀貝氏體和細(xì)小的M/A組元是獲得優(yōu)良沖擊韌性的基礎(chǔ)，即便存在較多大尺寸TiN的情況下，-20 ℃橫向沖擊功值依然保持在100 J左右（按全試樣折算，半試樣沖擊功乘以2），因此組織對(duì)沖擊韌性影響最大，其次是大尺寸TiN，另外，受沖擊試樣加工去除表面的影響，殘余應(yīng)力對(duì)沖擊功的影響相對(duì)較小。

4 結(jié) 論

1）回火工藝為600 ℃和60 min時(shí)，促進(jìn)了鐵素體長(zhǎng)大和M/A組元的大量分解，降低了強(qiáng)度，促進(jìn)了韌性提升。

2）回火工藝為570 ℃和65 min時(shí)，鐵素體的長(zhǎng)大不明顯，M/A組元的分解相對(duì)較少，并在回火后促進(jìn)熱軋卷取溫度550 ℃時(shí)抑制析出的碳化鈦進(jìn)一步析出提高強(qiáng)度，有利于保持較高的強(qiáng)度。

3）粒狀貝氏體和細(xì)小的M/A組元為基礎(chǔ)的700 MPa高強(qiáng)鋼回火板中組織對(duì)沖擊韌性的影響大，生產(chǎn)中應(yīng)優(yōu)先加強(qiáng)熱軋組織調(diào)控對(duì)沖擊韌性進(jìn)行控制，回火溫度可以根據(jù)熱軋狀態(tài)下性能進(jìn)行選擇，以便獲得最佳的強(qiáng)韌匹配。

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第一作者：康海軍，男，48歲，正高級(jí)工程師，

收稿日期：2024-06-25