劉韶華 何 平 羅 許

(1.鋼鐵研究總院冶金工藝研究所，北京 100081；2.攀鋼集團(tuán)研究院有限公司、釩鈦資源綜合利用國家重點實驗室，四川 攀枝花 617000)

隨著人們對鋼鐵材料性能要求的不斷提高，在保證高強度的同時要具有良好的塑韌性，鋼中加入微合金元素成為生產(chǎn)高性能鋼必不可少的一部分。研究表明，在鋼中加入微量的V、Ti、Nb等合金元素，析出細(xì)小彌散的碳、氮化物對晶粒細(xì)化、析出強化、控制再結(jié)晶等方面均有重要作用，不僅可有效提高鋼的強度而且能改善塑韌性，滿足高性能鋼性能的要求[1- 5]。目前，已有學(xué)者對只加入Ti元素的微合金鋼進(jìn)行了研究，分析了Ti的析出規(guī)律及其對鋼的組織性能的影響[6- 7]。但系統(tǒng)研究控軋控冷工藝參數(shù)對鈦微合金化鋼熱連軋過程中組織和性能的影響目前仍較少。

控制軋制和控制冷卻工藝是生產(chǎn)高性能鋼的技術(shù)保證，研究控軋控冷過程中的各個工藝參數(shù)對產(chǎn)品微觀組織、微合金元素的納米析出以及綜合力學(xué)性能的影響，對鋼材的生產(chǎn)開發(fā)具有重要意義[8]。本文以中鈦微合金鋼為研究對象，研究控軋控冷工藝參數(shù)對其組織性能的影響，對實際生產(chǎn)具有重要的指導(dǎo)意義。

1 試驗材料及控軋控冷工藝方案

國內(nèi)現(xiàn)有熱軋生產(chǎn)線生產(chǎn)的Q345B鋼一般為C- Mn成分體系鋼，錳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)控制在1.20%～1.65%范圍，但鋼的成本仍然較高。為了滿足低成本條件下Q345B鋼的性能要求，實驗室設(shè)計了0.8%Mn- 0.041%Ti的成分體系鋼開展試驗研究，其具體化學(xué)成分如表1所示。在鋼鐵研究總院采用50 kg真空感應(yīng)爐對上述成分試驗鋼進(jìn)行冶煉，真空澆鑄并快冷得到該成分鋼錠，將鑄錠加熱并鍛造成120 mm(長)×110 mm(寬)×95 mm(高)的矩形熱軋鋼坯，供后續(xù)實驗室加熱、熱軋和熱模擬試驗使用。試樣在高溫電阻爐中分別加熱到1 100、1 150、1 180、1 200、1 220和1 250 ℃，保溫30 min后水淬。淬火后的試樣通過研磨、拋光后，采用飽和苦味酸水溶液加少量海鷗牌洗頭膏侵蝕劑侵蝕，觀察原始奧氏體組織形貌，采用截線法測量晶粒大小，分析再加熱溫度對晶粒長大的影響。

表1 中鈦微合金鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of the medium- titamium microalloying steel (mass fraction) %

熱模擬試驗過程為：沿鋼坯寬度方向依次截取φ8 mm×15 mm的圓柱體試樣，以10 ℃/s的速度加熱至1 200 ℃后，保溫3 min，以5 ℃/s冷速冷至1 150 ℃，保溫30 s，以5 /s的應(yīng)變速率變形30%；然后以5 ℃/s冷速冷至850 ℃，保溫30 s，以5 /s的應(yīng)變速率變形30%；再以60 ℃/s冷速冷至室溫。分別：(1)研究精軋變形量(20%、40%、60%)對相變規(guī)律的影響；(2)其他工藝不變，研究冷速(5、10、20 ℃/s)對顯微組織的影響；(3)研究卷取溫度(550、600、650 ℃)對微觀組織的影響，精軋后試樣以20 ℃/s的冷速冷至卷取溫度T，保溫5 min后以1 ℃/s的冷速冷至室溫。熱模擬軋制工藝簡圖如圖1所示。

圖1 熱模擬軋制工藝簡圖Fig.1 Schematic diagrams of thermally simulated rolling processes

2 試驗結(jié)果

2.1 加熱溫度對奧氏體晶粒尺寸的影響

圖2為不同加熱溫度保溫30 min后試驗鋼的原奧氏體晶粒組織。從圖中可以看出，隨著加熱溫度的升高，奧氏體平均晶粒尺寸逐漸增大，當(dāng)加熱溫度為1 100 ℃時，奧氏體晶粒細(xì)小均勻；當(dāng)加熱溫度升高到1 150和1 180 ℃時，奧氏體晶粒尺寸有所增大，但長大速度比較緩慢，無異常長大的晶粒出現(xiàn)；當(dāng)加熱溫度繼續(xù)升高至1 200和1 220 ℃時，晶粒尺寸繼續(xù)增大，有極少量的粗大奧氏體晶粒出現(xiàn)，奧氏體晶粒分布基本均勻；當(dāng)溫度繼續(xù)升高到1 250 ℃時，奧氏體晶粒長大明顯，有一定比例的大尺寸晶粒。

圖3(a)為不同加熱溫度下原奧氏體晶粒尺寸圖。當(dāng)加熱溫度從1 100 ℃升高到1 220 ℃時，奧氏體平均晶粒尺寸增加比較均勻，分別為74.8、88.5、94.5、106.5和116.1 μm；而當(dāng)溫度升高到1 250 ℃時，晶粒尺寸迅速增長到152.7 μm，說明奧氏體晶粒明顯粗化。

圖3(b)為不同加熱溫度下奧氏體平均晶粒尺寸分布圖。可見，隨著加熱溫度的升高，尺寸小于100 μm的晶粒逐漸減小，尺寸大于100 μm的晶粒逐漸增多。當(dāng)溫度低于1 220 ℃時，奧氏體晶粒以小于100 μm的為主；而當(dāng)溫度升高到1 250 ℃時，尺寸大于200 μm的晶粒比例高達(dá)6.4%。因此，為了控制奧氏體晶粒尺寸，試驗鋼的加熱溫度應(yīng)控制在1 180～1 220 ℃。

2.2 精軋變形量對原奧氏體晶粒的影響

圖2 在溫度(a)1 100、(b)1 150、(c)1 180、(d)1 200、(e)1 220和(f)1 250 ℃保溫30 min后的奧氏體組織Fig.2 Austenite obtained by holding at temperatures of (a) 1 100,(b) 1 150,(c) 1 180,(d) 1 200,(e) 1 220 and (f) 1 250 ℃ for 30 min

圖3 (a)奧氏體平均晶粒尺寸和(b)晶粒尺寸分布隨加熱溫度的變化Fig.3 (a)Average grain size and (b) distribution of austenite grain size as a function of heating temperature

圖4為不同精軋變形量軋后淬火獲得的原奧氏體組織。可以看出，20%精軋變形時，原奧氏體晶?；颈３衷瓲?，有輕微的壓扁拉長趨勢；40%精軋變形時，原奧氏體晶粒扁平化更明顯，開始出現(xiàn)形變帶；60%精軋變形時，所有的原奧氏體晶?；境时馄交癄顟B(tài)，出現(xiàn)大量的形變帶，奧氏體晶界面積和基體缺陷密度大大增加，使鐵素體在原奧氏體晶界及變形帶上的形核速率大大增加，促進(jìn)相變的進(jìn)行，從而達(dá)到細(xì)化鐵素體晶粒的目的。因此，為獲得細(xì)小均勻的鐵素體和珠光體兩相組織，精軋總變形量最小應(yīng)不低于60%。

圖4 (a)20%、(b)40%和(c)60%精軋變形后淬火獲得的奧氏體晶粒Fig.4 Austenite grains obtained by finish- rolling to deformations of (a) 20%,(b) 40% and (c) 60% and quenching

2.3 冷卻速度對顯微組織的影響

圖5為精軋后不同冷卻速度下的微觀組織?？梢钥闯?，隨著冷卻速度的增加，鐵素體和珠光體的含量逐漸減少，開始出現(xiàn)魏氏針狀鐵素體組織，甚至少量的貝氏體組織。當(dāng)冷卻速度為5 ℃/s時，基本為鐵素體加珠光體兩相組織，鐵素體晶粒細(xì)小均勻；當(dāng)冷卻速度增加到10 ℃/s時，開始出現(xiàn)魏氏針狀鐵素體組織，鐵素體含量相對減少；當(dāng)冷卻速度增加到20 ℃/s時，魏氏針狀鐵素體含量進(jìn)一步增加，鐵素體含量進(jìn)一步減少，且鐵素體的晶粒尺寸相對減小。

圖5 (a)5、(b)10和(c)20 ℃/s冷卻速度下試驗鋼的顯微組織Fig.5 Microstructures of the tested steel after cooling at rates of (a) 5、(b) 10 and (c) 20 ℃/s

測得不同冷卻速度下的鐵素體體積分?jǐn)?shù)及試驗鋼的抗拉強度，結(jié)果如表2所示?？梢?，隨著冷卻速度的增加，試驗鋼的抗拉強度逐漸增大，且10與20 ℃/s冷卻速度下的鐵素體體積分?jǐn)?shù)也相差不大。因此，試驗鋼的冷卻速度應(yīng)控制在10～20 ℃/s。

表2 不同冷卻速度下的相體積分?jǐn)?shù)與抗拉強度Table 2 Phase volume fraction and tensile strength of the steel after cooling at different rates

2.4 卷取溫度對顯微組織的影響

圖6為不同溫度卷取后的微觀組織。從圖6中可以看出，卷取溫度為550和600℃時組織變化不大，均為準(zhǔn)多邊形鐵素體和珠光體兩相組織，且晶粒細(xì)小均勻，平均晶粒尺寸分別為9.7和10.3 μm；當(dāng)卷取溫度提高到650 ℃時，晶粒明顯粗化，平均晶粒尺寸達(dá)16.5 μm，為多邊形鐵素體和珠光體兩相組織，多邊形鐵素體體積分?jǐn)?shù)比600 ℃卷取時有所提高。

測量不同溫度卷取后的抗拉強度，如表3所示。從表3中可以看出，600 ℃卷取時的抗拉強度最高，分別比550和650 ℃卷取時高14和36 MPa。綜上，試驗鋼的卷取溫度應(yīng)控制在(600±10) ℃。

3 控軋控冷工藝優(yōu)化方案

根據(jù)上述熱模擬試驗結(jié)果，設(shè)定試驗鋼加熱溫度為1 200 ℃，保溫時間3 h。再結(jié)晶區(qū)始軋溫度控制在(1 150±20)℃，終軋溫度控制在(1 050±20)℃，再結(jié)晶區(qū)軋制道次壓下量大于動態(tài)再結(jié)晶臨界變形量，總壓下量不小于58%；未再結(jié)晶區(qū)始軋溫度控制在(980±20) ℃，終軋溫度設(shè)定為820、850、880 ℃，累計壓下量大于60%，卷取溫度設(shè)定為600 ℃，模擬卷取保溫1 h后隨爐冷卻。軋制工藝壓下制度和溫度控制目標(biāo)如表4和表5所示。

圖6 于(a)550、(b)600和(c)650 ℃卷取的試驗鋼的顯微組織Fig.6 Microstructures of the tested steel coiled at (a) 550, (b) 600 and (c) 650 ℃

表3 不同溫度卷取的試驗鋼的晶粒尺寸與抗拉強度Table 3 Grain sizes and tensile strengths of the tested steel coiled at different temperatures

表4 軋制工藝厚度控制目標(biāo)Table 4 Thickness control objectives of rolling process

表5 軋制工藝溫度控制目標(biāo)Table 5 Temperature control objectives of rolling process

3.1 軋后力學(xué)性能分析

在實驗室φ350 mm二輥軋機上采用上述優(yōu)化方案及表5中3種終軋溫度進(jìn)行熱軋試驗，軋后對1～3號試樣進(jìn)行力學(xué)性能測試。根據(jù)GB/T 228—2002切取標(biāo)距為50 mm的拉伸試樣，采用CMT- 4105型萬能拉伸試驗機進(jìn)行室溫拉伸試驗。結(jié)果如圖7所示。

圖7 終軋溫度對試驗鋼力學(xué)性能的影響Fig.7 Effect of finishing rolling temperature on mechanical properties of the tested steel

從圖7中可以看出，該錳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.8%的低成本鈦微合金化試驗鋼，隨著終軋溫度的升高，其屈服強度先升高后降低，在850 ℃終軋時屈服強度最高，達(dá)491 MPa；抗拉強度隨著終軋溫度的升高而降低，終軋溫度為850和820 ℃時相差不大，分別為625和641 MPa。斷后伸長率隨著終軋溫度的升高先升高后降低，在850 ℃終軋時達(dá)到最高，為33.6%。

上述結(jié)果表明，當(dāng)終軋溫度為850 ℃時，該試驗鋼具有良好的力學(xué)性能，能滿足國標(biāo)對低合金Q345B鋼的力學(xué)性能要求，且能最大限度地降低成本。

表6給出了3種終軋溫度下試驗鋼力學(xué)性能的具體數(shù)值。

表6 3種終軋溫度下試驗鋼的力學(xué)性能Table 6 Mechanical properties of the tested steel finishing rolling at three kinds of temperature

3.2 顯微組織分析

圖8為不同溫度終軋的試驗鋼的顯微組織。終軋溫度為820 ℃時鐵素體晶粒比較細(xì)小，但有少量魏氏組織生成。終軋溫度為850 ℃時試驗鋼的微觀組織由鐵素體和珠光體組成，平均晶粒尺寸10.34 μm，晶粒比較均勻，沒有明顯的帶狀組織和成分偏析。隨著終軋溫度的提高，鐵素體晶粒有長大的趨勢，魏氏組織逐漸消失；當(dāng)終軋溫度達(dá)到880 ℃時，出現(xiàn)一定比例的大尺寸鐵素體晶粒。終軋溫度對奧氏體的形變儲能和鐵素體的形核率影響較大，當(dāng)終軋溫度較低時，奧氏體的形變儲能較大，促使鐵素體形核與晶粒長大驅(qū)動力增加，少量的鐵素體在奧氏體晶界形核并迅速向晶內(nèi)長大，形成魏氏組織；而當(dāng)終軋溫度較高時，未再結(jié)晶區(qū)變形量相對較小，造成原始奧氏體晶粒粗大，導(dǎo)致軋后相變過程有部分先共析鐵素體長大，試驗鋼部分鐵素體晶粒粗大。

4 結(jié)論

圖8 在(a)820 ℃、(b)850 ℃、(c)880 ℃終軋的試驗鋼的顯微組織Fig.8 Microstructures of the tested steel after finishing rolling at (a) 820 ℃,(b) 850 ℃ and (c) 880 ℃

通過對設(shè)計的0.8%Mn- 0.041%Ti試驗鋼開展不同控軋控冷工藝參數(shù)下熱模擬試驗研究，分析了加熱溫度、精軋變形量、冷卻速度和終軋溫度等對鈦微合金化試驗鋼組織和性能的影響，提出了一套合適的工藝方案，得出以下結(jié)論。

(1)隨著加熱溫度升高，奧氏體晶粒逐漸長大，當(dāng)加熱溫度從1 100 ℃升高到1 220 ℃時，奧氏體平均晶粒尺寸增加比較均勻，而當(dāng)溫度升高到1 250 ℃后，晶粒尺寸迅速增長；試驗鋼累計精軋變形量大于60%時，奧氏體晶?；境时馄綘顟B(tài)，并出現(xiàn)大量的形變帶，鐵素體形核速率增加；精軋后冷卻速度在10～20 ℃/s時， 試驗鋼為鐵素體加珠光體組織，晶粒細(xì)小均勻，抗拉強度較高。

(2)終軋溫度為850 ℃時，試驗鋼的屈服強度為491 MPa，抗拉強度為629 MPa，斷后伸長率為33.6%，沖擊吸收能量為247 J，彎曲性能良好，力學(xué)性能均超過同級Q345B鋼的國標(biāo)規(guī)定值，同時也改善了鋼中的帶狀組織，提高了組織均勻性。

(3)通過鈦微合金化試驗鋼的熱模擬試驗研究，獲得了一套合適的控軋控冷工藝方案：精軋總變形量應(yīng)大于60%，終軋溫度控制在(850±10) ℃，冷卻速度控制在10～20 ℃/s，卷取溫度控制在(600±10) ℃時，試驗鋼可以獲得優(yōu)良的組織與力學(xué)性能。