王文正，馬永福，馬勁紅，張桂營，田亞強，程新超，李紅斌，陳連生

(1. 華北理工大學 教育部現(xiàn)代冶金技術重點實驗室，河北 唐山 063210;2. 河北津西鋼鐵集團股份有限公司，河北 唐山 064300)

Q355D熱軋H型鋼為應用于國家海洋平臺工程建設和北極等高寒地區(qū)的改性H型鋼，某公司采用中小型半連續(xù)生產線軋制Q355D的H型鋼產品，但批次低溫沖擊性能的合格率較低，不滿足其耐低溫韌性和耐腐蝕性能良好的應用要求[1-3]。有研究表明[4-7]，通常在鋼中加入鈮、釩、鈦等微合金元素，結合控軋控冷工藝，研究微合金鋼過冷奧氏體連續(xù)冷卻相變行為和組織演變規(guī)律，掌握鋼中碳氮化物的固溶析出規(guī)律，以達到強韌化目的。Nb、V元素同時加入，在加熱時有效阻止γ晶粒長大，在軋制時抑制γ再結晶及其晶粒長大，在低溫時起到析出強化作用，推遲γ→α的轉變，最終提高了普通低碳微合金鋼的強度與韌性[8]。本文以Q355D熱軋H型鋼為對象，通過添加Nb、V微合金化元素，利用熱模擬試驗機進行試驗，結合金相-硬度分析，研究了試驗鋼的靜態(tài)奧氏體連續(xù)冷卻轉變規(guī)律，并繪制出CCT曲線，最后根據CCT曲線制定不同工藝參數進行軋制試驗，為其控軋控冷工藝的制定和工業(yè)化生產提供理論指導。

1 試驗材料與方法

試驗鋼為Q355D鑄坯，其化學成分(質量分數，%)為0.12C、1.5Mn、0.29Si、0.012P、0.014S、0.010Cu、0.018Cr、0.025Nb、0.027V，余量Fe。坯料截面尺寸為320 mm×410 mm。將鑄坯采用線切割機加工成φ6 mm×80 mm圓棒試樣，在Gleeble-3500熱模擬試驗機對試驗鋼進行連續(xù)冷卻轉變試驗，根據YB/T 5127—2018《鋼的臨界點測定方法(膨脹法)》，所有試樣均以10 ℃/s的速度加熱到1000 ℃，保溫180 s，分別以不同的冷卻速度(0.5、1、5、10、20、30、50 ℃/s)冷卻到室溫。將試驗后的試樣按長度方向沿焊接熱電偶位置的橫截面位置切開后進行金相制樣，經研磨、拋光后用體積分數為4%的硝酸酒精侵蝕，分別在Leica DM6M型光學顯微鏡(OM)下進行顯微組織觀察，并采用數顯小負荷維氏硬度計(HV-5SPTA)進行硬度檢測，載荷砝碼200 g，加載時間10 s，每個試樣測量5個不同部位硬度，取平均值。結合溫度-膨脹曲線和金相-硬度法，繪制Q355D熱軋H型鋼的靜態(tài)CCT曲線。采取不同試驗方案進行軋制試驗(以得到CCT曲線為依據制定詳細軋制方案)，同樣經4%(體積分數)硝酸酒精腐蝕后，在Leica DM6M型光學顯微鏡(OM)下分別觀察不同試驗方案下試樣的顯微組織，參考GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》，試驗鋼在室溫下的拉伸試驗在SUNS-UTM5305型拉伸試驗機上進行，依據GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》，采用PTMS4502型沖擊試驗機對試驗鋼在-20 ℃下進行沖擊性能試驗。

2 試驗結果與分析

2.1 顯微組織

圖1為不同冷速下試樣的顯微組織。圖1(a)中當冷速為0.5 ℃/s時，室溫組織為黑色區(qū)域珠光體(P)+白色區(qū)域多邊形鐵素體(PF)組成，可以看出多邊形鐵素體(PF)含量較多，而且有輕微的帶狀組織，在相變試驗時，由于奧氏體化過程中保溫時間較短，組織中元素的偏析難以消除，在隨后的冷卻過程中，如果冷卻速度較慢，先共析鐵素體在原來的貧碳帶上充分析出，原來的富碳帶上的奧氏體易轉變?yōu)橹楣怏w，從而再一次形成了先共析鐵素體、珠光體交替分布的帶狀組織[9]；圖1(b)中當冷速為1 ℃/s時，準多邊形鐵素體(QF)出現(xiàn)，粒狀貝氏體(GB)在鐵素體內具有一些島狀組織，粒狀分布并且無明顯方向性，即M/A島狀組織；圖1(c)中當冷速到達5 ℃/s時，貝氏體組織主要以粒狀貝氏體(GB)為主，開始出現(xiàn)板條狀貝氏體(LB)的特征，還有針狀鐵素體(AF)轉化生成。由圖1(b～d)可以看出，隨著冷速的增加，鐵素體與珠光體尺寸越來越細小，貝氏體含量逐漸增加，鐵素體和珠光體含量明顯減少。從圖1(e)可以看出，當冷速為20 ℃/s時，M/A島增多，組織主要由針狀鐵素體(AF)，少量馬氏體(M)和粒狀組織組成。圖1(f，g)中，板條貝氏體(LB)和馬氏體(M)形貌較為明顯，板條也平直，還可以發(fā)現(xiàn)，馬氏體含量大幅增加，針狀鐵素體逐漸細化成細長桿狀。

圖1 試驗鋼在不同冷速下的顯微組織Fig.1 Microstructure of the tested steel at different cooling rates(a) 0.5 ℃/s; (b) 1 ℃/s; (c) 5 ℃/s; (d) 10 ℃/s; (e) 20 ℃/s; (f) 30 ℃/s; (g) 50 ℃/s

2.2 硬度和CCT曲線分析

圖2為Q355D熱軋H型鋼在不同冷速下的維氏硬度。利用膨脹量-溫度曲線，結合顯微組織-硬度試驗，繪制Q355D熱軋H型鋼連續(xù)冷卻轉變曲線(CCT)，如圖3所示。冷速為0.5 ℃/s時，硬度是171 HV0.2，且當冷速為1 ℃/s時，由于貝氏體出現(xiàn)，硬度開始出現(xiàn)突變，當冷速為1～10 ℃/s時，硬度變化范圍不大，為187～203 HV0.2，尤其在冷速為5～10 ℃/s 時，可能是組織類型基本類似的緣故，因此硬度接近；冷速為20 ℃/s時，珠光體明顯消失，硬度上升幅度又繼續(xù)增大，組織中貝氏體居多，還含有少量馬氏體，硬度為240 HV0.2；之后冷速到達30 ℃/s時，這時硬度上升幅度繼續(xù)增大，該冷速下馬氏體組織含量不斷增多，硬度增加到280 HV0.2；此外，當冷速為50 ℃/s 時，硬度繼續(xù)增加，但變化不大，主要是馬氏體生成量減緩的原因，硬度為301 HV0.2。根據靜態(tài)CCT試驗，將試樣以10 ℃/s的速度加熱，作出溫度-膨脹量曲線，由切線法[10]測定得Ac1=750 ℃，Ac3=930 ℃。以經驗公式Ms=520-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo，并結合50 ℃/s冷卻時的馬氏體開始轉變對應拐點值，Ms=520-420C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo確定Ms為423 ℃。圖3 中，在連續(xù)冷卻轉變過程中，Q355D熱軋H型鋼的轉變區(qū)由鐵素體/珠光體高溫轉變區(qū)、貝氏體中溫轉變區(qū)和馬氏體低溫轉變區(qū)組成。

圖2 試驗鋼在不同冷速下的維氏硬度Fig.2 Vickers hardness of the tested steel at different cooling rates

圖3 試驗鋼的CCT曲線Fig.3 Continuous cooling transformation curves of the tested steel

2.3 討論與分析

由圖3中CCT曲線可知，隨著冷卻速度增大，鐵素體和珠光體相變開始溫度逐漸降低，原因是A→F轉變是擴散型轉變，冷速加快時，擴散過程相變時間被縮短，原子擴散速度會減慢，另一方面過冷度會增大，使新舊相之間的自由能差減小，因此相變驅動力降低，導致相變溫度降低。而且由圖1可知，隨著冷速的增加，晶粒尺寸逐漸細化，同樣由于冷速較大時，相變時間減小，碳原子遷移距離縮小，且過冷度增大，提高了相變形核率，加之趨向于低溫析出的彌散Nb、V碳氮化物，抑制晶粒長大，從而細化鐵素體晶粒，同時在冷速范圍內也細化了珠光體[4,11]。而且冷速的增加，鋼中元素重新擴散分配，尤其是碳元素重新分布最為明顯，在晶界等缺陷處開始聚集，形核能增大，有利于貝氏體的形核，因此貝氏體含量逐漸增加，鐵素體和珠光體量明顯減少[12]。

圖4 試驗鋼在不同試驗方案下的顯微組織Fig.4 Microstructure of the tested steel with different tested schemes(a) R1; (b) R2; (c) R3; (d) R4

綜上所述，試驗鋼獲得鐵素體和貝氏體組織的冷速范圍較寬，由于試驗鋼內C含量較低，試驗鋼材料的淬透性低，因此在整個冷卻速度范圍內組織中依然存在鐵素體。同時，受強碳化物形成元素Nb、V的影響，微合金元素在奧氏體中的偏聚，拖曳溶質原子，使γ中碳的擴散系數下降，增加了過冷奧氏體的穩(wěn)定性，雖抑制了F在原始奧氏體晶界的形成和生長，但固溶于晶內的鈮、釩及在冷卻過程析出的鈮、釩的碳氮化物阻礙了擴散型共析分解的進行，在奧氏體過冷到較低溫度區(qū)時發(fā)生貝氏體相變[4-5,13]。隨著Nb、V微合金元素的添加對試驗鋼硬度也有著顯著的影響，Nb、V與碳、氮結合形成第二相粒子，可有效釘扎晶界，不僅在相變過程中起到沉淀強化作用，同時能夠達到細化晶粒的目的，在大于一定的冷卻速率時，能增加試驗鋼的硬度。

但Q355D熱軋H型鋼為了得到良好的沖擊性能，就要在室溫下獲得鐵素體+珠光體復相組織，并且組織細小均勻，曲線中雖然獲得鐵素體的冷速范圍較寬，但有大量貝氏體出現(xiàn)，因此實際生產中要合理調控冷速，結合形變等措施抑制貝氏體轉變。

2.4 實驗室熱軋后的組織性能

將工件(75 mm×55 mm×40 mm)在箱式電阻爐加熱，保溫30 min，采用φ350 mm熱軋試驗機軋制，道次壓下率20%，終軋厚度10 mm，冷卻方式采用空冷。軋制工藝如表1所示，其中R1、R2、R3和R4應變速率相同，變形溫度不同。

圖4是不同試驗方案下Q355D熱軋H型鋼的室溫顯微組織，不同試驗方案下試驗鋼的力學性能如表2所示。由圖4可知，試驗用鋼室溫組織主要由P+F組成，伴隨著不同含量貝氏體的生成，R1、R2、R3和R4方案下試驗鋼的鐵素體晶粒平均尺寸分別為8.13、10.38、9.96和11.65 μm。

表1 試驗方案

不同試驗方案下試驗鋼的拉伸和沖擊性能如圖5和表2所示。由圖5和表2可知，隨著開軋溫度的升高，R1～R4鋼屈服強度大致呈遞減趨勢，抗拉強度呈遞增趨勢，屈強比逐漸減小，且R4鋼在開軋溫度為1300 ℃時，抗拉強度到達592 MPa，相對較高，總體試驗鋼中屈服和抗拉強度相差不大；相反在不同試驗方案下試驗鋼的塑韌性呈遞減趨勢，在開軋溫度為1150 ℃時，沖擊吸收能量為146 J，相對較高。在R2鋼、R3鋼中，鐵素體晶粒尺寸相差不大，因此兩者在拉伸性能和低溫沖擊性能上沒有體現(xiàn)出太大變化。

圖5 試驗鋼在不同試驗方案下的拉伸性能和沖擊性能Fig.5 Tensile properties(a) and the impact property(b) of the tested steel with different tested schemes

表2 不同試驗方案下試驗鋼的力學性能

由圖4可知，R1鋼組織中晶粒大部分呈等軸晶且微細，不過組織中有輕微帶狀組織，由于試驗鋼在軋制過程中，先由奧氏體轉變?yōu)殍F素體，鐵素體中含碳量少，且隨著溫度的持續(xù)降低，碳原子不斷地向奧氏體化溫度較低的區(qū)域擴散，溫度降低至奧氏體轉變結束線時，保留到最后的奧氏體轉變成珠光體，最終形成鐵素體和珠光體帶狀組織[14]。不過終軋溫度降低，也導致相變奧氏體的形變儲存能增大，形變亞結構增多，鐵素體相變形核位置增多，最終細化鐵素體晶粒[15]。隨著開軋溫度的升高，在R2鋼、R3鋼和R4鋼組織中帶狀組織不明顯，但組織中晶粒等軸晶較少，因此發(fā)生動態(tài)再結晶程度較低，貝氏體組織含量也逐漸增多，鐵素體平均晶粒尺寸越來越大，特別是R4鋼中，鐵素體晶粒尺寸明顯增大，因此試驗鋼沖擊性能逐漸降低。結果表明，在以上設計的不同軋制方案，-20 ℃下試驗鋼的沖擊性能都超過了標準要求。

3 結論

1) 在Q355D熱軋H型鋼CCT曲線中，當冷速<1 ℃/s 時，組織為鐵素體+珠光體，當冷速≥1 ℃/s時，組織中出現(xiàn)貝氏體，含量逐漸增加，當冷速>10 ℃/s時，珠光體消失，發(fā)生馬氏體相變，整個冷速范圍內始終有鐵素體生成。

2) 在冷速范圍內隨著冷速的升高，相變后的晶粒尺寸逐漸減小，相應的顯微硬度逐漸增加。0.5 ℃/s冷速時，硬度是171 HV0.2；1～10 ℃/s冷速范圍內，貝氏體逐漸增多，硬度值范圍在187～203 HV0.2之間，變化不大；20～50 ℃/s冷速范圍內，馬氏體含量逐漸增多，硬度值范圍在240～301 HV0.2。

3) 依據CCT曲線制定軋制試驗，總壓下量為75%，在開軋溫度為1150 ℃，應變速率為0.3 s-1時，動態(tài)再結晶程度較高，組織晶粒較細小，Q355D熱軋H鋼塑韌性較好，-20 ℃的沖擊吸收能量為146 J。