控轧控冷工艺对中钛微合金钢组织和性能的影响

刘韶华 何 平 罗 许

(1.钢铁研究总院冶金工艺研究所，北京 100081；2.攀钢集团研究院有限公司、钒钛资源综合利用国家重点实验室，四川 攀枝花 617000)

随着人们对钢铁材料性能要求的不断提高，在保证高强度的同时要具有良好的塑韧性，钢中加入微合金元素成为生产高性能钢必不可少的一部分。研究表明，在钢中加入微量的V、Ti、Nb等合金元素，析出细小弥散的碳、氮化物对晶粒细化、析出强化、控制再结晶等方面均有重要作用，不仅可有效提高钢的强度而且能改善塑韧性，满足高性能钢性能的要求[1- 5]。目前，已有学者对只加入Ti元素的微合金钢进行了研究，分析了Ti的析出规律及其对钢的组织性能的影响[6- 7]。但系统研究控轧控冷工艺参数对钛微合金化钢热连轧过程中组织和性能的影响目前仍较少。

控制轧制和控制冷却工艺是生产高性能钢的技术保证，研究控轧控冷过程中的各个工艺参数对产品微观组织、微合金元素的纳米析出以及综合力学性能的影响，对钢材的生产开发具有重要意义[8]。本文以中钛微合金钢为研究对象，研究控轧控冷工艺参数对其组织性能的影响，对实际生产具有重要的指导意义。

1 试验材料及控轧控冷工艺方案

国内现有热轧生产线生产的Q345B钢一般为C- Mn成分体系钢，锰的质量分数控制在1.20%～1.65%范围，但钢的成本仍然较高。为了满足低成本条件下Q345B钢的性能要求，实验室设计了0.8%Mn- 0.041%Ti的成分体系钢开展试验研究，其具体化学成分如表1所示。在钢铁研究总院采用50 kg真空感应炉对上述成分试验钢进行冶炼，真空浇铸并快冷得到该成分钢锭，将铸锭加热并锻造成120 mm(长)×110 mm(宽)×95 mm(高)的矩形热轧钢坯，供后续实验室加热、热轧和热模拟试验使用。试样在高温电阻炉中分别加热到1 100、1 150、1 180、1 200、1 220和1 250 ℃，保温30 min后水淬。淬火后的试样通过研磨、抛光后，采用饱和苦味酸水溶液加少量海鸥牌洗头膏侵蚀剂侵蚀，观察原始奥氏体组织形貌，采用截线法测量晶粒大小，分析再加热温度对晶粒长大的影响。

表1 中钛微合金钢的化学成分(质量分数)Table 1 Chemical composition of the medium- titamium microalloying steel (mass fraction) %

热模拟试验过程为：沿钢坯宽度方向依次截取φ8 mm×15 mm的圆柱体试样，以10 ℃/s的速度加热至1 200 ℃后，保温3 min，以5 ℃/s冷速冷至1 150 ℃，保温30 s，以5 /s的应变速率变形30%；然后以5 ℃/s冷速冷至850 ℃，保温30 s，以5 /s的应变速率变形30%；再以60 ℃/s冷速冷至室温。分别：(1)研究精轧变形量(20%、40%、60%)对相变规律的影响；(2)其他工艺不变，研究冷速(5、10、20 ℃/s)对显微组织的影响；(3)研究卷取温度(550、600、650 ℃)对微观组织的影响，精轧后试样以20 ℃/s的冷速冷至卷取温度T，保温5 min后以1 ℃/s的冷速冷至室温。热模拟轧制工艺简图如图1所示。

图1 热模拟轧制工艺简图Fig.1 Schematic diagrams of thermally simulated rolling processes

2 试验结果

2.1 加热温度对奥氏体晶粒尺寸的影响

图2为不同加热温度保温30 min后试验钢的原奥氏体晶粒组织。从图中可以看出，随着加热温度的升高，奥氏体平均晶粒尺寸逐渐增大，当加热温度为1 100 ℃时，奥氏体晶粒细小均匀；当加热温度升高到1 150和1 180 ℃时，奥氏体晶粒尺寸有所增大，但长大速度比较缓慢，无异常长大的晶粒出现；当加热温度继续升高至1 200和1 220 ℃时，晶粒尺寸继续增大，有极少量的粗大奥氏体晶粒出现，奥氏体晶粒分布基本均匀；当温度继续升高到1 250 ℃时，奥氏体晶粒长大明显，有一定比例的大尺寸晶粒。

图3(a)为不同加热温度下原奥氏体晶粒尺寸图。当加热温度从1 100 ℃升高到1 220 ℃时，奥氏体平均晶粒尺寸增加比较均匀，分别为74.8、88.5、94.5、106.5和116.1 μm；而当温度升高到1 250 ℃时，晶粒尺寸迅速增长到152.7 μm，说明奥氏体晶粒明显粗化。

图3(b)为不同加热温度下奥氏体平均晶粒尺寸分布图。可见，随着加热温度的升高，尺寸小于100 μm的晶粒逐渐减小，尺寸大于100 μm的晶粒逐渐增多。当温度低于1 220 ℃时，奥氏体晶粒以小于100 μm的为主；而当温度升高到1 250 ℃时，尺寸大于200 μm的晶粒比例高达6.4%。因此，为了控制奥氏体晶粒尺寸，试验钢的加热温度应控制在1 180～1 220 ℃。

2.2 精轧变形量对原奥氏体晶粒的影响

图2 在温度(a)1 100、(b)1 150、(c)1 180、(d)1 200、(e)1 220和(f)1 250 ℃保温30 min后的奥氏体组织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

图3 (a)奥氏体平均晶粒尺寸和(b)晶粒尺寸分布随加热温度的变化Fig.3 (a)Average grain size and (b) distribution of austenite grain size as a function of heating temperature

图4为不同精轧变形量轧后淬火获得的原奥氏体组织。可以看出，20%精轧变形时，原奥氏体晶粒基本保持原状，有轻微的压扁拉长趋势；40%精轧变形时，原奥氏体晶粒扁平化更明显，开始出现形变带；60%精轧变形时，所有的原奥氏体晶粒基本呈扁平化状态，出现大量的形变带，奥氏体晶界面积和基体缺陷密度大大增加，使铁素体在原奥氏体晶界及变形带上的形核速率大大增加，促进相变的进行，从而达到细化铁素体晶粒的目的。因此，为获得细小均匀的铁素体和珠光体两相组织，精轧总变形量最小应不低于60%。

图4 (a)20%、(b)40%和(c)60%精轧变形后淬火获得的奥氏体晶粒Fig.4 Austenite grains obtained by finish- rolling to deformations of (a) 20%,(b) 40% and (c) 60% and quenching

2.3 冷却速度对显微组织的影响

图5为精轧后不同冷却速度下的微观组织。可以看出，随着冷却速度的增加，铁素体和珠光体的含量逐渐减少，开始出现魏氏针状铁素体组织，甚至少量的贝氏体组织。当冷却速度为5 ℃/s时，基本为铁素体加珠光体两相组织，铁素体晶粒细小均匀；当冷却速度增加到10 ℃/s时，开始出现魏氏针状铁素体组织，铁素体含量相对减少；当冷却速度增加到20 ℃/s时，魏氏针状铁素体含量进一步增加，铁素体含量进一步减少，且铁素体的晶粒尺寸相对减小。

图5 (a)5、(b)10和(c)20 ℃/s冷却速度下试验钢的显微组织Fig.5 Microstructures of the tested steel after cooling at rates of (a) 5、(b) 10 and (c) 20 ℃/s

测得不同冷却速度下的铁素体体积分数及试验钢的抗拉强度，结果如表2所示。可见，随着冷却速度的增加，试验钢的抗拉强度逐渐增大，且10与20 ℃/s冷却速度下的铁素体体积分数也相差不大。因此，试验钢的冷却速度应控制在10～20 ℃/s。

表2 不同冷却速度下的相体积分数与抗拉强度Table 2 Phase volume fraction and tensile strength of the steel after cooling at different rates

2.4 卷取温度对显微组织的影响

图6为不同温度卷取后的微观组织。从图6中可以看出，卷取温度为550和600℃时组织变化不大，均为准多边形铁素体和珠光体两相组织，且晶粒细小均匀，平均晶粒尺寸分别为9.7和10.3 μm；当卷取温度提高到650 ℃时，晶粒明显粗化，平均晶粒尺寸达16.5 μm，为多边形铁素体和珠光体两相组织，多边形铁素体体积分数比600 ℃卷取时有所提高。

测量不同温度卷取后的抗拉强度，如表3所示。从表3中可以看出，600 ℃卷取时的抗拉强度最高，分别比550和650 ℃卷取时高14和36 MPa。综上，试验钢的卷取温度应控制在(600±10) ℃。

3 控轧控冷工艺优化方案

根据上述热模拟试验结果，设定试验钢加热温度为1 200 ℃，保温时间3 h。再结晶区始轧温度控制在(1 150±20)℃，终轧温度控制在(1 050±20)℃，再结晶区轧制道次压下量大于动态再结晶临界变形量，总压下量不小于58%；未再结晶区始轧温度控制在(980±20) ℃，终轧温度设定为820、850、880 ℃，累计压下量大于60%，卷取温度设定为600 ℃，模拟卷取保温1 h后随炉冷却。轧制工艺压下制度和温度控制目标如表4和表5所示。

图6 于(a)550、(b)600和(c)650 ℃卷取的试验钢的显微组织Fig.6 Microstructures of the tested steel coiled at (a) 550, (b) 600 and (c) 650 ℃

表3 不同温度卷取的试验钢的晶粒尺寸与抗拉强度Table 3 Grain sizes and tensile strengths of the tested steel coiled at different temperatures

表4 轧制工艺厚度控制目标Table 4 Thickness control objectives of rolling process

表5 轧制工艺温度控制目标Table 5 Temperature control objectives of rolling process

3.1 轧后力学性能分析

在实验室φ350 mm二辊轧机上采用上述优化方案及表5中3种终轧温度进行热轧试验，轧后对1～3号试样进行力学性能测试。根据GB/T 228—2002切取标距为50 mm的拉伸试样，采用CMT- 4105型万能拉伸试验机进行室温拉伸试验。结果如图7所示。

图7 终轧温度对试验钢力学性能的影响Fig.7 Effect of finishing rolling temperature on mechanical properties of the tested steel

从图7中可以看出，该锰质量分数为0.8%的低成本钛微合金化试验钢，随着终轧温度的升高，其屈服强度先升高后降低，在850 ℃终轧时屈服强度最高，达491 MPa；抗拉强度随着终轧温度的升高而降低，终轧温度为850和820 ℃时相差不大，分别为625和641 MPa。断后伸长率随着终轧温度的升高先升高后降低，在850 ℃终轧时达到最高，为33.6%。

上述结果表明，当终轧温度为850 ℃时，该试验钢具有良好的力学性能，能满足国标对低合金Q345B钢的力学性能要求，且能最大限度地降低成本。

表6给出了3种终轧温度下试验钢力学性能的具体数值。

表6 3种终轧温度下试验钢的力学性能Table 6 Mechanical properties of the tested steel finishing rolling at three kinds of temperature

3.2 显微组织分析

图8为不同温度终轧的试验钢的显微组织。终轧温度为820 ℃时铁素体晶粒比较细小，但有少量魏氏组织生成。终轧温度为850 ℃时试验钢的微观组织由铁素体和珠光体组成，平均晶粒尺寸10.34 μm，晶粒比较均匀，没有明显的带状组织和成分偏析。随着终轧温度的提高，铁素体晶粒有长大的趋势，魏氏组织逐渐消失；当终轧温度达到880 ℃时，出现一定比例的大尺寸铁素体晶粒。终轧温度对奥氏体的形变储能和铁素体的形核率影响较大，当终轧温度较低时，奥氏体的形变储能较大，促使铁素体形核与晶粒长大驱动力增加，少量的铁素体在奥氏体晶界形核并迅速向晶内长大，形成魏氏组织；而当终轧温度较高时，未再结晶区变形量相对较小，造成原始奥氏体晶粒粗大，导致轧后相变过程有部分先共析铁素体长大，试验钢部分铁素体晶粒粗大。

4 结论

图8 在(a)820 ℃、(b)850 ℃、(c)880 ℃终轧的试验钢的显微组织Fig.8 Microstructures of the tested steel after finishing rolling at (a) 820 ℃,(b) 850 ℃ and (c) 880 ℃

通过对设计的0.8%Mn- 0.041%Ti试验钢开展不同控轧控冷工艺参数下热模拟试验研究，分析了加热温度、精轧变形量、冷却速度和终轧温度等对钛微合金化试验钢组织和性能的影响，提出了一套合适的工艺方案，得出以下结论。

(1)随着加热温度升高，奥氏体晶粒逐渐长大，当加热温度从1 100 ℃升高到1 220 ℃时，奥氏体平均晶粒尺寸增加比较均匀，而当温度升高到1 250 ℃后，晶粒尺寸迅速增长；试验钢累计精轧变形量大于60%时，奥氏体晶粒基本呈扁平状态，并出现大量的形变带，铁素体形核速率增加；精轧后冷却速度在10～20 ℃/s时， 试验钢为铁素体加珠光体组织，晶粒细小均匀，抗拉强度较高。

(2)终轧温度为850 ℃时，试验钢的屈服强度为491 MPa，抗拉强度为629 MPa，断后伸长率为33.6%，冲击吸收能量为247 J，弯曲性能良好，力学性能均超过同级Q345B钢的国标规定值，同时也改善了钢中的带状组织，提高了组织均匀性。

(3)通过钛微合金化试验钢的热模拟试验研究，获得了一套合适的控轧控冷工艺方案：精轧总变形量应大于60%，终轧温度控制在(850±10) ℃，冷却速度控制在10～20 ℃/s，卷取温度控制在(600±10) ℃时，试验钢可以获得优良的组织与力学性能。