低焊接裂纹敏感性高强钢的奥氏体动态连续冷却转变行为研究

张 君,姚连登,赵小婷

(宝山钢铁股份有限公司中央研究院,上海 201999)

热机械控制工艺(TMCP-Thermo Mechanical Control Process)能够在不添加过多合金元素、不需要复杂后续热处理的条件下生产出高强度高韧性的优质钢材,被认为是一种节约合金和能源,并有利于环保的工艺。自20世纪80年代开发以来,已经成为生产低合金高强度宽厚板不可或缺的技术[1],而在使用TMCP生产高强钢的过程中,轧后冷却的控制是实现宽厚板高强度同时保证良好塑韧性的关键工艺。采用钢的过冷奥氏体连续冷却转变(CCT-Continuous Cooling Transformation)曲线可以较好地分析钢在冷却过程中的组织转变产物及含量,模拟实际生产中钢在冷却过程中的组织转变,能够为制定实际的控制冷却工艺提供理论参考。根据连续冷却转变曲线,可以选择最适当的冷却工艺制度,从而获得所需的贝氏体或马氏体组织,进而达到使钢材具有各种性能的目的[2-4]。由此可见,研究低合金高强度钢板的奥氏体连续冷却转变行为对于采用TMCP技术生产的高强度高韧性宽厚板是十分必要的。

传统的高强度级别钢种多采用调质处理工艺生产,但随着节约能源、降低成本、提高综合性能等要求越来越高,控轧空冷(TMCP)工艺作为提高钢材强韧综合性能的重要手段,已经被越来越广泛地应用于各种高强度级别钢种的工业生产中,其具有能源节约、工序简化、成本降低等优势。与同等强度级别的钢材相比,采用TMCP工艺生产的高强度钢能降低钢的合金含量,降低钢的碳当量,改善局部焊接性能,同时,能够有效地改善热轧钢板的强度和韧性,充分挖掘钢种的性能潜力。本文主要测试了Q690高强度低合金钢的CCT曲线,研究了冷却速度对组织的影响,为采用TMCP工艺生产Q690钢板提供制定控制冷却工艺的理论参考。

1 试验材料和方法

本试验所用的低合金高强度Q690钢锭采用中试50 kg真空感应炉冶炼,浇铸耐材钢锭1支,冶炼化学成分如表1所示。

表1 Q690试验钢的化学成分Table 1 Chemical compositions of the experimental Q690 steel %

从钢锭上取φ10 mm×100 mm的热模拟圆棒试样,在Gleeble 3800热模拟试验机上以10 K/s的速度加热至1 200 ℃保温10 min,以10 K/s的速度冷却至1 050 ℃,以5 s-1的变形速度(速率)压下40%以模拟奥氏体再结晶区的变形,再以10 K/s的速度冷却至840 ℃,以10 s-1的变形速度压下30%以模拟奥氏体在非结晶区的变形。随后,分别以0.1、0.2、0.5、1、3、5、10、20和30 K/s的冷却速度冷至200 ℃以下,随后加速冷却至室温。在上述圆棒试样的变形部位取圆棒截面的金相试样,经过机械研磨、抛光后,采用4%的硝酸酒精进行腐蚀,在光学金相设备下对试样的显微组织进行观察和分析,并测试其维氏硬度(维氏硬度取6个测试点的平均数值)。结合机器采集的温度、时间、膨胀量以及显微组织的分析结果,采用Origin软件绘制动态CCT曲线。

2 试验结果与分析

图1是通过试验钢的膨胀曲线绘制的动态CCT曲线。从图1可以看出,在从840 ℃降至200 ℃的过程中,钢板的转变分为A(奥氏体)→F

(铁素体)、A(奥氏体)→P(珠光体)、A(奥氏体)→B(贝氏体)以及达到马氏体转变的临界冷却速率后直接发生马氏体相变的4个区域。从冷却速率为0.1 K/s时开始,随着冷却速率的提高,试验钢铁素体和贝氏体开始和结束的转变温度都趋于降低,硬度也随之上升。这是因为铁素体相变属于受界面移动控制的扩散型相变,随着冷却速率的提高,奥氏体的过冷度增大,晶界处的临界形核自由能与均匀形核时的自由能逐渐减小,铁素体相变区温度降低。随着冷却速率的增加,奥氏体过冷度增大,由面心立方向体心立方相变的驱动力增加,这会提高铁素体或贝氏体的形核率,提高铁素体或贝氏体相变的转变速率,细化铁素体或贝氏体组织[5-6]。当冷却速率提高至一定程度后,温度下降快,奥氏体的过冷度增加,但此时由于相变温度低,钢中原子的扩散系数也下降,导致扩散型的相变难以进行,因此开始出现马氏体相变,钢的硬度也较之前有较为显著的提高。

图2是试验钢在不同的冷却速率下的金相显微组织。可以看出,在冷却速率为0.1 K/s时,钢中主要为先共析铁素体+珠光体的组织;随着冷却速率提高到0.2 K/s,多边形铁素体组织有明显的细化,钢中珠光体的含量有所减少;当冷却速率达到0.5 K/s时,由于过冷度的增加,相变驱动力增大,相变速率提高,钢中多边形铁素体组织进一步得到细化,珠光体组织含量降低,钢中开始出现少量的粒状和板条状的贝氏体,试验钢的维氏硬度(HV10)也由冷却速率为0.1 K/s时的159提高到了220。

当冷却速率达到1 K/s时,钢中形似多边形铁素体的白色组织中能明显观察到板条状亚结构,而粒状贝氏体和板条贝氏体的比例增加,试验钢的硬度(HV)由220升高到238;冷却速率达到3 K/s时,钢板的组织进一步细化,同时硬度(HV)也提高至247,其铁素体组织明显减少,钢中的组织以粒状贝氏体+板条贝氏体为主;当冷却速率提高至5 K/s时,试验钢的组织出现了较大的变化,钢中板条状贝氏体的占比显著增加,而粒状贝氏体的体积分数降低,此时试验钢的硬度(HV)为260。

当冷却速率提高至10 K/s时,试验钢的组织为铁素体+板条贝氏体+少量粒状贝氏体+板条马氏体(根据试验钢此时的硬度推测,钢中已经开始形成少量的马氏体组织),贝氏体板条的尺寸也有显著的细化,此时试验钢的硬度(HV)达到300。研究表明[7],对于贝氏体钢,降低冷却速率,有利于提高钢中粒状贝氏体的比例,将改善钢的韧性和塑性,适用于发展中等强度的贝氏体钢,而提高冷却速率,则会提高钢中板条贝氏体的体积分数,进而提高钢的强硬度,适用于发展高强度的贝氏体钢。

冷却速率进一步提高至20 K/s时,相变开始温度降至600 ℃以下,此时钢中原子的扩散系数降低,相变速率下降,扩散型相变的比例下降,试验钢基体组织仍为极少量的铁素体+贝氏体+板条马氏体,且钢中粒状贝氏体组织的比例显著下降,试验钢的硬度(HV)升高至359;当冷却速率达到30 K/s时,组织基本为板条马氏体,试验钢的硬度(HV)也达到了390。

3 结论

(1) 在Gleeble 3800热模拟试验机上采用膨胀法测定了690 MPa级低裂纹敏感性高强度钢的连续冷却转变曲线,为后续制订和优化生产该级别的高强度钢的冷却工艺提供参考依据。

(2) 对于本文的试验钢种而言,冷却工艺对于组织性能有较大的影响,随着冷却速率的增加,钢中的组织转变由奥氏体—铁素体逐渐过渡至奥氏体—马氏体。当冷却速率较小时,组织为铁素体+珠光体;冷却速率提高,钢板的组织开始出现粒状贝氏体+板条贝氏体,且随着冷却速率的提高,贝氏体的体积分数增加,钢板的硬度也显著提高。进一步提高冷却速率后,钢中开始发生马氏体相变,硬度(HV)也上升至390。

(3) 从硬度和组织来看,为了获得综合性能优良的Q690CFD钢,应将轧制后的冷却速率控制在3～10 K/s之间,得到以细小的粒状和板条状贝氏体为主的微观组织。