轧制工艺对550 MPa 级桥梁钢组织和晶界特征的影响

2022-08-04秦小梅

现代交通与冶金材料 2022年4期

邓伟，秦小梅

（南京钢铁股份有限公司, 江苏南京 210035）

引言

高强韧贝氏体钢通常采用添加微合金元素、优化热机械加工工艺和热机械加工后的加速冷却条件来设计和生产［1］，广泛应用于桥梁、火车转向架等领域。在使用过程中，贝氏体钢最重要的性能是断裂韧性和抗变形能力。而力学性能在很大程度上受微观结构特征的影响，如位错亚结构、晶界和析出物等［2］。桥梁用550 MPa 级贝氏体钢具有复杂的显微组织，这是由制造工艺和微合金成分决定的。许多学者在研究显微组织、力学性能与化学成分和工艺参数内在关联性［3-7］的同时，发现大角度晶界（HAGB，指具有大于15°的取向差角的晶界）在提高多晶体的塑性变形能力和断裂韧性方面，有着积极的作用［8-10］。HAGB 是解理裂纹线性扩展的重要障碍，特别是在韧脆转变过渡区［2，11-12］。因此，研究大角度晶界及其影响因素，对于提高桥梁用高强韧贝氏体钢的力学性能有着至关重要的作用。

关于高强韧贝氏体钢，现有研究主要集中在利用低温大变形轧制获得细晶粒钢，从而提高断裂韧性［5，13-14］。但对于550 MPa 级高强度桥梁钢来说，变形和冷却速率是其关键的工艺参数。变形和连续冷却过程对微观和亚微观尺度上的组织演化特征还未见报道。

本工作采用光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）和EBSD 技术分析了550 MPa 高强韧贝氏体桥梁钢在连续冷却过程中的组织演变，重点探讨微观和亚微观组织演化，旨在阐明冷却和变形对该钢组织和晶界特征的影响，为制定轧制工艺提供参考。

1 实验材料及方法

材料为550MPa 级低碳贝氏体桥梁钢，其成分（重量百分比，%）为0.05C，0.20Si，1.80Mn，0.20Mo，0.05Nb，0.002S 和 0.007P，其余为 Fe。采用Formastor-F 热膨胀仪和MMS-300 热模拟机研究不同变形条件下的连续冷却转变行为。试样直径为8 mm，高度为15 mm。实验过程如图1 所示，图中V冷却速率，ε为应变。将试样加热到1200 ℃，保温180 s 后，以10 ℃/s 的冷速冷却到810 ℃，保温30 s 后不变形直接冷却或进行压缩变形，变形量分别为25%，40%和50%，冷却速率为1～30 ℃/s。不变形试样的冷却速率为0.5～100 ℃/s。

试样经机械抛光后用3%硝酸溶液浸蚀，采用光学显微镜（OM）和扫描电镜（SEM）观察微观结构。用70%乙醇、20%高氯酸和10%甘油，在25 V电压下对样品进行电化学抛光10～15 s，采用FEIQUANTA 600 型扫描电镜（EBSD）进行晶界特征分析。

2 实验结果与讨论

2.1 冷却速率对微观组织的影响

不变形试样在不同冷却速率下的OM 和SEM像如图2 所示。冷却速率为2 ℃/s 时，显微组织由粒状贝氏体、块状铁素体和多边形铁素体组成（如图2（a）和图2（b）所示）。冷却速率增大到10 ℃/s，PF 基本消失，主要为板条贝氏体和针状铁素体（如图2（c）和图2（d）所示）。当冷却速率增大到30 ℃/s 时，得到几乎完全的板条贝氏体组织（如图2e 和图2f 所示）。且冷却速率由2 ℃/s 增大到30 ℃/s，M/A 岛的数量增多、尺寸变得更细小，原始奥氏体晶界均清晰可见。

当冷却速率大于10 ℃/s 时，一个奥氏体晶粒中含有多个贝氏体板条束，每个板条束由多个平行的贝氏体板条组成。随着冷却速率由2 ℃/s 增大到30 ℃/s，贝氏体板条束尺寸增大，板条间距逐渐减小（如图2（b），图2（d）和图2（f）所示），贝氏体板条变得连续均匀，且M/A 岛尺寸减小、数量增多。冷却速率的变化造成了最终组织形态的差异，这与不同冷却速率下碳原子的扩散速度有关。当冷却速率较小（2 ℃/s）时，贝氏体板条呈不连续线性分布，而冷却速率大于2 ℃/s 时，贝氏体板条增多且变得连续，呈长薄膜片状。当冷却速率达到10 ℃/s 以上时，在晶界形核的贝氏体以片层状向奥氏体晶粒内生长，片层状贝氏体依靠非共格界面处原子的扩散向前推进，而依靠位错的攀移增厚。冷却速率较大时，共格、半共格形态的片层无法以扩散方式增厚［15］，所以贝氏体片层纵向延伸的速率远大于其横向增厚的速率，于是冷却速率越大，片层纵向与横向生长速率的差距越大，导致贝氏体板条越薄、越长［16］，贝氏体板条间的M/A 岛尺寸也越来越小，且线性特征也越明显。

2.2 变形量对微观组织的影响

20 ℃/s 冷却速率下，试样金相组织随变形量的变化如图3 所示。变形量为0 时（如图3（a）所示），金相组织为板条贝氏体和粒状贝氏体，贝氏体板条有序排列，板条间呈一定的取向性。当变形量为25%～50%，金相组织为针状铁素体、多边形铁素体和粒状贝氏体（如图3（b）～（d）所示），贝氏体板条的平行位向关系被打乱，其形态与不变形条件下明显不同。在变形试样中，具有一定取向的可见碳化物和岛状结构明显减少，晶粒分布不规则。这是由于形变使原始奥氏体晶界被破坏，贝氏体板条不能在原始奥氏体晶界形核、生长，平行位向的板条形态不能发展。且形变产生的变形功促进了非均匀晶内成核，因而促进了针状铁素体的形成，并呈非平行形态。与图3（a）中未变形样品相比，在25%至50%变形样品中获得的晶粒尺寸更细小。变形提高了针状铁素体的形核率，使针状铁素体的尺寸减小［3］。

2.3 冷却速率和变形量对晶界特征的影响

变形试样的平均有效晶粒尺寸均减小，且变形量越大，有效晶粒尺寸越小。当冷却速率大于20 ℃/s时，平均有效晶粒尺寸有增大的趋势。不同冷却速率及不同变形量下的大角度晶界比例变化如图5（b）所示。大角度晶界的比例受冷却速率和变形量的影响规律如下：无论变形还是不变形试样，在1～20 ℃/s 范围内，随着冷却速率的增加，大角度晶界的比例都增加；但当冷却速率大于20 ℃/s 时，随着冷却速率的增加，大角度晶界的比例趋于减少。从图5 可见，获得最小平均有效晶粒尺寸和最大比例大角度晶界的最佳冷却速率范围为15～25 ℃/s，在此冷却速率范围内，当变形量达到40%以上时，可以获得10 μm 左右的有效晶粒尺寸，同时大角度晶界比例达到75%～80%。

2.4 现场轧制试验

根据热模拟试验结果，在现场进行轧制试验，采用厚度为220 mm 的Q550qE 连铸板坯，轧制32 mm厚度的钢板，轧制工艺参数及力学性能如表1 所示。当精轧变形量29%～50%，冷却速率7.8～31.0℃/s时，六种工艺条件下试验的Q550qE 钢板强度和延伸率均可满足要求，但-40℃低温冲击功和无塑性转变温度NDT 差别较大。当精轧变形量为29%，冷却速率为8.3 ℃/s 时，-40 ℃冲击功和NDT 温度比冷却速率17.1 ℃/s 时差。当精轧变形量达到41%，冷却速率为7.8 和31.0℃/s 时，-40 ℃冲击功和NDT温度比冷却速率20.3 ℃/s 时差。当精轧变形量达到50%时（工艺6），与工艺4 变形量为41%、冷却速率相近条件下，强度、-40 ℃冲击功和NDT 温度基本相当。当精轧变形量为41%，冷却速率由7.8 ℃/s增大到31.0℃/s 时，屈服和抗拉强度增加，延伸率降低。冷却速率为7.8 ℃/s 和31.0 ℃/s 时，-40 ℃冲击功和NDT 温度比冷却速率20.3 ℃/s 时差。

表1 Q550qE 轧制试验

2.5 分析与讨论

本研究材料中含有Mn，Mo，Nb 等元素，这些元素能显著促进贝氏体、针状铁素体等中温相变，抑制多边形铁素体和珠光体相变［5］。对不变形试样，当冷却速率为30 ℃/s 时（如图2 所示），组织为典型的贝氏体，原奥氏体晶界清晰。当冷却速率为10 ℃/s时，可获得针状铁素体组织。只有在低于2 ℃/s 的冷却速率下才能实现多边形铁素体相变。变形对微观组织的影响很大，经过变形后，在冷却速率大于10 ℃/s 时，晶粒和M/A 岛状组织被细化，岛状组织明显。此外，变形试样在所有冷却速率下，贝氏体组织均呈非平行取向且几乎看不到原始奥氏体晶界，呈典型的针状铁素体显微组织特征。不同的热变形工艺对大角度晶界及相变组织的影响不同。随变形量增大，奥氏体中形成更高密度的亚结构，增加了针状铁素体的形核位置，在随后冷却过程中，随冷却速率增加进一步促进针状铁素体的转变，使晶粒更细小。

大角度晶界的比例与显微结构有关。根据前述试验分析，原奥氏体晶界、贝氏体板条束界、针状铁素体和多边形铁素体晶界均为大角度晶界，贝氏体板条界为小角度晶界。当冷却速率低于5℃/s 时，不变形试样的显微组织由粒状贝氏体、块状铁素体和少量多边形铁素体组成，粒状贝氏体含有许多亚晶界，故小角度晶界比例高。当冷却速率超过5 ℃/s时，不变形试样的微观组织由粒状贝氏体逐渐变成板条贝氏体，且随冷却速率增加，贝氏体块/束的尺寸减小，贝氏体块/束界面增多，故大角度晶界比例急剧增大，至冷却速率20 ℃/s 时达到峰值。而对于变形试样，显微组织由针状铁素体、多边形铁素体和粒状贝氏体组成，这些组织的界面都属大角晶界，故大角度晶界比例比不变形试样高，且随着变形量和冷速增加，针状铁素体比例增加，故大角度晶界比例也增加，至冷速20 ℃/s 时达到峰值。

在1～25℃/s 冷却速率范围内，变形和不变形试样的平均有效晶粒尺寸均随冷却速率增大而减小。但是当冷却速率超过25 ℃/s 时，平均有效晶粒尺寸又有增大的趋势，是因为冷却速率超过25 ℃/s 时，贝氏体板条束的尺寸增大了。经EBSD 分析，贝氏体板条界为亚晶界，板条束界可视为晶界，一个贝氏体板条束为一个有效晶粒，冷却速率越大，贝氏体板条束生长越发达，尺寸越大，因此冷却速率达到30 ℃/s 时平均有效晶粒尺寸反而增大。在试验的所有冷速范围内，变形试样的平均有效晶粒尺寸均小于不变形试样，且随着变形量增大，有效晶粒尺寸越小。

晶粒尺寸变小提供了提高强度的潜力，细晶强化可以用霍尔-佩奇方程来描述：

式中A和B为常数。

在Hall-Petch 和Cottrell-Petch 方程中，强度和韧性与晶粒尺寸大小成反比。晶粒尺寸越小，强度和韧性越好。此外，从断裂过程分析，贝氏体的强韧性行为不同于其他组织类型。对低碳钢的研究［5，11］认为，解理面尺寸是影响强韧性的关键结构单元，而本文中贝氏体钢的平均有效晶粒尺寸可看成是解理面尺寸。解理裂纹可以在大角度晶界处偏转，抑制裂纹扩展，因此平均有效晶粒尺寸越小、大角度晶界比例越高，韧性更好。从图5 平均有效晶粒尺寸与冷却速率和变形量的关系可知，随变形量增加，可以明显细化有效晶粒尺寸，大角度晶界的比例也越大，这也是表1 中550 MPa 贝氏体桥梁钢精轧变形量越大，强度越高、韧性越好的原因。但随冷却速率由25 ℃/s 进一步增加，有效晶粒尺寸先减小后增大，大角度晶界的比例有减小的趋势，这与表1 中工艺5精轧变形量达到41%、冷却速率31.0℃/s，-40 ℃低温冲击功和NDT 反而变差的结果具有一致性。即550 MPa 贝氏体桥梁钢轧制后冷却过程中，需要控制冷却速率在15～25 ℃/s 合适的范围，否则会恶化低温韧性。