不同轧制温度制度对Q690D 组织性能的影响

2024-01-07邢天庆耿云飞

山西冶金 2023年7期

邢天庆，耿云飞

（唐山钢铁集团有限责任公司技术中心，河北唐山 063000）

0 引言

Q690D 属于高强度工程机械用钢，常用于大型机械、载重乘用车、传动系统、液压系统、常见支架类等高强结构件，应用范围较为广泛，由于工程机械用钢常处于露天作业、载重、往复循环式变形、低温等等复杂使用环境，尤其服役于极寒环境下，要求所使用的钢材原料除具备一般要求的力学性能指标外，还需具备良好的低温韧性，即-20 ℃温度下，冲击功≥47 J。

利用Mn 的固溶强化作用，扩大奥氏体相区，降低A3点，利用Ti 的细晶强化作用，以及Nb 对低温韧性的强化作用，进行微合金成分设计。Ti 元素具有活泼的反应特质，易与其他化学成分生成多种析出相，其中产生的硫化物和氧化物对钢材质量是有害的，所以在实际生产的过程中，对硫含量和氧含量的控制尤为重要。在与Ti 元素发生反应产生的的化合物中，根据含Ti 化合物的活泼程度，活泼顺序为Ti2O3＞TiN＞Ti4C2S2＞Ti（C，N）＞TiC，其中，化合物TiC 和TiN 可以抑制晶粒组织的再结晶，对奥氏体晶粒的长大行为进行抑制，对组织晶粒的细化提供有益作用。TiN 作为最优先析出的化合物，TiN 具备在高温下热稳定性质，但在高温条件下析出的TiN 化合物尺寸一般比较粗大，在钢坯组织中容易发展成为大块非金属夹杂物或裂纹源，影响钢材内部质量，进而影响最终钢材综合质量；相反地，当在低温环境下析出的TiN 具备较小的尺寸，只有低温环境下析出的的小尺寸TiN 才具备强化基体的有益作用，冷速越快，溶质化学元素的偏析比例就越大，含Ti 大尺寸的夹杂物析出就越早，晶粒尺寸会随着冷速的加大而逐渐变小，如提高Ti元素和N 元素的开始浓度，会使夹杂物的析出时间提前，TiN 夹杂物尺寸变大，实际生产过程中w（N）一般控制在60×10-6以下。根据TiN 的高温热稳定性，在低于1 450 ℃温度时，TiN 降停止继续析出，所以控制TiN 的尺寸和析出温度是目前研究的重点方向。析出温度越低，析出粒子尺寸越小，根据有效钛的公式w（Ti有效）=w（Ti）-3.42w（N）-3w（S），有效钛为析出的TiC 化合物部分，TiC 颗粒为一般为球形，为细小弥散的组织，位错或者位错亚结构是成核的主要位置，具有最好的析出强化效果，虽然TiC 强化效果较好，但由于温度敏感性高导致钢材力学性能不稳定，需要严格控制轧制工艺[1-4]。

本文研究了热轧生产工序中一种采用低碳铌钛微合金成分工程机械用钢Q690D 在实验使用不同的终轧温度和卷取温度时，Q690D 的金相组织形貌特征、力学性能、耐低温冲击韧性的变化差异。

1 实验材料和方法

实验采用生产工艺：铁水预处理→转炉→LF 精炼→连铸→热轧，铸坯出炉温度1 210 ℃，加热时间3.0 h，热轧工序采用三种轧制温度方案，层流冷却模式为前端集中冷却，按照三种轧制温度方案完成卷取成卷，得到热轧基板为10.0 mm 规格成品。

热轧钢卷自然冷却至室温后，切除热卷尾部8 m以上进行取样，在热轧基板板宽OS 侧1/8、1/4 及DS 侧的对称位置、中间1/2 位置处分别取280 mm×25 mm大小的垂直于轧向的横向拉伸实验样，拉伸应力应变曲线采用德国Zwick Roell Z100 万能材料拉伸试验机进行测定，试样宽度为25 mm，材料的断后延伸率测量标距为比例标距为试样横截面积），拉伸实验过程中万能实验机夹头的移动速度设定为2 mm/min，同时在平行于轧向的试样端部截取10 mm×10 mm 左右尺寸的金相样，并对金相样截面先后进行砂纸打磨、抛光布抛光，然后用φ（HNO3）=5%的硝酸酒精溶液侵蚀10 s 左右，无水酒精冲洗后吹干后，放入ZEISS 光学显微镜试样台，利用500 倍组合光镜观察Q690D 显微组织。在板宽OS 侧1/4 位置分别截取平行于轧制方向的纵向冲击功实验样，冲击功实验样表面铁皮打磨干净，然后车床加工为尺寸为7.5 mm×10 mm×55 mm 大小的试样，冲击功实验样冲击缺口在厚度方向加工，缺口类型采用KV2，然后在摆锤冲击实验机下进行冲击功检测实验。

实验所用实验坯采用同一炉铸坯，化学成分见表1 所示，热轧工艺制度见表2 所示。

表1 钢材Q690D 的化学成分

表2 Q690D 热轧工艺

2 实验结果及讨论

2.1 实验结果

2.1.1 金相组织

三种轧制温度方案下的金相组织如图1 所示。

图1 不同轧制温度方案下钢带Q690D 的显微组织

如图1 种方案金相组织所示，方案1 在获得铁珠组织，晶粒较为均匀；方案2 获得铁珠组织，存在明显的粗大组织，方案3 获得铁珠组织，晶粒较为均匀。分析认为，钢中添加了大量Nb 元素，对变形奥氏体再结晶抑制作用较强，Nb 可提高再结晶温度，方案2 较低的轧制温度容易导致形变储存能过度积累，反而容易导致晶粒异常长大；同时由于第2 相粒子沿晶界不均匀性析出和粗化，对晶界的钉扎作用发生变化，在两者综合作用下发生二次再结晶，使晶粒反常长大，发生混晶的主要原因[5]。方案1 在较大的冷却范围下，获得粒状贝氏体组织，方案3 适当终轧温度提高后，变形奥氏体再结晶更加充分，混晶现象消失。因此，适当提高终轧温度，有利于提高显微组织均匀性。

2.1.2 力学性能

三种轧制温度方案下的拉伸性能如图2 所示。

图2 不同轧制温度热轧钢带的力学性能

如图2 三种方案力学性能所示，方案1 驱动侧位置上屈服强度低于标准要求，抗拉强度接近标准下限要求，板宽最大性能差大于100 MPa，方案2 驱动侧位置上屈服强度和抗拉强度较低，接近标准下限，板宽方向最大性能差大于60 MPa；方案3 板宽各点强度与出厂标准要求相比具有一定的空间，方案3 整体性能最高。采用低温轧制工艺促进了变形奥氏体微合金碳氮化物析出，奥氏体中微合金碳氮化物析出可以钉扎奥氏体晶界，但由于奥氏体阶段微合金碳氮化物析出温度较高，析出颗粒尺寸较大，对强度的贡献较小。同时奥氏体微合金碳氮化物的析出较多会导致后续铁素体中析出物减少，降低了铁素体中沉淀析出的强化效果[6]。低温卷取条件下，微合金元素扩散能力相对减弱，也在一定程度上影响到微合金相的析出量[7]。

2.1.3 冲击功

三种轧制温度方案下的冲击功如表1 所示。

表1 三种轧制温度方案下的冲击功

如上三种方案冲击功结果所示，方案3 获得相对较高的冲击功，方案1 次之，方案2 最低。研究表面[8]，方案1 虽然高的高温奥氏体变形温度（终轧温度），导致铁素体晶粒细化，析出强化提高，但钢的低温韧性明显恶化。方案2 在低温奥氏体区增加变形量，促进大量（Ti，Nb）（C，N）在低温奥氏体中的析出，减弱铁素体中碳氮化物析出强化效果韧性得到明显的提高。方案3 高的高温奥氏体变形温度(终轧温度)，导致铁素体晶粒细化，且相对较高的卷取温度利于TiC 充分沉淀析出，强韧性相对提高。