控轧控冷工艺对高强度结构钢组织及力学性能的影响

收稿日期:2008203205
基金项目:国家科技支撑计划项目(2006BAE03A08).
作者简介:蓝慧芳(1981-),女,山东烟台人,东北大学博士研究生;杜林秀(1962-),男,辽宁本溪人,东北大学教授;刘相华
(1953-),男,黑龙江双鸭山人,东北大学教授,博士生导师.
第30卷第2期2009年2月东北大学学报(自然科学版)Journal of Northeastern University (Natural Science )Vol 130,No.2Feb.2009
控轧控冷工艺对高强度结构钢组织及力学性能的影响
蓝慧芳,杜林秀,刘彦春,刘相华
(东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室,辽宁沈阳　110004)
摘 要:探讨了控制轧制及加速冷却过程中工艺参数对高强度结构钢组织及性能的影响;借助光学显微镜、扫描电镜、电子背散射衍射对钢的强韧化机制进行了分析.通过合理选择两阶段控轧+快速冷却参数,获得了满足国标G B/T 16270—1996中Q690,Q620和Q550要求的高强度钢板;得出了终轧温度、终冷温度和冷却速度与力学性能之间关系的回归方程,并分析了这些因素对显微组织及力学性能的影响.结果表明:在终轧温度870～880℃,冷速15～20℃/s 的条件下,终冷温度570～600℃,能够达到Q550的要求;终冷温度
500～570℃,能够达到Q620的要求;冷速提高至35～40℃/s ,终冷温度在550℃左右,能够达到Q690的要
求.
关　键　词:控轧控冷;高强度结构钢;工艺参数;强韧化机制;力学性能;显微组织
中图分类号:TG 142.1;TG 335.5 文献标识码:A 文章编号:100523026(2009)022*******
E ffect of TMCP Parameters on Microstructure and Mechanical
Properties of High 2Strength Structural Steel
L A N Hui 2f ang ,DU L i n 2xi u ,L IU Y an 2chun ,L IU Xiang 2hua
(The State K ey Laboratory of Rolling &Automation ,Northeastern University ,Shenyang 110004,China.Correspondent :LAN Hui 2fang ,E 2mail :lanhuifang @ )
Abstract :Discusses the effects of TMCP parameters ,i.e.the processing parameters ,on the microstructure and mechanical properties of high 2strength structural steel.And the strengthening/toughening mechanism of the steel is investigated by virtue of optical microscope ,SEM (scanning electron microscope )and EBSD (electron backscattered diffraction ).By choosing properly the parameters of the two 2stage controlled rolling and accelerated cooling process ,the high strength structural steels were obtained coming up to China ’s National Standards Q690,Q620and Q550as included in G B/T16270—1996.The regression equations describing relationship between such processing parameters as finish rolling/cooling temperature ,cooling rate and mechanical properties are thus given ,and how those parameters affect the microstructure and mechanical properties are analyzed.The results showed that the steel plates can be up to the standard Q550if the finish rolling temperature θFR =870～880℃,cooling rate v C =15～20℃/s and finish cooling temperature θFC =570～600℃;up to Q620if θFC =500～570℃with other conditions unchanged ;up to Q690if v C =35～40℃/s and θFC ≈550℃with θFR unchanged.K ey w ords :thermo 2mechanical control processing ;high 2strength structural steel ;processing parameter ,strengthening/toughening mechanism ;mechanical property ;microstructure
传统的高强钢主要采用固溶强化和析出强化来提高强度,生产工艺大多为调质处理,碳及合金元素含量较高.由此引发的问题是钢的碳当量较高,给焊接造成一定困难,因此,出于降低装备造价和改善性能的目的,降低碳含量和合金元素含量十分必要.在成分减量化[1]的同时,通过简化
生产工艺、降低能耗以生产出低成本、高性能的钢铁产品已成为现今钢铁生产的趋势.
近20年来,控制轧制、控制冷却技术在钢材轧制生产过程中得到了更加广泛的应用.化学成分、控轧和控冷参数对最终显微组织和力学性能的影响很大.合理设计合金元素含量及终轧温度、终冷温度和冷却速度等参数,以相变强化、细晶强化和亚晶强化等强化方式补偿由于降低碳及其合金元素含量带来的固溶强化损失,有助于获得高的强韧性能[2-3];同时,
在化学成分固定的情况下,通过改变控轧控冷工艺参数能够实现钢材组织性能的柔性化轧制[4].
本文着重对控制轧制及加速冷却过程中工艺参数对高强度结构钢组织及性能的影响做了探讨,借助光学显微镜、扫描电镜、电子背散射衍射(electron backscattered diffraction ,EBSD )和透射电镜对钢的强韧化机制进行了分析;并且,在综合考虑实际生产中冷却能力的前提下,给出了适合Q550及其以上级别的高强度结构钢的工艺参数.
1　实验材料及方法
实验钢的化学成分(质量分数,%)为:C 01056,Si 01323,Mn 1149,Mo <013,Ni <013,Nb 01021,V 01053,Ti 01012,P 010064,S 010044.在实验钢上取样,加工成<6mm ×15mm 的热模拟试样,在MMS 热模拟试验机上测定动态CCT 曲线.实验方案:将试样以10℃/s 的速度加热至1200℃,保温3
min 后以10℃/s 的速度冷却至900℃,保温30s 后进行50%的变形,分别经1,2,5,10,15,20,25,30,35℃/s 不同冷速冷却至200℃以下.实验得到的动态CCT 曲线如图1所示.可见,实验钢能在很大冷速范围内得到贝氏体或贝氏体+针状铁素体组织.
锻后实验钢厚度为75mm ,在实验室<450mm 可逆式热轧机上经7道次两阶段热轧
至10mm.参考动态CCT 曲线,具体实验控轧及冷却参数如表1所示.
图1　实验钢的动态连续冷却转变曲线Fig.1　Dynamic continuous cooling transformation
curve of specimens 表1　实验钢轧制及冷却参数Table 1　Rolling and cooling parameters ℃
编号
二阶段开轧温　度终轧温度终冷
温度冷速℃・s -1
#1
90087050047#290087060038#390088054039#490088055017#590088057017#6
920
900
600
18
试样经砂纸研磨和电动抛光后,经质量分数为2%的硝酸酒精溶液侵蚀.用FEI Quanta 600扫描电镜进行观察.用电子背散射衍射对试样进行晶体取向分布测量,步长为015μm.根据G B/T228—2002制取拉伸试样,在WAW -1000型拉
伸试验机上进行拉伸试验.采用5mm ×10mm ×55mm 的夏比非标准冲击试样在J MB -500型冲击试验机上进行冲击试验,试验温度为-20℃.
2　实验结果及分析讨论
图2所示为冷速大于35℃/s 的#1钢,#2钢和#3钢的显微组织.#1钢组织主要为板条
图2　冷速大于35℃/s 实验钢扫描电镜组织照片
Fig.2　SE M image s of microstructure of specimens with cooling rate higher than 35℃/s
(a )—#1钢;(b )—#2钢;(c )—#3钢.
1
02第2期 蓝慧芳等:控轧控冷工艺对高强度结构钢组织及力学性能的影响
状贝氏体、粒状贝氏体和少量针状铁素体(图2a ),#2钢组织为粒状贝氏体和少量针状铁素体(图2b ),#3钢组织为板条状贝氏体、粒状贝氏体和少量针状铁素体(图2c );随终冷温度升高,贝氏体形态由板条状向粒状转变,且M/A 岛尺寸增大.图3所示为冷速低于20℃/s 的#4钢,#5
钢和#6钢的显微组织.#4钢和#5钢主要为粒
状贝氏体和针状铁素体(图3a 和图3b ),#6钢主要为粒状贝氏体和少量针状铁素体(图3c );随终冷温度升高,M/A 岛尺寸明显增大,终轧温度较高的#6钢组织较粗大
.
图3　冷速低于20℃/s 实验钢扫描电镜组织照片
Fig.3　SE M image s of microstructure of specimens with cooling rate lower than 20℃/s
(a )—#4钢;(b )—#5钢;(c )—#6钢.
表2所示为不同控轧控冷条件下实验钢的力学性能.可以看出:#1和#3钢板强度水平已达到了Q690级别的要求;#2和#4钢板达到了Q620级别的要求;#5和#6钢板达到了Q550级
别的要求.实验钢低温韧性优良.
表2　实验钢的力学性能
Table 2　Mechanical propertie s of specimens 钢号
R eL /MPa
R m /MPa
A /%
A kV (-20℃
)/J #178085015.396.0
#265078019.8100.1#371082018.0100.2#464075022.9120.7#561574521.4111.7#6
59073019.6
71.5
综合考虑实验工艺参数,对本实验条件下全部实验数据进行多元回归处理,得到的工艺参数与力学性能之间关系的回归方程如下:
R eL =1163.1529-0.0198θFR -1.0177
θFC +3.0009v C ,R =0.9996;
R m =853.6732-0.1332θFR -0.4816
θFC +2.6496v C ,R =0.9968;
A %=136.3847-0.1362θFR +0.0167
θFC -0.2164v C ,R =0.9498;
A kV =1715.7989-1.7026θFR -0.142
θFC -1.2909v C ,R =0.9337.
式中:θFR 为终轧温度,℃;θFC 为终冷温度,℃;v C 为冷却速度,℃/s ;R 为相关因数.
由上面的回归公式看出:屈服强度随终轧温度和终冷温度的降低以及冷却速度的增大而升高;抗拉强度随终轧温度和冷却速度的增大以及终冷温
度的降低而升高;延伸率随终轧温度和冷却速度的降低和终冷温度的升高而升高;低温韧性随终轧温度、终冷温度和冷却速度的降低而升高.
在快速冷却过程中,随终冷温度降低,更多的位错、空位等缺陷保留在基体中;而且易于形成板条状贝氏体,有效细化组织,对提高强度十分有利.冷却速度提高,促进晶内形核,增加了形核率并加快相变速度[5],能有效细化组织,使组织由扩散型转变为由扩散控制的切变型.#3钢和#4钢终冷温度接近,但高冷速使#3钢贝氏体呈
板条状,而#4钢中板条形貌不明显.可见,提高冷却速度可以促进贝氏体由粒状组织形貌转变为板条形貌[6].但板条贝氏体中高密度的位错不利于变形过程中位错的运动,导致塑性较差.
图4所示为#5钢和#6钢的EBSD 取向图(图中黑线表示晶界取向差>15°的大角晶界,白
线表示晶界取向差在2°～15°之间的小角晶界).终轧温度较高的#6钢组织较#5钢明显粗大,而
且相变前奥氏体晶界(图4b 中箭头所示)明显.鉴于针状铁素体晶内形核的特点,出现较明显的奥氏体晶界通常认为是针状铁素体不足造成的.终轧温度降低,组织中位错、形变带等缺陷密度将大大增加.在加速冷却条件下,这些位错组成的位错缠结以及形变带将成为针状铁素体的有效形核地点.经EBSD 测定,#5钢和#6钢等效晶粒尺寸分别为318μm 和611μm.细晶强化对屈服强度增加的贡献可以用Hall 2Petch 公式来描述:
σg =k y d
-1
2
.其中,k y 为系数,对于大角晶界一般为1511～
2
02东北大学学报(自然科学版) 第30卷
1811N ・mm
-3
2[7-8]
,d 为晶粒直径.因此,#5钢
和#6钢晶界对屈服强度的贡献分别为245～294MPa 和193～232MPa.由于晶粒细化,#5钢比#6钢屈服强度提高52～62MPa.可见,终轧温度的降低对于提高屈服强度十分有利.
通过控轧控冷实现组织细化,提高组织中大角晶界的比例和数量,是改善冲击韧性的主要途径.终轧温度的提高导致组织粗化是降低冲击韧性的一个原因,造成#6钢低温韧性较差.从图5看出:#6钢冲击断口表现为河川状(图5b ),即发生脆性断裂;#5钢断口表现为韧窝状(图5a ),发生韧性断裂.M/A 岛的数量和形态也对冲击韧性有较大影响[9].当M/A 岛比较粗大时,相界面可因塑变而诱发出断裂的核心,在外力的作用下裂纹得以迅速扩展,导致韧性恶化[10].分析实验结果发现,冷却速度和终冷温度对M/A 岛的数量和形态有较大影响.冷速高、终冷温度低的#1和#3钢较冷速低、终冷温度较高的#5和#6钢M/A 岛数量少,尺寸小.冷却速度提高使碳原子的扩散速度相对降低,碳向奥氏体中的富集速度也随之降低,从而大大降低了冷却过程中形成富碳
M/A 岛的可能性;终冷温度升高,碳更充分地向
奥氏体中富集,从而易于形成大块的M/A 岛.尽管冷速高的组织中M/A 岛的数量和形态对冲击韧性有利,但通过回归公式看,过高的冷却速度反而不利于冲击韧性的提高,这可能与针状铁素体的数量有关.彼此咬合、相互交错的针状铁素体能有效阻碍裂纹的扩展[11-12],使组织具有更高的冲击韧性.过高的冷速使冷却曲线在针状铁素体的形成温度范围内停留时间短,从而抑制其形成.
表3列出了日本新日铁以及J FE 的标准.本实验中#2,#4,#5和#6钢力学性能分别达到WEL -TEN650RE -B ,WEL -TEN690和J FE -HITEN -690S 的要求,#3钢性能达到了J FE -HITEN780L E 的要求,#1钢塑性偏低.对比本实验中的工艺参数和力学性能,可以认为在终轧温度870～880℃,冷速约15～20℃/s 的条件下,终冷温度570～600℃,能够达到Q550级别,而终冷温度500～570℃,能够达到Q620级别;冷速提高至35～40℃/s ,终冷温度在550℃左右,能够达到Q690级别
.
图4　#5钢和#6钢组织的E BSD 取向图Fig.4　E BSD orientation map of specimens
(a )—#5钢;(b )—#6钢
.
图5　#5钢和#6钢-20℃冲击断口形貌
Fig.5　Morphologie s of impact fracture surface s at -20℃of specimens
(a )—#5钢;(b )—#6钢.
3
02第2期 蓝慧芳等:控轧控冷工艺对高强度结构钢组织及力学性能的影响
表3　新日铁及J FE标准
Table3　Standard of Nippon Steel and J FE
钢牌号R eL/MPa R m/MPa A/%A kV/J WEL-TEN650RE-B≥590690～830≥17—WEL-TEN690≥620690～830≥17≥47(-25℃) J FE-HITEN690S≥550690～830≥17≥47(-10℃) J FE-HITEN780L E≥685780～930≥16≥47(-40℃)
3　结 论
1)通过控制TMCP工艺参数,实验钢获得了较高的性能.分别满足了国标G B/T16270—1996中Q690和Q620和Q550高强度结构钢的要求.
2)在本实验条件下得到了控轧控冷工艺参数与力学性能之间关系的回归方程.随冷速提高和终冷温度降低,贝氏体由粒状向板条状转变,且M/A岛数量减少,尺寸变小.通过控制冷却速度和终冷温度来控制贝氏体形态,从而获得高的强韧性能.
3)在终轧温度870～880℃,冷速约15～20℃/s的条件下,终冷温度570～600℃,能够达到Q550的要求,而终冷温度500～570℃,能够达到Q620的要求;冷速提高至35～40℃/s,终冷温度在550℃左右,能够达到Q690的要求.
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