譙明亮 史根豪 王同良 康雙雙 王青峰,3

(1.南京鋼鐵股份有限公司板材事業(yè)部，江蘇 南京 210035；2.燕山大學(xué)亞穩(wěn)材料制備技術(shù)與科學(xué)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河北 秦皇島 066004；3.燕山大學(xué)國(guó)家冷軋板帶裝備及工藝工程技術(shù)研究中心，河北 秦皇島 066004)

目前，我國(guó)鐵路鋼橋建設(shè)正在向適應(yīng)重載、高速、大跨度、輕量化、全焊接節(jié)點(diǎn)鋼結(jié)構(gòu)的方向發(fā)展。為適應(yīng)橋梁技術(shù)進(jìn)步要求，集高強(qiáng)、高韌、低屈強(qiáng)比、易焊接等多項(xiàng)性能為一體的新一代高性能橋梁鋼是未來(lái)大跨重載鐵路鋼橋關(guān)鍵構(gòu)件的首選材料，需求明確而迫切。新一代的低合金高強(qiáng)度用鋼不僅要具有高強(qiáng)度、高韌性、優(yōu)異的焊接性能，同時(shí)還要具備良好的抗變形能力，以應(yīng)對(duì)重型載荷和地震等地質(zhì)災(zāi)害，因此為了保證結(jié)構(gòu)的安全性，把屈強(qiáng)比作為衡量結(jié)構(gòu)安全性的一項(xiàng)指標(biāo)[1]。而屈強(qiáng)比不僅與應(yīng)變硬化指數(shù)密切相關(guān)，還與均勻延伸率(即最大力總延伸率)密切相關(guān)，屈強(qiáng)比越低則意味著應(yīng)變應(yīng)化指數(shù)越高，均勻延伸率越高，金屬具有較強(qiáng)的塑形變形能力，可以有效緩解應(yīng)力集中。反之，較高的屈強(qiáng)比，則會(huì)導(dǎo)致由于變形引起的超載荷失穩(wěn)現(xiàn)象[2]。

為了提高結(jié)構(gòu)材料在受到?jīng)_擊載荷時(shí)的結(jié)構(gòu)安全性，部分關(guān)鍵構(gòu)件不僅要求高的強(qiáng)度以滿足結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)的需要，還需要較低的屈強(qiáng)比等以保證結(jié)構(gòu)安全。通常隨著鋼強(qiáng)度級(jí)別的升高，其所對(duì)應(yīng)的屈強(qiáng)比值也相應(yīng)升高，所以研究如何降低鋼的屈強(qiáng)比意義重大[3]。大量的試驗(yàn)研究表明，屈強(qiáng)比與材料的加工硬化能力有關(guān)，而加工硬化能力又與鋼材的顯微組織密切相關(guān)。因此需要通過(guò)對(duì)化學(xué)成分優(yōu)化及控軋控冷(TMCP)工藝設(shè)計(jì)，來(lái)改變鋼材的顯微組織，以此來(lái)獲得優(yōu)異的綜合力學(xué)性能[4]。

多相組織鋼的調(diào)控能有效提高高強(qiáng)度鋼的塑性，降低屈強(qiáng)比；鐵素體/貝氏體復(fù)相、針狀鐵素體/馬氏體(殘留奧氏體)等多相組織已成為抗變形及高強(qiáng)度低屈強(qiáng)比結(jié)構(gòu)鋼的主要組織調(diào)控手段。根據(jù)軟硬相組織類型設(shè)計(jì)，本文從本質(zhì)上是要在鋼中形成中溫轉(zhuǎn)變鐵素體軟相和M- A島硬相組織。采用TMCP工藝制備和生產(chǎn)這種軟硬相組織復(fù)合的高性能橋梁鋼時(shí)，除了要在軋制階段獲得均勻細(xì)化的奧氏體晶粒外，還需要通過(guò)測(cè)定試驗(yàn)鋼兩階段變形奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(動(dòng)態(tài)CCT圖)，研究中溫轉(zhuǎn)變鐵素體軟相/M- A島硬相組織形態(tài)隨軋后冷速的變化規(guī)律，據(jù)此確定相應(yīng)軟硬相組織形態(tài)控制的冷卻工藝窗口。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼為南鋼提供的Q420qE鋼板，板厚為16 mm，其化學(xué)成分如表1所示，原始組織如圖1所示，主要包括準(zhǔn)多邊形鐵素體(QF)、針狀鐵素體(AF)、粒狀貝氏體(GB)和馬氏體- 奧氏體島(M- A)。

表1 Q420qE鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of Q420qE steel (mass fraction) %

從Q420qE鋼板上取樣，加工成尺寸為φ10 mm × 85 mm的棒狀樣品，在Gleeble- 3500試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行兩階段熱壓縮變形以模擬兩階段控扎。具體工藝為：以10 ℃/s的速度加熱到1 150 ℃，保溫10 min進(jìn)行奧氏體化；然后以5 ℃/s的冷速降到1 050 ℃，以1 s- 1的應(yīng)變速率進(jìn)行35%的壓縮變形，模擬第一階段軋制；再以5 ℃/s的冷速降至830 ℃，以1 s- 1的應(yīng)變速率進(jìn)行30%的壓縮變形，模擬第二階段軋制；最后以2 ℃/s的冷速冷至780 ℃的開(kāi)冷溫度后，再分別以0.5、1、5、10、15、20、25、30 ℃/s的冷速冷至200 ℃，工藝示意圖如圖2所示。實(shí)時(shí)采集熱膨脹曲線，利用切線法確定相變溫度點(diǎn)。針對(duì)不同冷速樣品，觀察顯微組織形態(tài)，并測(cè)試維氏硬度。結(jié)合測(cè)試和觀察結(jié)果，繪制試驗(yàn)鋼的動(dòng)態(tài)CCT圖，分析冷速對(duì)組織形態(tài)的影響規(guī)律，并初步確定了試驗(yàn)鋼獲得針狀鐵素體、粒狀貝氏體和M- A島多相組織的控冷工藝窗口。

圖1 試驗(yàn)鋼的原始組織Fig.1 Original microstructure of the tested steel

圖2 試驗(yàn)鋼動(dòng)態(tài)CCT曲線測(cè)定的工藝示意圖Fig.2 Schematic diagram for measuring dynamic CCT curve of the tested steel

將不同冷速的模擬樣品沿?zé)犭娕妓诘慕孛婢€切割切開(kāi)，隨后經(jīng)金相砂紙磨制和機(jī)械拋光后，再在4%(體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精溶液中進(jìn)行腐蝕，最后在光學(xué)顯微鏡下觀察樣品在不同冷速下的組織形態(tài)。采用FM- 300型顯微硬度計(jì)測(cè)量硬度，試驗(yàn)力為10 kg。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 試驗(yàn)鋼的動(dòng)態(tài)CCT圖

試驗(yàn)鋼變形奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(CCT圖)如圖3所示?？梢钥闯?，兩階段形變奧氏體在控冷過(guò)程中發(fā)生了轉(zhuǎn)變，組織類型與冷速有關(guān)。在0.5～1 ℃/s的冷速范圍內(nèi)，奧氏體主要發(fā)生高溫轉(zhuǎn)變，形成多邊形鐵素體和珠光體的混合組織。在1～5 ℃/s冷速時(shí)，隨著冷速的增加，奧氏體除了轉(zhuǎn)變成先共析鐵素體和珠光體外，還形成部分針狀鐵素體，從而形成了多邊形鐵素體、珠光體和針狀鐵素體的混合組織。在5～25 ℃/s的冷速范圍內(nèi)，隨著冷速的進(jìn)一步增大，開(kāi)始出現(xiàn)中溫組織，貝氏體開(kāi)始出現(xiàn)，試驗(yàn)鋼的組織主要由針狀鐵素體和粒狀貝氏體組成。當(dāng)冷速≥25 ℃/s時(shí)，試驗(yàn)鋼中出現(xiàn)板條貝氏體[5- 7]。

圖3 試驗(yàn)鋼的動(dòng)態(tài)CCT曲線Fig.3 Dynamic CCT curve of the tested steel

2.2 冷速對(duì)試驗(yàn)鋼顯微組織的影響

試驗(yàn)鋼在不同冷速下的顯微組織如圖4所示。當(dāng)冷卻速度為0.5 ℃/s時(shí)，試驗(yàn)鋼組織主要由多邊形鐵素體與珠光體組成，其中部分珠光體發(fā)生了退化。當(dāng)冷卻速度為1 ℃/s時(shí)，多邊形鐵素體晶粒略有細(xì)化，大部分珠光體發(fā)生了褪化。當(dāng)冷速為5 ℃/s時(shí)，珠光體已基本消失，鐵素體形態(tài)由多邊形轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧?，晶粒?xì)化，出現(xiàn)少量粒狀貝氏體。在10～20 ℃/s的冷速范圍內(nèi)，形成針狀鐵素體和粒狀貝氏體組織，并隨冷速的進(jìn)一步增大，針狀鐵素體的數(shù)量明顯減少，粒狀貝氏體的數(shù)量進(jìn)一步增多，鐵素體晶粒明顯細(xì)化。在25～30 ℃/s的冷速范圍內(nèi)，出現(xiàn)板條貝氏體，形成了針狀鐵素體、粒狀貝氏體和板條貝氏體的混合組織。隨著冷速的進(jìn)一步增大，板條貝氏體逐漸增多，針狀鐵素體和粒狀貝氏體逐漸減少。

圖4 試驗(yàn)鋼以(a)0.5、(b)1、(c)5、(d)10、(e)15、(f)20、(g)25、和(h)30 ℃/s冷速連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后的顯微組織Fig.4 Microstructures of the tested steel after continuous cooling at rates of (a) 0.5, (b) 1, (c) 5, (d) 10, (e) 15, (f) 20, (g) 25 and (h) 30 ℃/s

采用投射電鏡進(jìn)一步觀察試驗(yàn)鋼在不同冷速下的精細(xì)結(jié)構(gòu)，如圖5所示。當(dāng)冷速為5 ℃/s時(shí)，組織主要為尺寸較大的塊狀鐵素體和粒狀貝氏體，如圖5(a)所示，在透射電鏡下還觀察到了退化的珠光體。此外，原始奧氏體晶界清晰可見(jiàn)。在15 ℃/s的冷速下，由于冷速增大，鐵素體由塊狀變成針狀，并且組織主要以粒狀貝氏體為主，如圖5(b)所示，還可以看到M- A組元的分布情況，M- A組元的尺寸約為1 μm。在30 ℃/s的冷速下，由于冷速的進(jìn)一步提高，此時(shí)出現(xiàn)的主要是中溫組織，由針狀鐵素體、粒狀貝氏體和板條貝氏體組成。如圖5(c)所示，可以看出有明顯的板條貝氏體，并且板條貝氏體中的位錯(cuò)密度明顯高于粒狀貝氏體的位錯(cuò)密度，從而導(dǎo)致板條貝氏體的強(qiáng)度和硬度高于粒狀貝氏體。

2.3 冷速對(duì)試驗(yàn)鋼硬度的影響

圖5 試驗(yàn)鋼在(a)5、(b)15、(c)30 ℃/s冷速連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后的TEM形貌Fig.5 TEM micrographs of the tested steel after continuous cooling at rates of (a) 5, (b) 15 and (c) 30 ℃/s

試驗(yàn)鋼在不同冷速下的顯微硬度如圖6所示。由圖6可以看出，在0.5～5 ℃/s的冷速范圍內(nèi)，兩階段變形試樣的硬度隨冷速的增加而大幅提高，這與試驗(yàn)鋼中組織類型的變化密切相關(guān)，此時(shí)試驗(yàn)鋼中的多邊形鐵素體減少，針狀鐵素體和粒狀貝氏體增加，從而導(dǎo)致組織更加細(xì)化[8- 9]。當(dāng)冷速為10～20 ℃/s時(shí)，硬度進(jìn)一步大幅度提高，主要是因?yàn)榻M織中的粒狀貝氏體數(shù)量明顯增多，針狀鐵素體數(shù)量減少，晶粒進(jìn)一步細(xì)化。當(dāng)冷速為25～30 ℃/s時(shí)，硬度增加幅度較小，主要與組織類型變化不大有關(guān)[10- 14]。

圖6 試驗(yàn)鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變組織硬度隨冷速的變化Fig.6 Variation of hardness of microstructure developed in the tested steel during continuous cooling with cooling rate

3 結(jié)論

本文在Gleeble- 3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上測(cè)定了Q420qE橋梁鋼在不同冷速下的連續(xù)冷卻膨脹曲線，并結(jié)合不同冷速下試樣的顯微組織觀察和維氏硬度測(cè)量，繪制了試驗(yàn)鋼形變奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線。得出結(jié)論如下：

(1)當(dāng)冷速為0.5～1 ℃/s時(shí)，試驗(yàn)鋼組織主要由多邊形鐵素體與珠光體組成，并隨著冷速的進(jìn)一步增大，針狀鐵素體的數(shù)量明顯減少，粒狀貝氏體的數(shù)量進(jìn)一步增多，鐵素體晶粒明顯細(xì)化，在25～30 ℃/s的冷速范圍內(nèi)，出現(xiàn)板條貝氏體組織。

(2)在0.5～30 ℃/s的冷速范圍內(nèi)，隨著冷速的增加，鐵素體基體組織明顯細(xì)化，是硬度提高的主要原因。

(3)根據(jù)試驗(yàn)鋼的動(dòng)態(tài)CCT圖和冷速對(duì)試驗(yàn)鋼顯微組織的影響，初步確定試驗(yàn)鋼兩階段變形后的控冷工藝窗口為5～10 ℃/s。在該冷速范圍內(nèi)，試驗(yàn)鋼的組織類型是針狀鐵素體、粒狀貝氏體和M- A島多相組織。