影響含B低碳貝氏體鋼沖擊韌性的規律研究*

影響含B低碳貝氏體鋼沖擊韌性的規律研究*

韋 弦
(安陽鋼鐵集團有限責任公司)

對影響含硼低碳貝氏體鋼沖擊韌性的因素進行了對比試驗和分析，總結了含硼低碳貝氏體鋼沖擊韌性的規律。認為影響含硼低碳貝氏體鋼沖擊韌性的主要原因是有效晶界與質點控制，從而通過細化軋制奧氏體獲得有效晶界，通過控軋控冷來控制相變，獲得不同類型的中溫轉變組織分割奧氏體。利用準多邊形鐵素體、位向不同的板條束、和粒貝等組織有效改善沖擊韌性，獲得良好的強韌性匹配。同時微合金元素的合理使用與鋼水純凈度的控制是獲得良好韌性的前提。

低碳貝氏體 沖擊韌性 顯微組織 第二相 夾雜物 低溫軋制 冷卻速度

0 前言

2005年以來，隨著煤礦液壓支架的升級換代及國內中厚板機組裝備水平的提升，屈服強度大于550 MPa級別的高強度中厚板的開發與推廣有了長足的進步，為進一步提高微合金鋼的強韌性，需通過微合金化和控制軋制與控制冷卻，綜合利用晶粒細化、微合金化元素的析出相與位錯亞結構的強化析出效應，來獲得更利于提高強度而不降低韌性的組織類型以達到強韌性匹配，即低碳貝氏體鋼。

對于低碳貝氏體鋼其中溫轉變產物的類型、各相變組織的比例、細化等因素對鋼的性能都有直接影響。低碳貝氏體的組織形態及形成條件已有大量研究，合理控制組織類型以及進一步細化有效晶粒尺寸是提高貝氏體鋼性能的可行方法［1］。因此采用低碳設計，細化中溫傳變組織是低碳貝氏體鋼獲得強韌性匹配的基本理論，也是實現工業生產屈服強度550 MPa以上低碳貝氏體鋼的關鍵核心。但沖擊韌性的波動是影響低碳貝氏體鋼性能穩定的主要問題，為此對低碳貝氏體的沖擊韌性做了針對性研究。

1 不同工藝制度條件下含B低碳貝氏體鋼的沖擊韌性試驗及分析

對安鋼AH70DB低碳貝氏體鋼采用不同的加熱溫度制度、軋制制度與冷卻工藝，對比其軋后性能與沖擊韌性。試驗鋼成份如表1所示，其微合金元素 Mo、Ni、Cr、Cu、V 適量加入。

表1 試樣的化學成分 wt%

1.1 原始奧氏體晶粒度對韌性的影響

采用不同的加熱溫度，軋制后空冷，對比其奧氏體晶粒度。其結果見表2，組織如圖1所示。

表2 不同加熱溫度空冷后的性能

圖1 不同加熱溫度空冷組織

工業試驗采用不同的加熱溫度，相同TMCP工 藝，對比其軋后性能與沖擊韌性，結果見表3。

表3 不同加熱溫度對應的TMCP態性能

由試驗可以看出，含硼低碳貝氏體鋼空冷組織為粒狀貝氏體加少量的鐵素體與珠光體，加熱溫度的不同，其相變后組織細化程度不同，加熱溫度高組織細化程度差。采用相同的TMCP工藝，當加熱爐膛溫度超過1250℃以后，沖擊功開始惡化。可見加熱制度對含硼低碳貝氏體鋼的沖擊韌性影響很敏感。

1.2 軋制控制對韌性的影響

軋制過程的控制主要是細化奧氏體，并通過未再結晶區軋制獲得壓扁奧氏體，增加奧氏體的晶界與形變帶，從而增加相變形核位置，約束中溫相變產物的長大空間，獲得更為細化的最終相變組織，同時900℃以下變形改善了Nb的析出狀態。軋制奧氏體細化及壓扁程度、質點、形變帶、與位錯的產生與合并，最終影響到中溫轉變產物不同形核位置的長大位向不同，從而在相變完成后，在細化形變奧氏體的基礎上，再次分割奧氏體，形成“有效晶界”，而獲得更為細化的中溫轉變產物。

1.2.1 未再結晶區累計變形量對沖擊韌性的影響

對比AH70DB不同未再結晶區累計變形量的影響。加熱溫度1250℃，第二階段開軋溫度

900℃。終軋溫度760℃，終冷溫度450℃，5#樣第二階段累計變形率為55%，6#試樣第二階段累計變形率為61%，其性能見表4，組織如圖2所示。

表4 不同二階段累計變形率的性能對比

圖2 不同二階段累計變形率下對應的金相組織

由表4、圖2可以看出，5#樣在兩個溫度沖擊功均出現散值，而6#樣沖擊功穩定，從組織來看，6#樣原奧氏體晶粒平均壓扁短軸在15 μm～18 μm，5#樣則在18 μm～20 μm，6#樣明顯細于5#樣。沿晶界在相變早期析出的準多邊形鐵素體比例與分布6#樣明顯高并好于5#樣，而后期轉變的貝氏體與M/A組元，6#樣相對于5#樣排列更為細小整齊且位向更為復雜。宏觀性能上，韌性對應表現為相同強度范圍內，6#樣沖擊比5#樣沖擊功穩定。

根據斷裂力學原理，材料的斷裂強度可由下式來描述:

式中:E——正彈性模量;

γ＇Ⅱ——裂紋尖端塑性變形功;

ν——泊松比;

dpacket——解理斷裂的組織控制單元尺寸，或有效晶粒尺寸［2］。

由公式(1)可見，隨著有效晶粒尺寸的減小，材料斷裂強度增大，其韌脆轉折溫度降低。通常有效晶粒是指那些被大角度晶界所包圍的組織單元，這是因為裂紋傳播通過大角度晶界時將發生較大角度的轉折，消耗較多的能量，而通過小角度晶界時則消耗能量較少。低碳貝氏體鋼中板條束尺寸即為控制解理斷裂的有效晶粒尺寸，如圖3所示。

板條束尺寸與奧氏體晶粒尺寸有關，在未再結晶控制情況下與扁平奧氏體厚度相關，奧氏體扁平化程度越大，則板條束尺寸越小。由此可見，提高沖擊韌性，細化精軋前再結晶奧氏體晶粒和增加精軋總壓下量是有效的方式。

圖3 低碳貝氏體解理裂紋擴展途徑

1.2.2 低溫軋制對韌性的影響

通過降低終軋溫度，來增加低溫段累計變形量，7#樣終軋780℃，8#樣終軋700℃，其它工藝參數相同，結果見表5，組織對比如圖4所示。

表5 不同低溫段累計變形量的性能對比

圖4 不同低溫段累計變形量對應的金相組織

由表5、圖4可以看出，兩者的奧氏體細化程度基本一致，單個奧氏體內8#試樣的軟相比例更多且細化程度好，在奧氏體內分割更為充分。低溫沖擊均較好，8#樣強度略低，但屈強比小于0.85，等比例延伸高，說明低溫軋制在原來良好性能的基礎上可以不過分損失強度，而更好的改善其韌塑性，這主要得益于低溫軋制、相變時間與入水時間的變化對含硼鋼組織中軟硬相比例的調配。同時由于相變早期形成的軟相進一步分割細化的奧氏體，從而細化了最終相變組織。

1.3 冷卻速度對韌性的影響

采用不同的冷卻速度，其它參數相同，9#試樣為高冷速，冷卻速度達到25℃/s。10#試樣冷卻效果一般。其性能見表6，組織如圖5所示。

表6 不同冷卻速度的低碳貝氏體鋼性能對比

圖5 不同冷卻工藝對應的金相組織

相同的軋制條件下，冷卻速度不同，得到組織不同，其共同特征是均具有細的扁平化的奧氏體。9#樣因冷速快，獲得了板條貝氏體，并且同一奧氏體中板條束位向不同。10#試樣由于冷速低則獲得了一部份早期轉變的準多邊形鐵素體和后期轉變的粒貝，同樣分割了扁平化的奧氏體。兩者沖擊韌性均較好，但9#試樣則因為得到了細化的板條貝氏體而得到了更好的強韌性匹配，強度提高兩個等級。用板條束分割細化的奧氏體，是提高強度又獲得良好韌性的重要途徑。

1.4 第二相粒子與夾雜物對韌性的影響

通過對沖擊波動的試樣進行夾雜物定量分析、觀察與統計，得出基本規律(如圖6所示)，當單位面積上夾雜物的數量達一定程度后，直接影響沖擊韌性。

圖6 單位面積夾雜物數量與AH70DB沖擊功的關系

第二相析出影響韌性最大的元素是Ti。試驗鋼中為獲得TiN第二相，細化加熱的原始奧氏體、改善焊接性能而加入了一定量的Ti元素，但在使用中TiN的液析問題成為影響沖擊的一大因素，當Ti含量大于0.025%時，這一影響表現的更為明顯，典型的TiN液析相如圖7所示。

圖7 典型的TiN液析相

TiN液析問題，是安全使用Ti元素的主要影響因素，因此在使用中，為避免液析相的產生，而又可以使用細化析出的TiN改善鋼的性能，一般采用微Ti處理。

根據裂紋擴展過程中消耗的能量分析方法得到的材料的斷裂韌度 GIC通過轉換可得到以下關系［3］:

式中:γS——材料的比表面能;

γP——形成單位面積微裂紋所消耗的塑性功。

間隙固溶原子造成晶體點陣的嚴重畸變，加大微裂紋尖端的應力集中程度，使微裂紋有效尺寸增大并使γP明顯減小，從而顯著降低材料的斷裂韌度［3］。

鋼鐵材料中大多數第二相和夾雜物的韌性均比基體差，不可能由它們來容納塑性變形，由此限制了裂紋尖端塑性區的尺寸因而明顯降低γP;且由于通過解聚或斷裂形成微裂紋并通過微孔聚合長大機制促使裂紋擴展;因此第二相和夾雜物將使材料的斷裂韌度明顯降低。其危害作用隨第二相和夾雜物的體積分數的增加而增大，且第二相和夾雜物的尺寸、形狀及分布均對材料的斷裂韌度有顯著的影響［3］。

因此有效利用Nb、V、Ti細晶元素的作用，同時又要控制其析出狀態，是獲得強韌性匹配而又不過分降低韌性的關鍵。而提高鋼水純凈度并改善夾雜物在鋼中存在的形狀也是改善韌性的關鍵。

2 討論

根據試驗得出影響含B低碳貝氏體鋼沖擊韌性的共同點:

1)所有沖擊韌性良好的低碳貝氏體鋼，均具有細化的形變奧氏體，同時形變奧氏體在后期中溫轉變時，因轉變條件不同，形成多相組織再次分割奧氏體，從而最終獲得了細化低碳貝氏體組織。

2)主要有效晶界有:相變保留的原奧氏體晶界;不同形核機理和轉變機理下形成多相之間的晶界，在低碳貝氏體鋼中的組織類型主要有多邊形鐵素體、準多邊形鐵素體、針狀鐵素體、粒狀貝氏體，這些組織之間的晶界為有效晶界;更低溫度轉變的為板條貝氏體，其有效晶界除原奧氏體晶界外，還有同一奧氏體中不同位向長大的板條束之間的亞晶界;裂紋傳播時通過這些“有效晶界”需改變方向而消耗能量，有效提高了沖擊韌性。

3)第二相和夾雜物由于通過解聚或斷裂形成微裂紋并通過微孔聚合長大機制促使裂紋擴展［2］，當尺寸和密度達到一定時成為傷害韌性的最大因素，因此提高和控制鋼水潔凈度，合理使用微合金元素并控制其析出狀態是提高改善低碳貝氏體鋼的前提。

4)通過控制軋制與控制冷卻，調配中溫轉變組織類型和比例，可以獲得不同強度級別的低碳貝氏體鋼，獲得不同的屈強比與塑性，均具備良好的韌性。

3 結論

1)針對含硼低碳貝氏體鋼，影響沖擊韌性的主要原因是有效晶界與質點控制(包括夾雜物)，而獲得有效晶界的辦法主要是細化軋制奧氏體，同時通過控軋控冷來控制相變，以獲得不同類型的中溫轉變組織分割奧氏體。可以有效改善沖擊韌性的組織主要有:準多邊形鐵素體、粒貝、和位向不同的板條束，這些組織通過多點形核與長大位向不同對形變奧氏體進行進一步分割與細化，從而獲得良好的、不同的強韌性匹配。

2)質點主要包括微合金第二相析出和夾雜物，當其大小與密度達到一定時嚴重惡化鋼的沖擊韌性，因此微合金元素的合理使用與鋼水純凈度的控制是獲得良好韌性的前提。

3)通過控制軋制與控制冷卻，調配中溫轉變組織類型和比例，可以獲得不同強度級別的低碳貝氏體鋼，不同的屈強比與塑性，且均具備良好的韌性。

［1］尚成嘉，王學敏，楊善武，賀信萊，武會賓.高強度低碳貝氏體鋼的工藝與組織細化［J］.金屬學報.2003，39(10):1010－1024.

［2］M.Pontremoli.Metallurgical and technical challenges for the development of high－performance X100－X120 linepipe steels.Proceedings of Second International Conference on Advanced Structural Steels，Shanghai，April 14 －16，2004，P.39 －45.

［3］雍岐龍.鋼鐵材料中的第二相［M］.北京，冶金工業出版社.2006:22－23.

STUDY ON REGULARITY OF IMPACT DUCTILITY OF LOW－CARBON BAINITIC STEEL WITH BORON

Wei Xian
(Anyang Iron and Steel Group Co.，Ltd)

The regularity on impact ductility of low－carbon bainitic steel is summarized through the analysis and contrastive tests on influence factors of impact ductility of low －carbon bainitic steel with boron.It is found that the main influence factors are effective grain boundary and particles control.Various intermediate transition structures will refine austenite by means of effective grain boundary from refining austenite and phase transformation from controlling rolling and cooling.Structures like quasi－ polygonal ferrite，lath － like bainite with different orientations and granular bainite can effectively improve the impact ductility，so good strength － ductility matching can be achieved.Optimum utilization of microalloying elements and good control of the purity of molten steel are the precondition for excellent ductility.

low－carbon bainitie impact ductility microscopic structure second phase inclusion low temperature rolling cooling velocity

*聯系人:韋弦，副主任，高級工程師，河南.安陽(455004)，安陽鋼鐵集團有限責任公司技術中心;

2012—6—1