超快冷條件下Mn-Nb-B系低碳貝氏體高強鋼組織與性能研究

王丙興，董福志,2，王昭東，王國棟

(1 東北大學 軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室， 沈陽 110819;2 撫順新鋼鐵有限責任公司，遼寧 撫順 113001)

?

超快冷條件下Mn-Nb-B系低碳貝氏體高強鋼組織與性能研究

王丙興1，董福志1,2，王昭東1，王國棟1

(1 東北大學 軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室， 沈陽 110819;2 撫順新鋼鐵有限責任公司，遼寧 撫順 113001)

采用Mn-Nb-B減量化成分設計的低碳貝氏體高強鋼為研究對象，通過熱模擬實驗研究實驗鋼熱變形行為和相變行為。結合中厚板生產線特點制定控制軋制與超快速冷卻相結合生產工藝路線，充分利用超快速冷卻條件下的細晶強化、析出強化等綜合強化機制，實現綜合力學性能優良的低成本高強工程機械用鋼的試制和生產。產品屈服強度和抗拉強度分別達到678MPa和756MPa，伸長率A50為33%，-20℃低溫沖擊達到261J。產品顯微組織由粒狀貝氏體、針狀鐵素體和板條貝氏體組成，基體組織內彌散分布著細小的點狀、粒狀M/A島和均勻細小的(Nb,Ti)(C,N)析出粒子以及大量位錯組織。

控制軋制和控制冷卻；超快速冷卻；低碳貝氏體；組織；力學性能

控制軋制與控制冷卻(Thermo-Mechanical Control Process，TMCP)技術因其能夠改善鋼材綜合力學性能，縮短工藝流程、降低成本、節約資源和能源，被廣泛應用于熱軋鋼鐵產品生產領域[1，2]。近年來，超快速冷卻對改善熱軋產品組織性能的重要作用逐步為研究人員所重視[3-5]。在超快速冷卻條件下細晶強化、析出強化等強化機制可以發揮綜合強化作用[6,7]，從而改善產品綜合力學性能。低碳貝氏體高強鋼通常采用兩種成分設計路線進行生產：第一，以銅的析出強化為主，成分體系中一般含有Mn，Cu，Mo等。為了減少高溫裂紋，通常需要加入昂貴的合金元素Ni，合金成本很高[8]。第二，以中溫轉變組織的相變強化為主，具有細化的顯微結構及較高密度位錯。通常采用Mn-Nb-B成分設計生產低碳貝氏體高強鋼[9,10]。Nb原子對相界具有拖拽作用，使得晶粒在連續冷卻過程中很難長大。同時，Nb的碳氮化合物析出粒子對變形奧氏體的回復再結晶具有強烈阻礙作用，有利于奧氏體相變后獲得均勻細小的貝氏體晶粒。B主要是通過偏聚在奧氏體晶界上來發揮作用，阻礙鐵素體在晶界上形核，提高鋼的淬透性，促進貝氏體相變進行[11]。研究表明Nb-B的復合作用效果遠大于Nb,B單獨添加時作用效果的簡單加和[12，13]。本工作采用Mn-Nb-B系減量化成分設計，研究熱變形行為和冷卻行為對低碳貝氏體高強鋼的組織性能作用規律，探索超快速冷卻工藝條件下低成本低碳貝氏體高強鋼的強化機理，獲得節約型高強工程機械用鋼最優的生產工藝路線。

1　實驗材料與方法

1.1連續冷卻實驗

實驗鋼所用坯料化學成分如表1所示。

表1　實驗鋼化學成分(質量分數/%)Table 1　Chemical composition of the tested steel(mass fraction/%)

在MMS-300熱模擬試驗機上進行實驗，將試樣以10℃/s的速率加熱到1200℃，保溫3min，以5℃/s的速率冷卻至850℃，保溫20s后分別以0.5，1，2，5，10，20，30，40℃/s的冷卻速率冷卻到室溫。記錄冷卻過程中的膨脹曲線，結合金相分析，繪制實驗鋼靜態CCT曲線，如圖1所示。

圖1　實驗鋼靜態CCT曲線測試方案Fig.1　Schematic of static continuous cooling transformation experiment method

將試樣以10℃/s的速率加熱到1200℃，保溫3min。以5℃/s的速率冷卻到1050℃后變形，應變速率為5s-1，應變量為0.3。之后將試樣以5℃/s的速率冷卻到850℃，進行第二次變形，應變速率為5s-1，應變量為0.3。最后分別以0.5，1，2，5，10，20，30，40℃/s的速率冷卻到室溫，記錄冷卻過程中的膨脹曲線，結合金相分析，繪制實驗鋼動態CCT曲線，如圖2所示。

圖2　實驗鋼動態CCT曲線測試方案Fig.2　Schematic of dynamic continuous cooling transformation experiment method

將試樣于距熱電偶1/2R處沿軸向剖開，經研磨、拋光，用4%(體積分數)硝酸酒精溶液腐蝕后，在DMIRM光學顯微鏡上觀察剖面金相組織。采用FM-700顯微硬度測試儀測定剖面中部的硬度值。采用線切割將試樣切取0.6mm的薄片，經機械減薄和電解雙噴制備成TEM試樣，電解雙噴液為10%(體積分數)的高氯酸溶液，雙噴條件為：電壓U=60～70V，電流I=70～80mA。在Tecnai-G2F20透射電子顯微鏡上觀測試樣顯微組織。

1.2工業熱軋實驗

圖3　冷卻速率調節范圍Fig.3　Adjustment range of cooling rate

與實驗鋼采用相同化學成分的低成本高強工程機械用鋼的工業試制和生產在國內某2800mm中板生產線進行。該生產線軋后冷卻系統采用傾斜射流沖擊冷卻技術，通過流量和壓力調節實現冷卻能力的大范圍控制(見圖3)，滿足常規加速冷卻工藝和超快速冷卻工藝需求，可以實現大強度冷卻條件下的良好冷卻均勻性，這為產品的試制和生產提供了有利條件。

結合生產線工藝特點，制定控制軋制與超快速冷卻相結合的生產工藝路線。加熱溫度確定為1200℃，保溫時間4h，粗軋、精軋分別在1000～1100℃，850～950℃溫度區間內進行，中間待溫厚度為58mm，成品厚度25mm，終軋溫度為850℃，終冷溫度控制在500～550℃之間，平均冷卻速率為30℃/s，冷卻后鋼板進行堆垛緩冷處理。

2　結果與分析

2.1靜態和動態CCT曲線分析

圖4所示為所繪制的實驗鋼靜態和動態CCT曲線。分析可知，高溫熱變形和冷卻速率對實驗鋼CCT曲線和微觀組織產生重要影響。靜態CCT曲線和動態CCT曲線均由高溫轉變區和中溫轉變區兩部分組成。變形促使實驗鋼相變開始溫度和終止溫度向左上方移動。這是由于變形使奧氏體內部缺陷增多，位錯密度增大，儲存能升高，相變驅動力增加[14,15]。冷卻速率對實驗鋼相變過程和相變產物具有重要影響。隨著冷卻速率增大，相變開始溫度和終止溫度有下降趨勢。由圖5可知，隨著冷卻速率增大相變產物依次為鐵素體珠光體(F+P)、粒狀貝氏體(GB)、針狀鐵素體(AF)和板條貝氏體(LB)。對圖5中變形試樣相變后組織進行分析可知，當冷速為0.5℃/s時，組織以(準)多邊形鐵素體、粒狀貝氏體和少量珠光體為主，維氏硬度為180；當冷卻速率為2℃/s時，組織類型變化明顯，轉變產物為粒狀貝氏體和少量鐵素體，維氏硬度為201；當冷卻速率達到10℃/s時，組織由粒狀貝氏體、板條貝氏體及針狀鐵素體組成，組織維氏硬度為228；當冷卻速率達到30℃/s時，組織以板條貝氏體為主，維氏硬度為274。分析可知，當冷卻速率較小，奧氏體過冷度小，轉變溫度高，各種元素的擴散能力強，部分奧氏體發生了擴散型相變，變形后室溫組織中有先共析鐵素體和一定量的粒狀貝氏體。隨著冷速的加大，鐵素體數量減小直至消失，粒狀貝氏體數量增多。隨著冷速進一步增大，粒狀貝氏體數量減小，部分針狀鐵素體交錯排列，板條貝氏體數量增加。對比未變形試樣和變形試樣顯微組織可知，變形后試樣相變組織明顯細化。

2.2組織形貌及力學性能分析

工業試制的熱軋產品力學性能如表2所示，其屈服強度和抗拉強度分別達到678MPa和756MPa，伸長率A50為33%，-20℃低溫沖擊功為261J。

圖5　不同冷卻速率和變形條件下的試樣組織形態　(a)0.5℃/s; (b)2℃/s; (c)10℃/s; (d)30℃/s; (1)未變形試樣冷后組織；(2)變形試樣冷后組織Fig.5　Microstructure morphology of testing steel in different cooling rate and deformed condition　(a)0.5℃/s; (b)2℃/s; (c)10℃/s;(d)30℃/s;(1)undeformed samples; (2)deformed samples表2　熱軋鋼板力學性能Table 2　Mechanical properties of hot rolled plate

σs/MPaσb/MPaσs/σbA50/%Akv(-20℃)/J6787560.9033261

對鋼板表面、1/4處、心部3個位置進行取樣分析，如圖6所示，鋼板組織均由粒狀貝氏體、針狀鐵素體和板條貝氏體組成，組織分布較為均勻，基體組織中分布著顆粒細小的點狀和粒狀M/A島。鋼板軋后所經歷的大強度冷卻是產品獲得上述組織形貌的最主要因素。如圖7所示，在超快速冷卻條件下軋后鋼板迅速冷卻至貝氏體相變區域，過冷奧氏體向粒狀貝氏體、針狀鐵素體和板條貝氏體轉變。同時，在高冷卻速率條件下，碳原子沒有充足的時間進行擴散，相界處碳原子濃度很高。高冷卻速率提高了貝氏體形核率，貝氏體板條束寬度減小，形成組織細小、分布彌散的M/A島。這些彌散、細小M/A島組織將有效提高產品強度，同時不惡化產品韌性[16,17]。產品組織具有明顯的未再結晶區變形特征，精軋階段多道次累積壓縮使得奧氏體晶粒被拉長，晶界面積擴大，形成沿軋制方向拉長的“餅形”形貌。同時，變形使晶內形成大量位錯和變形帶，奧氏體畸變能升高為軋后冷卻過程中相變提供更多的形核點，促使了相變組織細化。

由于軋后冷卻過程中鋼板表層至中心各部位所經歷的冷卻路徑不同，其組織形貌也存在著細微的差異。鋼板表面板條貝氏體和針狀鐵素體所占比例較大，組織更為均勻細小。相對而言，鋼板內部組織晶粒尺寸略顯粗大。如圖7所示，鋼板表層在超大冷卻速率作用下迅速通過針狀鐵素體區域，進入低溫的板條貝氏體相變區域，因此其組織形態為針狀鐵素體、板條貝氏體為主和少量粒狀貝氏體的組織組成。相對而言，鋼板內部組織在粒狀貝氏體區域和針狀鐵素體區域停留了較長的時間，因此粒狀貝氏體和針狀鐵素體所占比例較大。

圖6　25mm厚Q550D的金相組織　(a)上表面；(b) 1/4處；(c)中心Fig.6　Microstructure of 25mm thick tested steel　(a)upper surface layer; (b)1/4 section;(c)centre section

圖7　鋼板冷卻路徑曲線Fig.7　Cooling path curve of tested steel

利用透射電鏡對試制鋼進行觀察，如圖8所示，在超快速冷卻工藝條件下，貝氏體板條束細小，基體組織中存在大量位錯，位錯線相互交錯可以在一定程度上增大位錯的滑移阻力。板條束間分布著顆粒細小的點狀和粒狀M/A島，M/A島為硬質相，而且這些以細小彌散方式析出的M/A島能夠與位錯發生交互作用，阻礙位錯運動，以彌散強化的方式提高鋼的強度。基體組織內部彌散分布著均勻細小的納米級析出相，能譜分析表明其主要為(Nb,Ti)(C,N)析出相。分析析出相分布形態可知，這些無規則彌散分布的細小析出相析出于強冷之后的堆垛緩冷過程中。根據Ashby-Orowan理論，這些細小析出相是硬質相，不易變形，能夠阻止位錯的移動，起到析出強化作用[19]。

3　結論

(1)實驗鋼采用Mn-Nb-B減量化成分設計，在奧氏體連續冷卻轉變過程中，在3～40℃/s的冷卻速率范圍內得到不同形態的貝氏體組織。對比動態CCT曲線和靜態CCT曲線可知，熱變形促進了相變轉變溫度提高及組織細化。

圖8　25mm鋼板的TEM照片　(a)基體組織形貌；(b)析出物；(c)能譜分析Fig.8　TEM image of tested steel　(a)microstructure of matrix;(b)precipitates;(c)EDS

(2)采用基于超快冷技術的控軋控冷工藝，終軋溫度控制為850℃，終冷溫度為500～550℃，平均冷卻速率為30℃/s，之后堆垛緩冷處理。試制鋼板的屈服和抗拉強度達到678MPa和756MPa，伸長率A50為33%，-20℃低溫沖擊達261J，實現了低成本高強工程機械用鋼的工業化生產。

(3)在超快速冷卻條件下，鋼板表層至心部相變組織由分布較為均勻的貝氏體組織組成。由于冷速較大，鋼板表層組織更為細化。基體組織內分布著尺寸細小的M/A組元，并存在大量納米級微合金碳氮化物析出。細晶強化、析出強化等綜合強化機制是獲得產品良好綜合力學性能的主要手段。

[1]OUCHI C. Development of steel plates by intensive use of TMCP and direct quenching processes[J]. ISIJ International, 2001, 41(6):542-553.

[2]RODRIGUES P C M, PERELOMA E V, SANTOS D B. Mechanical properties of an HSLA bainitic steel subjected to controlled rolling with accelerated cooling[J]. Materials Science and Engineering: A, 2000, 283(1):136-143.

[3]王國棟. 新一代控制軋制和控制冷卻技術與創新的熱軋過程[J]. 東北大學學報(自然科學版)，2009， 30(7)：913-922．

WANG G D. A new generation of controlled rolling and controlled cooling technology and innovative hot rolling process[J]. Journal of Northeastern University (Natural Science), 2009, 30(7): 913-922．

[4]周曉光，王猛，劉振宇，等．超快冷對X70管線鋼組織和性能的影響[J].材料熱處理學報，2013，34(9)：80-84．

ZHOU X G, WANG M, LIU Z Y, et el. Effect of ultra-fast cooling on microstructure and mechanical properties of X70 pipeline steel[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2013, 34(9): 80-84.

[5]周成，葉其斌，嚴玲．超快冷工藝對高強船板組織與性能的影響[J]．材料熱處理學報，2014，35(7)：161-166．

ZHOU C, YE Q B, YAN L. Effect of ultra-fast cooling process on microstructure and properties of high strength ship plate[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2014, 35(7): 161-166.

[6]劉振宇，唐帥，周曉光，等．新一代TMCP工藝下熱軋鋼材顯微組織的基本原理[J]．中國冶金，2013，23(4)：10-16．

LIU Z Y, TANG S, ZHOU X G, et al. Basic principle of hot rolled steel microstructure using new generation TMCP process[J]. China Metallurgical, 2013, 23(4): 10-16.

[7]周曉光，王猛，劉振宇，等．超快冷條件下含Nb鋼鐵素體相變區析出及模型研究[J]．材料工程，2014，(9)：1-7．

ZHOU X G, WANG M, LIU Z Y, et al. Research of ferritic phase transformation zone precipitation and model under the condition of ultra-fast cooling[J]. Journal of Materials Engineering, 2014, (9): 1-7.

[8]TAKAKI S, FUJIOKA M, AIHARA S, et al. Effect of copper on tensile properties and grain-refinement of steel and its relation to precipitation behavior[J]. Materials Transactions, 2004, 45(7):2239-2244.

[9]WANG X M, SHANG C J, YANG S W, et al. Optimization of RPC technique for refining the intermediate transformation microstructure[J]. Journal of University of Science and Technology Beijing, 2002, 9(3):193-196.

[10]WANG X M, HE X L, YANG S W, et al. Refining of intermediate transformation microstructure by relaxation processing[J]. ISIJ International, 2002, 42(12): 1553-1559.

[11]JUN H J, KANG J S, SEO D H, et al. Effects of deformation and boron on microstructure and continuous cooling transformation in low carbon HSLA steels[J]. Materials Science and Engineering：A, 2006, 422(1-2): 157-162.

[12]HARA T, ASAHI H, UEMORI R, et al. Role of combined addition of niobium and boron and of molybdenum and boron on hardenability in low carbon steels[J]. ISIJ International, 2004, 44(8):1431-1440.

[13]ZHU K Y, OBERBILLIG C, MUSIK C, et al. Effect of B and B plus Nb on the bainitic transformation in low carbon steels[J]. Materials Science and Engineering：A, 2011, 528(12):4222-4231.

[14]劉東升, 王國棟, 劉相華, 等．奧氏體變形對低碳Mn-B-Nb-Ti鋼連續冷卻相變的影響[J]．金屬學報，1999，35(8)：816-822．

LIU D S, WANG G D, LIU X H, et al. Effect of austenite deformation on continuous cooling transformation of low carbon Mn-B-Nb-Ti steel[J]. Acta Metallurgica Sinica, 1999, 35(8): 816-822.

[15]沈斌，黃潮濱，孫彩娜，等．變形儲能對高強度船板鋼γ→α相變的影響[J]．上海金屬，2014，36(3)：15-19．

SHEN B, HUANG C B, SUN C N, et al. Effect of deformation energy on γ→α transformation of high strength ship plate steel[J]. Shanghai Metals, 2014, 36(3): 15-19.

[16]CHEN J, TANG S, LIU Z Y, et al. Microstructural characteristics with various cooling paths and the mechanism of embrittlement and toughening in low-carbon high performance bridge steel[J]. Materials Science and Engineering：A, 2013, 559:241-249.

[17]HU J, DU L X, WANG J J, et al. Structure-mechanical property relationship in low carbon microalloyed steel plate processed using controlled rolling and two-stage continuous cooling[J]. Materials Science and Engineering：A, 2013, 585:197-204.

[18]GLADMAN T. Precipitation hardening in metals[J]. Materials Science and Technology, 1999, 15(1):30-36.

[19]陳俊，唐帥，劉振宇，等．冷卻方式對Nb-Ti微合金鋼組織性能及沉淀行為的影響[J]．金屬學報，2012，48(4)：441-449．

CHEN J, TANG S, LIU Z Y, et al. Effect of cooling mode on microstructure, property and precipitation of Nb-Ti microalloyed steel[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2012, 48(4): 441-449.

Microstructure and Property of Mn-Nb-B Low Carbon Bainite High Strength Steel Under Ultra-fast Cooling

WANG Bing-xing1,DONG Fu-zhi1,2,WANG Zhao-dong1,WANG Guo-dong1

(1 The State Key Laboratory of Rolling and Automation,Northeastern University,Shenyang 110819,China;2 Fushun New Steel Corporation Ltd.,Fushun 113001,Liaoning,China)

Using the Mn-Nb-B low carbon bainite high strength steel with the reducing production technology as the research target, the deformation behavior and phase transformation behavior were studied by the thermal simulation testing machine. Combining with the characteristics of the medium and heavy plate production line, the controlled rolling and controlled cooling technology based on ultra-fast cooling were designed to produce low cost high strength construction machinery steel with superior comprehensive mechanical properties. The strengthening mechanisms such as grain refinement strengthening, precipitation strengthening are effective to produce the Mn-Nb-B low carbon bainite high strength steel. The yield strength and tensile strength of the product reach to 678MPa and 756 MPa respectively, the elongationA50is 33% and the impact energy at -20℃ is 261J. The microstructure of the steel is composed of granular bainite, acicular ferrite and lath bainite. A large number of fine, point, granular M/A constituents and dislocation structures dispersively distributed inside the matrix, and also tiny and dispersed (Nb,Ti) (C,N) precipitates are observed by transmission electron microscopy.

TMCP；ultra-fast cooling；low carbon bainite；microstructure；mechanical property

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.07.005

TG335.3

A

1001-4381(2016)07-0026-06

國家重點基礎研究發展計劃(2010CB630800)

2014-11-06；

2015-05-06

王丙興(1979-)，男，副教授，博士，主要從事熱軋板帶材TMCP工藝理論和技術研究，聯系地址：遼寧省沈陽市和平區文化路3巷11號東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室105信箱(110819)，E-mail:wangbx@ral.neu.edu.cn