卷取溫度對Ti-Nb 微合金鋼微觀組織和力學性能的影響

關建輝，曲錦波，丁美良

（江蘇省(沙鋼)鋼鐵研究院,江蘇 張家港 215625）

0 引言

在低碳鋼中加入微合金元素，如Nb、Ti、V 等，可以顯著提升其綜合力學性能，微合金鋼由于具有良好的綜合性能已廣泛應用于船舶、橋梁、汽車和工程機械等制造領域[1?3]。微合金高強鋼中，Nb 可以顯著提高再結晶溫度以細化晶粒，同時具有一定的析出強化效果，Ti 具有一定的細晶強化效果和較強的析出強化效果，V 的強化效果則主要以析出強化為主。

目前，微合金高強鋼多采用Nb-Ti、Nb-V、Nb-Mo-V，所涉及微合金鋼Ti 添加量一般小于0.030%，關于高Ti 添加的微合金鋼方面的研究較少。另一方面，目前微合金高強鋼大多采用低溫軋制、強力冷卻等工藝生產，通過相變強化和細晶強化來獲得較高的強度，但采用低溫軋制和強力冷卻常常會帶來鋼板板形和內應力問題，導致后續加工困難。

析出強化是一種重要的強化方式，在熱軋卷取過程形成的第二相析出可以彌補相變強化的不足。Ti-Nb 復合析出強化型高強鋼可以充分利用Ti 的析出強化效果，同時輔以Nb 的細晶強化效果，可同時滿足“高強”、“高韌”的性能要求，近年來針對其研究逐漸增多。

目前，較多文獻從加熱制度、奧氏體晶粒長大和強化機制等方面對Ti-Nb 微合金高強鋼開展系統的研究[4?6]，但關于卷取溫度的研究相對較少。在熱軋卷板工藝參數中，卷取溫度顯著影響軋后的相變過程、微觀組織和第二相析出，進而影響產品的力學性能和后續加工性能，研究卷取溫度對力學性能和微觀組織的影響，可以為Ti-Nb 復合強化微合金高強鋼的冷卻和卷取工藝方案制定提供參考。

1 試驗材料及方法

為研究卷取溫度對Ti-Nb 微合金鋼的組織和力學性能的影響，筆者設計了一種低碳Ti-Nb 復合強化微合金鋼，利用試驗軋機和熱處理爐進行模擬軋制和卷取試驗。

試驗鋼采用真空感應爐冶煉，其主要化學成分如表1 所示。冶煉鋼錠經精整后切成200 mm×150 mm×60 mm 的坯料，在加熱爐加熱后進行軋制試驗。

表1 試驗鋼的主要化學成分Table 1 Main chemical composition of the experimental steel %

試驗鋼微合金元素含量較高，為充分發揮微合金元素的作用，需采用合理的加熱制度，以保證合金元素充分固溶。

微合金元素Nb、Ti 的碳化物或氮化物在奧氏體中的固溶度積如式（1）～（4）所示[7]：

式中,T為加熱溫度，K；w(Ti)、w(Nb)、w(N)、w(C)分別為各元素固溶于奧氏體中的質量分數，%。

若僅考慮單一析出相，代入前述鋼的合金成分，可以計算TiC、NbC、NbN、TiN 的全固溶溫度分別為：912、1 128、1 206、1 836 ℃?？梢钥闯?，TiN 在常規的加熱溫度下難以完全固溶，而NbC、TiC、NbN 在1 200 ℃左右基本可以完全固溶。文獻[8]認為含Nb 鋼加熱至1 200 ℃時，其中的Nb 基本全部固溶，而對于Nb-Ti 復合添加鋼，使Nb 元素的全固溶溫度從1 200 ℃提高至1 250 ℃。

為保證微合金元素充分固溶，試驗鋼加熱溫度設置為1 250 ℃，保溫2 h，開軋溫度1 200 ℃，終軋溫度880 ℃，成品鋼板厚度3.5 mm。軋后鋼板采用25 ℃/s 的平均冷速分別冷卻至630、560、490、420、350 ℃，然后放置于熱處理爐中（爐溫分別設定為上述終冷溫度），保溫1 h 后隨爐緩冷至室溫，通過保溫和緩冷模擬熱軋卷取過程。作為對比，另一組鋼板經相同的軋制和冷卻工藝至相同的終冷溫度，然后空冷至室溫。兩組試驗鋼板分別編號為C630/560/490/420/350 和A630/560/490/420/350，其中C 和A 分別表示模擬卷?。ū睾途徖洌┖臀茨M卷?。绽洌?，數字表示卷取溫度（對于A 組即為終冷溫度）。

在試驗鋼板上沿軋制方向切取并制備拉伸試樣，在型號Model 5582 100 kN 電子萬能材料試驗機上按GB/T228-2010 測量其拉伸性能，試樣標距60 mm。

在垂直與軋制方向取金相試樣，并采用體積分數為4%的硝酸酒精溶液腐蝕10 s，采用蔡司金相顯微鏡Axio Imager Z1m 和掃描電鏡EVO18 觀察其金相組織。

通過萃取復型方法，采用碳膜在拋光腐蝕后的樣品表面復型，使鋼中的析出相附著在碳膜上，采用200 kV 場發射透射電鏡JEM-2 100F，觀察微合金析出物形貌，采用能譜儀器INCA ENGERGY TEM250 分析析出相成分信息。

2 試驗結果與討論

2.1 力學性能

試驗鋼板的拉伸性能如表2 和圖1 所示。

圖1 拉伸性能隨卷取溫度的變化Fig.1 Changes in tensile property with coiling temperature

表2 試驗鋼板的拉伸性能Table 2 The tensile properties of the tested plates

C630～C350 試驗鋼板的屈服強度均在700 MPa以上，滿足EN10149-2 標準中規定的S700MC 性能要求（屈服強度≥700 MPa，抗拉強度750～850 MPa，延伸率A≥12%）。隨著卷取溫度的降低，屈服強度和抗拉強度呈先降低后升高的趨勢，其中抗拉強度的變化幅度較小，但延伸率明顯降低。相比較之下，C630 和C560 鋼板的屈服強度分別為754 和744 MPa，抗拉強度分別為775 和761 MPa，延伸率分別為20.9%和19.0%，表現出較好的綜合強塑性能。

隨著終冷溫度由630 ℃降至350 ℃，A630～A350 試驗鋼板的強度呈上升趨勢，其中屈服強度由621 MPa 升至706 MPa，抗拉強度由700 MPa 升至770 MPa，但延伸率呈降低趨勢，由19.0%降至10.4%，其中A350 鋼板的延伸率明顯偏低。

2.2 顯微組織

圖2 為試驗鋼板的光學微觀組織形貌。A630、A560 試驗鋼板的組織主要為鐵素體，鐵素體基體上還有少量珠光體分布。其中A630 鋼板的基體組織主要為細小等軸鐵素體，A560 鋼板的基體組織主要為多邊形鐵素體，如圖2(a)和圖2(c)所示。C630、C560 的組織如圖2(b)和圖2(d)所示，卷取態組織與空冷態組織相近。

圖2 試驗鋼板的光學顯微組織Fig.2 Optical microstructures of tested plates

隨著卷取溫度的降低，A490 試驗鋼板的多邊形鐵素體逐漸消失，并出現粒狀貝氏體組織。A420和C420 試驗鋼板微觀組織主要為粒狀貝氏體，如圖2(e)和圖2(f)所示。當卷取溫度進一步降低，A350 和C350 試驗鋼板的組織為板條貝氏體組織，如圖2(i)和圖2(j)所示。

試驗鋼板的掃描電鏡組織形貌如圖3 所示，隨著卷取溫度由630 ℃降至350 ℃，相變過程逐步由擴散型相變過渡到切變型相變，基體組織由等軸鐵素體變成板條貝氏體。A630 和C630 試驗鋼中鐵素體基體上分布少量的珠光體組織（圖3(a)和圖3(b)），A490 和C490 試驗鋼組織主要為粒狀貝氏體組織（圖3(c)和圖3(d)），鐵素體基體上島狀組織主要呈粒狀或桿狀，且分布并無規律。A350 和C350 組織主要為板條貝氏體組織（圖3(e)和圖3(f)）。

圖3 試驗鋼板的掃描電鏡微觀形貌Fig.3 SEM microstructures of tested plates

2.3 析出相分析

試驗鋼卷取態鋼板樣品中Nb-Ti 復合微合金析出相形貌如圖4 所示，析出相能譜面分析如圖5 所示，析出相主要為Nb-Ti 復合析出相，未發現單獨Nb 或Ti 的析出相。

圖4 Nb-Ti 復合析出相形貌Fig.4 Morphological characteristics of Nb-Ti precipitates

圖5 Nb-Ti 復合析出相能譜分析Fig.5 Energy spectrum analysis images of Nb-Ti precipitates

析出相尺寸20～120 nm，主要呈球狀、粒狀、片狀、紡錘狀、團簇狀等形態。析出相形態與鐵基體相結構和析出溫度有關，微合金碳氮化物析出時，與基體之間保持嚴格的晶體學位相關系，其與奧氏體為平行位相關系，而與鐵素體間為Baker-Nutting 位相關系，奧氏體析出的微合金碳氮化物主要為球形、立方形等形狀，鐵素體中析出的微合金碳氮化物則主要呈片狀[9]。

2.4 討論

2.4.1 卷取溫度的影響

由前述分析可知，卷取溫度由630 ℃降至350 ℃，試驗鋼板微觀組織由等軸鐵素體向多邊形鐵素體、粒狀貝氏體、板條貝氏體轉變。卷取溫度560～630 ℃，試驗鋼板基體組織主要為鐵素體，卷取溫度350～490 ℃，試驗鋼板組織主要為貝氏體。

力學性能方面，隨著卷取溫度由630 ℃降至350 ℃，A630～A350 試驗鋼板的屈服強度逐步升高，從621 MPa 提升至706 MPa，提升了13%，但延伸率逐步降低，由19.0%降至10.4%?？梢钥闯?，通過降低卷取溫度可提升鋼的強度，該強度增量來自于貝氏體相變強化。但由于貝氏體塑性變形能力較鐵素體差，貝氏體的產生必然導致延伸率大幅降低。因此，通過降低卷取溫度雖然可實現強度提升，但卻會造成塑性的降低。

隨著卷取溫度由630 ℃降至350 ℃，C630～C350 試驗鋼板的屈服強度先降低后升高，C630 和C560 試驗鋼板屈服強度分別為754 MPa 和744 MPa，隨著卷取溫度降低至490 ℃，屈服強度下降至714 MPa；進一步降低卷取溫度至420 ℃和350 ℃，強度逐漸提高；延伸率總體呈降低趨勢，如圖1(b)所示，當卷取溫度降至350 ℃時，延伸率降至12.3%。

卷取態鋼板強度先降低后升高的趨勢主要與不同卷取溫度區間的強化方式有關。卷取溫度高，鋼中第二相析出充分，析出強化效果好；隨著卷取溫度的降低，析出強化效果逐步減弱，強度降低；當卷取溫度進入貝氏體轉變溫度區間，貝氏體相變帶來相變強化效果逐步增加，強度上升，同時延伸率下降。

2.4.2 冷卻方式的影響

圖6 為試驗鋼卷取態較空冷態鋼板的強度增加量，可以看出卷取態鋼板強度均高于空冷態，屈服強度增量大于抗拉強度增量。隨著卷取溫度的降低，強度增量也逐步降低。該部分強度增量主要來自于卷取態鋼板保溫緩冷過程中沉淀析出強化。文獻[10]研究了Nb-Ti 微合金化鋼中Nb(C,N)析出的動力學，認為在熱連軋生產線生產高強鋼時，熱軋過程中碳氮化物析出不到10%，90%在隨后的冷卻及卷取過程中析出。卷取過程的微合金碳氮化物析出對性能有重要的影響。微合金第二相粒子析出需要特定溫度區間，較慢的冷速或較長的保溫時間。

圖6 卷取態較空冷態的強度增加量Fig.6 The steel strength increment of the steel at the coiling state compared to the steel after air-cooled

析出強化機制可以用Ashby-Orowan 模型描述[3]，如式（5）所示：

式中,σP為析出強化分量，MPa；f為TiC 析出相體積分數,%；X為析出相TiC 粒徑，μm。

從式(5)可以看出，析出強化引起強度的增加量主要與析出相的體積分數f和析出相粒徑X有關，析出相體積分數越大，粒徑越小，析出強化效果越好。C630、C560 卷取態試驗鋼屈服強度分別為754、744 MPa，較空冷態的A630、A560 強度提升約21%、14%，且延伸率未出現降低。圖7 為試驗鋼Nb-Ti復合析出相形貌，可以看出卷取態鋼板中Nb-Ti 復合析出相數量較空冷態更多。

圖7 試驗鋼Nb-Ti 復合析出相形貌Fig.7 Morphological characteristics of Nb-Ti precipitates in C630

C630 和C560 試驗鋼板卷取溫度分別是630 ℃和560 ℃，該溫度區間下保溫緩冷過程可以促進沉淀相析出，因而強化效果較好。隨著保溫溫度的降低，元素擴散困難，抑制了第二相的析出行為，導致析出相體積分數減少，從而導致試驗鋼強度增加量逐漸減少。

由上述分析可以看出，通過降低終冷溫度可以提高空冷態鋼板的強度，該部分強度增量是由于基體組織由鐵素體轉變為貝氏體所產生的相變強化所致。依靠貝氏體相變強化雖然可以提升強度，但卻會大幅降低延伸率。通過采用特定的終冷溫度同時配合卷取工藝，可以促進微合金碳氮化物沉淀析出，充分發揮析出強化效果，在不降低延伸率的情況下提高強度。在熱軋卷板生產過程中，鋼板通過卷取機卷成鋼卷，鋼卷溫降較慢，具備沉淀析出所需的溫度和時間條件。通過采用適當的卷取溫度，可以促進微合金碳氮化物析出，起到沉淀強化作用，從而獲得良好的綜合性能。

3 結論

1) 卷取溫度顯著影響Ti-Nb 微合金鋼的微觀組織和力學性能。隨著卷取溫度由630 ℃降至350℃，鋼的相變過程逐步由擴散型相變過渡到切變型相變，微觀組織由等軸形鐵素體逐漸向多邊形鐵素體、粒狀貝氏體、板條貝氏體轉變。卷取態鋼的強度隨著卷取溫度的降低，先降低后升高，空冷態鋼的強度則呈逐步上升趨勢。

2) 卷取溫度630～350 ℃，卷取態鋼的強度均高于對應空冷態，卷取態鋼較空冷態鋼的強度增量主要是由模擬卷取保溫過程的析出強化所致，且隨著卷取溫度的降低，析出強化效果減弱。該強度增量逐步變小。

3) 試驗鋼中第二相析出主要以Nb-Ti 復合析出相為主，未發現單獨Nb 或Ti 的析出相，析出相尺寸20～120 nm，主要呈球狀、粒狀、片狀、紡錘狀、團簇狀等形態，卷取態試驗鋼微合金析出相多于空冷態試驗鋼。

4) 降低Ti-Nb 微合金鋼卷取溫度獲得的貝氏體組織雖然可以獲得較高的強度，但強度升高有限，且對鋼的塑性不利；對于Ti-Nb 微合金鋼，軋后卷取溫度560～630 ℃，可促進微合金碳氮化物在鐵素體基體上析出，從而可以使試驗鋼獲得較好的強塑性配合，具有良好的綜合性能。