不同軋制溫度制度對Q690D 組織性能的影響

邢天慶，耿云飛

（唐山鋼鐵集團有限責任公司技術中心，河北 唐山 063000）

0 引言

Q690D 屬于高強度工程機械用鋼，常用于大型機械、載重乘用車、傳動系統、液壓系統、常見支架類等高強結構件，應用范圍較為廣泛，由于工程機械用鋼常處于露天作業、載重、往復循環式變形、低溫等等復雜使用環境，尤其服役于極寒環境下，要求所使用的鋼材原料除具備一般要求的力學性能指標外，還需具備良好的低溫韌性，即-20 ℃溫度下，沖擊功≥47 J。

利用Mn 的固溶強化作用，擴大奧氏體相區，降低A3點，利用Ti 的細晶強化作用，以及Nb 對低溫韌性的強化作用，進行微合金成分設計。Ti 元素具有活潑的反應特質，易與其他化學成分生成多種析出相，其中產生的硫化物和氧化物對鋼材質量是有害的，所以在實際生產的過程中，對硫含量和氧含量的控制尤為重要。在與Ti 元素發生反應產生的的化合物中，根據含Ti 化合物的活潑程度，活潑順序為Ti2O3＞TiN＞Ti4C2S2＞Ti（C，N）＞TiC，其中，化合物TiC 和TiN 可以抑制晶粒組織的再結晶，對奧氏體晶粒的長大行為進行抑制，對組織晶粒的細化提供有益作用。TiN 作為最優先析出的化合物，TiN 具備在高溫下熱穩定性質，但在高溫條件下析出的TiN 化合物尺寸一般比較粗大，在鋼坯組織中容易發展成為大塊非金屬夾雜物或裂紋源，影響鋼材內部質量，進而影響最終鋼材綜合質量；相反地，當在低溫環境下析出的TiN 具備較小的尺寸，只有低溫環境下析出的的小尺寸TiN 才具備強化基體的有益作用，冷速越快，溶質化學元素的偏析比例就越大，含Ti 大尺寸的夾雜物析出就越早，晶粒尺寸會隨著冷速的加大而逐漸變小，如提高Ti元素和N 元素的開始濃度，會使夾雜物的析出時間提前，TiN 夾雜物尺寸變大，實際生產過程中w（N）一般控制在60×10-6以下。根據TiN 的高溫熱穩定性，在低于1 450 ℃溫度時，TiN 降停止繼續析出，所以控制TiN 的尺寸和析出溫度是目前研究的重點方向。析出溫度越低，析出粒子尺寸越小，根據有效鈦的公式w（Ti有效）=w（Ti）-3.42w（N）-3w（S），有效鈦為析出的TiC 化合物部分，TiC 顆粒為一般為球形，為細小彌散的組織，位錯或者位錯亞結構是成核的主要位置，具有最好的析出強化效果，雖然TiC 強化效果較好，但由于溫度敏感性高導致鋼材力學性能不穩定，需要嚴格控制軋制工藝[1-4]。

本文研究了熱軋生產工序中一種采用低碳鈮鈦微合金成分工程機械用鋼Q690D 在實驗使用不同的終軋溫度和卷取溫度時，Q690D 的金相組織形貌特征、力學性能、耐低溫沖擊韌性的變化差異。

1 實驗材料和方法

實驗采用生產工藝：鐵水預處理→轉爐→LF 精煉→連鑄→熱軋，鑄坯出爐溫度1 210 ℃，加熱時間3.0 h，熱軋工序采用三種軋制溫度方案，層流冷卻模式為前端集中冷卻，按照三種軋制溫度方案完成卷取成卷，得到熱軋基板為10.0 mm 規格成品。

熱軋鋼卷自然冷卻至室溫后，切除熱卷尾部8 m以上進行取樣，在熱軋基板板寬OS 側1/8、1/4 及DS 側的對稱位置、中間1/2 位置處分別取280 mm×25 mm大小的垂直于軋向的橫向拉伸實驗樣，拉伸應力應變曲線采用德國Zwick Roell Z100 萬能材料拉伸試驗機進行測定，試樣寬度為25 mm，材料的斷后延伸率測量標距為比例標距為試樣橫截面積），拉伸實驗過程中萬能實驗機夾頭的移動速度設定為2 mm/min，同時在平行于軋向的試樣端部截取10 mm×10 mm 左右尺寸的金相樣，并對金相樣截面先后進行砂紙打磨、拋光布拋光，然后用φ（HNO3）=5%的硝酸酒精溶液侵蝕10 s 左右，無水酒精沖洗后吹干后，放入ZEISS 光學顯微鏡試樣臺，利用500 倍組合光鏡觀察Q690D 顯微組織。在板寬OS 側1/4 位置分別截取平行于軋制方向的縱向沖擊功實驗樣，沖擊功實驗樣表面鐵皮打磨干凈，然后車床加工為尺寸為7.5 mm×10 mm×55 mm 大小的試樣，沖擊功實驗樣沖擊缺口在厚度方向加工，缺口類型采用KV2，然后在擺錘沖擊實驗機下進行沖擊功檢測實驗。

實驗所用實驗坯采用同一爐鑄坯，化學成分見表1 所示，熱軋工藝制度見表2 所示。

表1 鋼材Q690D 的化學成分

表2 Q690D 熱軋工藝

2 實驗結果及討論

2.1 實驗結果

2.1.1 金相組織

三種軋制溫度方案下的金相組織如圖1 所示。

圖1 不同軋制溫度方案下鋼帶Q690D 的顯微組織

如圖1 種方案金相組織所示，方案1 在獲得鐵珠組織，晶粒較為均勻；方案2 獲得鐵珠組織，存在明顯的粗大組織，方案3 獲得鐵珠組織，晶粒較為均勻。分析認為，鋼中添加了大量Nb 元素，對變形奧氏體再結晶抑制作用較強，Nb 可提高再結晶溫度，方案2 較低的軋制溫度容易導致形變儲存能過度積累，反而容易導致晶粒異常長大；同時由于第2 相粒子沿晶界不均勻性析出和粗化，對晶界的釘扎作用發生變化，在兩者綜合作用下發生二次再結晶，使晶粒反常長大，發生混晶的主要原因[5]。方案1 在較大的冷卻范圍下，獲得粒狀貝氏體組織，方案3 適當終軋溫度提高后，變形奧氏體再結晶更加充分，混晶現象消失。因此，適當提高終軋溫度，有利于提高顯微組織均勻性。

2.1.2 力學性能

三種軋制溫度方案下的拉伸性能如圖2 所示。

圖2 不同軋制溫度熱軋鋼帶的力學性能

如圖2 三種方案力學性能所示，方案1 驅動側位置上屈服強度低于標準要求，抗拉強度接近標準下限要求，板寬最大性能差大于100 MPa，方案2 驅動側位置上屈服強度和抗拉強度較低，接近標準下限，板寬方向最大性能差大于60 MPa；方案3 板寬各點強度與出廠標準要求相比具有一定的空間，方案3 整體性能最高。采用低溫軋制工藝促進了變形奧氏體微合金碳氮化物析出，奧氏體中微合金碳氮化物析出可以釘扎奧氏體晶界，但由于奧氏體階段微合金碳氮化物析出溫度較高，析出顆粒尺寸較大，對強度的貢獻較小。同時奧氏體微合金碳氮化物的析出較多會導致后續鐵素體中析出物減少，降低了鐵素體中沉淀析出的強化效果[6]。低溫卷取條件下，微合金元素擴散能力相對減弱，也在一定程度上影響到微合金相的析出量[7]。

2.1.3 沖擊功

三種軋制溫度方案下的沖擊功如表1 所示。

表1 三種軋制溫度方案下的沖擊功

如上三種方案沖擊功結果所示，方案3 獲得相對較高的沖擊功，方案1 次之，方案2 最低。研究表面[8]，方案1 雖然高的高溫奧氏體變形溫度（終軋溫度），導致鐵素體晶粒細化，析出強化提高，但鋼的低溫韌性明顯惡化。方案2 在低溫奧氏體區增加變形量，促進大量（Ti，Nb）（C，N）在低溫奧氏體中的析出，減弱鐵素體中碳氮化物析出強化效果韌性得到明顯的提高。方案3 高的高溫奧氏體變形溫度(終軋溫度)，導致鐵素體晶粒細化，且相對較高的卷取溫度利于TiC 充分沉淀析出，強韌性相對提高。

2.2 分析討論

實驗表面，采用較高的終軋溫度，利于鐵素體晶粒細化，但析出強化作用減弱，鋼的低溫韌性明顯降低；鈮鈦微合金的加入，會提高帶鋼的再結晶溫度，過低的終軋溫度會導致混晶的情況，降低帶鋼的性能均勻性和低溫韌性。

3 結論

1）鈮和鈦等微合金元素的添加，會提高帶鋼的再結晶溫度，如終軋溫度過低，會降低帶鋼的綜合性能。

2）在不改變熱軋其他參數的基礎上，Q690D 終軋溫度使用890 ℃，卷取溫度使用630 ℃情況下，具備較好的強度均勻性及低溫韌性，適中的終軋溫度利于具備晶粒細晶強化及析出強化，較高的卷取溫度提高細小彌散的碳化物組織沉淀強化，強韌性提高。