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微合金钢q34的cct曲线及断裂韧性研究
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摘要 微合金钢Q345的产量大、涵盖的品种规格范围广。在钢中加入Nb、V、Ti
等微合金元素进行控轧控冷，和进行相应的热处理，是有效地改善钢材的组织与
性能的主要途径，要有效地进行控制冷却和热处理必须参考相应的CCT图，而
断裂是该合金钢加工和使用过程中经常面临的问题。但是，目前对Q345钢过冷
奥氏体连续冷却转变以及断裂韧性的研究比较少。本文针对Q345钢过冷奥氏体
连续冷却转变、以及热处理对该钢断裂韧性的影响做了相关研究． 1．通过膨胀法，结合金相～硬度法、示差热分析法测定了Q345钢的连续冷
却转变曲线 cc'r曲线 ，研究了连续冷却过程中奥氏体转变及转变产物的组织形
态，并与同类钢的转变曲线进行了比较分析。根据所测得的CCT图可知，在不
同的冷却速度下Q345钢的转变产物包括铁素体、珠光体、贝氏体和马氏体，其
中贝氏体的转变范围非常大，当冷却速度大于0．5℃／S时即会出现贝氏体，其形
成温度大约在450"-600℃。 2．在Instron8032电液伺服试验机上，研究了3种不同状态的延性断裂韧度
k和疲劳裂纹扩展速率da／dN。通过金相显微镜、扫描电镜和透射电镜等观察其
组织结构及断口形貌，发现950。C正火处理能够细化组织并改善组织组成，在一
定的范围内增加冷却速度可以提高延性断裂韧度，这对钢材生产具有重要的参考
价值，以较快的冷却速度冷却的风冷试样，虽然强度提高，但硬度也较高，具有
较大的缺口敏感性，和空冷试样相比，疲劳裂纹扩展门槛值降低，裂纹扩展速度
也较快。 3．通过与16MnR钢 未加微合金元素 比较，分析了微合金元素对CCT
图的影响，总结了微合金元素的强韧化机理，微合金元素主要是通过细化晶粒、
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工程机械用高强钢Q690CFD的开发
    张向葵1 贺达伦1 姚连登2
1．宝钢股份宝钢分公司厚板厂， 2.宝钢股份研究院
摘 要 以690Mpa级别的钢板生产为例，在厚板5米轧机上研究了Mn-Mo-Nb-B系超低碳贝氏体（ULCB）钢钢坯加热、控制轧制、控制冷却诸工艺因素与钢的机械性能的关系，通过不断优化控轧控冷工艺参数，成功开发出超低碳贝氏体钢（板厚大于50mm）Q690CFD，低温冲击韧性优良，解决了厚度大于50mm钢板在控轧状态下难以兼顾强度和韧性的关系，并为开发更高级别的ULCB钢提供了依据。
&&&& 关于超低碳贝氏体(ULCB:ultra low carbon bainite)钢的合金化原理及钢的强韧化机制，许多文献已有阐述，对于钢的组织特性也有广泛而深入的研究，该钢种由于碳含量大幅度下降(一般≤0.05%),在保证高强度的条件下,仍能保持很高的韧性,并在恶劣环境下,能满足焊接性能, 所以超低碳贝氏体钢早就被国际上公认为21世纪的钢种。由于超低碳含量（C≤0.05％）使得ULCB钢具有优良的焊接性和强韧性，贝氏体组织的脆性被消除，并且其转变过程比较稳定――在很宽的冷速范围内可以获得强度基本一致的贝氏体组织[1] ，从而保证钢板表面和心部组织基本一致。通过控轧控冷的方法最大限度地细化奥氏体晶粒，是这一类钢基本的生产工艺，也是生产中最突出的问题，尤其是当钢的屈服强度达到690MPa时，强度和韧性的关系难以达到稳定的统一，期望通过提高轧后冷却速度和回火处理来改善其组织的韧性[1]。
&&&&& 宝钢厚板厂采用： 转炉－RH－LF 、控制轧制、控制冷却、回火－ACC－热矫直－回火，严格控制钢的加热、控轧、控冷工艺参数，研究了各阶段变形参数诸因素对钢的组织细化、强度和韧性指标的影响，钢板最大厚度达60mm，力学性能达到如下要求：σsR700Mpa、σbR780Mpa、-20℃AKV R135J、δsR17% ，并摸索出适用于这类钢的合理的生产工艺。
2 .化学成分及试制工艺
2.1 化学成份
&&&&& 成分设计的依据是钢板所要求的性能及各化学元素对综合机械性能的影响。高强度低合金钢的化学成分主要由强度、韧性、和焊接性而定。超低碳贝氏体钢，一般界定为碳不大于0.05%。据研究，当碳含量在0.01-0.03% 时低温韧性最好[2]。
&&&&& Q690CFD化学成分采用Mn-Mo-Nb-B 合金系列。钢的强度不再主要依靠碳、锰的强化，而是以贝氏体基体组织中的位错强化、微合金钢经控轧控冷后组织细化强化及Nb、Ti微合金元素的析出强化和ε-Cu沉淀强化为主，从而使该类钢强韧性匹配，超低碳贝氏体钢在成分设计上选择C、Mn、Nb、Mo、B、Ti的最佳配合，从而在较宽的冷却范围内都能形成完全的贝氏体组织。为了获得高的强度，加入了成本较低的B元素。为了保证B元素的作用，须添加合金元素Ti来固定杂质元素O、N，从而避免B的烧损，并且形成的TiN、TiO对于细化晶粒是十分有效的；同时Ti能抑制加热时奥氏体晶粒的长大，并且微量的Ti也有利于改善焊接热影响区的韧性。Mn、Mo、Nb是作为强化元素加入的，鉴于冶金技术、经济性和钢材性能的要求，钢中还经常以Ni、Cu作为Mo的补偿元素。根据UCLB钢的成份－工艺－组织－性能的关系，采用的化学Mn-Mo-Nb-B系成份进行设计。本试制钢的化学成分见表1。
表1 实验钢的化学成分（wt ％）
2.2 试制工艺
&&&& Q690CFD采用的工艺流程为：转炉－RH－LF－连铸－铸坯加热－控制轧制－控制冷却－热矫直－回火－性能检验。
&&&&& 炼钢采用转炉和RH精炼双重处理，连铸坯厚度为300mm，轧制成品厚度规格为20mm、25mm、40mm、50mm、60mm。
2.2.1加热工艺
&&&&& 钢坯的加热温度根据轧机的压下率、合金元素的溶解程度、尽可能缩短道次间延迟时间及奥氏体晶粒的尺寸、降低能源成本等原则，在实验室进行了奥氏体晶粒粗化试验，选取了1000℃、1050℃、1100℃、1150℃、1200℃、1250℃、1300℃共7个温度制度，在电阻式加热炉内加热2小时，试样出炉后迅速淬水冷却至室温。用氧化法检验奥氏体晶粒度，观察不同加热温度对奥氏体晶粒尺寸的影响。试验结果表明：随着加热温度的提高，奥氏体晶粒逐渐长大，特别是当加热温度达到1150℃以上，晶粒长大幅度增加，见图1所示。 在试验的基础上确定该钢& 的加热温度为1150℃。&&&&&&&&&&
2.2.2轧制工艺
&&&&& 根据试验钢的奥氏体再结晶区域图（见图2），以变形奥氏体再结晶百分数小于15%和大于85%作为判别未再结晶区、部分再结晶区和完全再结晶区的界限，完全再结晶温度为1050℃，未再结晶温度为850℃，950℃的变形曲线可以宏观区分再结晶和未再结晶区，所以本实验钢的再结晶临界温度（SRCT）为950℃。根据实验目的，将试制钢轧制过程分为两个阶段进行：再结晶控制轧制，开轧温度为1050℃，终轧温度控制在再结晶温度以上，目的是通过轧制道次之间的反复再结晶细化奥氏体晶粒；未再结晶控制轧制，整个轧制过程控制在再结晶温度900℃以下，终轧温度为850℃，整个过程变形量为50%，目的是通过未再结晶区变形，增加未再结晶晶粒在相变过程时形核位置，轧制变形分别在奥氏体再结晶区、奥氏体未再结晶区。
2.2.3 冷却工艺
&&&&& 通过分析试制钢膨胀曲线和显微组织绘制CCT曲线。CCT曲线如图3所示。从图3中可以看出，CCT曲线有一个区域：中温转变区，相变产物为粒状贝氏体、板条贝氏体和针状铁素体复合组织，温度在450～600℃之间。根据试制钢要求的性能，将试制钢的的冷却速度确定为10～15℃/秒，终冷温度定为550℃，希望得到以细小的板条贝氏体为主的组织。
根据试制钢的性能要求（见表2）和再结晶曲线和CCT曲线，确定试制钢的具体工艺参数（见表3）。
表2 Q690CFD的机械性能要求
表3 Q690CFD的控制控冷工艺参数
铸坯加热温度
第二阶段开轧温度
ACC停冷温度
＜50mm：3×板厚
≥50mm：2.5×板厚
2.3 控轧控冷过程参数及性能实绩
&&&&& 在宽厚板5000mm轧机上进行Q690CFD不同厚度规格的试制，其过程参数实绩见表4。
表4 生产中的实际控制参数和机械性能（选取一部分试制钢板）
2.4焊接接头力学性能
&&&&& 选取试制钢板1-2#、3-1#、4-1#、6-1#进行焊接性能试验，参照GB/T 2649-89《焊接接头机械性能试验取样方法》、GB/T 2651-89《焊接接头拉伸试验方法》以及GB/T 2650-89《焊接接头冲击试验方法》等标准取样并进行试验。其中，拉伸试样为全厚度接头板状拉伸，正、背弯试样为厚度20mm的横弯，V型冲击试样的缺口分别开在焊缝、熔合线和熔合线+1mm处，取样方向横向。焊接接头试验钢板的坡口形式为：不对称双面V型60°坡口，正面坡口深15mm，钝边2mm。装配间隙2-3mm，不预热，焊接环境温度为17-19℃，相对湿度50-55%，具体焊接工艺参数如表5所示。
表5& 焊接试验工艺参数
富Ar气体保护焊
&&&& 力学性能拉伸试验和冲击试验实绩分别见表6和表7。
表6& 焊接接头拉伸试验实绩
实测σb，MPa
气体保护焊
表7& 焊接接头冲击试验实绩
试验温度，℃
熔合线+1mm
175，183，172
170，232，97
222，227，229
167，155，136
102，108，111
214，190，205
97，89，96
92，154，215
212，172，166
76，72，72
147，89，159
63，75，160
&&&& 通过几次对不同厚度规格的Q690CFD的试制，过程控制和性能都趋于稳定，特别是工艺优化后综合机械性能合格率达到了100％。从试制中发现高强钢Q690CFD生产难点主要是控制冷却工艺，因为冷却不均或冷却温度过高、过低都会造成钢板组织不均匀，性能不合格，对此完善了控冷装置ACC模型的计算方法，使终冷温度命中率提高，同时也不断摸索不同厚度规格钢板的合适的终冷温度，得出优化的Q690CFD生产工艺。下面就生产试制中的部分钢板生产情况进行讨论。
3.1 不同终轧温度钢板的性能对比
&&&&& 从表4中钢板试验性能结果可知，5-1#（板厚50mm）钢板冲击功不合格，只有14J，据标准相差33J，从过程控制参数中可以看出，该钢板的终轧温度达到875℃，平均高出其他钢板50℃，图2是不同终轧温度下的显微组织照片。从图中可以看出，终轧温度为在813℃的组织相对终轧温度875℃的细小均匀，所以其冲击功也较适中。因为，终轧温度合适，奥氏体变形则充分，位错累积密度较高，在随后的贝氏体转变中，形核率较高，贝氏体组织通常比较细小，冲击功高且韧脆性转变温度较低；反之，贝氏体粗化，冲击功降低，强度和韧性的平衡比较脆弱，反映为冲击功平均值降低且单值高低不均。
3.2 不同终冷温度钢板的性能对比
&&& 40mm厚的钢板（4-1#和4-2#），实际终冷温度分别为527、520℃，综合机械性能较好，&板厚为30mm的钢板（3-1#和3-2#）的终冷温度分别为467℃和534℃，相差67℃，其屈服强度相差44MPa，延伸率和冲击功相当。控制冷却装置（ACC）冷却不均匀的情况下，钢的贝氏体转变无法完成，强度指标往往不合格，见表4中的1-1#和6-2#钢板，1-1#钢板终冷温度过低，只有433℃，屈服强度和抗拉强度较高，延伸和冲击功较低；6-2#钢终冷温度为600℃，且冷却不均匀，其屈服强度688Mpa，抗拉强度710Mpa，冲击功只有20J，只有延伸率较高为20%，同时由于冷却速度缓慢，将会形成比较粗化的贝氏体，因此，钢的冲击韧性也会显著降低。而6-1#钢板的终冷温度控制比较稳定为480℃，其综合机械性能都比较好，且强度和塑韧性达到了较好的匹配，其微观组织也得到了比较均匀细小的贝氏体组织；图5是ACC非正常情况下微观组织与正常情况对照。&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&率
3.3 不同待温厚度钢板的性能对比
&&&& 以30mm成品厚钢板3-1#、3-2#、3-3#与3-4#对比，3-1～3-3#钢板待温厚度为90mm，第二阶段总压缩比为66％，3-4#钢板待温厚度为76mm，第二阶段总压缩比为60％，从表4中钢的性能来看，确有明显差异，3-1#～3-3#钢的强度高、韧性都有较大富余量，而3-4#钢的屈服强度为、抗拉强度、延伸率和－20℃的冲击功较其它几块钢均低些，可见，在其它工艺条件相同的情况下，第二阶段总压下率是影响综合机械性能的关键。
3.4 焊接接头的显微组织
&&&&& 焊接接头的宏观显微组织见图6，无论采用手工焊或气体保护焊，宏观组织中不曾观察到HAZ有显著的粗大晶粒，都为细小均匀的贝氏体和少量铁素体组织，结合焊接接头处的性能，说明该试制钢板有着优良的焊接性能。
&&&&& 通过在厚板5000mm轧机上进行Q690CFD不同厚度规格的几次试制，控轧控冷工艺参数不断得到优化，ACC控冷的精度不断提高，使工程机械用高强钢Q690CFD综合性能合格率大幅提高，塑韧性得到了较好的匹配。试制结论如下：
&&&&& 1 . Q690CFD（20～60mm）钢终轧温度控制在800℃～850℃比较合适，随着厚度的增加可以适当降低。
&&&&& 2. Q690CFD钢25mm以下厚度的钢板，待温厚度可以减至成品厚度的2.5～3倍，25mm以上厚度规格的钢板待温厚度为成品厚度的3倍以上比较合适。
&&&&& 3. Q690CFD钢30mm以下厚度规格终冷温度设定为550℃，30mm以上厚度的钢板终冷温度设计为480℃，可以有效改善该钢的综合机械性能。
&&&&& 4.& 在合适的焊接工艺条件下，手工焊和气体保护焊焊接接头的强度、接头各部位的冲击功都达到了母材技术要求，且接头的冲击功有一定余量。
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【1】&&& 贺信莱等，微量Nb在现代超低碳贝氏体钢中的应用。微合金化技术国际研讨会论文集，2002年4月，北京，P.P.11~12。
【2】&&& 盛光敏等，非调质状态下HG80钢的组织性能研究。钢铁，1999年第3期。
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