Effect ofDirect Quenching and Accelerated Cooling on Metallurgical and MechanicalBehavior of Low-Carbon Microalloyed Steels

低碳微合金鋼直接淬火和加速冷卻對組織和性能的影響

2016年在美國紐柯Tuscaloosa安裝并投入使用直接淬火和加速冷卻裝置。本文研究了直接淬火和加速冷卻對低碳微合金鋼組織和力學(xué)性能的影響。采用Gleeble 1500D中的試樣膨脹實驗法，通過大量直徑為10mm的試樣，測量了低碳微合金鋼在不同冷卻速率下的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線圖(CCT)。通過對比CCT圖，得出了微合金含量變化對相變溫度的影響。在此基礎(chǔ)上，對低碳微合金鋼進(jìn)行了連續(xù)超快冷卻，最終得到了理想的針狀鐵素體和上貝氏體。通過將超快冷卻與熱機(jī)控制軋制工藝相結(jié)合，可顯著提高鋼材的強(qiáng)度和韌性等力學(xué)性能。

為應(yīng)對鋼板惡劣使用環(huán)境的挑戰(zhàn)，先進(jìn)的鋼板軋機(jī)普遍采用熱機(jī)控軋控冷工藝（TMCP）。TMCP通過控制軋制與加速冷卻的共同作用來實現(xiàn)超細(xì)晶微觀組織結(jié)構(gòu)，不僅為鋼板創(chuàng)造了優(yōu)異的機(jī)械性能，如高強(qiáng)和高韌，而且降低了微合金元素的使用量，降低了原材料成本，提高了鋼板的焊接性能。

自1980年世界上第一臺在線加速冷卻裝置應(yīng)用于大工業(yè)生產(chǎn)的鋼板軋機(jī)以來，[1]熱機(jī)控軋控冷技術(shù)經(jīng)歷了三代創(chuàng)新；快速層流冷卻(FLC)，加速冷卻(AcC)和直接淬火(DQ)與在線回火，[2]如圖1所示?？刂栖堉萍夹g(shù)主要通過細(xì)化鐵素體晶粒組織來提高韌性，[3]然而，TMCP通過奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铊F素體和貝氏體轉(zhuǎn)變而獲得帶鋼的高強(qiáng)度，并增強(qiáng)了韌性。

圖1微觀組織結(jié)構(gòu)與冷卻方法（橫坐標(biāo)：時間；縱坐標(biāo)：溫度；圖中：非再結(jié)晶）

許多快速冷卻方法已在鋼板軋機(jī)上得到應(yīng)用，[4]更高的冷卻速率和更靈活的冷卻策略是最近控制冷卻技術(shù)發(fā)展的結(jié)果，如噴霧冷卻系統(tǒng)(SCS)，[5]多用途間斷冷卻(MULPIC)[6]和直接淬火，[7]這些技術(shù)能夠以70℉/秒的冷速對1英寸厚的帶鋼進(jìn)行冷卻。層流冷卻、加速冷卻和直接淬火冷卻技術(shù)的能力如圖2所示?，F(xiàn)代鋼板軋機(jī)不斷進(jìn)行技術(shù)革新改造，各種信息不斷涌現(xiàn)，據(jù)報道，許多鋼板軋機(jī)成功地使用加速冷卻來改善熱軋鋼板的機(jī)械性能和加工特性。[9~11]

圖2各種冷卻方法對比（橫坐標(biāo)：鋼板厚度；縱坐標(biāo)：冷速）

達(dá)涅利公司的直接淬火和加速冷卻(DQ-AcC)裝置于2016年10月安裝紐柯Tuscaloosa鋼廠，見圖3，該項目的目的是減少微合金元素使用量，節(jié)約成本和改善可焊性，產(chǎn)生更高強(qiáng)度和更好韌性鋼卷和中厚板，并開發(fā)熱軋鋼板廠生產(chǎn)耐磨鋼板。

圖3直接淬火和加速冷卻(DQ-AcC)裝置

本文研究了直接淬火和加速冷卻對低碳微合金鋼微觀組織和力學(xué)性能的影響。采用Gleeble?1500D中的膨脹法，通過對大量試樣采用不同冷卻速率，測量了低碳微合金鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變溫度曲線圖(CCT)，對比CCT圖，得出了兩種微合金成分對相變溫度的影響。在此基礎(chǔ)上，對低碳微合金鋼采用了一系列的超快冷卻，最終得到了理想的針狀鐵素體(AF)和上貝氏體(UB)組織結(jié)構(gòu)，通過超快冷卻與熱機(jī)控制軋制工藝(TMCRP)相結(jié)合，可顯著提高鋼材的強(qiáng)度和韌性等力學(xué)性能。

構(gòu)建CCT圖

構(gòu)建CCT圖的目的是確定臨界冷卻速率和上貝氏體相變的起始溫度，用膨脹法構(gòu)建CCT圖，并用金相分析對試樣的微觀組織進(jìn)行了驗證。

高強(qiáng)度低合金鋼(HSLA)的含碳量在0.05%至0.25%之間時，屬于低碳鋼范疇，其鋼種的錳含量可高達(dá)2.0%。微合金鋼是一種含有少量合金元素(0.05-0.15%)鋼種，包含鈮、釩、鈦、鉬、鋯、硼元素和稀土金屬。它們主要用于細(xì)化晶粒組織或促進(jìn)沉淀硬化，以獲得高的抗拉強(qiáng)度和良好的韌性。

釩、鈮和鈦是管線用鋼中常用的三種微合金元素，可以添加少量的鉻、鎳、銅和氮而得到其它的特殊用途，如耐大氣腐蝕和耐熱性，這些合金元素和微合金元素對CCT圖有顯著的影響。[12]

選擇試樣

本文采用Jominy取樣器從鑄模錠上取樣，試樣的中心分別加工成規(guī)定6mm直徑和6mm長度，如圖4所示，試樣兩端鉆孔直徑為6.35mm，深度為37mm。

圖4用于Gleeble?試驗的Jominy取樣和精加工后的試樣

鋼種的選擇

選取了含釩和釩結(jié)合鈮鈦兩種基本微合金化鋼種，比較了層流冷卻和加速冷卻這兩種冷卻方式，鋼種的化學(xué)成分見表1中所示，可以看出兩個鋼種的碳、錳和其它殘余元素的含量相似。

表1選定用于構(gòu)建CCT圖的兩鋼種的化學(xué)成分(wt.%)

這樣選擇滿足大多數(shù)產(chǎn)品的需要，含釩的HSLA鋼通常適用于ASTM A572等級50 2型，HSLA鋼與釩結(jié)合鈮和鈦用于生產(chǎn)管線鋼，要求高強(qiáng)度和良好的韌性。

CCT圖

大部分合金元素都能提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性，延緩?qiáng)W氏體向珠光體、貝氏體或馬氏體的轉(zhuǎn)變，這會使CCT曲線向圖的右邊和底部移動。為了獲得足夠的數(shù)據(jù)來構(gòu)建CCT曲線，每種成分使用了多條冷卻曲線，最后通過金相分析驗證了各試樣的顯微組織。這些數(shù)據(jù)最終用于CCT圖的構(gòu)建開發(fā)，如圖5和6所示。

圖5含釩高強(qiáng)度低合金(HSLA)鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)圖

圖6釩與鈮、鈦結(jié)合的HSLA鋼的CCT圖

從圖5可以看出，當(dāng)冷卻速率介于下臨界冷卻速率70°F/s（39℃/s）和上臨界冷卻速率160°F/s(89℃/s)之間時，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铊F素體和上貝氏體。當(dāng)冷卻速率低于下臨界冷卻速率時，最終組織為鐵素體珠光體。在這種情況下，DQ-AcC裝置的作用類似于層流冷卻系統(tǒng)。當(dāng)冷卻速率大于上臨界冷卻速率時，最終的組織為帶有下貝氏體的針狀鐵素體或具有馬氏體的殘余奧氏體，在這種情況下，產(chǎn)品不能滿足A572 50級2型的延展性要求。

貝氏體相變起始溫度對DQ-AcC出口的鋼板冷卻溫度的確定非常重要，圖5還表明，貝氏體轉(zhuǎn)變開始于1050℉（566℃）。當(dāng)帶鋼厚度較大時，要求的水量超出了DQ-AcC裝置供水能力，在這種情況下，可以采用層流冷卻或降低軋機(jī)軋制速度使得帶鋼開始貝氏體轉(zhuǎn)變。

從圖6可以看出，當(dāng)冷卻速率介于下臨界冷卻速率60°F/s（33.3℃/s）和上臨界冷卻速率220°F/s（122℃/s）之間時，奧氏體向針狀鐵素體和上貝氏體相變，貝氏體轉(zhuǎn)變的起始溫度為975℉（524℃）。

對比圖5和圖6可知，含釩HSLA鋼的下臨界冷速要比釩與鈮鈦結(jié)合的下臨界冷速要高出10℉/s，貝氏體相變起始溫度相差75℉。加入更多的微合金元素后，帶鋼需要冷卻到更低的溫度才發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。

控制軋制過程1

為了調(diào)查DQ-AcC對兩種成分的組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)行為的影響，選擇了兩塊寬度相同的板材，并在四輥Steckel軋機(jī)上軋制至相同的規(guī)格。與試驗位置相對應(yīng)的各監(jiān)測點的板坯信息和實際溫度見表2。

表2板坯信息和TMCP參數(shù)

在加熱爐經(jīng)過1.5小時加熱到1700℉，圖7顯示了每道次的壓下率和溫度，從圖可以看出，相同成分的鋼卷呈現(xiàn)出相同的溫度模式，因此，它們在Steckel軋機(jī)出口處的奧氏體晶粒尺寸非常接近。

圖7 TMCP熱機(jī)控制過程軋制參數(shù)

精軋最后三道次的帶鋼溫度控制在1700℉的非再結(jié)晶溫度以下，為了檢查厚度方向上組織的均勻性，將含釩的HSLA鋼板軋制至0.642英寸（16mm）鋼板，采用9道次軋制程序，釩結(jié)合鈮和鈦HSLA鋼使用11道次軋制成0.322英寸（8mm）厚度的鋼板。

控制加速冷卻過程

對相同成分的鋼板分別采用層流冷卻和加速冷卻，如圖3所示，在DQ-AcC裝置的后面有7個層流排，DQ-AcC裝置由四個冷卻區(qū)組成。

對層流和加速冷卻的冷卻速率的認(rèn)識非常重要，對于盤卷采用層流冷卻，四排110英尺（33.5m）長的層流冷卻來達(dá)到卷取溫度。對于加速冷卻的鋼板盤卷，使用了DQ-AcC設(shè)備所有的四個冷卻區(qū)，其冷卻段的長度為25英尺（7.62m），根據(jù)表2中的精軋速度和成品溫度，表3中計算出了每個盤卷的冷卻速率。

表3 TMCP的冷卻參數(shù)

由表3可知，盤卷的冷卻速率分別為157°F/s和133°F/s，已經(jīng)超過了下臨界溫度。采用層流冷卻的盤卷冷卻速率分別為24°F/秒和22°F/秒，參照圖5和圖6中的CCT圖，加速冷卻的冷卻速率保證了奧氏體晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铊F素體和上貝氏體組織。采用層流冷卻的冷卻速率要比下臨界冷卻速率小得多，因此有望得到鐵素體和珠光體微觀組織。

從軋機(jī)出口到進(jìn)入卷取機(jī)入口的帶鋼溫度如圖8和圖9所示。從圖8可以看出，采用加速冷卻的厚規(guī)格帶鋼，水冷后溫度明顯反彈。因此，高冷卻速率和低DQ-AcC出口溫度是厚規(guī)格帶鋼生產(chǎn)的首選，該技術(shù)方案保證了奧氏體向針狀鐵素體和貝氏體的轉(zhuǎn)變。從圖9可以看出，采用加速冷卻的薄規(guī)格帶鋼經(jīng)過水冷卻后，溫度仍然處于降低狀態(tài)之中，所以需要采取較低的冷卻速率和較高的DQ-AcC出口溫度，以保證了帶鋼的延展性。

圖8不同冷卻方法下的厚規(guī)格帶鋼盤卷的冷卻參數(shù)

圖9不同冷卻方法下的薄規(guī)格帶鋼盤卷冷卻參數(shù)

檢驗微觀組織和機(jī)械性能

為了考察鋼帶的力學(xué)性能，需要進(jìn)行拉伸和沖擊試驗，矩形拉伸試樣從帶鋼盤卷外層橫向的中心位置上截取，按照API51的要求進(jìn)行取樣，試樣尺寸為1.5英寸（38mm）寬，2英寸長（51mm）。夏比沖擊試樣在橫向方向上從四分之一寬度處截取，夏比樣品尺寸為0.295英寸×0.394英寸（7.5x10mm）。

橫向拉伸試驗結(jié)果和縱向晶粒尺寸見表4，對于含釩的HSLA鋼，使用加速冷卻的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度比使用層流冷卻的高約3 ksi，加速冷卻的延伸率較層流冷卻略有下降。對于釩鈦結(jié)合的HSLA鋼，加速冷卻的屈服強(qiáng)度和拉伸強(qiáng)度都比層流冷卻高出約10 ksi。然而，使用加速冷卻的薄規(guī)格帶鋼的延伸率大大低于使用層流冷卻的鋼帶延伸率，因此，富含微合金元素的HSLA鋼在加速冷卻時獲得更高的強(qiáng)度。有趣的是，使用加速冷卻的含釩為主微合金化的HSLA鋼的晶粒尺寸非常接近使用層流冷卻的含釩鈮和鈦的HSLA鋼的晶粒尺寸，這個現(xiàn)象說明加速冷卻技術(shù)的應(yīng)用可以減少微合金元素的使用量。

表4力學(xué)性能和晶粒尺寸的比較

使用層流冷卻和加速冷卻對兩種成分鋼卷取樣進(jìn)行夏比沖擊試驗，其溫度和沖擊功之間的曲線如圖10所示。對于含釩的HSLA鋼，即使低溫沖擊的溫度達(dá)到-60℉（-51℃），加速冷卻帶鋼的沖擊功也是一致的。當(dāng)采用層流時，含釩HSLA鋼的轉(zhuǎn)變溫度為-20℉（-29℃）。對于釩與鈮鈦共用的HSLA鋼，加速冷卻沖擊功在-20℉到-60℉之間也是一致的，當(dāng)采用層流時，沖擊功逐漸減小，沒有明確的過渡點。這就是為什么在沒有加速冷卻的情況下，大多數(shù)冶金學(xué)家更喜歡使用富含微合金元素低溫環(huán)境中獲得高韌性的原因。

圖10橫向夏比沖擊試驗溫度與沖擊功之間的關(guān)系曲線

拉伸和夏比沖擊試驗表明，對于所有厚度的帶鋼盤卷，加速冷卻可以普遍提高強(qiáng)度和韌性。從冶金學(xué)的角度來看，整個厚度方向檢測微觀組織是必要的，其目的是為了展現(xiàn)厚度方向組織的均勻性，驗證整個厚度方向上的組織都是針狀鐵素體和上貝氏體，帶鋼盤卷的微觀結(jié)構(gòu)如圖11所示，從圖的左至右，金相組織圖像按表面、四分之一厚度和厚度中心區(qū)域順序排列。

圖11不同成分帶鋼盤卷的微觀組織結(jié)構(gòu)及冷卻方法

在鐵素體和貝氏體相變過程中，加速冷卻促使針狀鐵素體晶粒在微合金元素析出第二項粒子和非金屬夾雜物表面非均質(zhì)形核，然后向不同方向輻射，針狀鐵素體的形成導(dǎo)致具有極好的抗裂紋擴(kuò)展的緊密結(jié)構(gòu)，因此，針狀鐵素體組織不僅能提高力學(xué)性能，而且能顯著提高韌性。

對于厚規(guī)格帶鋼盤卷A1和A2，從表面到中心的晶粒數(shù)明顯減少。其原因是中心冷卻速率受帶鋼內(nèi)部熱傳導(dǎo)的限制。在層流冷卻的情況下，A1盤卷的表面和中心組織有很大的差異；在加速冷卻條件下，大量的針狀鐵素體分布在帶鋼盤A2卷厚度四分之一處，這是由于加壓噴霧水冷促使帶鋼表面上的快速傳熱交換，加快了從四分之一厚度到表面的熱傳導(dǎo)。使用加速冷卻的試樣上的晶粒比使用層流從表面到厚度中心的試樣更加均勻。層流和加速冷卻的平均晶粒度分別為9.16和11.82。

對于薄規(guī)格帶鋼盤卷B1和B2，層流和加速冷卻的微觀結(jié)構(gòu)都是從表面到中心均勻分布的。鋼的熱傳導(dǎo)不再影響中心的冷卻速率。另一方面，細(xì)小的碳化鈮和/或氮化鈮的析出沉淀發(fā)生在最后三個精軋道次，這些細(xì)小的析出物通過釘扎效應(yīng)阻止奧氏體晶粒的再結(jié)晶。層流和加速冷卻的平均晶粒度分別為12.32和13.17。在層流冷卻下，帶鋼盤卷B1從表面到中心呈現(xiàn)出細(xì)小均勻的鐵素體和珠光體。在加速冷卻下，大量的針狀鐵素體分布在B2帶鋼盤卷的整個厚度上。

鋼中的微合金化元素控制著微觀組織結(jié)構(gòu)，通過對兩種成分的顯微組織比較，從加熱爐加熱到控制軋制和加速冷卻過程中，鈮和鈦的加入導(dǎo)致微觀組織的細(xì)化，軋制和冷卻過程中形成的鈮的析出物對最終組織的控制起著重要作用，從而提供更高的強(qiáng)度和更好的韌性。

結(jié)論

采用膨脹法，構(gòu)建了兩種基本微合金化成分的CCT圖，從圖中發(fā)現(xiàn)了形成針狀鐵素體和上貝氏體的臨界溫度和冷卻速率。此外，通過層流和加速冷卻的方法，研究了DQ-AcC對低碳微合金鋼微觀組織和力學(xué)性能的影響。實驗結(jié)果表明，DQ-AcC裝置能夠產(chǎn)生針狀鐵素體和上貝氏體結(jié)構(gòu)，已經(jīng)在正常生產(chǎn)中被采納使用，本工作主要發(fā)現(xiàn)概述如下:

當(dāng)釩與鈮和鈦在HSLA鋼中結(jié)合使用時，降低了達(dá)到針狀鐵素體和上貝氏體的臨界冷卻速率和轉(zhuǎn)變起始溫度。

由于厚規(guī)格帶鋼的溫度反彈，其冷卻速率需要設(shè)置在較高的一側(cè)，接近上臨界冷卻速率。

對比層流和加速冷卻的屈服強(qiáng)度和拉伸強(qiáng)度，加速冷卻可以使用較少的微合金元素使用量來提高強(qiáng)度和韌性，這種特性不僅降低了生產(chǎn)成本，而且提高了鋼的焊接性能。

通過加速冷卻，兩種成分的脆性轉(zhuǎn)變溫度可以降低到-60℉以下，這一結(jié)果將擴(kuò)展HSLA鋼在更惡劣環(huán)境下的應(yīng)用。

加速冷卻比層流冷卻通過厚度產(chǎn)生更均勻的微觀結(jié)構(gòu)。

致謝

作者感謝阿拉巴馬大學(xué)冶金工程系的Mark Weaver、Chase Padgett、Hannah Abel和Austin Olivier在測試和數(shù)據(jù)采集方面的合作。

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12. K.R. Carpenter and C.R. Killmore, Metals, No.5, 2015, pp. 1857– 1877.

作者

Qiulin Yu：manager of market application and development,Nucor Steel Tuscaloosa Inc., Tuscaloosa, Ala., USA[email protected]

Jacob Lewis：metallurgist, Nucor Steel Tuscaloosa Inc.,Tuscaloosa, Ala., USA [email protected]

Jon Walton：mill day supervisor, Nucor Steel Tuscaloosa Inc., Tuscaloosa,Ala., USA [email protected]

Blane Vines：rolling lead technician, Nucor Steel Tuscaloosa Inc., Tuscaloosa,Ala., USA [email protected]

唐杰民2020年11月中旬再安徽黃山屯溪翻譯自美國《鋼鐵技術(shù)》2020年11月期刊，水平有限，各位看官閱讀發(fā)現(xiàn)有錯之處盡管給與指正。

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