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冷卻轉變曲線圖(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。在此基礎上，對低碳微合金鋼進行了連續超快冷卻，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控制軋制工藝相結合，可顯著提高鋼材的強度和韌性等力學性能。

為應對鋼板惡劣使用環境的挑戰，先進的鋼板軋機普遍采用熱機控軋控冷工藝（TMCP）。TMCP通過控制軋制與加速冷卻的共同作用來實現超細晶微觀組織結構，不僅為鋼板創造了優異的機械性能，如高強和高韌，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用于大工業生產的鋼板軋機以來，[1]熱機控軋控冷技術經歷了三代創新；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。控制軋制技術主要通過細化鐵素體晶粒組織來提高韌性，[3]然而，TMCP通過奧氏體轉變為針狀鐵素體和貝氏體轉變而獲得帶鋼的高強度，并增強了韌性。

圖1微觀組織結構與冷卻方法（橫坐標：時間；縱坐標：溫度；圖中：非再結晶）

許多快速冷卻方法已在鋼板軋機上得到應用，[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發展的結果，如噴霧冷卻系統(SCS)，[5]多用途間斷冷卻(MULPIC)[6]和直接淬火，[7]這些技術能夠以70℉/秒的冷速對1英寸厚的帶鋼進行冷卻。層流冷卻、加速冷卻和直接淬火冷卻技術的能力如圖2所示。現代鋼板軋機不斷進行技術革新改造，各種信息不斷涌現，據報道，許多鋼板軋機成功地使用加速冷卻來改善熱軋鋼板的機械性能和加工特性。[9~11]

圖2各種冷卻方法對比（橫坐標：鋼板厚度；縱坐標：冷速）

達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，節約成本和改善可焊性，產生更高強度和更好韌性鋼卷和中厚板，并開發熱軋鋼板廠生產耐磨鋼板。

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冷卻轉變溫度曲線圖(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)組織結構，通過超快冷卻與熱機控制軋制工藝(TMCRP)相結合，可顯著提高鋼材的強度和韌性等力學性能。

構建CCT圖

構建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，用膨脹法構建CCT圖，并用金相分析對試樣的微觀組織進行了驗證。

高強度低合金鋼(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。它們主要用于細化晶粒組織或促進沉淀硬化，以獲得高的抗拉強度和良好的韌性。

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選定用于構建CCT圖的兩鋼種的化學成分(wt.%)

這樣選擇滿足大多數產品的需要，含釩的HSLA鋼通常適用于ASTM A572等級50 2型，HSLA鋼與釩結合鈮和鈦用于生產管線鋼，要求高強度和良好的韌性。

CCT圖

大部分合金元素都能提高過冷奧氏體的穩定性，延緩奧氏體向珠光體、貝氏體或馬氏體的轉變，這會使CCT曲線向圖的右邊和底部移動。為了獲得足夠的數據來構建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。這些數據最終用于CCT圖的構建開發，如圖5和6所示。

圖5含釩高強度低合金(HSLA)鋼的連續冷卻轉變(CCT)圖

圖6釩與鈮、鈦結合的HSLA鋼的CCT圖

從圖5可以看出，當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，奧氏體轉變為針狀鐵素體和上貝氏體。當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。當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，貝氏體轉變開始于1050℉（566℃）。當帶鋼厚度較大時，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軋制速度使得帶鋼開始貝氏體轉變。

從圖6可以看出，當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生貝氏體轉變。

控制軋制過程1

為了調查DQ-AcC對兩種成分的組織結構和力學行為的影響，選擇了兩塊寬度相同的板材，并在四輥Steckel軋機上軋制至相同的規格。與試驗位置相對應的各監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

在加熱爐經過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出相同的溫度模式，因此，它們在Steckel軋機出口處的奧氏體晶粒尺寸非常接近。

圖7 TMCP熱機控制過程軋制參數

精軋最后三道次的帶鋼溫度控制在1700℉的非再結晶溫度以下，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裝置由四個冷卻區組成。

對層流和加速冷卻的冷卻速率的認識非常重要，對于盤卷采用層流冷卻，四排110英尺（33.5m）長的層流冷卻來達到卷取溫度。對于加速冷卻的鋼板盤卷，使用了DQ-AcC設備所有的四個冷卻區，其冷卻段的長度為25英尺（7.62m），根據表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

由表3可知，盤卷的冷卻速率分別為157°F/s和133°F/s，已經超過了下臨界溫度。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變為針狀鐵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。

從軋機出口到進入卷取機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出口溫度是厚規格帶鋼生產的首選，該技術方案保證了奧氏體向針狀鐵素體和貝氏體的轉變。從圖9可以看出，采用加速冷卻的薄規格帶鋼經過水冷卻后，溫度仍然處于降低狀態之中，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格帶鋼盤卷的冷卻參數

圖9不同冷卻方法下的薄規格帶鋼盤卷冷卻參數

檢驗微觀組織和機械性能

為了考察鋼帶的力學性能，需要進行拉伸和沖擊試驗，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度和抗拉強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。對于釩鈦結合的HSLA鋼，加速冷卻的屈服強度和拉伸強度都比層流冷卻高出約10 ksi。然而，使用加速冷卻的薄規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，這個現象說明加速冷卻技術的應用可以減少微合金元素的使用量。

表4力學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到-60℉（-51℃），加速冷卻帶鋼的沖擊功也是一致的。當采用層流時，含釩HSLA鋼的轉變溫度為-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，大多數冶金學家更喜歡使用富含微合金元素低溫環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度和韌性。從冶金學的角度來看，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，帶鋼盤卷的微觀結構如圖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域順序排列。

圖11不同成分帶鋼盤卷的微觀組織結構及冷卻方法

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形核，然后向不同方向輻射，針狀鐵素體的形成導致具有極好的抗裂紋擴展的緊密結構，因此，針狀鐵素體組織不僅能提高力學性能，而且能顯著提高韌性。

對于厚規格帶鋼盤卷A1和A2，從表面到中心的晶粒數明顯減少。其原因是中心冷卻速率受帶鋼內部熱傳導的限制。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。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。

對于薄規格帶鋼盤卷B1和B2，層流和加速冷卻的微觀結構都是從表面到中心均勻分布的。鋼的熱傳導不再影響中心的冷卻速率。另一方面，細小的碳化鈮和/或氮化鈮的析出沉淀發生在最后三個精軋道次，這些細小的析出物通過釘扎效應阻止奧氏體晶粒的再結晶。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從表面到中心呈現出細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構，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，鈮和鈦的加入導致微觀組織的細化，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，從而提供更高的強度和更好的韌性。

結論

采用膨脹法，構建了兩種基本微合金化成分的CCT圖，從圖中發現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性能的影響。實驗結果表明，DQ-AcC裝置能夠產生針狀鐵素體和上貝氏體結構，已經在正常生產中被采納使用，本工作主要發現概述如下:

當釩與鈮和鈦在HSLA鋼中結合使用時，降低了達到針狀鐵素體和上貝氏體的臨界冷卻速率和轉變起始溫度。

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

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

通過加速冷卻，兩種成分的脆性轉變溫度可以降低到-60℉以下，這一結果將擴展HSLA鋼在更惡劣環境下的應用。

加速冷卻比層流冷卻通過厚度產生更均勻的微觀結構。

致謝

作者感謝阿拉巴馬大學冶金工程系的Mark Weaver、Chase Padgett、Hannah Abel和Austin Olivier在測試和數據采集方面的合作。

參考文獻

1. E. Shigeru and N. Naoki, JFE TechnicalReport, No. 20, March 2015, pp. 1–7.

2. K. Nishioka and K. Ichikawa, Sci. Technol.Adv. Mater., Vol. 13, No. 2, April 2012, pp. 1–20.

3. L.J. Cuddy, Metallurgical Transactions A,Vol. 15, Issue 1, January 1984, pp 87–98.

4. Q. Yu and C. Muncie, Journal of AISE SteelTechnology, Vol. 80, No. 6, June 2003,pp. 35–45.

5. J. Yuan and G. Horn, International SteelConference on New Developments in Metallurgical Process Technologies, METEC 2007,pp. 216–223.

6. I. Robinson and M. Hulley, AISTech 2013Conference Proceedings, Vol. II, 2013, pp. 1799–1806.

7. G. Ximeris and E. Bozzetto et al., AISTech2012 Conference Proceedings, Vol. II, 2012, pp. 1861–1866.

8. J. Lee, M. Steeper and M. Landy, AISTech 2010Conference Proceedings, Vol. II, 2010, pp. 583–588.

9. V. Schwinn, P. Fluess and J. Bauer,International Conference on the Application and Evaluation of High-Grade Line Pipesin Hostile Environments, Yokohama, Japan, 2002, pp. 1–14.

10. M.Y. Matrosov and L.I. Efron et al.,Metallurgist, Vol. 49, Issue 5–6, May 2005, pp. 220–229.

11. S. Tsuyama, ISIJ International, Vol. 55, No.1, 2015, pp. 67–78.

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》2020年11月期刊，水平有限，各位看官閱讀發現有錯之處盡管給與指正。

免責聲明：本網站（山東聊城晟杰無縫鋼管廠www.vsocial.cn）刊載的“低碳微合金鋼直接淬火和加速冷卻對組織和性能的影響”等均源于網絡，版權歸原作者所有，且僅代表原作者觀點，本文所載信息僅供參考。轉載僅為學習與交流之目的，如無意中侵犯您的合法權益，請及時聯系刪除。本網站刊登此篇文章并不意味著本站贊同其觀點或證實其內容的真實性，我們不對其科學性、嚴肅性等作任何形式的保證。如果侵犯了您的版權，請盡快聯系我們予以撤銷，謝謝合作！
請查看相關產品 厚壁鋼管,厚壁無縫鋼管,厚壁管,無縫鋼管廠,無縫鋼管廠家