Nb、Ti 微合金元素對高強結構鋼Q690D 沖擊韌性的影響

賈麗慧， 李永亮

（1. 河鋼唐鋼不銹鋼公司, 河北 唐山063016；2. 河鋼唐鋼技術中心, 河北 唐山063016）

Q690D 屬于高強度焊接結構鋼， 多用于載重車輛、礦山機械、起重機和液壓設備等領域。不僅需要承受較大拉、壓、彎、扭交變載荷，還會受到頻繁的沖擊振動。 尤其是在低溫環境下使用時，不僅要求其具備較高的強度和塑性， 還要保持良好的低溫韌性，即-20 ℃下，沖擊功不低于47 J。

細化顯微組織，不僅可以提高鋼的強塑積，還可以改善鋼的韌性。 Q690D 的顯微組織主要由等軸鐵素體和一定量的馬氏體/貝氏體構成， 可以通過添加一定量的Ti、Nb 等微合金元素來細化組織[1-4]。 Ti（C,N）形成溫度較高，可以在高溫下釘扎晶界，抑制晶粒長大，有效細化組織[5-6]；此外，Ti 的碳氮化物和固溶態Nb 均可以推遲變形奧氏體再結晶行為， 即通過推遲再結晶提高形變累計來細化顯微組織[7-8]。但是，與S、P 對韌性的影響不同，Nb、Ti 等微合金元素的過量添加，非但無法起到細化和均勻顯微組織的效果，反而會惡化組織狀態，造成混晶、局部粗晶等現象，從而導致韌性降低[9-11]。 尤其是混晶現象使微裂紋在鋼中的傳播路徑發生紊亂，會導致沖擊韌性劇烈降低[12]。 此外，高溫下析出的粗大Ti（C, N）粒子，不僅惡化鋼的塑性，造成冷成型開裂，還會在沖擊過程中增加微裂紋源，降低斷口韌性，惡化低溫韌性[13-15]。

通過調整Nb、Ti 微合金元素含量，研究了Nb、Ti微合金元素對Q690D 沖擊韌性的影響， 以期為提高該鋼種生產和使用過程中的穩定性提供理論和工藝指導。

1 實驗材料和方法

國內某鋼廠Q690D 生產工藝為鐵水預處理→轉爐→LF 精煉→連鑄→熱軋至10 mm。 化學分析法檢測成分如表1 所列，其中1#鋼為初始化學成分，2#鋼為改進后化學成分。

熱軋工藝如圖1 所示，化學成分調整后，為確保強度和伸長率滿足標準要求， 適當降低卷取溫度，較低卷取溫度更有利于鐵素體組織細化，并改善塑性。

熱軋鋼板自然降溫至室溫后， 切去外圈進行取樣， 沿軋向用線切割將熱軋鋼板切成標準沖擊試樣，規格為：7.5 mm×10 mm×55 mm， 進行擺錘沖擊實驗，測量不同溫度下的沖擊功；沿軋向切取10 mm× 8 mm試樣，經研磨、拋光后用4%硝酸酒精腐蝕，制備金相試樣，用光學顯微鏡（OM）、掃描電鏡(SEM: JSM-6701F)觀察顯微組織構成及第2 相粒子析出情況。

2 實驗結果

2.1 顯微組織分析

實驗鋼的顯微組織主要由等軸鐵素體和少量馬奧島構成，如圖2。1#鋼有明顯混晶現象，鐵素體晶粒大小不一。利用“截點法”統計鐵素體的平均晶粒尺寸約為5 μm，混晶度（最大鐵素體晶粒/平均晶粒尺寸）為4.8。 2#鋼晶粒相對均勻，平均晶粒尺寸約為3.5 μm，混晶度為2.0。 分析認為，1#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，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，是鐵素體發生混晶的主要原因。2#鋼Nb含量降低后，相同工藝下，變形奧氏體再結晶更加充分，混晶現象消失。 因此，適當降低鋼中Nb 含量，有利于提高顯微組織的均勻性。

2.2 韌脆轉變溫度測試

利用Charpy 沖擊實驗對實驗鋼在不同溫度下沖擊功進行了測量，每組3 個試樣，利用Boltzmann 函數對結果進行擬合，結果如圖3 所示。 當實驗溫度大于0 ℃時，實驗鋼的沖擊功無明顯差別。 當實驗溫度低于0 ℃時，1#鋼沖擊功出現驟降， 尤其是-20 ℃沖擊功降低至約50 J，2#鋼仍維持在100 J 時。 進一步降低實驗溫度至-30 ℃，1#鋼沖擊功已低至25 J，2#鋼仍在50 J 以上。 通過擬合結果可知，1#鋼韌脆轉變溫度約為-10 ℃，2#鋼的韌脆轉變溫度則低至-24 ℃。

2.3 斷口分析

1#鋼-30 ℃時斷口形貌如圖4（a）所示，主要為穿晶脆性斷裂形貌，存在明顯的撕裂棱，未觀察到韌窩。 可以看到斷口中有大量的Ti（C, N）存在。 若是在試樣V 型缺口附近有脆而堅硬的大尺寸Ti（C,N）存在，脆性相作為裂紋源，會直接導致裂紋萌生，是導致低溫沖擊功急劇降低的潛在影響因素。 結合圖2（a），當裂紋在脆性相附近萌生以后，由于顯微組織存在混晶現象，晶界對裂紋擴展的阻礙作用降低，是沖擊功發生劇烈波動的直接原因。

3 機理分析

利用Thermo-cal 熱力學軟件研究了Ti 含量變化對Ti（C, N）析出溫度和析出量影響，結果如圖5?？梢钥闯?，當Ti 摩爾分數大于0.04%時，Ti（C, N）均從液相中開始析出，并隨著溫度的降低而逐漸增多，當溫度為1 100 ℃時達到最大析出量。 隨著Ti 摩爾分數的增加，Ti（C, N）析出量顯著增加，當Ti 摩爾分數大于0.1%時，Ti（C, N）的析出量比Ti 摩爾分數為0.04%時顯著增加。 由于Ti（C, N）析出均在1 100 ℃以上，且析出量較大，因此容易發生粗化。 適當降低鋼中Ti 摩爾分數，使Ti（C, N）析出總量減少，能夠顯著抑制其在鋼液中的粗化長大[16-19]。

切取縱截面試樣，經研磨、拋光后，用掃描電鏡統計了實驗鋼中Ti（C, N）的密度和不同尺寸粒子所占比例，結果如圖6 所示。 當Ti 摩爾分數降低后，2#鋼中尺寸大于8 μm 的大顆粒Ti（C, N）顯著減少，說明Ti 含量降低對其粗化有一定的抑制作用。結合圖3，粗大且脆而硬的Ti（C, N）粒子數量減少，使裂紋沿第2 相粒子萌生的裂紋源顯著減少， 從而可以有效降低沖擊功波動的潛在風險。 此外，研究發現，第2 相粒子大于200 nm 以后，對晶界的釘扎作用逐漸降低，當第2 相粒子粗化到一定程度后，對晶界的約束突然消失，容易造成二次再結晶現象[20-21]。 降低鋼中粗大的第2 相粒子數量， 對提高顯微組織均勻性，提高晶界對裂紋的約束作用具有顯著促進作用。

4 結 論

鋼中Nb 摩爾分數為0.045%～0.055%時， 熱軋溫度較低時反而容易造成混晶現象， 晶界對裂紋擴展的阻礙作用降低，是沖擊功降低的直接因素；液相中析出的粗大Ti（C, N）脆性第2 相粒子增加了裂紋源數量，是沖擊功降低的潛在因素。 將Nb、Ti 摩爾分數分別降低至0.035%～0.045%、0.08%～0.09%后， 顯微組織均勻性獲得極大提高，第2 相粒子尺寸也顯著降低，實驗鋼在-20 ℃時沖擊功基本維持在90 J 以上。