含硼焊瓶钢连续冷却相变及组织性能研究

赵 楠 黄绪传 魏宝民

(上海梅山钢铁股份有限公司 技术中心，江苏 南京 210039)

焊瓶钢主要用于制造液化石油气瓶、乙炔气瓶、氧气瓶等，因其内装易燃、易爆液体或气体，生产工艺主要由拉延和焊接两部分组成，所以要求母材必须具备良好的冷冲压成形性能及焊接性能[1- 3]。

为了改善焊瓶钢的冷冲压成形性能及其焊接热影响区韧性，优化了焊瓶钢的化学成分及热轧工艺。为了提高钢的淬透性，在钢中加入了极微量的硼，不仅可以推迟铁素体的转变，还会因其在奥氏体晶界的偏聚阻碍铁素体的形核而有利于贝氏体的形成[4]。硼在钢中的溶解度极低，但其作用机制十分复杂，硼对钢淬透性的影响主要与有效硼(酸溶硼)有关。近年来，对于常规焊瓶钢的研究较多，而对于含硼焊瓶钢的研究却较少。

本文绘制了含硼焊瓶钢的静态连续冷却转变(continuous cooling transformation,CCT)曲线，在此基础上制定了合理的热轧工艺并进行工业试制，研究了冷却工艺对焊瓶钢显微组织及性能的影响，可为进一步挖掘该钢的性能潜力提供参考。

1 试验材料及方法

含硼焊瓶钢的化学成分如表1所示。

表1 含硼焊瓶钢的化学成分(质量分数)

CCT曲线测定在Gleeble- 3500热模拟试验机上进行，试样尺寸示意图如图1所示。热模拟试验方案为：将试样以10 ℃/s的速率加热至900 ℃奥氏体化，真空保温5 min；然后分别以0.2、0.5、1、2、5、10、20、40、80 ℃/s的速率冷却至200 ℃以下，测定并记录冷却过程中试样的膨胀量。将热模拟试样从中间切开制成金相试样，利用Zeiss Axio Imager A2m 型光学显微镜(optical microscope,OM)及FEI Quanta 450型场发射扫描电子显微镜(scanning electron microscope,SEM)观察试样的显微组织，利用DuraScan- 50型全自动显微维氏硬度计测定试样硬度。

图1 试样尺寸示意图

2 结果与分析

利用膨胀法结合金相- 硬度法绘制试验钢的静态CCT曲线[5- 8]，如图2所示。

图2 试验钢的静态CCT曲线

不同冷速下试样的显微组织及显微硬度分别如图3和表2所示。

表2 以不同速率冷却的试样的显微组织及显微硬度

图3 以不同速率冷却的试样的显微组织

从图2静态CCT曲线可以看出，试验钢奥氏体向铁素体开始转变温度为725～811 ℃，当冷却速率为0.2～0.5 ℃/s时，显微组织主要由铁素体+珠光体组成；当冷却速率为1 ℃/s时， 组织主要为等轴状铁素体和片状珠光体，还有少量魏氏组织；且随着冷却速率的增大，等轴状铁素体逐渐减少，铁素体形态逐渐转变为针状。当冷却速率增大到2 ℃/s时，组织中除了等轴状和针状混合的铁素体及细片状珠光体外，开始发生贝氏体转变，出现了少量贝氏体；当冷却速率为2～10 ℃/s时，随着冷却速率的增大，贝氏体转变量增多，珠光体和等轴状铁素体逐渐减少。当冷却速率为20～40 ℃/s时，组织主要由针状铁素体+粒状贝氏体组成；当冷却速率为80 ℃/s时，奥氏体发生马氏体转变，组织主要为铁素体+马氏体。且随着冷却速率的增大，试样的显微硬度升高。

3 工业试制

根据测得的CCT曲线及不同冷速下的相变规律，确定了试验钢工业试制的热轧工艺，即采用两种不同的轧后冷却工艺在热连轧生产线上进行热轧试验，工艺参数如表3所示。

表3 热轧工艺参数

表4为轧后以不同工艺冷却的试验钢的力学性能。可见试验钢均具有良好的力学性能，相比前段冷却的钢，后段冷却的钢的强度较低，断后伸长率较高。

表4 轧后以不同工艺冷却的试验钢的力学性能和组织特征

图4～图8为轧后冷却工艺不同的试验钢的组织形貌、晶粒取向、再结晶晶粒、晶界角度及织构取向分布等。

图4 试验钢的显微组织

从图4可以看出:前段冷却的钢的组织为铁素体+贝氏体，后段冷却的钢的组织为铁素体+珠光体+贝氏体；前段冷却的钢中铁素体大多呈针状，且贝氏体中碳化物弥散分布于晶内，后段冷却的钢中铁素体部分呈等轴状，且等轴状铁素体晶内碳化物较少。

根据图5晶粒取向分布图计算得到的试验钢的晶粒尺寸如表4所示。从表4可以看出，后段冷却钢的晶粒尺寸为4.09 μm，贝氏体体积分数为12.6%，较前段冷却的钢晶粒略粗大，且贝氏体含量略少。

图5 试验钢的晶粒取向分布

从图6再结晶晶粒分布图(红色为变形晶粒，黄色为不完全再结晶晶粒，蓝色为完全再结晶晶粒)可以看出，后段冷却的钢中完全再结晶晶粒(36.6%)较前段冷却的钢(33.4%)略多，不完全再结晶晶粒略少(49.1%)。

图6 试验钢的再结晶晶粒分布

从图7晶界角度分布图(黑色为小角度晶界，黄色为大角度晶界)可见，后段冷却的钢中小角度晶界的体积分数(40.7%)低于前段冷却的钢(45.1%)。

图7 试验钢的晶界角度分布

从图8取向分布函数图可见，轧后以两种工艺冷却的试验钢的织构类型基本一致，均有较强的{001}<110>织构，且有{111}纤维织构，其中前段冷却的钢以{111}<110>织构为主，后段冷却的钢有较强的{111}<112>织构和较弱的{111}<110>织构，且后段冷却的钢的织构强度较高。

图8 试验钢的取向分布函数图

4 讨论

从试验钢的静态CCT图及显微组织可以看出，随着冷却速率的增加，铁素体转变开始温度降低，铁素体晶粒细化，还促进了贝氏体相变。随着冷却速率的增加，等轴状铁素体、片状珠光体和粒状贝氏体尺寸逐渐减小，贝氏体数量逐渐增多，直至完全为马氏体。这是由于冷却速率增加，过冷度增大，原子扩散速率减慢，铁素体晶核的数量增加，相变后晶粒长大受到抑制，因而铁素体和珠光体尺寸逐渐减小，贝氏体数量逐渐增多。微量硼的添加可提高钢的淬透性，硼为表面活性元素，吸附在奥氏体晶界，可有效抑制先共析铁素体的析出，其在奥氏体晶界的偏聚阻碍了铁素体的形核从而有利于贝氏体的形成[9]。这主要是由于硼在晶界的偏聚，降低了晶界能，减少了铁素体优先形核的位置。

相比前段冷却的钢，后段冷却的钢强度略低，但断后伸长率明显提高；后段冷却的钢晶粒略为粗大，且贝氏体含量较前段冷却的钢少，铁素体含量较多，呈等轴状。后段冷却的钢的前期空冷有利于促进铁素体的大量析出，获得较多的相对均匀的等轴状铁素体，且形成较多的完全再结晶晶粒，并延缓了因硼的加入促进贝氏体的形成过程。后段冷却的钢中小角度晶界含量较前段冷却的钢少，铁素体晶内位错密度降低，从而使钢的屈服强度较前段冷却的钢有所下降。后段冷却的钢的织构强度相对较高，且有较强的{111}纤维织构，有利于焊瓶钢的冷成形。后段冷却工艺与微量硼元素的综合作用有效促进了相对均匀的等轴状铁素体的析出，减少了贝氏体转变量，适当降低了屈服强度，提高了屈强比，并形成了有利于成型性能的{111}纤维织构，从而保证了含硼焊瓶钢的力学性能及成形性能。

5 结论

(1)随着冷却速率的增加，试验钢中铁素体转变开始温度降低，铁素体晶粒细化，其形态逐渐从等轴状转变为针状，片状珠光体含量逐渐减少，粒状贝氏体含量逐渐增多。随着冷却速率的增加，钢的硬度逐渐升高。

(2)后段冷却的钢中铁素体呈等轴状，贝氏体含量较少，小角度晶界含量较少，屈服强度较低，有较强的{111}纤维织构，具有良好的力学性能。

(3)后段冷却工艺与微量硼的综合作用有效促进了相对均匀的等轴状铁素体的析出，减少了贝氏体转变量，从而保证了含硼焊瓶钢的力学性能及成形性能。