韩 宇，许学利，吴 刚

（本钢板材股份有限公司研发院，辽宁 本溪 117000）

传统的Q355B钢以C-Mn元素强化为主，随着微合金化技术的迅速发展，低合金高强度结构钢开始逐渐加入以铌（Nb）、钒（V）和钛（Ti）为代表的微合金元素。我国钛资源含量丰富，与Nb、V相比，Ti微合金化的成本最低[1]。目前国内某些钢厂的Q355B钢在传统的C-Mn固溶强化的基础上，通过加入了少量的钛（Ti）微合金化元素来替代部分Mn元素，形成了合金成本更低的新型C-Mn-Ti型Q355B钢。

硼也被认为是一种潜在的微合金元素，人们很早之前硼被认识可以显著地提高钢的淬透性，现代冶炼技术的进步提高了对钢中有效硼的控制，这使硼作为钢中的替代合金元素成为可能。而含硼钢的研究对降低钢材的生产成本有着重要意义。本实验通过对比两种不同卷取温度下硼对C-Mn-Ti型Q355B钢组织性能的影响，为C-Mn-Ti-B型微合金化钢的开发提供参考依据。

1 试验材料及方法

本文所使用的试验材料来自国内某钢厂2300热连轧机组所的生产C-Mn-Ti型Q355B钢，试验钢种的生产工艺流程为：铁水脱硫预处理→转炉冶炼→炉外精炼（LF）→板坯保护连铸→板坯加热→2300机组轧制→控制冷却→卷取→检验→包装发货。试验钢的化学成分如表1所示，其中1号和3号试验钢的化学成分完全相同，均不添加硼合金元素；2号和4号试验钢的化学成分完全相同，在钢中添加了0.0008%～0.0030%硼元素。4个试验钢中除了硼元素的含量有明显差别外，其它化学成分含量基本相同。

表1 试验钢的化学成分（质量分数）%

试验钢首先在国内某钢厂直弧型连铸机浇铸成厚度为230mm的连铸板坯，然后放入步进式加热炉中加热到1200℃～1280℃，保温3小时，使试验钢完全奥氏体化。将保温完成的板坯在2300热连轧机组经过相同的道次压下率轧制到12mm厚度的钢板，终轧温度范在840℃～880℃。将轧制完成后出精轧机的1号、2号试验钢板在冷却辊道层流冷却到600℃开始卷取，轧制完成后出精轧机的3号、4号试验钢板在冷却辊道利用层流冷却水冷却到540℃开始卷取。最后分别从1号、2号、3号和4号钢板宽度的1/4处取样，进行力学性能试验和金相观察。对两种成分设计的Q355B试验钢板按照GB/T 2975-2018标准沿垂直于轧制方向取宽向样，标记好编号。四个试样根据GB/T 228.1加工成短比例标距的拉伸试样，在Zwick-600万能拉伸试验机进行拉伸试验。利用JBW-500型摆锤式冲击试验机根据GB/T 229测定试样的冲击韧性。将试样经4%硝酸酒精溶液腐蚀后，利用OLYMPUS-GX71型倒置式光学金相显微镜观察显微组织。

2 试验结果及分析讨论

1号至4号钢的力学性能见表2和图1，1号至4号钢的金相组织见表2，由表2可以看出无硼和含硼的C-Mn-Ti型Q355B钢的力学性能均能满足正常标准要求，但在不同卷取温度下，无硼和含硼Q355B钢的性能有明显的不同。

表2 试验钢的力学性能

图1 试验钢的力学性能

2.1 卷取温度对C-Mn-Ti型Q355B钢力学性能影响

在实际生产过程中，卷取温度与钢板的在冷却辊道上的冷却速度成正相关。这是因为当轧机在连续轧制同一厚度规格的钢板时，钢板的在冷却辊道上的运动时间是基本相同的，如果钢板在开始被层流冷水冷却之前的温度是相同的，那么随着卷取温度的降低，钢板需要在相同时间内被冷却到更低的温度才能开始卷取。本实验中1号和3号钢板的轧制温度控制完全相同，只有3号试验钢的卷取温度低于1号试验钢，所以3号钢的冷速更快。同理，4号试验钢的冷速要快于2号试验钢。由表2和图1可知，卷取温度更低的3号试验钢的强度比相对较高卷取温度的1号试验钢均有所升高，但3号试验钢的冲击功与1号试验钢相差不大。3号试验钢的金相组织更加细小，3号试验钢的晶粒度高于1号试验钢。这是由于试验钢板中高温时析出的TiN粒子有利于抑制高温奥氏体晶粒的长大，而随着钢板的不断轧制变形，奥氏体晶粒也不断被破碎细化，导致随后相变生成的铁素体晶粒变得更加细小，而随着卷取温度的降低，铁素体晶粒长大受到抑制，最终铁素体晶粒变得更加细小。而晶粒细化可以在有效提高钢材强度的同时而不造成钢材韧性的大幅损失。

2.2 硼对C-Mn-Ti型Q355B钢组织性能的影响

由表2可以对比不同卷取温度下含硼和和不含硼Q355B试验钢的性能区别。在600℃卷取温度时，含硼的2号钢强度比不含硼1号钢的强度约提高10MPa～15MPa，2号钢比1号钢的冲击功略有降低。但在卷取温度为540℃时，含硼的4号钢强度比不含硼3号钢的强度约提高50MPa以上，与之对应的是含硼Q355B钢的塑性降低，尤其是表征韧性指标的冲击功有明显的降低。从表3的金相组织中可以看出，1号和3号为无硼Q355B钢，组织均为铁素体+珠光体；2号和4号钢为含硼Q355B钢，2号钢组织为铁素体+珠光体+少量贝氏体，4号钢组织为铁素体+珠光体+贝氏体。这说明硼元素的添加使2号和4号试验钢中产生了贝氏体组织。虽然2号和4号试验钢的晶粒度相差不大，但从金相图片中可以看出，2号钢的组织均匀，晶界比较清晰可见，而4号钢中铁素体和贝氏体晶粒的晶界已经不明显，并且部分较大尺寸的铁素体已相互连接，材料在发生断裂时这些相互连接的大块铁素体就会成为裂纹扩展的“通道”，裂纹会沿着相互连接的铁素体晶内扩展开裂[3]。

表3 金相检验结果

为了研究硼在试验钢相变过程中的作用，利用JMat-Pro软件模拟计算了含硼和不含硼试验钢的连续冷却转变曲线(CCT)，如图2所示。对比两个试验钢的铁素体和珠光体的转变曲线可以发现，由于硼元素的作用，含硼Q355B钢的铁素体、珠光体得到了有效抑制，使得含硼的Q355B钢的CCT曲线明显右移。这是因为硼是一种表面活性元素，容易吸附在奥氏体晶界上，而偏聚在奥氏体晶界上的硼原子阻碍了铁素体的形核，起到延缓γ→α转变的作用，从而有利于促进贝氏体的形成[3]。硼可以有效抑制铁素体的相变而促进贝氏体的转变，可以显著提高钢材的淬透性。有学者甚至发现，当钢中仅含有0.0010%～0.0030%的固溶硼时，就能够实现相当于添加了0.5%的Mn、Cr或者Mo所产生的提高淬透性的效果。通过硼的添加可以有效改变钢在相变过程中的组织演变行为，从而使含硼Q355B钢在较宽冷却速度范围内就可得到贝氏体组织，使钢材强度得到了大幅提高。

图2 试验钢的 CCT 曲线

3 结论

（1）含硼和无硼C-Mn-Ti型Q355B钢在600℃卷取温度下的性能均能满足标准要求，含硼Q355B钢的强度比不含硼钢的强度约提高10～15MPa，冲击功略有降低。

（2）在540℃的较低卷取温度下，含硼Q355B钢强度明显高于无硼Q355B钢的强度，但由于含硼钢的淬透性得到提高，过快的冷速使钢中产生了粗大连接的铁素体组织，含硼Q355B钢的冲击韧性明显降低。

（3）在高钛的Q355B钢中加入硼元素后，微量的B元素可以有效抑制奥氏体向铁素体的转变，从而促进钢中贝氏体的形成，通过相变组织强化使含硼的C-Mn-Ti型Q355B钢的强度得到提高。