岳重祥，白曉虹，劉東升

（江蘇?。ㄉ充摚╀撹F研究院，江蘇 張家港 215625）

中國造船業(yè)持續(xù)保持快速增長勢頭，中國已經成為世界第一造船大國［1］。海洋資源的開發(fā)要求船舶向大型化、高速化方向發(fā)展。為降低船舶自身質量、提高其使用性能，現代化船舶的建造需要大量高端船體結構鋼［2］。

目前，500MPa及以下級別船板鋼一般采用熱機械控制工藝（TMCP）生產［3－7］，而550MPa及以上級別船板鋼的生產則需要采用淬火回火（QT）或直接淬火回火（DQT）工藝生產［8－17］。使用 TMCP工藝生產屈服強度為550MPa高強度船板鋼的報道還很少［18］。

本工作研究了一種工業(yè)生產的低C微合金SiMn－CrNiMo鋼奧氏體在不同變形條件下的連續(xù)冷卻相變行為和組織變化規(guī)律，使用二輥可逆軋機進行系列TMCP實驗，研究了工藝參數對實驗鋼顯微組織和力學性能的影響，開發(fā)出高性能F550級船板，討論了TMCP工藝、顯微組織和力學性能的關系。

1 實驗材料和方法

實驗用鋼的制備經過鐵水預脫硫處理、180t轉爐煉鋼、鋼包精煉（LF）、RH法真空脫氣等工業(yè)生產過程，連鑄成320mm厚板坯，其化學成分（質量分數／%）為：C 0.07，Si 0.26，Mn 1.10，Cr 0.35，Ni 0.39，Mo適量，Ti 0.017，Nb 0.036，Al 0.033，P 0.010，S 0.002，Fe余量，C當量Ceq＝0.427。從上述連鑄板坯截取160mm×150mm×250mm方坯作為熱軋實驗材料。

使用Gleeble 3800熱模擬實驗機測試實驗鋼在不同變形條件下的連續(xù)冷卻相變動力學。熱模擬試樣取自熱軋鋼板，加工成標準的拉伸試樣狀CCT測試試樣。實驗在1.3×10－4Pa真空腔內進行。K型熱電偶焊接在樣品長度中心，控制溫度。相變膨脹儀安裝在試樣長度中心，測量整個實驗過程由熱膨脹和相變引起的直徑變化。以5℃／s將試樣加熱到1150℃，保溫5min，完成奧氏體化后，以5℃／s冷卻到850℃，在此溫度下進行單道次壓縮，應變速率為1s－1，應變量分別為0，0.35，0.6和0.8，然后試樣以不同冷卻速率連續(xù)冷卻至室溫。

系列控制軋制與控制冷卻實驗在國產NEU－RAL型φ750mm二輥可逆軋機上進行。軋制工藝路線如圖1所示。將坯料加熱至1180℃，保溫2.5h。粗軋開軋溫度為1000～1050℃，粗軋壓下率為59%，壓下規(guī)程如下：160→140→117→95→78→66（mm）；精軋開軋溫度為800～850℃，精軋壓下率為67%，壓下規(guī)程如下：66→56→47→39→31.5→25.5→22（mm）。終軋后，軋件立即進入快速冷卻裝置冷卻，冷卻速率14～18℃／s，終冷溫度350～500℃。共進行四組控制軋制與控制冷卻實驗，實驗過程中，采用RAYR312MSCV手提測溫儀測試軋件表面溫度。

圖1 實驗鋼的熱軋工藝Fig.1 Schematic illustration of thermo－mechanical rolling and accelerated cooling for experimental steel

沿鋼板寬度方向，按照標準GB／T 228—2002取圓棒拉伸試樣；按照標準GB／T 229—2007取Charpy沖擊試樣，并在厚度×寬度截面加工標準V型缺口。拉伸實驗在Instron 5585型材料拉伸實驗機上進行，沖擊實驗在儀器化450J沖擊實驗機上進行，沖擊實驗溫度分別為－20，－40℃和－60℃。

對于CCT樣品，觀察試樣橫截面組織。對于熱軋樣品，觀察軋制方向×厚度方向顯微組織。試樣經研磨拋光后，用4%（體積分數）硝酸酒精溶液腐蝕，在Zeiss光學顯微鏡和SEM下觀察其顯微組織。顯微硬度測試在Instron維氏硬度計上完成，其載荷為10kg。顯微硬度測試5個點，取其平均值。

2 結果分析

2.1 奧氏體變形對組織轉變和力學性能的影響

試樣在1150℃奧氏體化5min，平均奧氏體晶粒尺寸50μm。將充分奧氏體化后的試樣冷卻至850℃，經不同程度變形后，以10℃／s冷卻速率連續(xù)冷卻至室溫。奧氏體變形對顯微組織的影響如圖2所示。由圖2可見，未變形與變形條件下的室溫組織均為貝氏體組織；未變形條件下貝氏體的形核位置主要是原奧氏體晶界，貝氏體單片的長大被限制在原奧氏體晶粒內部，最終形成板條貝氏體；變形條件下原奧氏體晶粒被壓成扁平狀，晶界面積增加，同時變形在奧氏體內引入大量缺陷如位錯、變形帶，為新相提供大量新增的形核位置，促進細密貝氏體形成；隨著變形量增加，原奧氏體晶界逐漸模糊，貝氏體形核位置進一步增加，組織更加細化。圖3顯示了奧氏體變形對連續(xù)冷卻相變動力學的影響。在同一冷卻速率條件下，隨著變形量的增加，相變動力學向高溫度區(qū)遷移。這是因為隨著變形量的增加，一方面原奧氏體晶界面積及缺陷密度增加，從而增加了相變的形核位置；另一方面形變存儲能增加，增加了相變驅動力，提高了相變開始溫度。在變形量為0，0.35，0.6和0.8條件下，試樣顯微硬度（HV10）平均值分別為273，229，231和229。

圖2 應變量對實驗鋼顯微組織的影響 （a）0；（b）0.35；（c）0.6Fig.2 Microstructures of the experimental steel deformed at different strains （a）0；（b）0.35；（c）0.6

圖3 應變量對實驗鋼連續(xù)冷卻相變動力學的影響Fig.3 Influence of strain on phase transformation kinetics in the experimental steel

2.2 冷卻速率對組織轉變和力學性能的影響

晶粒尺寸為50μm的奧氏體冷卻到850℃后經0.8壓縮變形，然后以不同冷卻速率冷卻至室溫。變形奧氏體連續(xù)冷卻轉變曲線如圖4所示，不同冷卻速率下的顯微組織如圖5所示。當冷卻速率為1℃／s時，膨脹曲線上有明顯的鐵素體相變開始點、鐵素體相變結束與貝氏體相變開始點及貝氏體相變結束點，顯微組織為多邊形鐵素體與貝氏體，如圖5（a）所示。當冷卻速率為2.5℃／s時，顯微組織為貝氏體＋少量多邊形鐵素體，但在膨脹曲線上觀測不到鐵素體相變的結束溫度，說明鐵素體相變溫區(qū)與貝氏體相變溫區(qū)有所重疊，鐵素體轉變尚未完全停止，貝氏體轉變就已經開始。為在變形奧氏體連續(xù)轉變冷卻曲線圖中表示2.5℃／s冷卻速率下的室溫組織為復相組織，根據顯微組織中鐵素體與貝氏體的體積分數計算得到了鐵素體相變的結束溫度，如圖4所示。當冷卻速率高于5℃／s時，冷卻過程無鐵素體相變，顯微組織以細密貝氏體為主，且隨著冷卻速率的增大，貝氏體相變開始溫度和結束溫度逐漸降低。當冷卻速率分別為5，10，20℃／s和30℃／s時，試樣顯微硬度（HV10）平均值分別為223，229，240和248?？梢姡斃鋮s速率在5～30℃／s這一較寬范圍內變化時，所得貝氏體組織的硬度逐漸提高。

圖4 實驗鋼在變形條件下的連續(xù)冷卻轉變曲線Fig.4 Dynamic CCT diagram of the experimental steel

圖5 冷卻速率對實驗鋼顯微組織的影響 （a）1℃／s；（b）10℃／s；（c）30℃／sFig.5 Influence of cooling rate on microstructures of the experimental steel （a）1℃／s；（b）10℃／s；（c）30℃／s

本工作系統(tǒng)研究了實驗鋼在不同變形和不同冷卻速率條件下的組織轉變情況。結果表明，實驗鋼中形成細密貝氏體的工藝窗口較寬，有利于厚板實際生產中獲得表面和心部相對均勻的貝氏體組織，從而保證材料心部和表面的力學性能。

2.3 TMCP態(tài)鋼板的組織和性能

在TMCP工藝設計中，粗軋階段為再結晶區(qū)軋制，采用少道次大壓下軋制，最大限度細化原始奧氏體晶粒；精軋階段為未再結晶區(qū)軋制，通過控制精軋開軋溫度（TFR）以避免部分再結晶產生混晶組織，進而影響鋼板的低溫沖擊性能。研究結果表明［4，5］，精軋壓下量對船板鋼的最終組織和力學性能具有重要影響，精軋壓下率大于63%情況下所得寬厚板的綜合性能良好。文中4組TMCP實驗均將精軋壓下率設為67%，精軋開軋溫度不高于850℃，鋼板的終冷溫度（TFC）不高于500℃。表1列出了熱軋實驗過程實測工藝參數，其中TRR為粗軋開軋溫度。

表1 實驗鋼的軋制工藝實測參數Table 1 Measured parameters during rolling and accelerated cooling processes

A鋼板的精軋溫度較高，約850℃；B，C和D鋼板的精軋溫度較低，約800℃。4塊鋼板的冷卻制度基本一致，冷速為14～18℃／s，快速冷卻終止溫度350～500℃。雖然終冷溫度差別較大，但根據圖4所示CCT曲線可推測：在上述軋制變形條件下奧氏體在快速冷卻過程中相變已經結束，顯微組織以貝氏體為主。實際金相觀測結果也表明，4塊鋼板的組織均為細密的貝氏體，且精軋溫度和終冷溫度對光鏡下顯微組織形貌的影響均不明顯。圖6為A鋼板和D鋼板的顯微組織，兩者基本一致。精軋較大的壓下量使原奧氏體晶粒被壓扁拉長，貝氏體在原奧氏體晶界及晶內大量形核，最終形成細密的粒狀貝氏體組織。

圖6 熱軋實驗顯微組織 （a）A鋼板；（b）D鋼板Fig.6 Microstructures of the hot rolled experimental steel （a）steel plate A；（b）steel plate D

粒狀貝氏體是由上貝氏體型鐵素體＋小島狀組織（M／A島）組成的。貝氏體相變屬中溫區(qū)相變，奧氏體向貝氏體型鐵素體轉變時排出的碳及合金元素富集在未轉變的奧氏體中，造成未轉變奧氏體的碳含量增大，提高了奧氏體的穩(wěn)定性而殘留下來。同時由于元素的遷移造成成分的局部波動，進而影響相變狀態(tài)，使部分殘留奧氏體轉變?yōu)轳R氏體，最終形成馬氏體和殘余奧氏體的混合體，即 M／A島。M／A島通常呈不規(guī)則、大小不均的長島狀或粒狀分布，M／A島的數量和分布情況直接影響鋼板的綜合性能。研究表明［19］，當 M／A島體積分數由1%增加到25%，屈強比呈降低趨勢，在5%～15%范圍內強韌性獲得最佳配合。為進一步探討精軋溫度和終冷溫度對鋼板內部M／A島的影響規(guī)律，對4塊鋼板進行了SEM分析。4塊鋼板在SEM下的顯微組織如圖7所示。對比圖7（a）和圖7（c）可以發(fā)現，精軋溫度對M／A島的影響較小。對比圖7（a），（c）和圖7（b），（d）可以發(fā)現，在較高終冷溫度下形成的粒狀貝氏體組織中，M／A島尺寸較大，呈短桿或長條狀，分布趨于無序排列，而在較低終冷溫度下形成的粒狀貝氏體中，M／A島尺寸較小，呈粒狀分布于貝氏體板條晶界之間。借助圖像分析軟件Axiovision對M／A島的體積分數進行測量，結果表明四塊鋼板中M／A島的體積分數均在10%～13%之間，故鋼板的強韌性配合較好。

熱軋實驗鋼板性能檢測結果見表2。由表2可見，4塊鋼板的顯微硬度基本一致，同時均具有良好的綜合力學性能，屈服強度大于550MPa，抗拉強度大于670MPa，－60℃下橫向Charpy沖擊吸收能量平均值高于170J。其中，A鋼板的精軋溫度最高，為850℃，其強度較B，C和D鋼板低30～40MPa，同時低溫－60℃時沖擊性能出現波動，這說明生產F550級船板的精軋溫度不應高于850℃。

綜上所述，生產F550船板的最佳TMCP工藝為：精軋溫度800～820℃，精軋壓下率67%，軋后以14～18℃／s的速率冷卻至350～500℃。實驗鋼中獲得細密的粒狀貝氏體組織，鋼板具有良好的綜合力學性能，屈服強度大于590MPa，抗拉強度大于700MPa，－60℃橫向Charpy沖擊吸收能量平均值大于230J。

3 結論

（1）奧氏體應變量對低C微合金SiMnCrNiMo鋼的組織細化具有顯著影響，當應變量0.8、冷卻速率5～30℃／s時，均可得到細密貝氏體組織，有利于厚板實際生產中獲得表面和心部相對均勻的微觀組織。

圖7 熱軋實驗鋼板顯微組織SEM 像 （a）A鋼板；（b）B鋼板；（c）C鋼板；（d）D鋼板Fig.7 SEM micrographs of the hot rolled experimental steel plates（a）steel plate A；（b）steel plate B；（c）steel plate C；（d）steel plate D

表2 熱軋實驗鋼的力學性能Table 2 Mechanical properties of the hot rolled experimental steel plates

（2）采用低C微合金SiMnCrNiMo鋼和TMCP工藝生產F550級高強度船板。降低終冷溫度可使鋼板顯微組織中短桿或長條狀的M／A島轉變?yōu)榱?，M／A島尺寸減小，降低精軋溫度可提高鋼板的綜合力學性能。

（3）生產F550級船板的TMCP工藝為：在奧氏體再結晶區(qū)和未再結晶區(qū)進行兩階段軋制，精軋溫度800～820℃，精軋壓下率67%，軋后以14～18℃／s的速率冷卻至350～500℃。

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