趙文龍，孫薊泉，武會(huì)賓，趙愛(ài)民，孫 薇

（北京科技大學(xué)冶金工程研究院，北京 100083）

0 引言

傳統(tǒng)的高強(qiáng)鋼，如工程機(jī)械、船板和管線用鋼，大都是靠損失韌性來(lái)提高強(qiáng)度的?，F(xiàn)在，隨著生產(chǎn)技術(shù)和設(shè)備的進(jìn)步，人們更加注重借助加速冷卻技術(shù)、微合金化技術(shù)和熱處理工藝，通過(guò)控制低溫轉(zhuǎn)變組織而開(kāi)發(fā)出兼具高強(qiáng)度和高韌性的鋼材［1］。

隨著工程機(jī)械、造船和石油天然氣輸送管線等行業(yè)向高參數(shù)化、輕量化和大型化方向的發(fā)展，對(duì)高強(qiáng)度鋼的綜合力學(xué)性能也提出了更高的要求。根據(jù)各種工程機(jī)械和船舶結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)、建造的發(fā)展趨勢(shì)，屈服強(qiáng)度在800 MPa以上的易焊接高強(qiáng)鋼具有一定的市場(chǎng)需求，因此，對(duì)屈服強(qiáng)度在800 MPa以上的高強(qiáng)度鋼的研制具有重要意義。

一般將厚度為25.0～100.0mm 的鋼板稱為厚板，目前對(duì)800 MPa級(jí)高強(qiáng)度鋼厚板的研究還不深入，為此，作者以國(guó)內(nèi)某鋼廠試制的調(diào)質(zhì)高強(qiáng)度鋼Q800厚板為研究對(duì)象，對(duì)熱軋態(tài)和調(diào)質(zhì)態(tài)鋼板的組織和性能進(jìn)行了研究，重點(diǎn)分析了組織演變機(jī)理，旨在為開(kāi)發(fā)高強(qiáng)、高韌厚鋼板提供參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)鋼為國(guó)內(nèi)某鋼廠通過(guò)低碳微合金化技術(shù)、控軋控冷工藝和回火工藝試生產(chǎn)的高強(qiáng)度鋼Q800厚板，其 化 學(xué) 成 分（質(zhì) 量 分 數(shù)／%）為0.07C，1.44Mn，0.24Si，0.004S，0.01P，0.13Cr，0.019Mo，0.04Ni，0.03Als，0.001 6B，≤0.30（Nb＋V＋Ti）。

生產(chǎn)過(guò)程中，連鑄坯的厚度為220mm，將其加熱到1 200 ℃后保溫2h，采用兩階段控軋，粗軋?jiān)谕耆俳Y(jié)晶溫度區(qū)進(jìn)行，終軋溫度高于1 000 ℃，中間坯待溫，目的是通過(guò)再結(jié)晶區(qū)反復(fù)再結(jié)晶充分細(xì)化奧氏體組織。精軋?jiān)诜窃俳Y(jié)晶區(qū)進(jìn)行，開(kāi)軋溫度低于920℃，目的是通過(guò)未再結(jié)晶區(qū)內(nèi)的變形，使相變時(shí)的形核位置增加，細(xì)化晶粒。非再結(jié)晶區(qū)累積變形量大于60%，終軋溫度為850 ℃，軋后厚度為55mm。控軋后厚板進(jìn)入層流冷卻系統(tǒng)，冷卻速率為5～10 ℃·s－1，終冷溫度在420～500 ℃。軋制后的鋼板加熱至700 ℃保溫2.5h，然后空冷至室溫，回火得到調(diào)質(zhì)態(tài)試驗(yàn)鋼。

在試驗(yàn)鋼板厚1／4處和1／2處截取金相試樣觀察其軋向形貌；對(duì)不同狀態(tài)的試樣分別進(jìn)行拉伸性能測(cè)試、－20 ℃沖擊性能及硬度測(cè)試，均取3個(gè)試樣的平均值。

通過(guò)萃取復(fù)型技術(shù)，對(duì)試驗(yàn)鋼析出的第二相粒子進(jìn)行分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 力學(xué)性能

從表1中可以看出，調(diào)質(zhì)態(tài)試驗(yàn)鋼的各項(xiàng)性能均符合GB／T 16270－2009 的要求，但與熱軋態(tài)的相比，抗拉強(qiáng)度降低了5.2%，屈服強(qiáng)度降低了3.1%，伸長(zhǎng)率顯著提高，增幅達(dá)到了53.8%，低溫沖擊功降低了14.5%。

表1 試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能Tab.1 Mechanical properties of tested steel

由圖1可見(jiàn)，熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼橫截面上的硬度波動(dòng)較大，表面與心部相差較大；調(diào)質(zhì)態(tài)試驗(yàn)鋼橫截面上的硬度相差較小。

圖1 試驗(yàn)鋼橫截面上的硬度分布Fig.1 Hardness distribution on cross section of tested steel：（a）in hot－rolled state and（b）in quenched and tempered state

2.2 顯微組織

從圖2可以看出，熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼板厚1／4處的組織中保留了部分原始奧氏體晶界，原始奧氏體晶粒被特定取向的貝氏體板條分割開(kāi)；板厚1／2處的組織為粒狀貝氏體和多邊形鐵素體；板厚1／4處和1／2處的組織中均存在大量M／A 島，M／A 島分布在貝氏體鐵素體界面和晶界。M／A 島的形成是由于在相變過(guò)程中，碳原子從剛形成的貝氏體基體向未相變的奧氏體中擴(kuò)散，從而使得未發(fā)生相變的奧氏體內(nèi)逐漸富碳，在冷卻速率達(dá)到一定程度時(shí)，部分奧氏體切變?yōu)轳R氏體組織，而另外一部分則以殘余奧氏體的形式存留下來(lái)，二者緊密結(jié)合在一起形成富碳的M／A 島，M／A 島為非穩(wěn)定相，在回火時(shí)會(huì)發(fā)生轉(zhuǎn)變。

圖2 熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼在不同厚度處的組織形貌Fig.2 Morphology of hot－rolled tested steel at different thickness positions：（a）OM morphology at 1／4thickness；（b）OM morphology at 1／2 thickness；（c）SEM morphology at 1／4thickness；（d）SEM morphology at 1／2thickness and（e）－（f）TEM morphology at 1／2thickness

由圖2（e），（f）還可見(jiàn)，1／2板厚處有許多相互平行、寬度約為200nm 的高密度位錯(cuò)板條束組成的板條貝氏體，板條界面為小角度晶界。由于板條貝氏體組織具有較高的位錯(cuò)密度，對(duì)材料的強(qiáng)度貢獻(xiàn)較大，并且裂紋擴(kuò)展時(shí)需要穿過(guò)這些緊密排列的板條束，所以在強(qiáng)度提高的同時(shí)并沒(méi)有損害試驗(yàn)鋼的韌性。板條緊密排列，變形抗力較大，塑性較差；板條寬度大小不均，取向不同，界面為大角度晶界，并且在板條交界處有M／A 島。

由圖3可見(jiàn)，調(diào)質(zhì)態(tài)試驗(yàn)鋼的組織與熱軋態(tài)的有顯著的不同，M／A 島數(shù)量大幅減少，且不連續(xù)；板厚1／4處的板條明顯粗化，板條束之間為大角度晶界；板厚1／2 處的組織為粒狀貝氏體及大塊多邊形鐵素體，其板條寬度大于400nm，板條內(nèi)位錯(cuò)密度大幅降低，并且板條間界面有相互吞噬之勢(shì)，有些界面已不明顯，板條間還有條狀碳化物析出。

圖3 調(diào)質(zhì)態(tài)試驗(yàn)鋼在不同厚度處的組織形貌Fig.3 Morphology of quenched and tempered tested steel at different thickness positions：（a）OM morphology at 1／4thickness；（b）OM morphology at 1／2thickness；（c）SEM morphology at 1／4thickness；（d）SEM morphology at 1／2thickness and（e）－（f）TEM morphology at 1／2thickness

2.3 析出物形貌

由圖4可見(jiàn)，熱軋態(tài)與調(diào)質(zhì)態(tài)試驗(yàn)鋼中析出的第二相粒子有長(zhǎng)方形、正方形、橢圓形、圓形及不規(guī)則形。熱軋態(tài)中的析出物數(shù)量較少，尺寸多數(shù)小于200nm；調(diào)質(zhì)態(tài)中的析出物數(shù)量較多，部分析出物的尺寸較大，甚至超過(guò)了500nm。

圖4 不同狀態(tài)試驗(yàn)鋼中析出物的TEM 形貌Fig.4 TEM morphology of precipitates in the tested steel in hot－rolled（a）and quenched and tempered（b）

由圖5可見(jiàn)，大部分細(xì)小彌散的析出物為鈮和鈦的碳氮化合物，體積較大的析出物中鈦的原子分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于鈮的，而細(xì)小析出物中鈮的含量則顯著提高。

鋼在奧氏體化階段，因硼原子在晶界偏聚，降低了界面能，減弱了鐵原子在奧氏體晶界的自擴(kuò)散能力，而鐵素體的形核速率與鐵原子的躍遷頻率成正比，能推遲鐵素體的形核，在表面冷速為6～8 ℃·s－1時(shí)即可獲得板條貝氏體和粒狀貝氏體等低溫轉(zhuǎn)變組織。但心部（1／2厚度處）的冷速緩慢，相變溫度點(diǎn)升高，進(jìn)入鐵素體相變區(qū)，故心部組織為多邊形鐵素體、針狀鐵素體和粒狀貝氏體的混合組織。鋼中的M／A 島為非穩(wěn)相，由于馬氏體的存在顯著提高了鋼的強(qiáng)度。在高溫回火過(guò)程中，馬氏體中過(guò)飽和的碳由于熱激活作用開(kāi)始擴(kuò)散，以高密度位錯(cuò)板條作為通道進(jìn)行長(zhǎng)程擴(kuò)散，當(dāng)間隙處富碳達(dá)到一定程度時(shí)即可形核，滲碳體在板條間隙處聚集長(zhǎng)大，形成片層狀滲碳體析出物。貝氏體向更加穩(wěn)定的多邊形鐵素體轉(zhuǎn)變，增加了基體與硬相的變形協(xié)調(diào)性，伸長(zhǎng)率顯著提高。同時(shí)，除了先析出的鈮和鈦的碳氮化物類型的第二相粒子長(zhǎng)大外，回火過(guò)程中還有更細(xì)小的析出物析出［2］，由于此時(shí)析出的第二相粒子尺寸細(xì)小，對(duì)屈服強(qiáng)度貢獻(xiàn)較大。

圖5 調(diào)質(zhì)態(tài)試驗(yàn)鋼中析出物的SEM 形貌及EDS譜Fig.5 SEM morphology of precipitates in quenched and tempered tested steel（a）and EDS spectra of points 1（b）and 2（c）

3 結(jié)論

（1）熱軋態(tài)及調(diào)質(zhì)態(tài)高強(qiáng)度鋼Q800厚板的性能完全滿足GB／T 16270－2009的要求；與熱軋態(tài)相比，調(diào)質(zhì)態(tài)試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均降低，但伸長(zhǎng)率顯著提高，橫截面上的硬度波動(dòng)較小。

（2）熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼在板厚1／4處的組織有發(fā)達(dá)的板條貝氏體和粒狀貝氏體，1／2厚度處的組織則為粒狀貝氏體和多邊形鐵素體，有大量M／A 島存在于基體中；調(diào)質(zhì)態(tài)鋼中M／A 島數(shù)量大幅減少，邊部板條組織更加粗大，心部組織為多邊形鐵素體和粒狀貝氏體。

（3）試驗(yàn)鋼中析出物主要為鈮和鈦的碳氮化物；熱軋態(tài)鋼中析出物的數(shù)量較少，調(diào)質(zhì)態(tài)鋼中的析出物數(shù)量較多，且部分析出物尺寸有長(zhǎng)大的趨勢(shì)。

［1］王有銘，李曼云，韋光.鋼鐵的控制軋制和控制冷卻［M］.北京：冶金工程出版社，2009.

［2］雍岐龍.鋼鐵材料中的第二相［M］.北京：冶金工業(yè)出版社，2006.