季德靜， 楊維宇， 白雅瓊

(1. 吉林電子信息職業(yè)技術學院 冶金研究所， 吉林 吉林 132021；2. 內蒙古包鋼稀土鋼板材有限責任公司 研發(fā)中心， 內蒙古 包頭 014010；3. 內蒙古包鋼鋼聯股份有限公司 技術中心， 內蒙古 包頭 014010)

Q690D級高強度工程結構鋼大多用于工程機械設備等承重件制造，由于使用要求較為苛刻，對其原材料的沖擊性能要求較高。調質熱處理工藝是提高鋼材強韌性的核心工藝，可以滿足鋼板性能穩(wěn)定且均勻的要求[1]，而淬火又是調質熱處理工藝的重要環(huán)節(jié)，淬火溫度不僅影響馬氏體的形成、奧氏體晶粒大小，同時還影響合金元素的分布及微合金碳化物在奧氏體中的溶解量，對鋼的組織和力學性能產生重要的影響。段爭濤等[2]研究了淬火溫度對60 mm厚Q690D鋼顯微組織和力學性能的影響，930 ℃淬火時，強度達到最大值，而沖擊吸收能量和斷后伸長率達到最小值，最佳淬火溫度為930 ℃。劉朝霞等[3]研究了淬火溫度對80 mm 厚調質690 MPa級低碳貝氏體高強鋼板組織性能的影響，在890 ℃淬火和650 ℃回火時，鋼的強韌性配合最好。鐘友坤[4]對60 mm厚Q690D鋼的調質熱處理工藝進行了研究，最佳調質工藝為930 ℃淬火10 min、650 ℃回火40 min。相同強度等級，不同化學成分、組織類型試驗鋼的最佳淬火溫度不同。

由于淬火溫度對奧氏體晶粒長大、奧氏體均勻化程度、微合金元素碳氮化物溶解、力學性能有較大影響，因而制定合理的淬火加熱制度十分重要[5]。本文針對一種Q690D高強工程結構鋼，研究了淬火溫度對其淬火態(tài)組織、奧氏體晶粒及-20 ℃低溫沖擊性能的影響，最終獲得最佳的淬火溫度，為大工業(yè)生產提供數據支持。

1 試驗材料及方法

試驗材料選用某廠生產的30 mm厚Q690D熱軋鋼板，其化學成分如表1所示，符合GB/T 16270—2009《高強度結構用調質鋼板》。試驗鋼的生產工藝流程：鐵水預處理→210 t頂底復吹轉爐冶煉→LF爐精煉→RH真空脫氣→板坯連鑄→下線緩冷→板坯再加熱→高壓水除磷→粗軋→精軋→ACC冷卻→矯直→空冷[6]。

在試驗鋼板1/4厚度處取樣，根據YB/T 5128—2018《鋼的連續(xù)冷卻轉變曲線圖的測定方法 膨脹法》，采用Formaster-F全自動相變儀測定試驗鋼的靜態(tài)CCT曲線，如圖1所示，測得試驗鋼的Ac1為686 ℃，Ac3為 862 ℃，馬氏體開始轉變溫度Ms為453 ℃。根據測定的Ac3選定試驗鋼淬火的最低溫度為880 ℃，結合現場實際生產工藝，試驗鋼淬火工藝為分別在880、920、950、1000、1050、1100 ℃保溫20 min，水冷。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)

圖1 試驗鋼的靜態(tài)CCT曲線Fig.1 Static CCT curves of the tested steel

根據GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》，從淬火態(tài)鋼板的板厚1/4處取10 mm×10 mm×55 mm夏比V型缺口，在JBD-300A低溫沖擊試驗機上進行-20 ℃低溫沖擊試驗。用體積分數4%的硝酸酒精溶液對淬火態(tài)試樣進行腐蝕，在Axio observer A1M光學顯微鏡(OM)下觀察其微觀組織形貌，用LEOEVO50HV掃描電鏡(SEM)對不同淬火溫度下-20 ℃沖擊斷口形貌進行分析。為研究不同淬火溫度下試驗鋼微合金碳化物的回溶，采用Tecnai G2 F20場發(fā)射透射電鏡(TEM)對880、950 ℃淬火態(tài)試樣微觀形貌進行觀察。為研究淬火溫度對原始奧氏體晶粒的影響規(guī)律，采用飽和苦味酸水溶液對不同淬火溫度下淬火態(tài)試驗鋼進行侵蝕，根據GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測定方法》，采用線性截距法測定原始奧氏體平均晶粒尺寸。

2 試驗結果與分析

2.1 顯微組織

圖2為30 mm厚Q690D鋼在不同淬火溫度下的組織。如圖2(a，b)所示，當淬火溫度為880、920 ℃，試驗鋼淬火態(tài)顯微組織以板條馬氏體為主，板條束較小，還有少量的貝氏體。這是因為奧氏體加熱溫度較低，奧氏體化過程不充分，淬火后不能獲得單一的馬氏體組織[3]。如圖2(c～f)所示，當淬火溫度升高到950～1100 ℃，試驗鋼淬火態(tài)組織為板條馬氏體組織，但隨著淬火溫度的升高，原始奧氏體晶粒逐漸增大，馬氏體板條變寬變長，粗大的板條束貫穿整個奧氏體晶粒。

圖2 Q690D鋼經不同溫度淬火后的顯微組織Fig.2 Microstructure of the Q690D steel quenched at different temperatures(a) 880 ℃; (b) 920 ℃; (c) 950 ℃; (d) 1000 ℃; (e) 1050 ℃; (f) 1100 ℃

圖3 Q690D鋼經不同溫度淬火后的TEM形貌Fig.3 TEM morphologies of the Q690D steel quenched at different temperatures(a) 880 ℃; (b) 950 ℃

圖3為30 mm厚Q690D鋼經880、950 ℃淬火后的TEM形貌，以馬氏體板條為主。如圖3(a)所示，當淬火溫度為880 ℃時，試驗鋼馬氏體板條上除了高密度位錯，還有長度約150 nm且整齊排列的短桿狀碳化物(見圖3(a)中圓圈部分)，試驗鋼中含有Nb、V、Ti微合金元素(見表1)，Ac3為862 ℃，當淬火溫度較低時，微合金碳化物未完全回溶，存在一定細化晶粒的作用，未溶碳化物破壞了基體的連續(xù)性，裂紋在沖擊載荷作用下會加速擴展，降低試驗鋼淬火態(tài)低溫沖擊性能，同時Nb、V、Ti微合金元素并未充分固溶，將不利于試驗鋼回火時碳化物的析出，可能影響試驗鋼回火態(tài)的強度[7]。如圖3(b)所示，當淬火溫度升高到950 ℃，試驗鋼馬氏體板條內并未發(fā)現微合金碳化物，說明提高淬火溫度有利于Nb、V、Ti等微合金碳化物的回溶，為后續(xù)回火時的析出做組織上的準備。

2.2 原始奧氏體晶粒

圖4 不同淬火溫度下Q690D鋼的原始奧氏體晶粒尺寸Fig.4 Prior austenite grain size of the Q690D steel quenched at different temperatures

Q690D鋼在880～1100 ℃淬火20 min后原始奧氏體平均晶粒尺寸變化規(guī)律如圖4所示。當淬火溫度為880～950 ℃時，試驗鋼原始奧氏體晶粒尺寸增長緩慢，當淬火溫度高于950 ℃，原始奧氏體晶粒尺寸增長速度加快。當淬火溫度為950 ℃，試驗鋼原始奧氏體平均晶粒尺寸為8.96 μm，當淬火溫度升高至1100 ℃時，試驗鋼原始奧氏體平均晶粒尺寸增長到37.89 μm。這是因為當淬火溫度低于950 ℃時，試驗鋼的基體上存在未回溶的Nb、V、Ti微合金碳化物，釘軋奧氏體晶界，奧氏體晶粒長大的趨勢受到抑制，當淬火溫度高于950 ℃，隨著Nb、V、Ti微合金碳化物的完全回溶，釘扎晶界及阻礙奧氏體晶粒長大的能力減弱，使得晶界遷移速度加快，試驗鋼奧氏體晶?？焖匍L大[8-9]。

圖5為950～1100 ℃淬火后Q690D鋼的原始奧氏體晶粒形貌。如圖5(a)所示，當淬火溫度為950 ℃時，試驗鋼原始奧氏體晶粒均勻細小且呈等軸狀，部分晶粒開始粗化；如圖5(b)所示，當淬火溫度升高到1000 ℃時，細小等軸晶粒逐漸減少，粗化晶粒進一步增多，表現為較粗大的奧氏體晶粒吞并周圍的細小晶粒[5]；隨著淬火溫度的升高，晶粒進一步粗化，如圖5(d)所示，當淬火溫度達到1100 ℃時，奧氏體晶粒粗化現象明顯。相同的加熱時間內，提高淬火加熱溫度奧氏體晶粒粗化速度加快。

圖5 不同溫度淬火后Q690D鋼的原奧氏體晶粒形貌Fig.5 Prior austenite grain morphologies of the Q690D steel quenched at different temperatures(a) 950 ℃; (b) 1000 ℃; (c) 1050 ℃; (d) 1100 ℃

2.3 -20 ℃低溫沖擊性能

淬火溫度對30 mm厚Q690D鋼-20 ℃低溫沖擊吸收能量的影響如圖6所示，淬火溫度為880～1100 ℃時，試驗鋼的沖擊吸收能量先升高后降低。當淬火溫度為880 ℃時，試驗鋼-20 ℃低溫沖擊吸收能量為80 J，隨著淬火溫度的逐漸升高，淬火態(tài)試驗鋼的沖擊吸收能量逐漸升高，當淬火溫度為950 ℃時，試驗鋼的沖擊吸收能量達到最大值150 J，繼續(xù)升高淬火加熱溫度，沖擊吸收能量逐漸降低，當淬火加熱溫度達到1100 ℃時，試驗鋼的沖擊吸收能量降低至19 J。

圖6 淬火溫度對Q690D鋼-20 ℃沖擊吸收能量的影響Fig.6 Effect of quenching temperature on impact absorbed energy at -20 ℃ of the Q690D steel

圖7為試驗鋼在不同淬火溫度下沖擊斷口裂紋擴展區(qū)的SEM形貌。如圖7(a)所示，當淬火溫度為880 ℃，試驗鋼-20 ℃沖擊斷口形貌以準解理斷裂為主，還有少量的撕裂棱。如圖4所示，880 ℃淬火后試驗鋼原始奧氏體平均晶粒尺寸小于10 μm，但基體上存在未回溶的Nb、V、Ti微合金碳化物，破壞了基體的完整性，沖擊時容易造成應力集中，促進裂紋的形成和擴展，所以880 ℃ 時試驗鋼的沖擊吸收能量較低，只有80 J。

圖7 不同淬火溫度下Q690D鋼的沖擊斷口形貌Fig.7 Impact fracture morphologies of the Q690D steel quenched at different temperatures(a) 880 ℃; (b) 920 ℃; (c) 950 ℃; (d) 1000 ℃; (e) 1050 ℃; (f) 1100 ℃

如圖7(b，c)所示，當淬火溫度進一步升高到920、950 ℃時，試驗鋼的沖擊斷口形貌由準解理向微孔聚合型韌窩轉變，撕裂棱變高且密度增加，說明裂紋擴展過程中撕裂功增大，沖擊性能進一步提高，淬火溫度為950 ℃時試樣韌窩變大變深。如圖3、圖4所示，試驗鋼在950 ℃淬火時Nb、V、Ti微合金碳化物充分回溶，且原始奧氏體晶粒并未粗化，奧氏體平均晶粒尺寸約9 μm，裂紋尖端鈍化、擴展時需吸收大量的能量，所以試驗鋼的沖擊吸收能量達到最大值，為150 J。如圖7(d～f)所示，當淬火溫度升高到1000～1100 ℃，試驗鋼沖擊斷口可發(fā)現明顯的河流花樣及解理臺階，為典型的準解理斷裂形貌，隨著原始奧氏體晶粒的長大，河流花樣變寬，撕裂棱減少，試驗鋼的沖擊吸收能量隨著淬火溫度的升高而逐漸降低。綜上所述，Q690D鋼的最佳淬火工藝為950 ℃×20 min，水冷。

3 結論

1) 淬火溫度為880、920 ℃時，Q690D鋼淬火態(tài)顯微組織為板條馬氏體+少量貝氏體，淬火溫度為950～1100 ℃，Q690D鋼淬火態(tài)顯微組織為全馬氏體，淬火溫度越高，馬氏體板條越寬。

2) 淬火溫度≤950 ℃時，Q690D鋼奧氏體平均晶粒增長緩慢，平均尺寸小于10 μm，當淬火溫度>950 ℃，Nb、V、Ti微合金碳化物完全回溶，奧氏體平均晶粒尺寸快速長大，1100 ℃時增長到37.89 μm。

3) 淬火溫度為880～1100 ℃，Q690D鋼的-20 ℃低溫沖擊吸收能量先升高后降低，950 ℃淬火時，沖擊吸收能量達到最大值，為150 J。

4) Q690D鋼的最佳淬火工藝為950 ℃×20 min，水冷。