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(guó)造船業(yè)持續(xù)保持快速增長(zhǎng)勢(shì)頭，中國(guó)已經(jīng)成為世界第一造船大國(guó)［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(zhì)量、提高其使用性能，現(xiàn)代化船舶的建造需要大量高端船體結(jié)構(gòu)鋼［2］。

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

本工作研究了一種工業(yè)生產(chǎn)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(jī)進(jìn)行系列TMCP實(shí)驗(yàn)，研究了工藝參數(shù)對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響，開發(fā)出高性能F550級(jí)船板，討論了TMCP工藝、顯微組織和力學(xué)性能的關(guān)系。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

實(shí)驗(yàn)用鋼的制備經(jīng)過鐵水預(yù)脫硫處理、180t轉(zhuǎn)爐煉鋼、鋼包精煉（LF）、RH法真空脫氣等工業(yè)生產(chǎn)過程，連鑄成320mm厚板坯，其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）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，F(xiàn)e余量，C當(dāng)量Ceq＝0.427。從上述連鑄板坯截取160mm×150mm×250mm方坯作為熱軋實(shí)驗(yàn)材料。

使用Gleeble 3800熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)測(cè)試實(shí)驗(yàn)鋼在不同變形條件下的連續(xù)冷卻相變動(dòng)力學(xué)。熱模擬試樣取自熱軋鋼板，加工成標(biāo)準(zhǔn)的拉伸試樣狀CCT測(cè)試試樣。實(shí)驗(yàn)在1.3×10－4Pa真空腔內(nèi)進(jìn)行。K型熱電偶焊接在樣品長(zhǎng)度中心，控制溫度。相變膨脹儀安裝在試樣長(zhǎng)度中心，測(cè)量整個(gè)實(shí)驗(yàn)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(jìn)行單道次壓縮，應(yīng)變速率為1s－1，應(yīng)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(shí)驗(yàn)在國(guó)產(chǎn)NEU－RAL型φ750mm二輥可逆軋機(jī)上進(jìn)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(jìn)入快速冷卻裝置冷卻，冷卻速率14～18℃／s，終冷溫度350～500℃。共進(jìn)行四組控制軋制與控制冷卻實(shí)驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)過程中，采用RAYR312MSCV手提測(cè)溫儀測(cè)試軋件表面溫度。

圖1 實(shí)驗(yàn)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(biāo)準(zhǔn)GB／T 228—2002取圓棒拉伸試樣；按照標(biāo)準(zhǔn)GB／T 229—2007取Charpy沖擊試樣，并在厚度×寬度截面加工標(biāo)準(zhǔn)V型缺口。拉伸實(shí)驗(yàn)在Instron 5585型材料拉伸實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，沖擊實(shí)驗(yàn)在儀器化450J沖擊實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，沖擊實(shí)驗(yàn)溫度分別為－20，－40℃和－60℃。

對(duì)于CCT樣品，觀察試樣橫截面組織。對(duì)于熱軋樣品，觀察軋制方向×厚度方向顯微組織。試樣經(jīng)研磨拋光后，用4%（體積分?jǐn)?shù)）硝酸酒精溶液腐蝕，在Zeiss光學(xué)顯微鏡和SEM下觀察其顯微組織。顯微硬度測(cè)試在Instron維氏硬度計(jì)上完成，其載荷為10kg。顯微硬度測(cè)試5個(gè)點(diǎn)，取其平均值。

2 結(jié)果分析

2.1 奧氏體變形對(duì)組織轉(zhuǎn)變和力學(xué)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(jīng)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(duì)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(zhǎng)大被限制在原奧氏體晶粒內(nèi)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(shí)變形在奧氏體內(nèi)引入大量缺陷如位錯(cuò)、變形帶，為新相提供大量新增的形核位置，促進(jìn)細(xì)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(jìn)一步增加，組織更加細(xì)化。圖3顯示了奧氏體變形對(duì)連續(xù)冷卻相變動(dòng)力學(xué)的影響。在同一冷卻速率條件下，隨著變形量的增加，相變動(dòng)力學(xué)向高溫度區(qū)遷移。這是因?yàn)殡S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(chǔ)能增加，增加了相變驅(qū)動(dòng)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(yīng)變量對(duì)實(shí)驗(yàn)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(yīng)變量對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼連續(xù)冷卻相變動(dòng)力學(xué)的影響Fig.3 Influence of strain on phase transformation kinetics in the experimental steel

2.2 冷卻速率對(duì)組織轉(zhuǎn)變和力學(xué)性能的影響

晶粒尺寸為50μm的奧氏體冷卻到850℃后經(jīng)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(zhuǎn)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(dāng)冷卻速率為1℃／s時(shí)，膨脹曲線上有明顯的鐵素體相變開始點(diǎn)、鐵素體相變結(jié)束與貝氏體相變開始點(diǎn)及貝氏體相變結(jié)束點(diǎn)，顯微組織為多邊形鐵素體與貝氏體，如圖5（a）所示。當(dāng)冷卻速率為2.5℃／s時(shí)，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(cè)不到鐵素體相變的結(jié)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(zhuǎn)變尚未完全停止，貝氏體轉(zhuǎn)變就已經(jīng)開始。為在變形奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變冷卻曲線圖中表示2.5℃／s冷卻速率下的室溫組織為復(fù)相組織，根據(jù)顯微組織中鐵素體與貝氏體的體積分?jǐn)?shù)計(jì)算得到了鐵素體相變的結(jié)束溫度，如圖4所示。當(dāng)冷卻速率高于5℃／s時(shí)，冷卻過程無鐵素體相變，顯微組織以細(xì)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(jié)束溫度逐漸降低。當(dāng)冷卻速率分別為5，10，20℃／s和30℃／s時(shí)，試樣顯微硬度（HV10）平均值分別為223，229，240和248?？梢?，當(dāng)冷卻速率在5～30℃／s這一較寬范圍內(nèi)變化時(shí)，所得貝氏體組織的硬度逐漸提高。

圖4 實(shí)驗(yàn)鋼在變形條件下的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線Fig.4 Dynamic CCT diagram of the experimental steel

圖5 冷卻速率對(duì)實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼在不同變形和不同冷卻速率條件下的組織轉(zhuǎn)變情況。結(jié)果表明，實(shí)驗(yàn)鋼中形成細(xì)密貝氏體的工藝窗口較寬，有利于厚板實(shí)際生產(chǎn)中獲得表面和心部相對(duì)均勻的貝氏體組織，從而保證材料心部和表面的力學(xué)性能。

2.3 TMCP態(tài)鋼板的組織和性能

在TMCP工藝設(shè)計(jì)中，粗軋階段為再結(jié)晶區(qū)軋制，采用少道次大壓下軋制，最大限度細(xì)化原始奧氏體晶粒；精軋階段為未再結(jié)晶區(qū)軋制，通過控制精軋開軋溫度（TFR）以避免部分再結(jié)晶產(chǎn)生混晶組織，進(jìn)而影響鋼板的低溫沖擊性能。研究結(jié)果表明［4，5］，精軋壓下量對(duì)船板鋼的最終組織和力學(xué)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(shí)驗(yàn)均將精軋壓下率設(shè)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(shí)驗(yàn)過程實(shí)測(cè)工藝參數(shù)，其中TRR為粗軋開軋溫度。

表1 實(shí)驗(yàn)鋼的軋制工藝實(shí)測(cè)參數(shù)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(jù)圖4所示CCT曲線可推測(cè)：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(jīng)結(jié)束，顯微組織以貝氏體為主。實(shí)際金相觀測(cè)結(jié)果也表明，4塊鋼板的組織均為細(xì)密的貝氏體，且精軋溫度和終冷溫度對(duì)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(zhǎng)，貝氏體在原奧氏體晶界及晶內(nèi)大量形核，最終形成細(xì)密的粒狀貝氏體組織。

圖6 熱軋實(shí)驗(yàn)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(zhuǎn)變時(shí)排出的碳及合金元素富集在未轉(zhuǎn)變的奧氏體中，造成未轉(zhuǎn)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(shí)由于元素的遷移造成成分的局部波動(dòng)，進(jìn)而影響相變狀態(tài)，使部分殘留奧氏體轉(zhuǎn)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(zhǎng)島狀或粒狀分布，M／A島的數(shù)量和分布情況直接影響鋼板的綜合性能。研究表明［19］，當(dāng) M／A島體積分?jǐn)?shù)由1%增加到25%，屈強(qiáng)比呈降低趨勢(shì)，在5%～15%范圍內(nèi)強(qiáng)韌性獲得最佳配合。為進(jìn)一步探討精軋溫度和終冷溫度對(duì)鋼板內(nèi)部M／A島的影響規(guī)律，對(duì)4塊鋼板進(jìn)行了SEM分析。4塊鋼板在SEM下的顯微組織如圖7所示。對(duì)比圖7（a）和圖7（c）可以發(fā)現(xiàn)，精軋溫度對(duì)M／A島的影響較小。對(duì)比圖7（a），（c）和圖7（b），（d）可以發(fā)現(xiàn)，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(zhǎng)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(duì)M／A島的體積分?jǐn)?shù)進(jìn)行測(cè)量，結(jié)果表明四塊鋼板中M／A島的體積分?jǐn)?shù)均在10%～13%之間，故鋼板的強(qiáng)韌性配合較好。

熱軋實(shí)驗(yàn)鋼板性能檢測(cè)結(jié)果見表2。由表2可見，4塊鋼板的顯微硬度基本一致，同時(shí)均具有良好的綜合力學(xué)性能，屈服強(qiáng)度大于550MPa，抗拉強(qiáng)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(qiáng)度較B，C和D鋼板低30～40MPa，同時(shí)低溫－60℃時(shí)沖擊性能出現(xiàn)波動(dòng)，這說明生產(chǎn)F550級(jí)船板的精軋溫度不應(yīng)高于850℃。

綜上所述，生產(chǎn)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(shí)驗(yàn)鋼中獲得細(xì)密的粒狀貝氏體組織，鋼板具有良好的綜合力學(xué)性能，屈服強(qiáng)度大于590MPa，抗拉強(qiáng)度大于700MPa，－60℃橫向Charpy沖擊吸收能量平均值大于230J。

3 結(jié)論

（1）奧氏體應(yīng)變量對(duì)低C微合金SiMnCrNiMo鋼的組織細(xì)化具有顯著影響，當(dāng)應(yīng)變量0.8、冷卻速率5～30℃／s時(shí)，均可得到細(xì)密貝氏體組織，有利于厚板實(shí)際生產(chǎn)中獲得表面和心部相對(duì)均勻的微觀組織。

圖7 熱軋實(shí)驗(yàn)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(shí)驗(yàn)鋼的力學(xué)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(chǎn)F550級(jí)高強(qiáng)度船板。降低終冷溫度可使鋼板顯微組織中短桿或長(zhǎng)條狀的M／A島轉(zhuǎn)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(xué)性能。

（3）生產(chǎn)F550級(jí)船板的TMCP工藝為：在奧氏體再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶區(qū)進(jìn)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℃。

［1］翁宇慶，楊才福，尚成嘉.低合金鋼在中國(guó)的發(fā)展現(xiàn)狀與趨勢(shì)［J］.鋼鐵，2011，46（9）：1－9.

［2］SCHüTZ W，SCHR?TER F.Development of heavy steel plate for mayflower resolution，special purpose vessel for erection of offshore wind tower ［J］.Materials Science and Technology，2005，21（5）：590－596.

［3］倪志軍，張向葵.采用TMCP工藝對(duì)高強(qiáng)度船體結(jié)構(gòu)鋼EH50的研究與開發(fā)［J］.鋼鐵，2009，44（5）：48－51，71.

［4］LIU D S，CHENG B G，LUO M.F460heavy steel plates for offshore structure and shipbuilding produced by thermomechanical control process［J］.ISIJ International，2011，51（4）：603－611.

［5］LIU D S，LI Q L，EMI T.Microstructure and mechanical properties in hot－rolled extra high－yield－strength steel plates for offshore structure and shipbuilding ［J］.Metallurgical and Materials Transactions A，2011，42（5）：1349－1361.

［6］孫憲進(jìn)，徐洪慶，李旺生，等.TMCP工藝在高強(qiáng)度船板生產(chǎn)中的研究與應(yīng)用［J］.鋼鐵，2010，45（1）：87－90.

［7］王洪，劉小林，蔡慶伍.生產(chǎn)工藝對(duì)420MPa高強(qiáng)度船板鋼低溫韌性的影響［J］.鋼鐵，2006，41（8）：64－67.

［8］THOMPSON S W，COLVIN D J，KRAUSS G.Austenite decomposition during continuous cooling of an HSLA－80plate steel［J］.Metallurgical and Materials Transactions A，1996，27（6）：1557－1571.

［9］DHUA S K，MUKERJEE D，SARMA D S.Influence of tempering on the microstructure and mechanical properties of HSLA－100steel plates［J］.Metallurgical and Materials Transactions A，2001，32（9）：2259－2270.

［10］程丙貴，羅咪，劉東升.低碳CuNiCrMnMo鋼熱處理后的組織與性能［J］.金屬熱處理，2011，36（1）：68－71.

［11］冷光榮，武會(huì)賓，陳慰瓊，等.熱處理工藝對(duì)含銅超高強(qiáng)度船板鋼組織和性能的影響［J］.金屬熱處理，2010，35（1）：99－102.

［12］吳輝，趙燕青，李闖，等.690MPa級(jí)海洋平臺(tái)用鋼的組織和性能［J］.金屬熱處理，2010，35（9）：21－25.

［13］GORNI A A，MEI P R.Effect of controlled－rolling parameters on the ageing response of HSLA－80steel［J］.Journal of Materials Processing Technology，2008，197（1－3）：374－378.

［14］GORNI A A，MEI P R.Austenite transformation and age hardening of HSLA－80and ULCB steels［J］.Journal of Materials Processing Technology，2004，155－156（1－3）：1513－1518.

［15］DHUA S K，SEN S K.Effort of direct quenching on the microstructure and mechanical properties of the lean－chemistry HSLA－100steel plates［J］.Materials Science and Engineering A，2011，528（21）：6356－6365.

［16］ANDRZEJ K L.Mechanical properties and microstructure of ULCB steels affected by thermomechanical rolling，quenching and tempering［J］.Journal of Materials Processing Technology，2000，106（1－3）：212－218.

［17］周硯磊，徐洋，陳俊，等.FH550級(jí)海洋平臺(tái)用鋼沖擊斷裂行為實(shí)驗(yàn)研究［J］.金屬學(xué)報(bào)，2011，47（11）：1382－1387.

［18］劉東升，李慶亮.熱軋屈服強(qiáng)度550MPa高強(qiáng)度鋼板組織性能［J］.鋼鐵，2011，46（4）：53－58.

［19］康健，王昭東，王國(guó)棟，等.780MPa級(jí)低屈強(qiáng)比高層建筑用鋼的生產(chǎn)工藝研究［J］.鋼鐵，2010，45（7）：71－75.