徐 亮，章小滸，黃金國，方國愛 ，江慧豐 ，李書瑞

（1.合肥通用機械研究院國家壓力容器與管道安全工程技術(shù)研究中心，合肥 230031；2.武漢鋼鐵股份有限公司武鋼研究院，武漢 430080）

0 引 言

強度和韌性是材料一對矛盾的性能指標。在提高強度的同時，不降低韌性是鋼鐵材料追求的目標。微合金化技術(shù)與控軋控冷技術(shù)結(jié)合成為開發(fā)兼具高強度和高韌性鋼的重要技術(shù)手段[1]。在鋼中添加微量鈮、釩、鈦等微合金元素，可抑制多邊形鐵素體相變，在軋后連續(xù)冷卻時獲得貝氏體組織。這些微量合金元素碳、氮化合物的沉淀析出,起到了細化晶粒和沉淀強化的效果，從而在不增加碳含量甚至降低碳含量的情況下，較大幅度地提高鋼的強度,并獲得良好的綜合力學(xué)性能[2-3]。700MPa級低碳微合金鋼采用簡單的低碳與鈮、釩、鈦復(fù)合微合金化成分設(shè)計，通過頂?shù)讖?fù)吹轉(zhuǎn)爐→爐外精煉→真空處理→控制軋制→直接淬火→離線回火的優(yōu)化工藝獲得。其特點是通過直接淬火+離線回火代替?zhèn)鹘y(tǒng)離線淬火+回火生產(chǎn)工藝[4]，并依靠兩階段控軋控冷工藝細化控軋后晶粒、加快貝氏體形成及析出納米相微合金碳氮化物以強化基體，提高鋼的強度[5-8]，從而獲得強韌性匹配優(yōu)良的鍛鋼。

由于不同中溫相變組織對力學(xué)性能的影響程度不同,因此通過控制不同中溫轉(zhuǎn)變組織的比例能改善和調(diào)整低碳貝氏體鋼的力學(xué)性能[9-11]。弄清不同組織類型對性能的影響，實現(xiàn)對中溫轉(zhuǎn)變組織的有效控制，對發(fā)展低碳貝氏體鋼十分重要。為此，作者以新開發(fā)的700 MPa級低碳微合金鋼為研究對象，利用Gleeble-3500型熱/力模擬試驗機和光學(xué)顯微鏡等研究了該鋼在連續(xù)冷卻條件下的相變行為及組織演變規(guī)律，分析了不同冷卻速率對其顯微組織和性能的影響，為其生產(chǎn)工藝的制定提供理論依據(jù)[12-15]。

1 試樣制備與試驗方法

試驗鋼采用50kg真空爐冶煉的700 MPa級低碳微合金鋼，其化學(xué)成分見表1，該鋼是在碳、錳、硅基礎(chǔ)上添加了鈮、釩、鈦、鉻、鉬、鎳等合金元素。將試驗鋼線切割成如圖1所示的圓柱形試樣，然后在Gleeble-3500型熱/力模擬試驗機上進行熱模擬試。驗試驗時，先將試樣以10℃·s-1的速率加熱至1 200℃，保溫5 min后，以5℃·s-1的冷卻速率冷卻至1 050℃；然后以應(yīng)變速率5 s-1施加25%變形量，變形完成后以5℃·s-1的速率冷卻至830℃；再以3 s-1的應(yīng)變速率施加10%的變形量，最后分別以0.1，0.5，1，2.5，5，7.5，10，15，20，25，30，50℃·s-1的冷速冷卻至200℃。用DIL 805A型膨脹儀測不同冷速下的相變點，最后根據(jù)這些測量數(shù)據(jù)利用Origin軟件繪制了試驗鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（靜態(tài)CCT曲線）。

表1 700MPa級低碳微合金鋼主要化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù))Tab.1 Chemical composition of 700MPa micro-alloyed steel(mass) %

將經(jīng)過熱模擬試驗的試樣從中間剖開，經(jīng)鑲嵌-磨拋后，用體積分數(shù)4%的硝酸酒精腐蝕，然后用NEOPHOT 21型光學(xué)顯微鏡(OM)觀察各冷速下連續(xù)冷卻后的顯微組織；并用SHIMAD ZUHMV-2T型顯微硬度計測不同冷速下試樣的顯微硬度，載荷5 N，保載時間10 s。

按上訴熱模擬試驗方法，在冷卻速率分別為7.5，20℃·s-1條件下對16 mm厚的試驗鋼板進行處理，并分別標記為A鋼和B鋼，對A鋼進行630℃×1 h回火處理，B鋼進行650℃回火處理；再分別在熱軋態(tài)鋼板和回火態(tài)鋼板上取樣進行顯微組織觀察和力學(xué)性能測試。拉伸試驗按照GB/T 228.1—2010《金屬材料室溫拉伸試驗方法》在INSTRON 1251型電液伺服式萬能材料試驗機進行，拉伸速度3 mm·min-1，試樣尺寸Φ10 mm×50 mm。沖擊試驗按照GB/T 229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》在ZBC2452型沖擊試驗機上進行，沖擊試樣尺寸為55 mm×10 mm×10 mm，V型缺口，試驗溫度-40℃。

圖1 靜態(tài)CCT試樣尺寸Fig.1 Dimension of dynamic CCT sample

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 靜態(tài)CCT曲線

由圖2可見，試驗鋼CCT曲線總體呈扁平狀，主要以貝氏體相變?yōu)橹?。試驗鋼中鎳含量較高，約為1.4%（質(zhì)量分數(shù)），而鎳具有提高過冷奧氏體穩(wěn)定性的作用[16-17]，因此試驗鋼奧氏體穩(wěn)定性得到提高，同時淬透性也得到提高，貝氏體相變得到促進，故試驗鋼CCT曲線主要以貝氏體相變?yōu)橹鳌?/p>

從圖2還可以看出，試驗鋼奧氏體相變起始和結(jié)束溫度分別是695℃和875℃。隨著冷卻速率的提高，發(fā)生貝氏體相變的起始溫度和結(jié)束溫度都降低，冷卻速率從0.1℃·s-1增大至50℃·s-1后，起始溫度下降了123℃，結(jié)束溫度降低了115℃；且隨著冷卻速率的提高，鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)域變窄，貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域變寬。冷速在不大于5℃·s-1范圍內(nèi)，主要發(fā)生貝氏體（中溫）相變，相變溫度區(qū)域在458～640℃；冷速在5～10℃·s-1范圍時，相變主要集中在低溫區(qū)域，貝氏體相變區(qū)域在343～582℃。從熱處理角度來看，要使材料獲得較理想的淬火貝氏體組織，最佳冷速范圍為10～30℃·s-1。

圖2 試驗鋼的靜態(tài)CCT曲線Fig.2 Static CCT curves of test steel

2.2 冷卻速率對顯微組織的影響

由圖3可知，冷速在0.1～1℃·s-1時，試驗鋼獲得以粒狀貝氏體（GB）為主的顯微組織；當冷速在2.5～10℃·s-1時，獲得以粒狀貝氏體(GB)+板條貝氏體（LB）為主的顯微組織；隨著冷速的提高，粒狀貝氏體含量逐漸降低，板條狀貝氏體含量升高；當冷速在10～30℃·s-1范圍時，試驗鋼組織以板條狀貝氏體為主；當冷速達到50℃·s-1時，獲得馬氏體和貝氏體的雙相組織。

由于板條狀貝氏體具有較高的強度和較好的韌性，因此通過以上分析，試驗鋼在淬火時冷速應(yīng)控制在10～30℃·s-1范圍內(nèi)，以獲得板條狀貝氏體為主的組織。

由圖3還可見，當冷速很慢時（不超過0.5℃·s-1），連續(xù)相變產(chǎn)物主要是準多邊形鐵素體和少量粒狀貝氏體，基體組織中存在彌散分布的細小殘余奧氏體；另外準多邊形鐵素體或粒狀貝氏體邊界處有一定量較大的深色球狀組織，該類組織為貝氏體鋼中的第二相，即馬氏體/奧氏體（M/A）組元。冷速為1℃·s-1時，組織主要為粒狀貝氏體，有一定量準多邊形鐵素體，M/A組元呈顆粒狀或板片狀。當冷速為5℃·s-1時，組織主要為粒狀貝氏體和板條貝氏體，且組織中的M/A組元尺寸明顯減小，彌散度顯著增加，此時M/A組元呈斷續(xù)薄膜狀存在于板條貝氏體鐵素體之間。這是因為冷速越大，貝氏體轉(zhuǎn)變起始溫度越低，相變驅(qū)動力越大，奧氏體中碳原子的擴散能力差，因而奧氏體只在短距離內(nèi)富碳，造成M/A組元尺寸減小。當冷卻速率大于7.5℃·s-1后，基本沒有深色大球狀組織。隨著冷卻速率繼續(xù)增大，組織以粒狀貝氏體為主逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)橐园鍡l貝氏體為主；當冷卻速率為10℃·s-1時，相變組織基本是板條貝氏體，板條束之間的邊界清晰，同一板條束內(nèi)板條也較明顯，這些板條束相互切割，以細化鋼的晶粒尺寸。貝氏體由奧氏體晶界向晶內(nèi)生長，可以清楚看出奧氏體晶界，貝氏體板條的寬度尺寸一般在2.5 μm左右，長度約25 μm。若將方向一致、互相平行的貝氏體區(qū)域稱為一個板條束的話，原奧氏體晶粒內(nèi)部形成了方向各異的貝氏體板條束，這些板條束將原奧氏體晶粒分成不同的區(qū)域，平行的板條束之間為殘余奧氏體或析出的碳氮化物。當冷速大于20℃·s-1時，組織的切變長大特征愈發(fā)明顯，組織中開始出現(xiàn)板條馬氏體組織，且組織中棱角鮮明的塊狀組織含量增多，該塊狀組織由接近平行的板條束組合形成，硝酸酒精腐蝕后呈灰白色，說明該組織不易被腐蝕，具有明顯的板條馬氏體特征。隨著冷卻速率的進一步增大，板條束的尺寸減小。當冷速達到50℃·s-1時，出現(xiàn)馬氏體和貝氏體的雙相組織，晶粒明顯細化。

2.3 冷卻速率對顯微硬度的影響

由圖4可知，試驗鋼的硬度受冷卻速率影響較大。隨著冷卻速率的增大試驗鋼的顯微硬度也隨之升高，冷速從0.1℃·s-1上升到50℃·s-1的過程中，顯微硬度從188.94 HV上升到369.20 HV，約上升了180 HV。冷速在低于7.5℃·s-1時，硬度的上升速率較快，大于7.5℃·s-1之后，上升速率變緩。這是由于冷速在0.1～7.5℃·s-1范圍內(nèi)時，晶粒逐漸細化，貝氏體由大塊粒狀向細小的板條結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變，而粒狀貝氏體的硬度較低，所以試驗鋼硬度提高較快；冷速大于7.5℃·s-1后，組織主要為板條狀貝氏體或馬氏體，在低碳鋼中板條狀貝氏體與馬氏體差別較小，因此試驗鋼硬度的增長趨勢減慢。另一方面，隨著冷速的增大，微合金碳氮化物形成元素鈮、釩及鈦等的擴散能力降低，析出的第二相更加細小、彌散，硬度相應(yīng)提高；隨著冷速的增大，相變驅(qū)動力的增加，相變組織中位錯密度逐步提高，硬度也相應(yīng)提高[18]。所以隨著冷速的提高，相變機制逐漸由擴散向切變轉(zhuǎn)化，微合金碳氮化物形成元素擴散能力降低，位錯密度增高，以上因素共同促進了相變后的硬度提高。

圖3 試驗鋼在不同冷卻速率下的顯微組織Fig.3 Microstructure of experimental steel at different cooling rates

2.4 回火組織類型控制及其對力學(xué)性能的影響

組織類型、第二相粒子的析出行為等共同決定了低碳貝氏體鋼的最終力學(xué)性能。而控軋控冷后的熱處理制度對低碳貝氏體鋼的顯微組織及析出行為具有顯著影響[19-20]，回火處理也是進一步提高該類鋼綜合力學(xué)性能的關(guān)鍵因素之一[21]。

圖4 不同冷卻速率下試驗鋼的顯微硬度Fig.4 Micro-hardness of experimental steel cooled at different cooling rates

由圖5可見，A鋼冷卻時，在奧氏體中先形成針狀鐵素體，殘余奧氏體被包裹在鐵素體中，從而形成粒狀貝氏體團組織，粒狀貝氏體團中存在尺寸較大的黑色球狀組織，即大塊M/A組元，尺寸可達到5 μm。B鋼組織主要為細化的板條貝氏體束，M/A組元呈薄膜狀分布，組織中沒有大塊狀M/A組元。

圖5 兩種冷卻工藝處理的熱軋態(tài)試驗鋼的顯微組織Fig.5 Microstructure of rolled experimental steels treated by two cooling processes：(a) A steel and(b) B steel

由表2可見，回火處理前(熱軋態(tài))，B鋼的強度很高，屈服強度達829 MPa，伸長率較低，只有15.5%；而A鋼的屈服強度較低，只有643 MPa，沖擊吸收功也較低，但伸長率較好，達到19.5%。經(jīng)630℃和650℃保溫1h的回火處理后，A鋼的強度略有降低，伸長率進一步改善，達到20.5%，沖擊韌性得到了大幅度的提高，-40℃下的沖擊吸收能達到106J；B鋼的伸長率得到明顯改善，達到19.5%，雖然屈服強度和抗拉強度有所下降，但比A鋼的強度仍然高80 MPa以上，同時低溫沖擊韌性更高，-40℃下的沖擊吸收能達214 J。因此，A鋼和B鋼經(jīng)過回火處理后，其綜合力學(xué)性能均得到了明顯改善。

表2 兩種冷卻工藝處理的不同狀態(tài)試驗鋼的力學(xué)性能Tab.2 Mechanical properties of experimental plates cooled under two conditions

由圖6可見，經(jīng)回火處理后，A鋼和B鋼的組織形貌及特征均發(fā)生了一些變化?；鼗鸷蟀鍡l鐵素體基體上分布有析出碳化物，即為均勻的回火索氏體組織。經(jīng)630℃的回火處理后，A鋼貝氏體鐵素體基體位錯密度降低，碳含量降低，逐漸析出碳化物，并出現(xiàn)了準多邊形鐵素體組織，M/A組元中的馬氏體與殘余奧氏體分解，M/A組元尺寸變小，數(shù)量變少，析出的碳化物由長條狀變?yōu)榇侄虠l狀、顆粒狀。在試驗鋼冷卻過程中針狀鐵素體形成階段，應(yīng)根據(jù)組織控制的要求，防止針狀鐵素體生長過于粗大，應(yīng)通過對冷卻速率的控制，避免大塊M/A組元形成。若針狀鐵素體生長過大，其內(nèi)部缺陷密度會降低，會影響基體的強度；若組織中出現(xiàn)大塊M/A組元，會導(dǎo)致其低溫沖擊韌性較差，需要進行回火，使得大塊M/A組元得以分解，改善其低溫韌性。

B鋼熱軋態(tài)組織主要為板條貝氏體，鐵素體板條中含有大量高密度位錯，同時鐵素體板條寬度只有0.3 μm，且彼此平行排列，所以該類組織不利于位錯的運動，造成B鋼塑性較差。經(jīng)650℃回火處理后，一方面位錯密度有所降低，有利于位錯的滑移，另一方面，回火也對M/A組元或薄膜有一定的改性作用，使得塑性得到明顯改善。另外，M/A組元的回火演變對沖擊性能的提高起到重要作用。當然，回火對其力學(xué)性能也有負面影響，如由于回火M/A組元分解，會降低鋼的抗拉強度?？梢?，進一步弄清M/A組元的形貌和尺寸對力學(xué)性能的影響以及掌握其控制原理，對發(fā)揮M/A組元的正面作用，消除其負面影響顯得尤為重要。因此，需要采用回火處理調(diào)整貝氏體鋼中碳含量、位錯密度和M/A 島微觀結(jié)構(gòu)[22]?；鼗饘嵸|(zhì)是將韌性差而強度高的馬氏體或貝氏體分解，以獲得組織均勻、晶粒細小、韌性高而強度適中的回火索氏體或回火貝氏體；同時使微合金元素的碳氮化物進一步析出，以增強沉淀強化效果，從而提高鋼的強韌性。因此，利用合理的回火處理對貝氏體鋼組織進行調(diào)整，能有效改善其綜合性能。

圖6 兩種冷卻工藝處理的回火態(tài)試驗鋼的顯微組織Fig.6 Microstructure of tempered experimental steels treated by two cooling processes：(a) A steel tempered at 630℃ and(b) B steel tempered at 650℃

低碳貝氏體鋼受控冷工藝的影響會得到不同類型的組織。以粒狀貝氏體組織為主的A鋼沖擊韌性較差，強度也不如板條貝氏體，回火后其沖擊韌性可得到明顯改善，得到強韌性匹配較好、屈服強度為600 MPa級的鋼；而以板條貝氏體組織為主的B鋼強度高，韌性較好，但伸長率差，回火后伸長率能到明顯改善，獲得屈服強度為700 MPa級強韌性匹配良好的低碳貝氏體鋼。如果在冷卻開始階段以較慢的冷卻速率進入針狀鐵素體的轉(zhuǎn)變溫度區(qū)域，使其發(fā)生部分針狀鐵素體組織轉(zhuǎn)變，然后施以較高冷卻速率，使未相變殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l貝氏體，則得到針狀鐵素體和板條貝氏體混合組織，可以利用板條貝氏體強度高，針狀鐵素體塑性好的各自優(yōu)勢，得到強韌性匹配良好的低碳貝氏體鋼[23-24]。因此，合理控制M/A組元的形態(tài)、分布，控制粒狀貝氏體和板條貝氏體的形態(tài)及含量，就既能滿足高強度，又能滿足塑性和韌性的要求[25]。

3 結(jié) 論

(1)700MPa級低碳貝氏體合金鋼的CCT曲線呈扁平狀，貝氏體相變在較寬的冷速范圍內(nèi)發(fā)生；在10～30℃·s-1的冷卻速率范圍內(nèi)均可得到貝氏體組織，隨著冷卻速率的增大，鐵素體轉(zhuǎn)變區(qū)域變窄，貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域變寬，同時顯微組織由以粒狀貝氏體為主轉(zhuǎn)變?yōu)橐园鍡l貝氏體與馬氏體，且板條尺寸隨著冷卻速率的增大也越來越細小。

(2) 在冷速從0.1℃·s-1上升到50℃·s-1的過程中，試驗鋼的顯微硬度從188.94 HV上升到369.20 HV，約上升了180 HV；隨著冷速的增大，相變驅(qū)動力增加，相變機制逐漸由擴散向切變轉(zhuǎn)化，微合金碳氮化物形成元素擴散能力降低，相變組織中位錯密度逐步提高，以上因素共同促進了相變組織硬度的提高。

(3)回火處理主要影響鋼中貝氏體鐵素體的碳含量、位錯密度和M/A 組元結(jié)構(gòu)；通過控制回火溫度來控制粒狀貝氏體和板條貝氏體的形態(tài)及含量，既能滿足高強度，又能滿足塑性和韌性能的要求。

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