馬長文，狄國標，王凱凱，黃樂慶，路士平

(首鋼集團有限公司技術研究院，北京 100041)

0 引 言

自20世紀80年代以來，作為節(jié)能技術之一的在線淬火工藝隨著控冷技術的發(fā)展成熟而逐步引入到高強度中厚板的生產(chǎn)中[1-4]。在線淬火工藝是指當軋后鋼板仍處于奧氏體狀態(tài)時，采用布置在軋機后的超快速冷卻裝置(UFC)使其在大于馬氏體轉變臨界冷卻速率的條件下冷卻至200 ℃以下，以獲得馬氏體或貝氏體組織的一種技術。與傳統(tǒng)離線淬火工藝相比，在線淬火工藝在降低生產(chǎn)成本、縮短生產(chǎn)周期、簡化工藝流程方面具有較大的優(yōu)勢[5-7]；同時，在線淬火工藝對鋼板力學性能、碳化物以及二次相的析出行為均會產(chǎn)生重要影響[8-10]。但是，目前仍存在在線淬火工藝對性能影響規(guī)律不清晰的問題。為了保證大型工程結構的安全性，人們對調質鋼板的強韌性提出了更高的要求，而淬火工藝的不同會導致最終鋼板獲得的組織和性能存在一定差異。因此，作者對比研究了離線淬火及在線淬火并經(jīng)回火處理的高強度鋼板的力學性能，分析了在線淬火工藝下鋼板組織轉變規(guī)律，以期為在線淬火工藝在高品質調質鋼板生產(chǎn)中的應用提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為高強度鋼，由200 t轉爐冶煉，主要化學成分見表1，碳當量為0.42。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數(shù))

將鋼坯加熱到1 180～1 220 ℃后采用兩階段控軋工藝進行軋制，粗軋開軋溫度高于1 000 ℃，待溫坯厚度為75 mm，精軋開軋溫度不高于900 ℃，目標厚度為25 mm，開冷溫度為(800±40)℃，在線淬火工藝的終冷溫度不高于200 ℃，離線淬火工藝的終冷溫度為(550±30)℃。離線淬火需將鋼板重新加熱至900 ℃完全奧氏體化后再進行淬火，隨后進行600 ℃回火熱處理，在線淬火則是在軋制完成后直接淬火并進行600 ℃回火熱處理。在線淬火與離線淬火的冷卻方式均為水冷。

為確定兩種淬火工藝的冷卻速率，保證試驗鋼在冷卻過程中發(fā)生馬氏體相變，需要測定其過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變(CCT)曲線以確定馬氏體轉變臨界冷卻速率。在Gleeble 2000D熱模擬試驗機上將試樣加熱至900 ℃保溫180 s后，分別以40，35，30，25，20，15，10，5 ℃·s-1的冷卻速率冷卻至室溫，測定不同冷卻速率下的膨脹曲線，采用切線法確定相變點。在不同冷卻速率下的試樣上取樣，用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精腐蝕后，在Leica MEF4A型光學顯微鏡上觀察顯微組織。采用LM300AT型顯微維氏硬度計測試硬度，載荷1.961 N，保載時間10 s。采用上述數(shù)據(jù)并結合顯微組織觀察，繪制試驗鋼的CCT曲線。

垂直于軋向取樣，按照GB/T 228.1-2010，在SHT4106型電液伺服萬能試驗機上進行室溫拉伸試驗，試樣平行段寬度為25 mm，標距為140 mm，拉伸應變速率為0.000 25 s-1，試驗溫度為23 ℃；平行于軋向取樣，按照GB/T 229-2007，在2602-3型擺錘沖擊試驗機上進行-20 ℃沖擊試驗，試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，開V型缺口。在鋼板上取樣，經(jīng)研磨、拋光，使用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕后，采用Leica MEF4A型光學顯微鏡和Hitachi S3400N型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織；將機械研磨和拋光后的試樣用體積分數(shù)10%的高氯酸乙醇溶液電解拋光后，利用電子背散射衍射(EBSD)技術進行晶粒取向分析。垂直于軋向切取厚度為0.3 mm的薄片，手工打磨至約40 μm，用體積分數(shù)6%的高氯酸乙醇溶液雙噴離子減薄后，采用JEOL JEM-2100F型透射電鏡(TEM)觀察微觀形貌。

2 試驗結果與討論

2.1 CCT曲線

由圖1和圖2分析可知：當冷卻速率低于25 ℃·s-1時，試驗鋼組織中除了馬氏體之外，仍存在一定量的鐵素體與貝氏體；當冷卻速率在25～30 ℃·s-1時，組織中仍存在極少量的貝氏體，冷卻速率大于35 ℃·s-1時，組織為全馬氏體，此時試驗鋼的硬度不小于370 HV。當冷卻速率為20 ℃·s-1時，組織中仍含有少量鐵素體，高強鋼組織中的鐵素體會影響其強度，因此淬火時的冷卻速率應不低于25 ℃·s-1。當冷卻速率不低于25 ℃·s-1時，硬度均在360 HV以上。基于該結果，通過冷卻控制模型，將在線淬火和離線淬火工藝的平均冷卻速率控制在25～35 ℃·s-1。

圖1 試驗鋼的CCT曲線

圖2 不同冷卻速率下試驗鋼板的顯微組織

2.2 淬火工藝對顯微組織的影響

由圖3可知，兩種工藝淬火+回火后試驗鋼板的顯微組織均為回火馬氏體，但其形貌差異明顯。在線淬火保持了試驗鋼板軋制后的晶粒拉長形態(tài)，晶粒呈明顯的縱向延伸形貌，馬氏體板條束間距較??；離線淬火+回火后的試驗鋼板加熱至900 ℃奧氏體化經(jīng)歷了奧氏體重新形核及長大過程，因此原奧氏體晶粒為等軸狀，轉變形成的馬氏體板條束間距較大，并且組織中的碳化物析出明顯。

圖3 不同工藝淬火+600 ℃回火后試驗鋼板的顯微組織

由圖4可知，在線淬火+回火后試驗鋼板中的馬氏體板條塊尺寸更加細小，其大角度晶界含量(面積分數(shù))為38.2%，高于離線淬火+回火后的(29.3%)。在線淬火工藝下試驗鋼板具有更細的板條尺寸和更高含量的大角度晶界。

圖4 不同工藝淬火+600 ℃回火后試驗鋼板的反極圖和取向差分布

由圖5可知：與離線淬火試驗鋼板相比，在線淬火后試驗鋼板中的馬氏體板條間距更小，板條更長，位錯密度更高；離線淬火+回火后馬氏體板條中出現(xiàn)明顯粗化的碳化物，在線淬火+回火后的碳化物尺寸更小。此外，在線淬火后馬氏體板條中分布有高密度位錯，該類組織有利于提高材料強度。

圖5 不同熱處理工藝下試驗鋼板中馬氏體板條及碳化物形貌

離線淬火時試驗鋼板需冷至室溫狀態(tài)，再重新加熱至900 ℃至完全奧氏體化狀態(tài)，其奧氏體為重新形核長大的奧氏體；在線淬火則是試驗鋼板在軋后直接快速冷卻，奧氏體為加工硬化后的奧氏體。加工硬化的奧氏體發(fā)生馬氏體相變時，馬氏體保留了軋向拉長的形態(tài)，同時由于軋制過程中產(chǎn)生的大量位錯等缺陷保留在組織中，在線淬火時試驗鋼板發(fā)生馬氏體相變前的相變驅動力較大，形成的馬氏體板條塊較細且長，大角度晶界含量更高。此外，在線淬火工藝下的奧氏體經(jīng)歷了未再結晶區(qū)的熱變形加工，相變后的馬氏體位錯包括馬氏體切變型相變產(chǎn)生的位錯和原奧氏體內部位錯，因此在線淬火工藝下試驗鋼板中的位錯密度明顯高于離線淬火工藝下的。

2.3 淬火工藝對力學性能的影響

由表2可以看出：在線淬火試驗鋼板的屈服強度和沖擊吸收功高于離線淬火試驗鋼板，但塑性低于離線淬火試驗鋼板；在線淬火+回火后試驗鋼板的屈服強度和抗拉強度均高于離線淬火+回火后的，塑性和沖擊韌性則低于離線淬火+回火后的。

表2 不同工藝熱處理后試驗鋼板的力學性能

結合組織分析可知，由于位錯密度較高，馬氏體板條塊、碳化物析出相較細，在線淬火+回火后試驗鋼板的強度高于離線淬火+回火后的強度，但離線淬火+回火后試驗鋼板的沖擊吸收功更高。通常認為，韌性與大角度晶界含量呈正比[11-12]。在線淬火+回火后試驗鋼板中的大角度晶界含量更高，但韌性卻相對更差，這可能與在線淬火后鋼內較高的位錯密度以及非等軸狀馬氏體明顯的擇優(yōu)取向有關。

3 結 論

(1)在線淬火/離線淬火+回火后試驗鋼板的顯微組織均為回火馬氏體，離線淬火時鋼板中的奧氏體為重新形核長大的等軸狀奧氏體，冷卻過程中發(fā)生相變形成板條束間距較大的板條馬氏體；在線淬火時的奧氏體保留了軋制時的拉長形態(tài)，相變形成的馬氏體板條間距更小、板條更長。在線淬火+回火工藝下的試驗鋼板具有更高的位錯密度和大角度晶界含量，同時碳化物析出相的尺寸更加細小。

(2)與離線淬火+回火工藝相比，在線淬火+回火工藝下試驗鋼板的強度更高，但塑性及韌性略差。