宋 欣，李 偉，邴 純，于 濤，畢建偉

(五礦營口中板有限責(zé)任公司，營口 115005)

0 引 言

隨著我國國民經(jīng)濟(jì)的快速發(fā)展，中厚鋼板的需求量也經(jīng)歷了爆發(fā)式的增長(zhǎng)，相關(guān)的生產(chǎn)工藝和裝備技術(shù)水平得到飛速提升[1]。目前，鋼鐵行業(yè)中厚板市場(chǎng)整體上呈現(xiàn)過剩局面，但特厚板尤其是大單重特厚板市場(chǎng)需求仍然旺盛。大單重特厚板一般是指單個(gè)成品板質(zhì)量達(dá)20 t(最大質(zhì)量可達(dá)200 t)以上，厚度大于100 mm的鋼板，廣泛用于60×104kW以上汽輪發(fā)電機(jī)組、海洋石油平臺(tái)、航船、坦克、核電站以及大型模具等特殊用途部件[2-4]。調(diào)質(zhì)S460G1+QT(簡(jiǎn)稱S460G1)鋼為歐洲標(biāo)準(zhǔn)BS EN 10225:2009級(jí)別最高鋼種，強(qiáng)韌性指標(biāo)要求高，標(biāo)準(zhǔn)適用最大鋼板厚度為100 mm，但實(shí)際應(yīng)用中的最大厚度已達(dá)到150 mm。大厚度、高強(qiáng)度、高韌性且需要調(diào)質(zhì)熱處理的要求導(dǎo)致S460G1鋼板的生產(chǎn)難度極大。

現(xiàn)階段，受工裝能力及技術(shù)水平限制，高強(qiáng)韌性特厚板的開發(fā)和應(yīng)用較少，相關(guān)的工藝及研究也鮮有報(bào)道。作者利用五礦營口中板有限責(zé)任公司設(shè)備優(yōu)勢(shì)(475 mm連鑄坯、5 000 mm寬厚板軋機(jī))，以150 mm厚S460G1鋼特厚板為研究對(duì)象，分析了其成分、工藝、組織與力學(xué)性能之間關(guān)系，尤其是熱軋后調(diào)質(zhì)熱處理過程中顯微組織演變與強(qiáng)韌化機(jī)制，可為此強(qiáng)度級(jí)別特厚板的開發(fā)及工業(yè)應(yīng)用提供一定理論依據(jù)與實(shí)踐經(jīng)驗(yàn)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

根據(jù)BS EN10225:2009對(duì)S460G1鋼的化學(xué)成分和力學(xué)性能要求及各合金元素在材料中的作用，設(shè)計(jì)的S460G1鋼特厚板的化學(xué)成分如表1所示。

通過高爐冶煉鐵液→轉(zhuǎn)爐冶煉鋼液→鋼包精煉爐精煉→RH真空脫氣→連鑄機(jī)澆鑄的工藝流程，得到尺寸為4 000 mm×2 000 mm×475 mm的試驗(yàn)鋼坯料。采用5 000 mm寬厚板軋機(jī)對(duì)坯料進(jìn)行再結(jié)晶和非再結(jié)晶兩階段控軋及控冷處理，再結(jié)晶區(qū)軋制開始溫度為1 140～1 170 ℃，結(jié)束溫度為1 000～1 030 ℃，待溫厚度為180 mm，非再結(jié)晶區(qū)軋制開始溫度為830～850 ℃，結(jié)束溫度為800～820 ℃，開始冷卻溫度為790～810 ℃，終冷溫度為630～650 ℃，冷卻速率為8～10 ℃·s-1，熱軋鋼板尺寸為8 500 mm×2 200 mm×150 mm。為保證特厚板力學(xué)性能及組織的均勻性，并保證特厚板中心位置無疏松或顯微氣孔等缺陷，在特厚板生產(chǎn)過程中，一般采用高變形滲透系數(shù)軋制方法[5-6]。當(dāng)變形滲透系數(shù)大于0.50時(shí)，特厚板內(nèi)部壓縮應(yīng)力區(qū)域可達(dá)到90%，變形會(huì)充分滲透到鋼板各部位，有利于改善特厚板的綜合質(zhì)量[7-8]。圖1為試驗(yàn)鋼軋制規(guī)程及變形滲透系數(shù)，再結(jié)晶區(qū)軋制過程中的第4～10道次壓下量達(dá)到30 mm以上，對(duì)應(yīng)單道次壓下率在8.3%以上，尤其是最后2道次壓下率分別達(dá)到15.1%，16.1%，再結(jié)晶區(qū)軋制階段累計(jì)變形量為62.11%；第8，9，10道次時(shí)的變形滲透系數(shù)分別為0.47，0.60，0.67，對(duì)保證特厚板心部質(zhì)量較為有利。非再結(jié)晶軋制階段采用6道次軋制，累計(jì)變形量為16.11%。采用HS620型人工超聲波無損探傷設(shè)備檢測(cè)得到150 mm厚S460G1鋼特厚板滿足GB/T2970Ⅰ級(jí)要求，特厚板內(nèi)部質(zhì)量良好。

圖1 試驗(yàn)鋼軋制規(guī)程及變形滲透系數(shù)Fig.1 Rolling schedule of test steel and deformation permeability coefficient

在熱處理過程中，淬火溫度的選擇是以得到均勻細(xì)小的奧氏體晶粒為原則; 淬火溫度偏低將導(dǎo)致奧氏體化不完全或者合金元素溶解不充分、分布不均勻，而淬火溫度過高則會(huì)引起晶粒尺寸偏大[9]。由于亞共析鋼碳含量較低，淬火溫度通常在Ac3(加熱時(shí)鐵素體完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的終止溫度)以上30～50 ℃。據(jù)Andrews 溫度經(jīng)驗(yàn)公式[10]，估算S460G1 鋼特厚板的Ac3為 864 ℃，因此采用5 m寬厚板產(chǎn)線輥式淬火機(jī)對(duì)熱軋鋼板進(jìn)行870，900，930，960 ℃淬火處理(加熱系數(shù)1.4 mm·min-1，保溫時(shí)間75 min)；在930 ℃淬火后，對(duì)鋼板進(jìn)行500，550，600，650 ℃回火處理(加熱系數(shù)2.4 mm·min-1，保溫時(shí)間150 min)。

在軋制態(tài)、淬火態(tài)和回火態(tài)試驗(yàn)鋼板上截取金相試樣，經(jīng)研磨、拋光，用體積分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精溶液腐蝕后，采用Zeiss Axio Imager A1m型光學(xué)顯微鏡觀察鋼板厚度方向不同位置的顯微組織。采用過飽和苦味酸溶液及洗滌劑，在60 ℃恒溫水箱中加熱腐蝕原奧氏體晶界，通過光學(xué)顯微鏡觀察原奧氏體形貌，并利用Image-Pro Plus軟件統(tǒng)計(jì)奧氏體晶粒尺寸。回火態(tài)金相試樣經(jīng)過飽和苦味酸溶液腐蝕后，采用光學(xué)顯微鏡觀察M/A島微觀形貌。在回火態(tài)試驗(yàn)鋼板不同位置截取薄膜試樣進(jìn)行機(jī)械減薄，采用由體積分?jǐn)?shù)5%高氯酸和95%乙醇組成的溶液雙噴至穿孔后，采用HT7800型透射電鏡(TEM)觀察微觀形貌。采用能譜儀(EDS)對(duì)析出物的微區(qū)成分進(jìn)行分析。按照GB/T 2975—2018，在淬火態(tài)和回火態(tài)試驗(yàn)鋼板上截取拉伸試樣，拉伸試樣直徑為20 mm,標(biāo)距為50 mm，在WAW-600B型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為8～10 mm·min-1。按照GB/T 229—2007，在淬火態(tài)和回火態(tài)試驗(yàn)鋼板不同位置截取尺寸為10 mm×10 mm×50 mm的V型缺口沖擊試樣，采用FIT-01型擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行低溫沖擊試驗(yàn)，試驗(yàn)溫度為-40 ℃。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 熱軋后鋼板的顯微組織

在控制冷卻時(shí)特厚板沿厚度方向存在冷卻不均現(xiàn)象[11-12]，造成組織和晶粒尺寸分布不均[13]，從而影響產(chǎn)品的使用性能。由圖2可以看出：熱軋后試驗(yàn)鋼板表面(距表面0)組織主要為針狀鐵素體；距表面20 mm處，針狀鐵素體減少，粒狀貝氏體增多，并出現(xiàn)少量準(zhǔn)多邊形鐵素體；距表面35 mm處，碳化物或滲碳體不均勻分布在鐵素體基體上，形成粗化的粒狀貝氏體，并含有少量塊狀鐵素體及珠光體；距表面50 mm處，粒狀貝氏體消失，鐵素體及珠光體組織明顯增多；距表面60 mm處，組織為細(xì)小均勻的鐵素體+珠光體；距表面75 mm處(中心)，組織為鐵素體+珠光體組織，且鐵素體略微粗化。試驗(yàn)鋼板厚度方向的組織變化與軋制過程中不同位置的終冷溫度和冷卻速率密切相關(guān)。隨著距表面距離的增加,冷卻速率降低，終冷溫度提高，熱軋態(tài)組織由表面向心部的依次為針狀鐵素體→粒狀貝氏體→鐵素體+珠光體。

圖2 距表面不同距離處的熱軋態(tài)試驗(yàn)鋼板的顯微組織Fig.2 Microstructures locations at different distance from surface of hot-rolled test steel plate

2.2 淬火態(tài)鋼板的顯微組織和力學(xué)性能

由圖3可知：870 ℃淬火后試驗(yàn)鋼板1/4厚度處的原奧氏體晶粒尺寸分布不均勻，但無明顯粗化現(xiàn)象；900 ℃或930 ℃淬火后，原奧氏體晶粒尺寸分布較均勻，且無明顯粗化現(xiàn)象；960 ℃淬火后原奧氏體晶粒發(fā)生明顯粗化且尺寸分布嚴(yán)重不均勻。870，900，930，960 ℃淬火后，原奧氏體平均晶粒尺寸分別為15.39，11.25，12.93，19.33 μm。由圖4可以看出：900，930 ℃淬火后，原奧氏體晶粒尺寸分布較均勻，分別集中在4.12～31.88，5.02～32.69 μm范圍；但是870，960 ℃淬火后，原奧氏體晶粒尺寸分布不均勻，分別集中在2.03～39.04，5.20～43.70 μm。可知，S460G1鋼特厚板的理想淬火溫度區(qū)間為900～930 ℃，此時(shí)組織中晶粒細(xì)小均勻，晶粒尺寸分布較窄。

圖3 不同溫度淬火后試驗(yàn)鋼板1/4厚度處的原奧氏體晶粒形貌Fig.3 Original austenite grain morphology at one quarter thickness of test steel plate after quenching at different temperatures

圖4 不同溫度淬火后試驗(yàn)鋼板1/4厚度處原奧氏體晶粒尺寸分布Fig.4 Original austenite grain size distribution of one quarter thickness of test steel plate after quenching at different temperatures

由圖5可以看出，不同溫度淬火后，表面組織均以板條馬氏體為主，且870 ℃淬火后組織中存在部分未溶鐵素體，馬氏體比例稍低，而較高溫度(930，960 ℃)淬火后表面可得到全板條馬氏體組織。不同溫度淬火后試驗(yàn)鋼板1/4厚度處組織以粒狀貝氏體為主，但存在少量鐵素體和珠光體；870 ℃淬火后鐵素體呈板條狀或針狀，隨著淬火溫度的升高，鐵素體等軸化趨勢(shì)明顯，板條狀或針狀鐵素體合并趨勢(shì)加強(qiáng)，960 ℃淬火后鐵素體基本為準(zhǔn)多邊形鐵素體，且組織明顯粗化。由于試驗(yàn)鋼板1/2厚度處冷卻速率低，淬透性差，因此該處組織以鐵素體和珠光體為主；870 ℃淬火時(shí)，奧氏體化不完全，晶粒尺寸不均勻，帶狀組織明顯；淬火溫度升高后，組織均勻性較好，但板條鐵素體逐漸合并。

圖5 不同溫度淬火后試驗(yàn)鋼板厚度方向不同位置的顯微組織Fig.5 Microstructures at different positions in thickness direction of test steel plate after quenching at different temperatures: (a, d, g, j) surface; (b, e, h, k) one quarter thickness and (c, f, i, l) half thickness

由圖6可知：隨著淬火溫度的升高，試驗(yàn)鋼板不同位置的強(qiáng)度均增大，表面強(qiáng)度高于1/4厚度及1/2厚度處；不同溫度淬火后，不同位置的屈強(qiáng)比整體均較低，均低于0.72；隨著淬火溫度的升高，不同位置的斷后伸長(zhǎng)率整體呈降低趨勢(shì)，且900，930 ℃淬火后的斷后伸長(zhǎng)率接近，在25.5%～28.0%范圍；870,900，930 ℃淬火后，不同位置的-40 ℃沖擊吸收功平均值接近，但960 ℃淬火后，-40 ℃沖擊吸收功明顯降低，尤其鋼板1/2厚度處的-40 ℃平均沖擊吸收功僅為64 J。從組織均勻性及強(qiáng)韌性匹配方面考慮，900～930 ℃淬火后S460G1鋼特厚板的組織和淬火態(tài)力學(xué)性能較理想。

圖6 不同溫度淬火后試驗(yàn)鋼板的力學(xué)性能Fig.6 Mechanical properties of test steel plate after quenching at different temperatures: (a) yield strength and tensile strength; (b) yield ratio; (c) percentage elongation after fracture and (d) -40 ℃ impact absorbing energy

2.3 回火態(tài)鋼板的顯微組織和力學(xué)性能

由圖7可以看出：淬火后鋼板表面所形成的板條馬氏體在不同溫度回火后均轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹚魇象w；550 ℃回火后，原淬火態(tài)板條鐵素體被保留，回火溫度提高后板條鐵素體等軸化趨勢(shì)明顯，碳化物或滲碳體分布在鐵素體基體上。1/4厚度處回火態(tài)組織以粒狀貝氏體為主，還存在少量準(zhǔn)多邊形鐵素體及珠光體；當(dāng)回火溫度不低于600 ℃時(shí)，碳化物析出或滲碳體分解細(xì)化，并分布在由板條鐵素體合并或粗化后的鐵素體基體上。1/2厚度處組織為鐵素體和珠光體；回火溫度提高后，鐵素體明顯粗化，但分布更均勻?？芍?30 ℃淬火后試驗(yàn)鋼板合理的回火溫度為600～630 ℃，此時(shí)組織較均勻。

圖7 930 ℃淬火和不同溫度回火后試驗(yàn)鋼板厚度方向不同位置的顯微組織Fig.7 Microstructures of different positions in thickness direction of test steel plate after quenching at 930 ℃ and tempering at different temperatures: (a, d, g, j) surface; (b, e, h, k) one quarter thickness and (c, f, i, l) half thickness

由圖8可知：隨著回火溫度的升高，試驗(yàn)鋼板不同位置的屈服強(qiáng)度先增大后減小，抗拉強(qiáng)度降低。隨著回火溫度的升高，屈強(qiáng)比增加；550 ℃回火后的屈強(qiáng)比與淬火態(tài)基本相同，屈強(qiáng)比均不大于0.73；600，630 ℃回火后，屈強(qiáng)比不高于0.85；660 ℃回火后，屈強(qiáng)比在0.88左右。隨著回火溫度的升高，斷后伸長(zhǎng)率增大，不同位置-40 ℃沖擊吸收功先增大后減小，且沖擊吸收功測(cè)試值的離散度減小，630 ℃回火后的沖擊吸收功最大。綜上可知，結(jié)合930 ℃淬火及550～660 ℃回火后的微觀組織、力學(xué)性能，600～630 ℃是比較合理的回火溫度區(qū)間，此時(shí)150 mm特厚板強(qiáng)度、韌性可以達(dá)到較好匹配，微觀組織較為均勻。

2.4 回火態(tài)鋼板的精細(xì)結(jié)構(gòu)

試驗(yàn)鋼在930 ℃淬火、600～630 ℃回火后的綜合力學(xué)性能較優(yōu)，這與微觀組織特有的精細(xì)結(jié)構(gòu)，如馬氏體/奧氏體(M/A)島、析出物及位錯(cuò)等密切相關(guān)。由圖9可以看出：550 ℃回火后，條狀M/A島斷續(xù)分布在板條鐵素體邊界，塊狀M/A島分布在原奧氏體晶界和部分塊狀鐵素體內(nèi)部；當(dāng)回火溫度提高至600 ℃時(shí)，部分M/A島分解且尺寸降低；630 ℃回火后，M/A島極少，且尺寸更小；660 ℃回火后M/A島已基本分解完全。

圖9 930 ℃淬火和不同溫度回火后試驗(yàn)鋼板1/4厚度處的M/A島形貌Fig.9 M/A island morphology of one quarter thickness of test steel plate after quenching at 930 ℃ and tempering at different temperatures

由圖10可以看出：550，600 ℃回火后，試驗(yàn)鋼板中均有大量細(xì)小析出物且分布均勻，且600 ℃回火后析出物數(shù)量較多，尺寸較細(xì)?。?30 ℃回火后析出物數(shù)量減少，且少量析出物尺寸較大；660 ℃回火后析出物進(jìn)一步聚集長(zhǎng)大。對(duì)析出物進(jìn)行能譜分析可知，析出物主要為Nb-Ti的碳氮化物。由圖11可以看出：600 ℃回火后，板條鐵素體邊界清晰且位錯(cuò)密度較高；660 ℃回火后板條鐵素體邊界模糊，位錯(cuò)部分消失或合并。回火后M/A島的分解、析出物的大量析出、位錯(cuò)消失及板條鐵素體等軸化等，是熱軋?jiān)囼?yàn)鋼板經(jīng)930 ℃淬火、600～630 ℃回火后具備良好強(qiáng)韌性的主要原因。

圖10 930 ℃淬火和不同溫度回火后試驗(yàn)鋼板1/4厚度處的析出物形貌Fig.10 Morphology of precipitates at one quarter thickness of test steel plate after quenching at 930 ℃ and tempering at different temperatures

圖11 930 ℃淬火和600，660 ℃回火后試驗(yàn)鋼板1/4厚度處TEM形貌Fig.11 TEM morphology of one quarter thickness of test steel plate after quenching at 930 ℃ and tempering at different temperatures: (a, c) dislocation and (b, d) lath ferrite

2.5 分析與討論

綜上可知，通過復(fù)合添加錳、鉬、鎳、鈮等多種合金元素并采用兩階段控軋控冷工藝與調(diào)質(zhì)工藝所開發(fā)的150 mm厚S460G1鋼特厚板的綜合力學(xué)性能優(yōu)異，強(qiáng)韌性匹配較好。

軋制過程采用兩階段控軋控冷工藝，以控制相變類型及非平衡組織。非平衡組織再次加熱時(shí)可能會(huì)形成粗大晶粒，即表現(xiàn)出組織遺傳性[14-15]。在奧氏體發(fā)生α鐵素體相變的溫度范圍內(nèi)，冷卻速率對(duì)相變晶粒細(xì)化作用具有顯著影響，冷卻速率越大，晶粒細(xì)化作用越強(qiáng)；變形能夠促進(jìn)奧氏體向α鐵素體轉(zhuǎn)變，使相變開始溫度Ar3升高，相變速率加快，從而增加鐵素體形核率，細(xì)化鐵素體晶粒[16]。低碳貝氏體作為一類非平衡組織，包括準(zhǔn)多邊形鐵素體、針狀鐵素體、粒狀貝氏體和板條貝氏體等，并含有M/A島[17-19]。試驗(yàn)鋼表面及1/4厚度處熱軋態(tài)組織雖為針狀鐵素體或粒狀貝氏體等非平衡態(tài)組織，但通過選擇合理的控軋參數(shù)(溫度、單道次壓下量及單道次壓下率)及冷卻速率，可以控制細(xì)小鐵素體晶粒及較窄板條鐵素體束的生成，在后續(xù)再加熱淬火過程中，Nb-Ti析出物具有釘軋板條鐵素體和抑制α相再結(jié)晶作用。從S460G1鋼特厚鋼板厚度方向的熱軋態(tài)組織演變規(guī)律可以看出，隨著厚度方向不同位置冷卻速率的降低，終冷溫度升高，組織由亞穩(wěn)態(tài)針狀鐵素體或粒狀貝氏體向穩(wěn)態(tài)的鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變，但整體組織均勻性良好；根據(jù)組織遺傳規(guī)律，熱軋態(tài)組織可對(duì)S460G1鋼特厚板淬火后的組織和力學(xué)性能產(chǎn)生一定影響。

在淬火過程中受到鋼板厚度的影響，鋼板截面因表面至心部的冷卻速率不同而出現(xiàn)截面效應(yīng)[20]，進(jìn)而導(dǎo)致鋼板組織與性能在厚度方向上產(chǎn)生差異。在特厚鋼板淬火過程中，即使添加一些提高淬透性的合金元素，仍然極易形成對(duì)沖擊性能不利的粒狀貝氏體。粒狀貝氏體中M/A島常在中等冷卻速率下的中溫區(qū)域形成；對(duì)于特厚板，除表面外，其他位置均具備這樣的冷速條件，易形成大量的此類組織。M/A島會(huì)降低鋼的低溫韌性，且其含量越高，尺寸越大，則鋼的韌性越差[21]。在回火過程中，鋼中存在回復(fù)、再結(jié)晶等軟化機(jī)制，也存在析出強(qiáng)化機(jī)制。鋼中析出相的尺寸、形態(tài)、分布和體積分?jǐn)?shù)對(duì)鋼鐵材料的強(qiáng)度和韌性有顯著影響。隨著回火溫度的升高，析出物數(shù)量增多、尺寸增大，可以釘軋位錯(cuò)、阻礙位錯(cuò)滑移，有效提高強(qiáng)度，尤其是屈服強(qiáng)度；隨著回火溫度的繼續(xù)升高，析出物聚集和長(zhǎng)大，析出相體積分?jǐn)?shù)和平均尺寸過大，會(huì)降低材料韌性、減弱析出強(qiáng)化效果[22]。低碳微合金鋼組織中存在2種位錯(cuò)，分別為奧氏體區(qū)的控制軋制過程中所形成的大量相對(duì)穩(wěn)定的變形位錯(cuò)，以及過冷奧氏體發(fā)生相變時(shí)產(chǎn)生部分易消失的相變位錯(cuò)[23-24]。試驗(yàn)鋼板的厚度很大，淬火與回火后由表面到心部，組織由回火索氏體變?yōu)榱钬愂象w、鐵素體+珠光體，導(dǎo)致表面低溫沖擊韌性明顯優(yōu)于1/4及1/2板厚處?；鼗疬^程中基體內(nèi)板條鐵素體亞結(jié)構(gòu)逐漸等軸化，內(nèi)部位錯(cuò)數(shù)量減少、密度降低，但Nb-Ti析出物的析出可抵消回復(fù)和再結(jié)晶軟化效果，使屈服強(qiáng)度上升，試驗(yàn)鋼板在630 ℃回火后的屈服強(qiáng)度最大；隨著回火溫度的繼續(xù)升高，軟化作用占據(jù)主導(dǎo)，屈服強(qiáng)度降低?；鼗饻囟鹊奶岣邔?dǎo)致再結(jié)晶過程加快，組織中硬度相減少(如M/A島)，同時(shí)可動(dòng)的相變位錯(cuò)數(shù)量減少，因此試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度降低，屈強(qiáng)比增加明顯。綜上可知，在淬火溫度一定的條件下，合理選擇回火工藝，可以使熱軋S460G1鋼特厚板獲得較好的強(qiáng)韌性組合。熱軋S460G1鋼特厚板在930 ℃淬火及600～630 ℃回火后，M/A島的分解、析出物的大量析出、位錯(cuò)消失及板條鐵素體等軸化等，是試驗(yàn)鋼具備良好強(qiáng)韌性的主要原因。

3 結(jié) 論

(1) 通過成分設(shè)計(jì)，嚴(yán)格控制軋制參數(shù)熱軋得到150 mm厚S460G1鋼特厚板，由表面向心部的組織依次為針狀鐵素體→粒狀貝氏體→鐵素體+珠光體。

(2) 熱軋鋼板經(jīng)870～960 ℃淬火后，表面組織主要為板條馬氏體，1/4板厚處以粒狀貝氏體為主，1/2板厚處為鐵素體和珠光體；隨著淬火溫度的升高，1/4板厚處原奧氏體平均晶粒尺寸先減小后增大，900，930 ℃淬火后原奧氏體晶粒細(xì)小均勻，晶粒尺寸分布集中，范圍分別為4.12～31.88，5.02～32.69 μm。隨著淬火溫度的升高，屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度均增加且表面強(qiáng)度高于1/4厚度及1/2厚度處，不同位置的斷后伸長(zhǎng)率均降低；870,900，930 ℃淬火后不同位置的-40 ℃沖擊吸收功平均值接近，但960 ℃淬火后-40 ℃沖擊吸收功明顯降低。

(3) 熱軋鋼板經(jīng)930 ℃淬火與600～630 ℃回火后，其表面組織為回火索氏體，1/4板厚處及1/2板厚處的組織與淬火態(tài)類似，但板條鐵素體等軸化及鐵素體粗化趨勢(shì)增加，此時(shí)鋼板的綜合力學(xué)性能優(yōu)良，屈強(qiáng)比不高于0.85，表面及1/4板厚處的-40 ℃沖擊吸收功平均值大于300 J，1/2板厚處的-40 ℃沖擊吸收功均值大于200 J，且沖擊吸收功測(cè)試值穩(wěn)定。

(4) 回火后M/A島的分解、析出物的大量析出、位錯(cuò)消失及板條鐵素體等軸化等，是熱軋鋼板經(jīng)930 ℃淬火、600～630 ℃回火后具備良好強(qiáng)韌性的主要原因。