李 敬， 劉 辰， 楊躍輝， 苑少強， 艾晨光

(1. 唐山學院 河北省智能裝備數(shù)字化設計及過程仿真重點實驗室， 河北 唐山 063000；2. 河北建支鑄造集團有限公司， 河北 唐山 064100)

Q690D鋼板因具備較高的強度、良好的焊接性和沖擊韌性，被廣泛地應用于能源、建筑、交通、工程機械等行業(yè)[1-4]。對于厚規(guī)格的鋼板，特別是100 mm以上的鋼板，在某些行業(yè)尤其是煤礦機械上具有廣泛的用途[5-6]，但研究卻相對較少。CCT曲線可以預測不同冷速下試驗合金的組織及性能特征，為實際生產(chǎn)提供技術參考[7-9]。本文擬通過熱模擬試驗，對設計的100 mm厚Q690D高強鋼板進行CCT曲線測定，預測不同冷卻速度下組織的變化過程，在合理優(yōu)化成分設計和熱處理工藝條件下，以確保實際生產(chǎn)中厚規(guī)格鋼板在厚度方向上組織及性能的高度均勻性。

1 試驗材料及方法

在試驗生產(chǎn)的100 mm厚Q690D熱軋鋼板上取樣，加工成φ8 mm×55 mm的熱模擬試樣，其化學成分如表1所示。將試樣在Gleeble-1500熱模擬機上以10 ℃/s 的升溫速度快速加熱到1000 ℃，保溫3 min，然后以不同的冷卻速度(0.1、0.5、1、3、5、10、15、20、30、40和50 ℃/s)連續(xù)冷卻至室溫，自動測定不同速度下試樣的冷卻曲線。

表1 Q690D試驗鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

在熱模擬試樣長度中心切割金相試樣，經(jīng)研磨、拋光后，采用體積分數(shù)4%硝酸酒精溶液侵蝕，然后在奧林巴斯BM41正置光學顯微鏡上觀察其組織。在HD9-45表面維氏洛氏顯微硬度計上測量不同冷速下試樣的維氏硬度，載荷為294 N。對實際生產(chǎn)調(diào)質(zhì)后鋼板取樣，觀察鋼板表層、1/4處及1/2處的顯微組織。

圖1 不同冷卻速度下Q690D鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of the Q690D steel cooled at different rates(a) 0.1 ℃/s; (b) 0.5 ℃/s; (c) 1 ℃/s; (d) 3 ℃/s; (e) 5 ℃/s; (f) 10 ℃/s; (g) 15 ℃/s; (h) 20 ℃/s; (i) 30 ℃/s; (j) 40 ℃/s; (k) 50 ℃/s; (l) 水淬 (water quenched)

2 試驗結果及討論

2.1 不同冷卻速度下的顯微組織

試樣完全奧氏體化后，以不同冷卻速度冷至室溫的顯微組織如圖1所示。可以看出，當冷卻速度為0.1 ℃/s時(圖1(a))，組織為先共析鐵素體、珠光體以及少量的貝氏體，由于原始奧氏體晶粒較為粗大，故組織中有較多的魏氏組織，呈粗大的針狀。當冷速為0.5～1 ℃/s 時(見圖1(b,c))，先共析鐵素體消失，形成了單一的粒狀貝氏體組織，由于冷速仍較慢，合金元素能進行較長距離的擴散，所以粒狀貝氏體中形成的是塊狀的M/A島。冷速為3 ℃/s(見圖1(d))時，由于冷卻速度較快，組織中開始出現(xiàn)板條貝氏體，同時粒狀貝氏體中的M/A島消失，主要以碳化物為主。冷速在5～10 ℃/s(見圖1(e,f))之間時，隨著冷速的增加，組織中的板條貝氏體逐漸增多，而粒狀貝氏體相應減少，冷速10 ℃/s冷卻后的組織中粒狀貝氏體基本消失。冷卻速度達到15 ℃/s后，組織中的粒狀貝氏體基本消失，組織為板條貝氏體，且組織中開始出現(xiàn)少量的馬氏體。繼續(xù)提高冷卻速度，冷卻速度從15 ℃/s一直到水淬，組織特征基本相同，未發(fā)生明顯的改變，但其中的板條馬氏體含量逐漸增加，如圖1(g～l)所示。隨著冷卻速度的提高，板條貝氏體逐漸減少，直至形成完全淬火馬氏體，如圖1(l)所示。

2.2 不同冷卻速度下的硬度

不同冷卻速度下試樣的硬度變化如圖2所示。冷卻速度低于15 ℃/s時，依次出現(xiàn)鐵素體+珠光體、粒狀貝氏體、板條貝氏體組織，這導致測得的硬度逐漸升高；當冷速高于15 ℃/s時，隨著冷速的升高，組織類型未發(fā)生明顯的改變，板條貝氏體逐漸減少，但其中的板條馬氏體含量逐漸增加，由于板條貝氏體組織同樣具有較高的強度和硬度，所以測得的硬度值基本未發(fā)生變化。水冷后所獲組織基本為馬氏體組織，因此硬度又有明顯的上升。

圖2 不同冷卻速度下Q690D鋼的硬度Fig.2 Hardness of the Q690D steel cooled at different rates

2.3 連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線

綜合圖1組織變化規(guī)律及圖2硬度變化曲線，Q690D鋼板的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線如圖3所示。由CCT曲線可以看出，當冷速較低時，組織中存在先共析鐵素體和珠光體區(qū)域，但其范圍較??；試驗鋼在較寬的冷速范圍內(nèi)能夠獲得粒狀貝氏體、粒狀貝氏體+板條貝氏體的組織。同時，由于試驗鋼的淬透性較好，冷速達到15 ℃/s 以上后組織中出現(xiàn)馬氏體。馬氏體相變開始溫度約為439 ℃。

圖3 Q690D鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線Fig.3 Continuous cooling transformation curves of the Q690D steel

2.4 實際應用中Q690D鋼板的組織特征

Q690D鋼板最終的使用狀態(tài)是調(diào)質(zhì)態(tài)，圖4為調(diào)質(zhì)(水淬+620 ℃回火)后的100 mm厚鋼板不同位置處的顯微組織，可見在鋼板的表面、1/4處及1/2處，均為細小的回火馬氏體，從上文中連續(xù)冷卻的熱模擬結果來看，試驗鋼板在很大的冷速范圍內(nèi)，組織類型及硬度變化穩(wěn)定。由圖4(b，c)可見，板厚1/4處組織與鋼板表面組織極為接近，僅出現(xiàn)了少量的粒狀貝氏體，表明在所設計的成分下，試驗鋼具有良好的淬透性。對于100 mm的大厚度鋼板而言，其心部冷速較慢，但試驗鋼中仍然得到了以板條馬氏體(回火前)為主的回火馬氏體組織。

圖4 調(diào)質(zhì)態(tài)Q690D鋼板的顯微組織(a)表面；(b)1/4厚；(c)1/2厚Fig.4 Microstructure of the quenched and tempered Q690D steel plate(a) surface; (b) 1/4 thickness; (c) 1/2 thickness

綜上所述，由于本試驗鋼板添加了微量B元素，合適的微Ti處理，節(jié)省了貴金屬元素Ni，提高了試驗鋼淬透性[10-11]，保證了100 mm厚規(guī)格鋼板的截面Z向的組織性能均勻；同時合理軋制及冷卻工藝的制訂，保證了細小組織的遺傳。可見，通過CCT曲線的分析，在實際生產(chǎn)過程中，能夠指導實際生產(chǎn)，厚規(guī)格Q690D高強鋼板在厚度方向上的組織性能均勻性得到了很好的體現(xiàn)。

3 結論

1) CCT曲線分析表明，Q690D高強度試驗鋼在較寬的冷速范圍內(nèi)能夠獲得粒狀貝氏體、粒狀貝氏體+板條貝氏體的組織。而且試驗鋼淬透性較好，冷速達到15 ℃/s以上后組織中即出現(xiàn)馬氏體，硬度值變化不明顯。

2) 試驗鋼板的調(diào)質(zhì)組織由細小的回火馬氏體及微量的貝氏體組成，截面Z向組織與性能均勻，同CCT曲線的分析結果一致。