徐 亮，章小滸，黃金國，方國愛 ，江慧豐 ，李書瑞

（1.合肥通用機(jī)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(qiáng)度和韌性是材料一對(duì)矛盾的性能指標(biāo)。在提高強(qiáng)度的同時(shí)，不降低韌性是鋼鐵材料追求的目標(biāo)。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(qiáng)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(shí)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(xì)化晶粒和沉淀強(qiáng)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(qiáng)度,并獲得良好的綜合力學(xué)性能[2-3]。700MPa級(jí)低碳微合金鋼采用簡(jiǎn)單的低碳與鈮、釩、鈦復(fù)合微合金化成分設(shè)計(jì)，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(diǎn)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?jī)呻A段控軋控冷工藝細(xì)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(qiáng)化基體，提高鋼的強(qiáng)度[5-8]，從而獲得強(qiáng)韌性匹配優(yōu)良的鍛鋼。

由于不同中溫相變組織對(duì)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(duì)性能的影響，實(shí)現(xiàn)對(duì)中溫轉(zhuǎn)變組織的有效控制，對(duì)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(jí)低碳微合金鋼為研究對(duì)象，利用Gleeble-3500型熱/力模擬試驗(yàn)機(jī)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(duì)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(yàn)方法

試驗(yàn)鋼采用50kg真空爐冶煉的700 MPa級(jí)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(yàn)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(yàn)機(jī)上進(jìn)行熱模擬試。驗(yàn)試驗(yàn)時(shí)，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(cè)不同冷速下的相變點(diǎn)，最后根據(jù)這些測(cè)量數(shù)據(jù)利用Origin軟件繪制了試驗(yàn)鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（靜態(tài)CCT曲線）。

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

將經(jīng)過熱模擬試驗(yàn)的試樣從中間剖開，經(jīng)鑲嵌-磨拋后，用體積分?jǐn)?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(jì)測(cè)不同冷速下試樣的顯微硬度，載荷5 N，保載時(shí)間10 s。

按上訴熱模擬試驗(yàn)方法，在冷卻速率分別為7.5，20℃·s-1條件下對(duì)16 mm厚的試驗(yàn)鋼板進(jìn)行處理，并分別標(biāo)記為A鋼和B鋼，對(duì)A鋼進(jìn)行630℃×1 h回火處理，B鋼進(jìn)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(jìn)行顯微組織觀察和力學(xué)性能測(cè)試。拉伸試驗(yàn)按照GB/T 228.1—2010《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》在INSTRON 1251型電液伺服式萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行，拉伸速度3 mm·min-1，試樣尺寸Φ10 mm×50 mm。沖擊試驗(yàn)按照GB/T 229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》在ZBC2452型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，沖擊試樣尺寸為55 mm×10 mm×10 mm，V型缺口，試驗(yàn)溫度-40℃。

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

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 靜態(tài)CCT曲線

由圖2可見，試驗(yàn)鋼CCT曲線總體呈扁平狀，主要以貝氏體相變?yōu)橹?。試?yàn)鋼中鎳含量較高，約為1.4%（質(zhì)量分?jǐn)?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(yàn)鋼奧氏體穩(wěn)定性得到提高，同時(shí)淬透性也得到提高，貝氏體相變得到促進(jìn)，故試驗(yàn)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(yàn)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(shí)，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(yàn)鋼的靜態(tài)CCT曲線Fig.2 Static CCT curves of test steel

2.2 冷卻速率對(duì)顯微組織的影響

由圖3可知，冷速在0.1～1℃·s-1時(shí)，試驗(yàn)鋼獲得以粒狀貝氏體（GB）為主的顯微組織；當(dāng)冷速在2.5～10℃·s-1時(shí)，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(dāng)冷速在10～30℃·s-1范圍時(shí)，試驗(yàn)鋼組織以板條狀貝氏體為主；當(dāng)冷速達(dá)到50℃·s-1時(shí)，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(qiáng)度和較好的韌性，因此通過以上分析，試驗(yàn)鋼在淬火時(shí)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(dāng)冷速很慢時(shí)（不超過0.5℃·s-1），連續(xù)相變產(chǎn)物主要是準(zhǔn)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(xì)小殘余奧氏體；另外準(zhǔn)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(shí)，組織主要為粒狀貝氏體，有一定量準(zhǔn)多邊形鐵素體，M/A組元呈顆粒狀或板片狀。當(dāng)冷速為5℃·s-1時(shí)，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(shí)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?yàn)槔渌僭酱螅愂象w轉(zhuǎn)變起始溫度越低，相變驅(qū)動(dòng)力越大，奧氏體中碳原子的擴(kuò)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(dāng)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(dāng)冷卻速率為10℃·s-1時(shí)，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(xì)化鋼的晶粒尺寸。貝氏體由奧氏體晶界向晶內(nèi)生長(zhǎng)，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(zhǎng)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(gè)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(dāng)冷速大于20℃·s-1時(shí)，組織的切變長(zhǎng)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(jìn)一步增大，板條束的尺寸減小。當(dāng)冷速達(dá)到50℃·s-1時(shí)，出現(xiàn)馬氏體和貝氏體的雙相組織，晶粒明顯細(xì)化。

2.3 冷卻速率對(duì)顯微硬度的影響

由圖4可知，試驗(yàn)鋼的硬度受冷卻速率影響較大。隨著冷卻速率的增大試驗(yàn)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(shí)，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(shí)，晶粒逐漸細(xì)化，貝氏體由大塊粒狀向細(xì)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(yàn)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(yàn)鋼硬度的增長(zhǎng)趨勢(shì)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(kuò)散能力降低，析出的第二相更加細(xì)小、彌散，硬度相應(yīng)提高；隨著冷速的增大，相變驅(qū)動(dòng)力的增加，相變組織中位錯(cuò)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(jī)制逐漸由擴(kuò)散向切變轉(zhuǎn)化，微合金碳氮化物形成元素?cái)U(kuò)散能力降低，位錯(cuò)密度增高，以上因素共同促進(jìn)了相變后的硬度提高。

圖3 試驗(yàn)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(duì)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(duì)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(jìn)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(yàn)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(shí)，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(tuán)組織，粒狀貝氏體團(tuán)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(dá)到5 μm。B鋼組織主要為細(xì)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(yàn)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(qiáng)度很高，屈服強(qiáng)度達(dá)829 MPa，伸長(zhǎng)率較低，只有15.5%；而A鋼的屈服強(qiáng)度較低，只有643 MPa，沖擊吸收功也較低，但伸長(zhǎng)率較好，達(dá)到19.5%。經(jīng)630℃和650℃保溫1h的回火處理后，A鋼的強(qiáng)度略有降低，伸長(zhǎng)率進(jìn)一步改善，達(dá)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(dá)到106J；B鋼的伸長(zhǎng)率得到明顯改善，達(dá)到19.5%，雖然屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度有所下降，但比A鋼的強(qiáng)度仍然高80 MPa以上，同時(shí)低溫沖擊韌性更高，-40℃下的沖擊吸收能達(dá)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(yàn)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(cuò)密度降低，碳含量降低，逐漸析出碳化物，并出現(xiàn)了準(zhǔn)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(zhǎng)條狀變?yōu)榇侄虠l狀、顆粒狀。在試驗(yàn)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(zhǎng)過于粗大，應(yīng)通過對(duì)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(zhǎng)過大，其內(nèi)部缺陷密度會(huì)降低，會(huì)影響基體的強(qiáng)度；若組織中出現(xiàn)大塊M/A組元，會(huì)導(dǎo)致其低溫沖擊韌性較差，需要進(jìn)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(cuò)，同時(shí)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(cuò)的運(yùn)動(dòng)，造成B鋼塑性較差。經(jīng)650℃回火處理后，一方面位錯(cuò)密度有所降低，有利于位錯(cuò)的滑移，另一方面，回火也對(duì)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(duì)沖擊性能的提高起到重要作用。當(dāng)然，回火對(duì)其力學(xué)性能也有負(fù)面影響，如由于回火M/A組元分解，會(huì)降低鋼的抗拉強(qiáng)度。可見，進(jìn)一步弄清M/A組元的形貌和尺寸對(duì)力學(xué)性能的影響以及掌握其控制原理，對(duì)發(fā)揮M/A組元的正面作用，消除其負(fù)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(cuò)密度和M/A 島微觀結(jié)構(gòu)[22]?；鼗饘?shí)質(zhì)是將韌性差而強(qiáng)度高的馬氏體或貝氏體分解，以獲得組織均勻、晶粒細(xì)小、韌性高而強(qiáng)度適中的回火索氏體或回火貝氏體；同時(shí)使微合金元素的碳氮化物進(jìn)一步析出，以增強(qiáng)沉淀強(qiáng)化效果，從而提高鋼的強(qiáng)韌性。因此，利用合理的回火處理對(duì)貝氏體鋼組織進(jìn)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(yàn)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(huì)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(qiáng)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(qiáng)韌性匹配較好、屈服強(qiáng)度為600 MPa級(jí)的鋼；而以板條貝氏體組織為主的B鋼強(qiáng)度高，韌性較好，但伸長(zhǎng)率差，回火后伸長(zhǎng)率能到明顯改善，獲得屈服強(qiáng)度為700 MPa級(jí)強(qiáng)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(jìn)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(qiáng)度高，針狀鐵素體塑性好的各自優(yōu)勢(shì)，得到強(qiáng)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(qiáng)度，又能滿足塑性和韌性的要求[25]。

3 結(jié) 論

(1)700MPa級(jí)低碳貝氏體合金鋼的CCT曲線呈扁平狀，貝氏體相變?cè)谳^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(shí)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(xì)小。

(2) 在冷速從0.1℃·s-1上升到50℃·s-1的過程中，試驗(yàn)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(dòng)力增加，相變機(jī)制逐漸由擴(kuò)散向切變轉(zhuǎn)化，微合金碳氮化物形成元素?cái)U(kuò)散能力降低，相變組織中位錯(cuò)密度逐步提高，以上因素共同促進(jìn)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(cuò)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(qiáng)度，又能滿足塑性和韌性能的要求。

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