盧峰１，王　超１，杜申娟２，李遠遠１，王昭東１，王國棟１

（１．東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室，遼寧　沈陽　１１０８１９；

２．重慶長安汽車股份有限公司動力研究院，重慶　４０１１２０）

摘  要：研究了超快冷工藝參數對低合金調質高強鋼的組織性能的影響規律。實驗鋼在軋后空冷以及快速冷卻至５２０℃左右時，均得到粒狀貝氏體組織，粗大的Ｍ／Ａ島降低了沖擊韌性。快冷至２１０ ℃以下時得到全部的板條馬氏體組織，達到了直接淬火的目的。實驗結果表明，采用在線直接淬火回火工藝時鋼板的綜合力學性能優于離線淬火工藝，表明超快冷條件下在線熱處理技術在發展減量化高性能鋼中具有優勢。

關鍵詞：超快冷；低合金高強鋼；直接淬火；力學性能

工程機械、礦山機械等行業的發展對高強度焊接結構鋼的力學和工藝性能提出了更高的要求［１］。屈服強度為９６０～１１００ＭＰａ級高強鋼是目前制造高端工程機械產品的主要結構材料。我國許多生產企業對該等級鋼的生產方式仍采用控軋控冷加離線調質熱處理工藝。然而，近年來直接淬火工藝在中厚板生產中的應用逐漸增多，其不僅可使鋼材的強度成倍提高，而且在低溫韌性、焊接性能、抑制裂紋擴展、鋼板均勻冷卻以及板形控制等方面都比傳統工藝優越［２］。本文設計了低合金調質高強鋼的在線超快速冷卻實驗，研究了冷卻工藝參數對其組織和性能的影響。

１實驗材料及方法

實驗鋼的化學成分（質量百分數）：ｗ（Ｃ）＝０．１６％，ｗ（Ｓｉ）＝ ０．２０％，

ｗ（Ｍｎ）＝１．４５％，ｗ（Ｃｒ）＝ ０．５％，ｗ（Ｍｏ）＝ ０．５％，ｗ（Ａｌｓ）

＝０．０２％，ｗ（Ｂ）＝０．００１５％，ｗ（Ｐ）＝ ０．００８％，ｗ（Ｓ）＝ ０．００２％，Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ微量添加。采用１５０ｋｇ真空感應爐冶煉并澆鑄成錠，鍛造成截面尺寸１００ｍｍ×１００ｍｍ的長方坯。

將鋼坯鋸切成適合長度并在東北大學軋制技術及連軋自動化國家實驗室Φ４５０ｍｍ

軋機上進行軋制和冷卻實驗。鋼坯在箱式電阻爐中加熱至１２００℃保溫１ｈ，并采用兩階段控制軋制工藝。奧氏體再結晶區軋制開軋溫度１０５０℃，道次壓下率大于２０％，累積壓下率７０％；未再結晶區軋制開軋溫度為９００ ℃，經６道次軋至目標厚度１２ｍｍ，累積壓下率６０％。軋后利用實驗軋機配置的超快冷設備冷至不同溫度，然后空冷至室溫。

并將直接淬火的鋼板進行回火實驗，回火溫度６００℃，回火時間１ｈ。對軋后空冷鋼板進行離線再加熱淬火，加熱溫度９３０ ℃，加熱時間１６ｍｉｎ，然后在６００ ℃回火４０ｍｉｎ。實驗冷卻工藝參數如表１所示。

檢測不同工藝下鋼板橫向（垂直軋制方向）拉伸性 能，試 樣 加 工 成Φ６ ｍｍ

的 圓 棒，標 距３０ｍｍ，平行長度４２ｍｍ，在ＷＡＷ－１０００型電液伺服萬能試驗機上進行，拉伸速率１ｍｍ／ｍｉｎ；檢測鋼板縱向（沿軋制方向）Ｖ型缺口夏比沖擊性能，試樣尺寸１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ，在Ｉｎｓｔｒｏｎ　９２５０ＨＶ落錘沖擊試驗機上進行，試驗溫度－４０℃。

為觀察鋼板顯微組織，于鋼板縱剖面（沿軋制方向）制取試樣，試樣表面打磨拋光后用

４％硝酸酒精溶液腐蝕至灰暗色，采用ＬＥＩＣＡ　Ｑ５５０ＩＷ光學顯微鏡（ＯＭ）和ＦＥＩ　Ｑｕａｎｔａ　６００掃描電子顯微鏡（ＳＥＭ）觀察顯微組織。采用雙噴電解減薄

方法制取透射電子顯微鏡（ＴＥＭ）試樣，電解液采用體積分數為９％的 高 氯 酸 酒 精 溶 液，在ＦＥＩＴｅｃｎａｉ　Ｇ２Ｆ２０型電鏡上進行觀察。

２結果與討論

２．１軋態顯微組織和力學性能

圖１為軋制后不同冷卻條件下鋼板的顯微組織。

軋后空冷的１＃鋼板顯微組織由粗大的粒狀貝氏體構成，粗大的Ｍ／Ａ島呈不規則塊狀分布在鐵素體基體上，見圖１ａ、ｂ。Ｍ／Ａ島是在冷卻相變的過程中形成的，碳原子由鐵素體向未轉變的奧氏體擴散，奧氏體由于碳含量增加其穩定性提高，保留至室溫或轉變成其他產物而形成Ｍ／Ａ島。空冷過程中冷速慢轉變時間長，碳元素的擴散程度更大，因此１＃

鋼板的Ｍ／Ａ島含量多，尺寸較大，并多呈不規則的塊狀。

終冷溫度在５２０～５３０ ℃時，鋼板的顯微組織為粒狀貝氏體，見圖１ｃ、ｅ。在貝氏體組織中能明顯辨認出原奧氏體晶界，由于兩階段控制軋制的作用，原奧氏體晶粒壓扁拉長，增加了有效晶界面積細化了基體組織。２＃鋼板的Ｍ／Ａ島呈不規則粒狀或塊狀分布在鐵素體基體和原奧氏體邊界，部分Ｍ／Ａ島呈長條狀，與原奧氏體邊界呈約３０°～ ４５°角，見圖１ｃ。３＃鋼板的貝氏體組織板條特征更為明顯，在貝氏體鐵素體的板條間分布著細條狀Ｍ／Ａ島，而且呈粒狀組織的局部區域其粒狀Ｍ／Ａ島較２＃鋼也更為細小，見圖１ｅ、ｆ。終冷溫度為２１０℃時，可以得到板條馬氏體組織，見圖１ｇ、ｈ，因此４＃

鋼板在實驗冷卻條件下達到了直接淬火的目的。

圖２為４＃鋼板直接淬火態的ＴＥＭ組織。由圖２可知，馬氏體板條寬度大部分在０．１ ～０．５μｍ，板條馬氏體含有較高密度的位錯，這些位錯分布不均勻，形成胞狀亞結構。位錯密度越高，位錯運動越困難，金屬抵抗塑性變形的能力就越大，強化效果就越明顯。圖２ｂ、ｃ中可觀察到較多的析出物質點，這是由于低碳鋼的Ｍｓ點較高，在淬火過程中常發生碳化物（通常為滲碳體）自回火沉淀析出現象，并呈片狀，其長度為幾十納米、寬度為幾納米，能夠有效釘扎位錯，起到析出強化作用［３］。

雖然低碳馬氏體的Ｍｓ和Ｍｆ點均較高，但板條間薄膜狀的殘余奧氏體在低碳馬氏體結構中是普遍存在的，即使其含量非常少，這些奧氏體薄膜的存在對低碳馬氏體的韌性非常有利［４］。圖２ｄ、ｅ、ｆ為４＃鋼板組織中殘余奧氏體薄膜形態和電子衍射花樣。可見馬氏體晶帶與奧氏體的滿足Ｋ－Ｓ關系，其在低溫下具有很高穩定性。板條間殘余奧氏體薄膜的厚度可達２０ｎｍ，并富含碳，碳含量為原奧氏體碳含量的數倍。殘余奧氏體在變形過程中可緩解應力集中，減緩裂紋的擴展，提高材料的沖擊韌性。

鋼板在不同冷卻條件下的力學性能如表２所示。１＃和２＃鋼板的屈服強度最低，并且有較低的屈強比。因為其顯微組織為粗大的粒狀Ｍ／Ａ島并分布于鐵素體基體上，可認為這是由軟硬相構成的雙相組織，變形過程首先在鐵素體基體發生，然后再轉移到Ｍ／Ａ島，因此呈現出較低的屈服強度和屈強比。由于粗大Ｍ／Ａ島的存在破壞了鐵素體基體的連續性，并且這種長條狀和大塊狀的Ｍ／Ａ島本身不具備大的塑性變形能力，容易誘發裂紋并在裂紋長大的后期斷開，造成解理斷裂從而使鋼板韌性不佳［５］，因此低溫沖擊功只有１５～１７Ｊ。

對于３＃鋼板，冷卻速率較大，貝氏體基體及Ｍ／Ａ島均得到細化，細化的Ｍ／Ａ島對鋼板韌性有所改善［６］，沖擊功達３７Ｊ，并且由于貝氏體呈現出明顯的板條特征，所以鋼板屈服強度和屈強比也明顯提高。４＃鋼板組織全部為板條馬氏體，具有最高的強度，并具有一定的塑韌性配合，表明超快冷條件下直接淬火鋼板具有良好的力學性能。馬氏體細小的板條寬度、高密度位錯、固溶碳及細小碳化物析出等特征決定了其具有較高的強度，同時由于組織細密、固溶碳元素較少、及殘余奧氏體薄膜的存在提高了板條馬氏體的韌性。

２．２　ＤＱ－Ｔ與ＲＱ－Ｔ工藝下鋼板力學性能對比

直接淬火回火工藝（ＤＱ－Ｔ）與再加熱淬火回火工藝（ＲＱ－Ｔ）比較，省去了再加熱工序，減少了能耗，提高了生產效率。兩種工藝條件下鋼板的力學性能也不同，見表３。

ＤＱ－Ｔ工藝采用４＃鋼板在６００ ℃回火１ｈ的實驗數據，ＲＱ－Ｔ工藝采用１＃鋼板在９３０ ℃再加熱淬火、６００ ℃回火４０ｍｉｎ的實驗數據。

從表３可看出，ＤＱ－Ｔ工藝下鋼板的綜合力學性能優于ＲＱ－Ｔ工藝下鋼板的力學性能。ＤＱ－Ｔ工藝下鋼板的塑韌性比ＲＱ－Ｔ下的稍高，但屈服強度提高了１２５ ＭＰａ

，抗拉強 度提 高 了１８３ＭＰａ，相當于將該品種鋼提高了一個強度等級且沒有塑韌性的損失。由此可以看出，ＤＱ－Ｔ工藝在降低能耗、節約成本、提高性能上的優越性。

經過兩階段控制軋制，奧氏體晶粒已經充分細化并處于加工硬化狀態，壓扁的奧氏體晶粒減小了有效晶粒尺寸，有利于細化馬氏體板條和板條束的長度和寬度。硬化的奧氏體中存在較高密度位錯，在超快冷的馬氏體相變過程中，原奧氏體中的位錯得到保留，進一步增加了板條馬氏體的位錯密度［７］。此外，直接淬火工藝有利于使更多的微合金元素處于固溶狀態，不但增加了奧氏體的淬透性，而且在回火過程中能夠通過增加納米級碳化物的析出數量而提高強化效果。這些因素都有利于提高直接淬火鋼的強度。

通過上述分析，對于低碳低合金調質鋼，采用超快冷條件下的直接淬火工藝能夠提高鋼板的綜合力學性能，可以通過較低等級鋼種的合金成分設計達到較高等級的性能要求，實現合金減量化生產。并且省略了再加熱淬火工序，降低了能源消耗，提高了生產效率。因此，超快冷條件下在線熱處理技術或直接淬火技術在發展低成本、減量化、高附加值鋼種方面具有獨特的優勢，是先進高強鋼的重要發展方向之一。

３結論

（１）實驗鋼在軋后空冷條件下以及以較慢的冷速冷至５２０℃時，得到粒狀貝氏體組織。而提高冷速至５１ ℃／ｓ時，可促使貝氏體獲得更多的板條特征，鐵素體基體和Ｍ／Ａ島都得到細化，因此強度和韌性都得到提高。

（２）實驗鋼以５６℃／ｓ冷卻至２１０℃以下時，可全部得到板條馬氏體組織，在直接淬火過程中有碳化物自回火沉淀析出的現象。并且板條間存在殘余奧氏體薄膜，有利于提高馬氏體的韌性。

（３）直接淬火回火工藝與離線調質工藝相比，鋼板能夠獲得更好的綜合力學性能，并且省略了再加熱淬火工序，降低了能源消耗，提高了生產效率。因此，超快冷條件下在線熱處理技術或直接淬火技術在發展低成本、減量化、高附加值鋼種方面具有獨特的優勢。

參考文獻：

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