高強度鋼Q800厚板在不同狀態下的組織、性能和析出物形貌

趙文龍，孫薊泉，武會賓，趙愛民，孫 薇

（北京科技大學冶金工程研究院，北京 100083）

0 引言

傳統的高強鋼，如工程機械、船板和管線用鋼，大都是靠損失韌性來提高強度的。現在，隨著生產技術和設備的進步，人們更加注重借助加速冷卻技術、微合金化技術和熱處理工藝，通過控制低溫轉變組織而開發出兼具高強度和高韌性的鋼材［1］。

隨著工程機械、造船和石油天然氣輸送管線等行業向高參數化、輕量化和大型化方向的發展，對高強度鋼的綜合力學性能也提出了更高的要求。根據各種工程機械和船舶結構設計、建造的發展趨勢，屈服強度在800 MPa以上的易焊接高強鋼具有一定的市場需求，因此，對屈服強度在800 MPa以上的高強度鋼的研制具有重要意義。

一般將厚度為25.0～100.0mm 的鋼板稱為厚板，目前對800 MPa級高強度鋼厚板的研究還不深入，為此，作者以國內某鋼廠試制的調質高強度鋼Q800厚板為研究對象，對熱軋態和調質態鋼板的組織和性能進行了研究，重點分析了組織演變機理，旨在為開發高強、高韌厚鋼板提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗鋼為國內某鋼廠通過低碳微合金化技術、控軋控冷工藝和回火工藝試生產的高強度鋼Q800厚板，其 化 學 成 分（質 量 分 數／%）為0.07C，1.44Mn，0.24Si，0.004S，0.01P，0.13Cr，0.019Mo，0.04Ni，0.03Als，0.001 6B，≤0.30（Nb＋V＋Ti）。

生產過程中，連鑄坯的厚度為220mm，將其加熱到1 200 ℃后保溫2h，采用兩階段控軋，粗軋在完全再結晶溫度區進行，終軋溫度高于1 000 ℃，中間坯待溫，目的是通過再結晶區反復再結晶充分細化奧氏體組織。精軋在非再結晶區進行，開軋溫度低于920℃，目的是通過未再結晶區內的變形，使相變時的形核位置增加，細化晶粒。非再結晶區累積變形量大于60%，終軋溫度為850 ℃，軋后厚度為55mm。控軋后厚板進入層流冷卻系統，冷卻速率為5～10 ℃·s－1，終冷溫度在420～500 ℃。軋制后的鋼板加熱至700 ℃保溫2.5h，然后空冷至室溫，回火得到調質態試驗鋼。

在試驗鋼板厚1／4處和1／2處截取金相試樣觀察其軋向形貌；對不同狀態的試樣分別進行拉伸性能測試、－20 ℃沖擊性能及硬度測試，均取3個試樣的平均值。

通過萃取復型技術，對試驗鋼析出的第二相粒子進行分析。

2 試驗結果與討論

2.1 力學性能

從表1中可以看出，調質態試驗鋼的各項性能均符合GB／T 16270－2009 的要求，但與熱軋態的相比，抗拉強度降低了5.2%，屈服強度降低了3.1%，伸長率顯著提高，增幅達到了53.8%，低溫沖擊功降低了14.5%。

表1 試驗鋼的力學性能Tab.1 Mechanical properties of tested steel

由圖1可見，熱軋態試驗鋼橫截面上的硬度波動較大，表面與心部相差較大；調質態試驗鋼橫截面上的硬度相差較小。

圖1 試驗鋼橫截面上的硬度分布Fig.1 Hardness distribution on cross section of tested steel：（a）in hot－rolled state and（b）in quenched and tempered state

2.2 顯微組織

從圖2可以看出，熱軋態試驗鋼板厚1／4處的組織中保留了部分原始奧氏體晶界，原始奧氏體晶粒被特定取向的貝氏體板條分割開；板厚1／2處的組織為粒狀貝氏體和多邊形鐵素體；板厚1／4處和1／2處的組織中均存在大量M／A 島，M／A 島分布在貝氏體鐵素體界面和晶界。M／A 島的形成是由于在相變過程中，碳原子從剛形成的貝氏體基體向未相變的奧氏體中擴散，從而使得未發生相變的奧氏體內逐漸富碳，在冷卻速率達到一定程度時，部分奧氏體切變為馬氏體組織，而另外一部分則以殘余奧氏體的形式存留下來，二者緊密結合在一起形成富碳的M／A 島，M／A 島為非穩定相，在回火時會發生轉變。

圖2 熱軋態試驗鋼在不同厚度處的組織形貌Fig.2 Morphology of hot－rolled tested steel at different thickness positions：（a）OM morphology at 1／4thickness；（b）OM morphology at 1／2 thickness；（c）SEM morphology at 1／4thickness；（d）SEM morphology at 1／2thickness and（e）－（f）TEM morphology at 1／2thickness

由圖2（e），（f）還可見，1／2板厚處有許多相互平行、寬度約為200nm 的高密度位錯板條束組成的板條貝氏體，板條界面為小角度晶界。由于板條貝氏體組織具有較高的位錯密度，對材料的強度貢獻較大，并且裂紋擴展時需要穿過這些緊密排列的板條束，所以在強度提高的同時并沒有損害試驗鋼的韌性。板條緊密排列，變形抗力較大，塑性較差；板條寬度大小不均，取向不同，界面為大角度晶界，并且在板條交界處有M／A 島。

由圖3可見，調質態試驗鋼的組織與熱軋態的有顯著的不同，M／A 島數量大幅減少，且不連續；板厚1／4處的板條明顯粗化，板條束之間為大角度晶界；板厚1／2 處的組織為粒狀貝氏體及大塊多邊形鐵素體，其板條寬度大于400nm，板條內位錯密度大幅降低，并且板條間界面有相互吞噬之勢，有些界面已不明顯，板條間還有條狀碳化物析出。

圖3 調質態試驗鋼在不同厚度處的組織形貌Fig.3 Morphology of quenched and tempered tested steel at different thickness positions：（a）OM morphology at 1／4thickness；（b）OM morphology at 1／2thickness；（c）SEM morphology at 1／4thickness；（d）SEM morphology at 1／2thickness and（e）－（f）TEM morphology at 1／2thickness

2.3 析出物形貌

由圖4可見，熱軋態與調質態試驗鋼中析出的第二相粒子有長方形、正方形、橢圓形、圓形及不規則形。熱軋態中的析出物數量較少，尺寸多數小于200nm；調質態中的析出物數量較多，部分析出物的尺寸較大，甚至超過了500nm。

圖4 不同狀態試驗鋼中析出物的TEM 形貌Fig.4 TEM morphology of precipitates in the tested steel in hot－rolled（a）and quenched and tempered（b）

由圖5可見，大部分細小彌散的析出物為鈮和鈦的碳氮化合物，體積較大的析出物中鈦的原子分數遠遠大于鈮的，而細小析出物中鈮的含量則顯著提高。

鋼在奧氏體化階段，因硼原子在晶界偏聚，降低了界面能，減弱了鐵原子在奧氏體晶界的自擴散能力，而鐵素體的形核速率與鐵原子的躍遷頻率成正比，能推遲鐵素體的形核，在表面冷速為6～8 ℃·s－1時即可獲得板條貝氏體和粒狀貝氏體等低溫轉變組織。但心部（1／2厚度處）的冷速緩慢，相變溫度點升高，進入鐵素體相變區，故心部組織為多邊形鐵素體、針狀鐵素體和粒狀貝氏體的混合組織。鋼中的M／A 島為非穩相，由于馬氏體的存在顯著提高了鋼的強度。在高溫回火過程中，馬氏體中過飽和的碳由于熱激活作用開始擴散，以高密度位錯板條作為通道進行長程擴散，當間隙處富碳達到一定程度時即可形核，滲碳體在板條間隙處聚集長大，形成片層狀滲碳體析出物。貝氏體向更加穩定的多邊形鐵素體轉變，增加了基體與硬相的變形協調性，伸長率顯著提高。同時，除了先析出的鈮和鈦的碳氮化物類型的第二相粒子長大外，回火過程中還有更細小的析出物析出［2］，由于此時析出的第二相粒子尺寸細小，對屈服強度貢獻較大。

圖5 調質態試驗鋼中析出物的SEM 形貌及EDS譜Fig.5 SEM morphology of precipitates in quenched and tempered tested steel（a）and EDS spectra of points 1（b）and 2（c）

3 結論

（1）熱軋態及調質態高強度鋼Q800厚板的性能完全滿足GB／T 16270－2009的要求；與熱軋態相比，調質態試驗鋼的抗拉強度和屈服強度均降低，但伸長率顯著提高，橫截面上的硬度波動較小。

（2）熱軋態試驗鋼在板厚1／4處的組織有發達的板條貝氏體和粒狀貝氏體，1／2厚度處的組織則為粒狀貝氏體和多邊形鐵素體，有大量M／A 島存在于基體中；調質態鋼中M／A 島數量大幅減少，邊部板條組織更加粗大，心部組織為多邊形鐵素體和粒狀貝氏體。

（3）試驗鋼中析出物主要為鈮和鈦的碳氮化物；熱軋態鋼中析出物的數量較少，調質態鋼中的析出物數量較多，且部分析出物尺寸有長大的趨勢。

［1］王有銘，李曼云，韋光.鋼鐵的控制軋制和控制冷卻［M］.北京：冶金工程出版社，2009.

［2］雍岐龍.鋼鐵材料中的第二相［M］.北京：冶金工業出版社，2006.