張 凱，易小剛，彭倩筠，曾邵華，周水波

（三一重工股份有限公司，長沙 410100）

0 引 言

為滿足工程機械大型化、輕量化、重載荷等發(fā)展要求，工程機械用鋼材需具備優(yōu)良的綜合力學(xué)性能［1－2］。屈服強度超1 000MPa高強鋼板的使用將有效減輕設(shè)備自重，提高工程機械的工作效率，因此該系列鋼種的需求量增加明顯，是目前各鋼廠大力投入開發(fā)的鋼種［3］，也是科研院所研發(fā)的一個熱點鋼種［4－5］。高強鋼的生產(chǎn)方式主要有控軋控冷［6－7］和調(diào)質(zhì)［8］兩種，但是對于強度級別為1 000MPa以上的高強鋼，以及對性能穩(wěn)定性與均勻性要求更高的關(guān)鍵結(jié)構(gòu)件用鋼而言，調(diào)質(zhì)熱處理是無可替代的工藝［9－11］?，F(xiàn)有對1 000MPa級高強鋼熱處理工藝的研究主要集中在單一因素（如淬火、回火溫度）對顯微組織和性能的影響，未充分研究淬火、回火溫度二者對組織和性能的協(xié)同作用。因此，作者以1 000MPa級高強鋼為對象，研究了淬火和回火溫度對試驗鋼力學(xué)性能與顯微組織的共同影響，提出了較為合理的熱處理工藝，并評價了試驗鋼在該熱處理工藝下的低溫沖擊韌性，為該級別工程機械用高強鋼的工業(yè)生產(chǎn)提供依據(jù)。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗用鋼采用100kg真空熔煉爐熔煉，金屬模鑄造，具體化學(xué)成分見表1，其碳當(dāng)量不大于0.58%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）。

表1 試樣用鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of test steel（mass） %

鋼錠經(jīng)鍛造后再機加工成90mm×90mm×100mm的熱軋方坯，然后將其在箱式電阻爐中加熱至1 200℃，保溫約2h，再用φ450mm兩輥可逆式熱軋機進行兩階段的控制軋制。奧氏體再結(jié)晶區(qū)軋制在1 000～1 150℃內(nèi)完成，每道次壓下率不低于20%；奧氏體未再結(jié)晶區(qū)開軋溫度為920℃，經(jīng)5道次軋制至8mm，累計壓下率不低于60%，終軋溫度控制在830～860℃。軋后利用層流冷卻設(shè)備以20～30℃·s－1的冷速將熱軋板冷卻至560～620℃，然后空冷至室溫。

根據(jù)文獻［12］計算得試驗鋼的Ac1和Ac3分別為740℃和830℃。將熱軋態(tài)試驗鋼分別加熱至790（雙相區(qū)），830，900，950，980 ℃進行淬火處理，保溫時間為30min［13］，之后水冷；然后再在250，300，350，400，450，500，530，560，600℃下進行回火處理，保溫時間為60min［14］。

1.2 試驗方法

拉伸性能測試在MTS 600KN型電液伺服萬能試驗機上進行，采用GB/T 228.1－2010中P9制取標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，試樣沿軋制方向截取，拉伸速度為0.3mm·min－1，取3個試樣的平均值，屈服強度取σp0.2；夏比沖擊試驗在ZBC2302-C型沖擊試驗機上進行，試樣采用V型缺口，試樣尺寸為7.5mm×10mm×55mm，取樣方向沿軋制方向，取3個試樣的平均值，沖擊試驗溫度為－20℃；另對經(jīng)優(yōu)化熱處理工藝處理后試驗鋼的低溫沖擊韌性進行測試，以測得試驗鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度，試驗溫度分別為10，0，－10，－20，－30，－40，－50，－60℃；采用GX51型倒立式光學(xué)顯微鏡觀察組織演化，腐蝕液為體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液；采用QUANT600型掃描電子顯微鏡觀察低溫沖擊試樣的斷口形貌。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 熱軋態(tài)鋼板的組織和力學(xué)性能

由圖1可知，熱軋態(tài)鋼板的顯微組織為變形拉長的白色細小鐵素體和破碎的珠光體，與文獻［15－16］一致。由于采用了兩階段的控制軋制工藝，熱軋態(tài)鋼板的晶粒非常細小，這為獲得綜合力學(xué)性能優(yōu)良的調(diào)質(zhì)鋼提供了前提條件。

圖1 熱軋板的顯微組織Fig.1 Microstructure of hot rolled plate

由表2可知，熱軋態(tài)鋼板具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能。

表2 熱軋態(tài)鋼板的力學(xué)性能Tab.2 Mechanical properties of hot rolled steel plate

2.2 熱處理工藝對力學(xué)性能的影響

從圖2可以看出，總體上，在同一淬火溫度下，隨著回火溫度的升高，屈服強度、抗拉強度降低，屈強比、伸長率和沖擊功增加；在790℃雙相區(qū)淬火時，試驗鋼的屈服強度、抗拉強度和屈強比明顯低于在其它溫度淬火下的，屈服強度比其它溫度淬火下的低250～300MPa，抗拉強度低100～150MPa，屈服強度降低的幅度遠大于抗拉強度的，這反映了雙相鋼屈服強度低、加工硬化能力強的特點。隨著淬火溫度升高，抗拉強度先升高后降低，在900℃時達到最大。在450℃以下回火時，隨著回火溫度升高，屈服強度緩慢下降；在450℃以上回火時，屈服強度下降較快。在450℃以下回火時，隨著回火溫度升高，沖擊功緩慢增長；在450℃以上回火時，沖擊功大幅增長。在整個回火過程中未出現(xiàn)第二回火脆性區(qū)［17－18］，這得益于合理的成分設(shè)計。在不同溫度淬火、并在600℃回火后試驗鋼的沖擊功相當(dāng)。

圖2 熱處理溫度對試驗鋼力學(xué)性能的影響Fig.2 Effects of heat treat temperature on yield strength（a），tensile strength（b），ratio of yield strength to tensile strengh（c），elongation（d）and impact energy（e）

根據(jù)圖2可知，在900℃淬火后，試驗鋼的屈服強度、抗拉強度，伸長率及沖擊韌性均較優(yōu)，且在500℃回火時屈服強度大于1 012MPa，伸長率為14%，－20℃沖擊功為104J，相對于GB/T 16270－2009中對Q960鋼的要求具有充足的富余量?？梢?，900℃淬火最為適宜。

2.3 熱處理工藝對顯微組織的影響

由圖3可以看處，在790℃淬火及不同溫度回火后，試驗鋼的組織由延展性較好的鐵素體和回火馬氏體組成，為典型的雙相鋼組織［19－20］，存在大尺寸的未溶鐵素體，熱軋形成的帶狀組織未完全消除。鐵素體的存在導(dǎo)致790℃淬火后的屈服強度、抗拉強度和屈強比明顯比其它淬火溫度下的低。雙相鋼在形變過程中，鐵素體首先發(fā)生塑性變形，并產(chǎn)生應(yīng)變硬化；隨著變形的進行，鐵素體變形受到周圍回火馬氏體和位錯的阻滯，從而產(chǎn)生較大的加工硬化，因此雙相鋼具有較大的應(yīng)變硬化指數(shù)，雙相鋼的這些特點使得其非常適合在成形性要求比較高的場合使用［21－22］。

由圖4可以看出，熱軋態(tài)鋼板在830℃淬火后，組織未完全奧氏體化，在450，530，560℃回火后存在少量細小的未溶鐵素體，560℃回火后組織為回火索氏體和少量鐵素體。

圖3 在790℃淬火、不同溫度回火后試驗鋼的顯微組織Fig.3 Microstructure of tested steel after quenching at 790 ℃followed by tempering at different temperatures

由圖5和圖6可以看出，在900，950℃淬火并在300，400℃回火后的組織為回火板條馬氏體，在450℃回火后的組織為回火索氏體，回火索氏體組織中大部分的馬氏體束仍保留著板條形狀。

圖4 在830℃淬火、不同溫度回火后試驗鋼的顯微組織Fig.4 Microstructure of tested steel after quenching at 830 ℃followed by tempering at different temperatures

圖5 在900℃淬火、不同溫度回火后試驗鋼的顯微組織Fig.5 Microstructure of tested steel after quenching at 900 ℃followed by tempering at different temperatures

圖6 在950℃淬火、不同溫度回火后試驗鋼的顯微組織Fig.6 Microstructure of tested steel after quenching at 950 ℃followed by tempering at different temperatures

圖7 在980℃淬火、不同溫度回火后試驗鋼的顯微組織Fig.7 Microstructure of tested steel after quenching at 980 ℃followed by tempering at different temperatures

從圖7可以看到，在980℃淬火并在500℃回火時組織轉(zhuǎn)化為回火索氏體，回火索氏體組織明顯粗化。淬火溫度主要影響合金元素的固溶程度和奧氏體晶粒尺寸［23］，進而影響淬火組織，最終造成力學(xué)性能的差異。一方面，隨淬火溫度升高，微合金鋼中的鉬、鉻、鈮和鈦等強碳化物形成元素的固溶量增多，在回火過程中會有更多的合金碳氮化物析出，有利于提高強度，同時碳化物的析出起到了抑制晶粒長大的作用［24］，從而在提高強度的同時也保持了良好的韌性。另一方面，淬火溫度越高，奧氏體晶粒尺寸就越大，淬火后得到的馬氏體板條束尺寸也就越大，對強度不利。對于本合金成分體系的鋼而言，顯然淬火溫度在830～950℃時，前者占據(jù)主導(dǎo)地位，會使強度隨淬火溫度上升而提高，但當(dāng)淬火溫度超過950℃以后，組織中的馬氏體板條進一步合并、長大，板條束尺寸變得更寬，粗化現(xiàn)象嚴(yán)重，從而使得強度降低。

在450℃以下回火時，組織基本保持了淬火態(tài)的板條束結(jié)構(gòu)，部分固溶碳原子以過渡碳化物形式直接析出，主要位于位錯團及板條邊界上，起到釘扎作用，對基體產(chǎn)生一定強化，因此在450℃以下回火時，屈服強度隨著回火溫度升高而緩慢下降。碳化物沿馬氏體板條邊界的的析出降低了基體組織的韌性，而同時回火過程中馬氏體板條內(nèi)位錯密度的降低又提高了基體組織的韌性，二者達到平衡，使得在450℃以下回火時，沖擊功隨著回火溫度升高而基本保持不變。當(dāng)回火溫度提高到450℃以上時，相鄰馬氏體板條會合并長大，部分發(fā)生分解；同時析出碳化物發(fā)生粗化和球化，釘扎作用減弱，導(dǎo)致屈服強度下降較快。馬氏體板條的粗化和分解，以及碳化物的粗化提高了基體組織的韌性，使得在450℃以上回火時，沖擊功隨回火溫度升高而大幅增加。

針對試驗鋼的不同用途，其優(yōu)化的回火溫度為450～500℃。

2.4 低溫沖擊韌性

由圖8可見，經(jīng)900℃淬火并500℃回火后，試驗鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度約為－50℃［25］。

由圖9可見，經(jīng)優(yōu)化熱處理工藝處理（900℃淬火并500℃回火）后，試驗鋼在－20℃下的沖擊斷口為韌性斷口，存在明顯的韌窩［26］，在－60℃下的沖擊斷口為準(zhǔn)解理斷口，為脆性斷口［27－28］。

3 結(jié) 論

（1）隨著淬火溫度的升高，試驗鋼的強度先增大后降低，并在900℃時達到峰值。

圖8 經(jīng)900℃淬火并500℃回火后試驗鋼沖擊功隨溫度的變化Fig.8 Impact energy vs temperature for tested steel after quenching at 900℃followed by termpering at 500℃

圖9 經(jīng)900℃淬火并500℃回火后試驗鋼在不同溫度下的沖擊斷口形貌Fig.9 Impact fracture morphology of tested steel at different temperatures after it was quenched at 900 ℃ and tempered at 500 ℃

（2）830℃以下淬火后，組織未完全奧氏體化，存在未溶鐵素體，組織為鐵素體和板條馬氏體雙相組織；900℃以上淬火后，組織已完全奧氏體化，為板條馬氏體；980℃淬火后，晶粒明顯粗化。

（3）在同一淬火溫度下，隨著回火溫度的升高，試驗鋼的強度降低，屈強比、伸長率和沖擊功增加；450℃以下回火時，隨著回火溫度的升高沖擊功基本保持不變，在450℃以上回火時，組織轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹚魇象w，沖擊韌性大幅提高。

（4）試驗鋼較優(yōu)的熱處理工藝為900℃淬火和500℃回火，在此工藝下熱處理后可獲得較優(yōu)的綜合力學(xué)性能，屈服強度為1 012MPa，抗拉強度為1 044MPa，伸長率為14%，－20℃沖擊功為104J；其韌脆轉(zhuǎn)變溫度為－50℃左右。

［1］鄭瑞，李飛.高強度工程機械用鋼板應(yīng)用現(xiàn)狀和發(fā)展前景［J］.冶金信息導(dǎo)刊，2010（2）：34-38.

［2］張萬山，秦瑞凱，楊永芹，等.785MPa級焊接用HQ80高強鋼板的特性［J］.機械工程材料，1993，17（5）：26-29.

［3］舞鋼調(diào)質(zhì)高強度鋼板［J］.寬厚板，2008，14（3）：1-2.

［4］錢亞軍，余偉，武會賓，等.熱處理對1 000MPa級工程機械結(jié)構(gòu)用鋼組織和性能的影響［J］.北京科技大學(xué)學(xué)報，2010，32（5）：599-604.

［5］康健，盧峰，王昭東，等.工程機械用960MPa級調(diào)質(zhì)鋼板的淬火工藝研究［J］.東北大學(xué)學(xué)報：自然科學(xué)版，2011，32（1）：52-55.

［6］孔德南，李靜宇，王立群，等.700MPa級高強鋼組織性能研究［J］.寬厚板，2011（6）：9-11.

［7］余偉，劉麗華，武會賓，等.工程機械用鋼Q800D/E直接淬火工藝研究及應(yīng)用［J］.鋼鐵，2011，46（12）：62-66.

［8］周平，楊建勛，李艷，等.冷卻速率對Q690D高強鋼低溫沖擊韌性的影響［J］.軋鋼，2011，28（6）：18-20.

［9］段爭濤，胡鑫，朱伏先，等.800MPa級高強鋼調(diào)質(zhì)工藝的研究［J］.鋼鐵研究，2011，39（6）：4-7.

［10］馬魯峰，郝洪德，姚強.低碳調(diào)質(zhì)高強鋼WQ960E實際生產(chǎn)中焊接工藝參數(shù)選擇［J］.金屬鑄鍛焊技術(shù)，2011，40（23）：198-199.

［11］韋明，侯彩霞，呂建會.110kg級經(jīng)濟型調(diào)質(zhì)鋼WQ960D工藝及性能研究［J］.寬厚板，2008（5）：26-31.

［12］KASATKIN O G.Calculation models for determining the critical points of steel［J］.Metal Science and Heat Treatment，1984，26（1/2）：27-31.

［13］蘇靜，楊雪玲.熱處理工藝中加熱時間的研究［J］.熱處理技術(shù)與裝備，2010，31（3）：31-41.

［14］莫之民，韓睿師.熱處理工藝及設(shè)備計算［M］.上海：上海交通大學(xué)出版社，1995：14-15.

［15］衣海龍，王曉南，杜林秀，等.710MPa級熱軋高強鋼的組織性能［J］.東北大學(xué)學(xué)報：自然科學(xué)版，2009，30（10）：1421-1428.

［16］衣海龍，徐洋，徐兆國，等低成本780MPa級熱軋高強鋼的組織與性能［J］.機械工程材料，2010，34（12）：37-39.

［17］高文山，張慶國，白宗奇.20MnSi螺紋鋼第二類回火脆性研究［J］.理化檢驗－物理分冊，1999，35（2）：68-69.

［18］馬建坡，朱志前.14Ni3CrMoV鍛鋼的回火脆性研究［J］.材料開發(fā)與應(yīng)用，2005，20（6）：9-12.

［19］馬鳴圖，吳寶榕.雙相鋼－物理和力學(xué)冶金［M］.北京：冶金工業(yè)出版社，1988：457-460.

［20］牛楓，趙愛民，趙征志，等.鉻對超高強冷軋雙相鋼相變和組織性能的影響［J］.鋼鐵研究學(xué)報，2010，22（7）：47-50.

［21］董毅，韓斌，時曉光，等.冷卻工藝對Si-Mn系熱軋雙相鋼組織和性能的影響［J］.鋼鐵，2001，46（10）：66-74.

［22］康永林.現(xiàn)代汽車板工業(yè)及成形理論與技術(shù)［M］.北京：冶金工藝出版社，2009：15-16.

［23］CARLSON MF，NARASIMHA B V，THOMAS G.The effect of austenitizing temperature upon the microstructure and mechanical properties of experimental Fe/Cr/C steels［J］.Metallurgical Transactions，A，1979，10（9）：1273-1284.

［24］MAROPOULOS S，RIDLEY N，KARAGIANNIS S.Structural variations in heat treated low alloy steel forgings［J］.Materials Science and Engineering：A，2004，380（1/2）：79-82.

［25］中國國家標(biāo)準(zhǔn)化管理委員.GB/T 229－2007。金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法［S］.

［26］張威虎，呂淑媛，張富春，等.超高強度結(jié)構(gòu)鋼的組織細化及韌性改善［J］.材料科學(xué)與工藝，2010.18（3）：442-444.

［27］李勝軍，任學(xué)沖，高克瑋，等.晶粒尺寸對車輪鋼解理斷裂韌性的影響［J］.北京科技大學(xué)學(xué)報，2011，33（9）：1105-1110.

［28］鄭華，劉昌明，韓榮東，等.960MPa級含鉬低碳鋼鉬含量與熱處理工藝的確定［J］.機械工程材料，2010，34（2）：8-11.