趙麗洋 劉東博 譙明亮 陳林恒 崔 強(qiáng) 王青峰，2

（1.燕山大學(xué)亞穩(wěn)材料制備技術(shù)與科學(xué)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河北 秦皇島 066004；2.燕山大學(xué)國(guó)家冷軋板帶裝備及工藝工程技術(shù)研究中心，河北 秦皇島 066004；3.南京鋼鐵股份有限公司，江蘇 南京 210035）

近年來(lái)，我國(guó)大力推進(jìn)“一帶一路”和交通強(qiáng)國(guó)戰(zhàn)略，一系列重大控制性交通工程建設(shè)已陸續(xù)實(shí)施，如港珠澳大橋、川藏鐵路、沿海高速鐵路、東南亞鐵路等。鋼橋作為重大交通工程控制性節(jié)點(diǎn)，呈多功能化、結(jié)構(gòu)大型化、工況復(fù)雜化的趨勢(shì)［1-2］，需要橋梁鋼材兼具高強(qiáng)韌性、優(yōu)異耐候性和高效易焊等綜合性能。其中，兼具高強(qiáng)（屈服強(qiáng)度不小于500 MPa，抗拉強(qiáng)度不小于630 MPa）、高韌（－40℃沖擊吸收能量不小于120 J）、低屈強(qiáng)比（屈強(qiáng)比不小于0.85）、易焊（熱影響區(qū)－40℃沖擊吸收能量不小于54 J）、耐候（耐候指數(shù)不小于6.5）等諸多高性能指標(biāo)［3］的Q500qENH耐候橋梁鋼是首選材料。但鋼材的高強(qiáng)度與低屈強(qiáng)比、高韌性與低屈強(qiáng)比等性能之間存在匹配矛盾，綜合性能難以調(diào)控，需要優(yōu)化設(shè)計(jì)合金成分和控軋控冷工藝［4-6］，以實(shí)現(xiàn)綜合性能的優(yōu)良匹配。

大量研究表明［7-8］：晶粒細(xì)化可有效提高強(qiáng)韌性，但是屈強(qiáng)比也隨之升高；雙相或多相組織調(diào)控可降低屈強(qiáng)比，目前鐵素體＋貝氏體等多相組織已經(jīng)成為低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)鋼的主控組織［9-10］。此外，高強(qiáng)貝氏體鋼中彌散分布的適度細(xì)化的M-A組元對(duì)提高強(qiáng)度、降低屈強(qiáng)比有顯著作用［11］。因此，合理設(shè)計(jì)鋼材的組織類型對(duì)實(shí)現(xiàn)綜合性能匹配具有重要意義。本文擬采用低碳、適量Si-Mn-Cr-Ni-Cu-Mo、微量Nb-V-Ti的成分設(shè)計(jì)和熱機(jī)械控制工藝（thermo mechanical control process，TMCP），獲得粒狀貝氏體、針狀鐵素體和適度細(xì)化的M-A組元多相復(fù)合組織，進(jìn)而獲得優(yōu)異綜合性能。

通過TMCP工藝生產(chǎn)多相復(fù)合組織類型的500 MPa級(jí)耐候橋梁鋼時(shí)，控冷工藝對(duì)最終組織和性能的影響較大［12］，且冷速難于控制。若冷速過大，組織中出現(xiàn)大量細(xì)化的板條貝氏體，組織細(xì)化程度較高，雖可獲得較高的強(qiáng)韌性，但屈強(qiáng)比也隨之升高，且鋼板內(nèi)部殘余內(nèi)應(yīng)力較高，易造成鋼板板形缺陷［13］，不利于焊接制造；若冷速較小，組織中出現(xiàn)大量較粗化的先共析鐵素體或珠光體，且M-A組元尺寸較大，雖可獲得較低的屈強(qiáng)比和殘余內(nèi)應(yīng)力，但組織細(xì)化程度較低，強(qiáng)度也大大降低，且組織類型較復(fù)雜，均勻性較差，耐蝕性降低［14］。目前，控制Q500qENH鋼獲得優(yōu)異組織類型的控冷工藝尚不明確，亟須研究其形變奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變行為，探明中溫轉(zhuǎn)變鐵素體軟相和M-A組元硬相的組織含量、形態(tài)在不同冷速下的變化規(guī)律，為優(yōu)選調(diào)控優(yōu)良軟硬相復(fù)合組織類型的控冷工藝窗口提供依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料和方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為南鋼工業(yè)生產(chǎn)的厚度為24 mm的Q500qENH試驗(yàn)鋼板，其化學(xué)成分如表1所示，顯微組織由粒狀貝氏體和針狀鐵素體組成。

表1 Q500qENH試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of the Q500qENH test steel（mass fraction） %

1.2 試驗(yàn)方法

從試驗(yàn)鋼板上取樣加工成φ6 mm×80 mm圓柱體試樣，在Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上模擬兩段控軋控冷過程，其工藝曲線如圖1所示。將試樣以10℃/s的速率加熱到1 180℃，保溫10 min后，以5℃/s的速率冷卻至1 080℃，再以1 s－1的應(yīng)變速率進(jìn)行壓縮變形，變形量為35%（第一階段變形工藝）；然后以5℃/s的速率冷卻至820℃，以1 s－1的應(yīng)變速率進(jìn)行壓縮變形，變形量為30%（第二階段變形工藝）；軋后再以不同冷速（1、2.5、5、10、15、25、40、50 ℃/s）冷卻至200 ℃以下。繪制冷卻過程中時(shí)間-溫度-膨脹量曲線，利用切線法確定相變的開始溫度和結(jié)束溫度。從熱模擬后試樣的均溫均勻變形區(qū)（熱電偶所在截面）切取金相試樣，經(jīng)磨、拋和腐蝕后，在金相顯微鏡（OM）和透射電鏡（TEM）下觀察組織，采用截線法統(tǒng)計(jì)鐵素體晶粒尺寸，采用圖像法統(tǒng)計(jì)各相含量；將金相試樣重新拋光后，測(cè)試維氏硬度（HV10），試驗(yàn)力為98 N，結(jié)合組織及硬度結(jié)果，繪制形變奧氏體CCT曲線。

圖1 試驗(yàn)鋼兩段控軋控冷工藝Fig.1 Two-stage controlled rolling and cooling process of test steel

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 形變奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線

Q500qENH鋼經(jīng)兩階段熱壓縮試驗(yàn)后的形變奧氏體CCT曲線如圖2所示。當(dāng)冷速較小時(shí)，奧氏體相變溫度Ar3和Ar1都較高，隨著冷速的增大，相變點(diǎn)溫度下降。當(dāng)冷速為1℃/s時(shí)，主要發(fā)生奧氏體高溫轉(zhuǎn)變，組織主要為多邊形鐵素體（PF）和珠光體（P），此外含有少量粒狀貝氏體（GB）；冷速增大到2.5～10℃/s時(shí)，過冷度增大，鐵素體相變驅(qū)動(dòng)力增大，鐵素體形態(tài)發(fā)生變化，多邊形鐵素體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铊F素體，珠光體逐漸消失；當(dāng)冷速增加到15℃/s時(shí)，組織中開始出現(xiàn)中溫轉(zhuǎn)變組織板條貝氏體（BF），晶粒細(xì)化；當(dāng)冷速在15～50℃/s時(shí)，隨著冷速的進(jìn)一步增加，板條貝氏體比例升高，鐵素體進(jìn)一步細(xì)化，且板條貝氏體內(nèi)含有高密度位錯(cuò)，因此試驗(yàn)鋼的硬度逐漸增加。

圖2 Q500qENH鋼經(jīng)兩階段熱壓縮試驗(yàn)后的形變奧氏體CCT曲線Fig.2 CCT curves of deformed austenite for the Q500qENH steel after two-stage hot compression test

2.2 冷速對(duì)試驗(yàn)鋼微觀組織的影響

Q500qENH鋼在不同冷速下的顯微組織如圖3所示。可以看出冷速對(duì)組織類型影響顯著［15］：當(dāng)冷速為1℃/s時(shí)，組織類型以多邊形鐵素體和珠光體為主，含有少量粒狀貝氏體；冷速增大到2.5～5℃/s時(shí)，多邊形鐵素體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铊F素體，同時(shí)粒狀貝氏體增多，珠光體逐漸消失［16］，此時(shí)組織為粒狀貝氏體、針狀鐵素體和少量多邊形鐵素體；冷速為5～15℃/s時(shí)，組織主要為粒狀貝氏體和針狀鐵素體；冷速增大到15℃/s，形成了少量板條貝氏體；冷速為15～50℃/s時(shí)，板條貝氏體逐漸增多，針狀鐵素體和粒狀貝氏體逐漸減少，形成了板條貝氏體為主、少量粒狀貝氏體和針狀鐵素體的多相混合組織，晶粒細(xì)化程度較高。

圖3 Q500qENH鋼經(jīng)兩階段熱壓縮后以不同速率冷卻后的顯微組織Fig.3 Microstructures of Q500qENH steel subjected to two-stage hot compression followed by cooling at different rates

Q500qENH鋼在不同冷速下的TEM形貌如圖4所示。當(dāng)冷速較小（1℃/s）時(shí)，組織為粗大的塊狀鐵素體、粒狀貝氏體和少量退化珠光體，如圖4（a）所示；在5℃/s冷速下，出現(xiàn)了針狀鐵素體，組織略有細(xì)化，M-A組元分布在鐵素體板條之間，如圖4（b）所示；在15℃/s冷速下，出現(xiàn)了板條貝氏體，形成了粒狀貝氏體、板條貝氏體和針狀鐵素體混合組織，如圖4（c）所示；當(dāng)冷速達(dá)到50℃/s時(shí)，組織主要為板條貝氏體，板條尺寸較小，板條貝氏體間還分布著小尺寸的M-A島，組織較細(xì)化，貝氏體板條上分布著高密度的位錯(cuò)，因此該冷速下組織硬度較高［17］。

圖4 Q500qENH鋼經(jīng)兩階段熱壓縮后以不同速率冷卻后的TEM形貌Fig.4 TEM morphologies of Q500qENH steel subjected to two-stage hot compression followed by cooling at different rates

2.3 冷速對(duì)試驗(yàn)鋼硬度的影響

Q500qENH鋼在不同冷速下的顯微硬度分布如圖5所示。可見隨著冷速的增大，試驗(yàn)鋼的硬度逐漸增加，這主要與組織類型變化有關(guān)。在1～5℃/s冷速范圍內(nèi)，硬度大幅度升高，這主要是組織中塊狀鐵素體和珠光體減少，粒狀貝氏體增多所致［18］。在5～25℃/s冷速范圍內(nèi)，硬度進(jìn)一步升高，這主要是組織逐漸細(xì)化，且板條貝氏體增多及其內(nèi)高密度位錯(cuò)所致。在冷速為25～50℃/s時(shí)，組織類型無(wú)明顯變化［19-20］，硬度增加幅度較小。

圖5 Q500qENH鋼的顯微硬度隨冷速的變化Fig.5 Variation in microhardness of Q500qENH steel with cooling rate

3 結(jié)論

（1）當(dāng)冷速為1℃/s時(shí)，Q500qENH 鋼的組織以多邊形鐵素體和珠光體為主；隨著冷速升高到2.5～5℃/s，鐵素體形態(tài)從多邊形轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧?，珠光體消失；冷速增大到10℃/s時(shí)，開始出現(xiàn)板條貝氏體。

（2）冷速在1～10℃/s時(shí)，鋼中塊狀鐵素體和珠光體逐漸減少，硬度大幅度提高；開始出現(xiàn)板條貝氏體，且板條逐漸細(xì)化，這是冷速為10～50℃/s時(shí)硬度進(jìn)一步升高的主要原因。

（3）結(jié)合CCT曲線及組織觀察，Q500qENH鋼的優(yōu)化控冷工藝窗口為5～15℃/s，在該冷速范圍內(nèi)形成了粒狀貝氏體、針狀鐵素體和M-A組元多相復(fù)合組織，組織較細(xì)且均勻性較好。