高强度钢Q800厚板在不同状态下的组织、性能和析出物形貌

赵文龙，孙蓟泉，武会宾，赵爱民，孙 薇

（北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083）

0 引言

传统的高强钢，如工程机械、船板和管线用钢，大都是靠损失韧性来提高强度的。现在，随着生产技术和设备的进步，人们更加注重借助加速冷却技术、微合金化技术和热处理工艺，通过控制低温转变组织而开发出兼具高强度和高韧性的钢材［1］。

随着工程机械、造船和石油天然气输送管线等行业向高参数化、轻量化和大型化方向的发展，对高强度钢的综合力学性能也提出了更高的要求。根据各种工程机械和船舶结构设计、建造的发展趋势，屈服强度在800 MPa以上的易焊接高强钢具有一定的市场需求，因此，对屈服强度在800 MPa以上的高强度钢的研制具有重要意义。

一般将厚度为25.0～100.0mm 的钢板称为厚板，目前对800 MPa级高强度钢厚板的研究还不深入，为此，作者以国内某钢厂试制的调质高强度钢Q800厚板为研究对象，对热轧态和调质态钢板的组织和性能进行了研究，重点分析了组织演变机理，旨在为开发高强、高韧厚钢板提供参考。

1 试样制备与试验方法

试验钢为国内某钢厂通过低碳微合金化技术、控轧控冷工艺和回火工艺试生产的高强度钢Q800厚板，其 化 学 成 分（质 量 分 数／%）为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）。

生产过程中，连铸坯的厚度为220mm，将其加热到1 200 ℃后保温2h，采用两阶段控轧，粗轧在完全再结晶温度区进行，终轧温度高于1 000 ℃，中间坯待温，目的是通过再结晶区反复再结晶充分细化奥氏体组织。精轧在非再结晶区进行，开轧温度低于920℃，目的是通过未再结晶区内的变形，使相变时的形核位置增加，细化晶粒。非再结晶区累积变形量大于60%，终轧温度为850 ℃，轧后厚度为55mm。控轧后厚板进入层流冷却系统，冷却速率为5～10 ℃·s－1，终冷温度在420～500 ℃。轧制后的钢板加热至700 ℃保温2.5h，然后空冷至室温，回火得到调质态试验钢。

在试验钢板厚1／4处和1／2处截取金相试样观察其轧向形貌；对不同状态的试样分别进行拉伸性能测试、－20 ℃冲击性能及硬度测试，均取3个试样的平均值。

通过萃取复型技术，对试验钢析出的第二相粒子进行分析。

2 试验结果与讨论

2.1 力学性能

从表1中可以看出，调质态试验钢的各项性能均符合GB／T 16270－2009 的要求，但与热轧态的相比，抗拉强度降低了5.2%，屈服强度降低了3.1%，伸长率显著提高，增幅达到了53.8%，低温冲击功降低了14.5%。

表1 试验钢的力学性能Tab.1 Mechanical properties of tested steel

由图1可见，热轧态试验钢横截面上的硬度波动较大，表面与心部相差较大；调质态试验钢横截面上的硬度相差较小。

图1 试验钢横截面上的硬度分布Fig.1 Hardness distribution on cross section of tested steel：（a）in hot－rolled state and（b）in quenched and tempered state

2.2 显微组织

从图2可以看出，热轧态试验钢板厚1／4处的组织中保留了部分原始奥氏体晶界，原始奥氏体晶粒被特定取向的贝氏体板条分割开；板厚1／2处的组织为粒状贝氏体和多边形铁素体；板厚1／4处和1／2处的组织中均存在大量M／A 岛，M／A 岛分布在贝氏体铁素体界面和晶界。M／A 岛的形成是由于在相变过程中，碳原子从刚形成的贝氏体基体向未相变的奥氏体中扩散，从而使得未发生相变的奥氏体内逐渐富碳，在冷却速率达到一定程度时，部分奥氏体切变为马氏体组织，而另外一部分则以残余奥氏体的形式存留下来，二者紧密结合在一起形成富碳的M／A 岛，M／A 岛为非稳定相，在回火时会发生转变。

图2 热轧态试验钢在不同厚度处的组织形貌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

由图2（e），（f）还可见，1／2板厚处有许多相互平行、宽度约为200nm 的高密度位错板条束组成的板条贝氏体，板条界面为小角度晶界。由于板条贝氏体组织具有较高的位错密度，对材料的强度贡献较大，并且裂纹扩展时需要穿过这些紧密排列的板条束，所以在强度提高的同时并没有损害试验钢的韧性。板条紧密排列，变形抗力较大，塑性较差；板条宽度大小不均，取向不同，界面为大角度晶界，并且在板条交界处有M／A 岛。

由图3可见，调质态试验钢的组织与热轧态的有显著的不同，M／A 岛数量大幅减少，且不连续；板厚1／4处的板条明显粗化，板条束之间为大角度晶界；板厚1／2 处的组织为粒状贝氏体及大块多边形铁素体，其板条宽度大于400nm，板条内位错密度大幅降低，并且板条间界面有相互吞噬之势，有些界面已不明显，板条间还有条状碳化物析出。

图3 调质态试验钢在不同厚度处的组织形貌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

由图4可见，热轧态与调质态试验钢中析出的第二相粒子有长方形、正方形、椭圆形、圆形及不规则形。热轧态中的析出物数量较少，尺寸多数小于200nm；调质态中的析出物数量较多，部分析出物的尺寸较大，甚至超过了500nm。

图4 不同状态试验钢中析出物的TEM 形貌Fig.4 TEM morphology of precipitates in the tested steel in hot－rolled（a）and quenched and tempered（b）

由图5可见，大部分细小弥散的析出物为铌和钛的碳氮化合物，体积较大的析出物中钛的原子分数远远大于铌的，而细小析出物中铌的含量则显著提高。

钢在奥氏体化阶段，因硼原子在晶界偏聚，降低了界面能，减弱了铁原子在奥氏体晶界的自扩散能力，而铁素体的形核速率与铁原子的跃迁频率成正比，能推迟铁素体的形核，在表面冷速为6～8 ℃·s－1时即可获得板条贝氏体和粒状贝氏体等低温转变组织。但心部（1／2厚度处）的冷速缓慢，相变温度点升高，进入铁素体相变区，故心部组织为多边形铁素体、针状铁素体和粒状贝氏体的混合组织。钢中的M／A 岛为非稳相，由于马氏体的存在显著提高了钢的强度。在高温回火过程中，马氏体中过饱和的碳由于热激活作用开始扩散，以高密度位错板条作为通道进行长程扩散，当间隙处富碳达到一定程度时即可形核，渗碳体在板条间隙处聚集长大，形成片层状渗碳体析出物。贝氏体向更加稳定的多边形铁素体转变，增加了基体与硬相的变形协调性，伸长率显著提高。同时，除了先析出的铌和钛的碳氮化物类型的第二相粒子长大外，回火过程中还有更细小的析出物析出［2］，由于此时析出的第二相粒子尺寸细小，对屈服强度贡献较大。

图5 调质态试验钢中析出物的SEM 形貌及EDS谱Fig.5 SEM morphology of precipitates in quenched and tempered tested steel（a）and EDS spectra of points 1（b）and 2（c）

3 结论

（1）热轧态及调质态高强度钢Q800厚板的性能完全满足GB／T 16270－2009的要求；与热轧态相比，调质态试验钢的抗拉强度和屈服强度均降低，但伸长率显著提高，横截面上的硬度波动较小。

（2）热轧态试验钢在板厚1／4处的组织有发达的板条贝氏体和粒状贝氏体，1／2厚度处的组织则为粒状贝氏体和多边形铁素体，有大量M／A 岛存在于基体中；调质态钢中M／A 岛数量大幅减少，边部板条组织更加粗大，心部组织为多边形铁素体和粒状贝氏体。

（3）试验钢中析出物主要为铌和钛的碳氮化物；热轧态钢中析出物的数量较少，调质态钢中的析出物数量较多，且部分析出物尺寸有长大的趋势。

［1］王有铭，李曼云，韦光.钢铁的控制轧制和控制冷却［M］.北京：冶金工程出版社，2009.

［2］雍岐龙.钢铁材料中的第二相［M］.北京：冶金工业出版社，2006.