高强度低碳贝氏体钢工艺和组织对性能的影响

D01:10.13374j.isml00103x2006.08.006 第28卷第8期 北京科技大学学报 Vol.28 Na 8 2006年8月 Journal of University of Science and Technology Beijing Aug.2006 高强度低碳贝氏体钢工艺和组织对性能的影响 聂概)董文龙2”赵运堂D尚成嘉》侯华兴2” 贺信莱1 1)北京科技大学材料科学与工程学院。北京1000832)鞍山钢铁集团公司鞍山114021 摘要通过对M一C一N一B系列低碳贝氏体钢的等温转变及连续冷却转变组织的研究。发现 该系列微合金钢在500~700℃可发生多种类型中温组织转变.冷却速度和终冷温度对最终组织 类型和性能有很大影响，终冷温度控制在630℃可得到准多边形铁素体、粒状贝氏体和细小M/A 组元的混合组织，该类型组织屈服强度可达到6O0MPa且具有较好的塑性和低温冲击性能.在了 解低碳贝氏体钢组织转变特点的基础上，利用冷却制度控制中温转变组织类型能优化低碳贝氏体 钢的性能. 关键词中温转变组织：控制冷却；低碳贝氏体：准多边形铁素体 分类号TG142.1 碳及其他合金元素是低合金钢的主要强化元 学性能有至关重要的影响.通过等温及连续冷却 素，但随着C含量及合金元素的增加，其焊接性 实验，研究了微合金钢的中温组织转变特征，通 能会下降刂，为改善焊接性能钢中碳含量需大 过将各类中温转变组织控制规律应用于工业生产 幅度下降，低碳贝氏体钢的发展，使这种趋势更为 的控轧控冷工艺，实现对高强度，低碳贝氏体钢的 明显.为了实现新一代超细化、低成本节能型 组织优化和性能控制. 钢种的开发，发展了低碳贝氏体钢的组织细化与 1 组织控制技术，实现了中温转变组织超细化及性 实验过程 能的大幅度提高3一.低碳贝氏体钢生产时常采 实验钢在大生产转炉上治炼，共治炼了三个 用控轧、控冷技术，因此钢中主要是各类中温转变 成分的低碳贝氏体钢，经过工业轧机轧制成20 组织，关于这类组织的分类及定义己有大量研 mm厚钢板，采用两阶段控轧，终轧温度850℃ 究？.连续快速冷却下低碳微合金钢最终组织形 轧后空冷到780~800℃然后分别加速冷却到特 态为粒状贝氏体、板条状贝氏体、针状铁素体、M/ 定返红温度，再自然空冷至室温.实验钢的化学 A岛和板条马氏体等几种非平衡组织的混合组 成分如表1所示，其中1,2钢含M0,且1钢 织.钢的成分、相变前奥氏体晶粒状态、奥氏体在 各成分含量均较高，3钢中不含Mo.钢板的金 非再结晶温度区的变形、冷却速度等对中温转变 相组织和力学性能按标准分别进行了表征·从钢 组织形态影响很大6-网，不同组织形态的力学行 坯上取样，在1150℃加热后锻成圆棒.试样加工 为也不同90.在生产低碳贝氏体钢的生产实践 为尺寸中3mm×10mm,其一端打2mm×2mm 中，微合金成分设计，控轧，特别是加速冷却工艺 焊接孔，利用FOMASTOR热膨胀仪测定不同冷 制度（包括终冷反红温度）等对钢板微观组织和力 却速度对应的相变点并且进行等温模拟实验.实 表1实验钢化学成分质量分数) Table 1 Chemical composition of experimantal steels % No C Si Mn Mo Cu Ni Nb Ti B 1 0.080 0.35 1.48 0.260 0.42 0.23 0.056 0.02 0.0013 0.044 0.27 1.48 0.097 0.39 0.26 0.037 0.017 0.0018 0.038 0.49 1.45 0.18 0.14 0.042 0.02 0.0018 验方案如下：(1)试样加热至1000℃保温120s 收稿日期：2005-05-23修回日期.20050906 基金项目：国家高技术研究“8③计划”资助项目(Na 奥氏体化后，以0.5~30℃·s1不同冷速冷至室 200BAA331020) 温；2)试样加热至1000℃保温120s,快速冷却 作者简介：聂器(1978一人男.博士研究生：尚成嘉(1963一)， (大于60℃8，气淬)至670,620,530,480℃后 男.教授，博士

高强度低碳贝氏体钢工艺和组织对性能的影响 聂 1) 董文龙2) 赵运堂1) 尚成嘉1) 侯华兴2) 贺信莱1) 1)北京科技大学材料科学与工程学院, 北京 100083 2)鞍山钢铁集团公司, 鞍山 114021 摘 要 通过对 Mn-Cu-Nb-B 系列低碳贝氏体钢的等温转变及连续冷却转变组织的研究, 发现 该系列微合金钢在 500～ 700 ℃可发生多种类型中温组织转变.冷却速度和终冷温度对最终组织 类型和性能有很大影响, 终冷温度控制在 630 ℃, 可得到准多边形铁素体、粒状贝氏体和细小 M/A 组元的混合组织, 该类型组织屈服强度可达到 600 MPa, 且具有较好的塑性和低温冲击性能.在了 解低碳贝氏体钢组织转变特点的基础上, 利用冷却制度控制中温转变组织类型能优化低碳贝氏体 钢的性能. 关键词 中温转变组织;控制冷却;低碳贝氏体;准多边形铁素体 分类号 TG 142.1 收稿日期:2005 05 23 修回日期:2005 09 06 基 金 项 目:国 家 高 技 术 研 究“ 863 计 划” 资 助 项 目 (No. 2003AA331020) 作者简介:聂 (1978—), 男, 博士研究生;尚成嘉(1963—), 男, 教授, 博士 碳及其他合金元素是低合金钢的主要强化元 素,但随着 C 含量及合金元素的增加, 其焊接性 能会下降[ 1] .为改善焊接性能, 钢中碳含量需大 幅度下降 ,低碳贝氏体钢的发展,使这种趋势更为 明显[ 2] .为了实现新一代超细化、低成本节能型 钢种的开发 ,发展了低碳贝氏体钢的组织细化与 组织控制技术, 实现了中温转变组织超细化及性 能的大幅度提高 [ 3 4] .低碳贝氏体钢生产时常采 用控轧、控冷技术,因此钢中主要是各类中温转变 组织, 关于这类组织的分类及定义已有大量研 究 [ 5] .连续快速冷却下低碳微合金钢最终组织形 态为粒状贝氏体 、板条状贝氏体 、针状铁素体 、M/ A 岛和板条马氏体等几种非平衡组织的混合组 织.钢的成分 、相变前奥氏体晶粒状态、奥氏体在 非再结晶温度区的变形 、冷却速度等对中温转变 组织形态影响很大[ 6 8] , 不同组织形态的力学行 为也不同[ 9 10] .在生产低碳贝氏体钢的生产实践 中,微合金成分设计 ,控轧, 特别是加速冷却工艺 制度(包括终冷反红温度)等对钢板微观组织和力 学性能有至关重要的影响 .通过等温及连续冷却 实验 ,研究了微合金钢的中温组织转变特征 .通 过将各类中温转变组织控制规律应用于工业生产 的控轧控冷工艺,实现对高强度,低碳贝氏体钢的 组织优化和性能控制 . 1 实验过程 实验钢在大生产转炉上冶炼 , 共冶炼了三个 成分的低碳贝氏体钢, 经过工业轧机轧制成 20 mm 厚钢板 , 采用两阶段控轧 , 终轧温度 850 ℃, 轧后空冷到 780 ～ 800 ℃,然后分别加速冷却到特 定返红温度, 再自然空冷至室温 .实验钢的化学 成分如表 1 所示 , 其中 1 #, 2 #钢含 Mo , 且 1 #钢 各成分含量均较高 , 3 #钢中不含 Mo .钢板的金 相组织和力学性能按标准分别进行了表征 .从钢 坯上取样, 在 1 150 ℃加热后锻成圆棒.试样加工 为尺寸 3 mm ×10 mm , 其一端打 2 mm ×2 mm 焊接孔 ,利用 FOMASTO R 热膨胀仪测定不同冷 却速度对应的相变点并且进行等温模拟实验 .实 表 1 实验钢化学成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of experimantal steels % No. C S i Mn Mo Cu Ni Nb Ti B 1 0.080 0.35 1.48 0.260 0.42 0.23 0.056 0.02 0.001 3 2 0.044 0.27 1.48 0.097 0.39 0.26 0.037 0.017 0.001 8 3 0.038 0.49 1.45 — 0.18 0.14 0.042 0.02 0.001 8 验方案如下:(1)试样加热至 1 000 ℃, 保温 120 s 奥氏体化后 , 以 0.5 ～ 30 ℃·s -1不同冷速冷至室 温;(2)试样加热至 1 000 ℃保温 120 s,快速冷却 (大于 60 ℃·s -1 , 气淬)至 670 , 620 , 530 , 480 ℃后 第 28 卷 第 8 期 2006 年 8 月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol .28 No.8 Aug.2006 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2006.08.006

。734 北京科技大学学报 2006年第8期 等温不同时间后，再快速气淬（大于60℃·s)至 900s试样的组织主要为针状铁素体，铁素体针彼 室温.电镜试样制备用5%的高氯酸乙醇溶液在 此独立生长：480℃等温900s的组织为板条贝氏 一30℃进行电解双喷减薄，金相试样抛光后用 体. 3%硝酸无水乙醇溶液侵蚀. 经530℃等温出现的针状铁素体的组织形貌 2实验结果与分析 (如图2(a)特征为：针状铁素体位错密度相对较 低，内部不含粒状第二相，针内部未发现亚结构单 2.1等温处理组织特征 元，针状铁素体板条具有弯折形状，板条宽度在 对表1中的1成分钢等温实验后，样品金相 1~2m以上，长度达到5~6m.针状铁素体之 组织如图1所示.在670℃等温200s后组织为多 间为等温后淬火时转变的板条组织.针状铁素体 边形铁素体和残留奥氏体的淬火组织，热膨胀数 和交叉分布的针状铁素体彼此互相连接，分割了 据显示开始转变的时间大于200s:而在620℃，等 原奥氏体晶粒，细化了有效晶粒.而480℃等温 温200s时晶内晶界出现大量的准多变形铁素体， 900s后，由TEM形貌（如图2(b)可见明显的贝 残留奥氏体淬火时转变成的马氏体：530℃等温 氏体板条束，且M/A组织变得非常细小或转变 20m 20m 20m 图11F钢不同温度和等温时间下的金相组织.(a)670℃等温200s(b)620℃等温200s(c)530℃等温900s:(d)480℃等温900s Fig.1 Microstructures of 1steel isothermally treated at (a)670 C for 600s;(b)620C for 200s:(c)530C for 900s and (d)480 ℃for900s b 2 um 0.5um 图21钢530℃等温900s形成的针状铁素体(a)和480℃等温900s晶界处的板条贝氏体(b)的TEM形貌 Fig.2 TEM micrographs of the acicular ferrite formed isothermally at 530 C for 900s(a),and the lath like bainite formed isothermal- yat480℃for900s(b)

等温不同时间后 ,再快速气淬(大于 60 ℃·s -1)至 室温.电镜试样制备用 5 %的高氯酸乙醇溶液在 -30 ℃进行电解双喷减薄, 金相试样抛光后用 3 %硝酸无水乙醇溶液侵蚀. 2 实验结果与分析 2.1 等温处理组织特征 对表 1 中的 1 #成分钢等温实验后 ,样品金相 组织如图1 所示 .在 670 ℃等温 200 s 后组织为多 边形铁素体和残留奥氏体的淬火组织 , 热膨胀数 据显示开始转变的时间大于 200s ;而在 620 ℃,等 温200 s 时晶内晶界出现大量的准多变形铁素体, 残留奥氏体淬火时转变成的马氏体;530 ℃等温 900 s 试样的组织主要为针状铁素体 ,铁素体针彼 此独立生长 ;480 ℃等温 900 s 的组织为板条贝氏 体. 经 530 ℃等温出现的针状铁素体的组织形貌 (如图 2(a))特征为:针状铁素体位错密度相对较 低,内部不含粒状第二相 ,针内部未发现亚结构单 元, 针状铁素体板条具有弯折形状 , 板条宽度在 1 ～ 2 μm 以上, 长度达到5 ～ 6 μm .针状铁素体之 间为等温后淬火时转变的板条组织 .针状铁素体 和交叉分布的针状铁素体彼此互相连接 ,分割了 原奥氏体晶粒 , 细化了有效晶粒 .而 480 ℃等温 900 s 后 ,由 TEM 形貌(如图 2(b))可见明显的贝 氏体板条束, 且 M/A 组织变得非常细小或转变 图 1 1 #钢不同温度和等温时间下的金相组织.(a)670 ℃等温 200 s;(b)620 ℃等温 200 s;(c)530 ℃等温900 s;(d)480 ℃等温 900 s Fig.1 Mi crostructures of 1 #steel isothermally treated at (a)670 ℃ for 600 s;(b)620 ℃ for 200 s;(c)530℃ for 900 s;and(d)480 ℃for 900 s 图 2 1 #钢 530 ℃等温 900 s 形成的针状铁素体(a)和 480 ℃等温 900 s晶界处的板条贝氏体(b)的 TEM 形貌 Fig.2 TEM micrographs of the acicular ferrite formed isothermally at 530 ℃for 900 s(a), and the lath-like bainite formed isothermal￾ly at 480 ℃ for 900 s(b) · 734 · 北 京 科 技 大 学 学 报 2006 年第 8 期

Vol.28 No.8 聂侧等：高强度低碳贝氏体钢工艺和组织对性能的影响 ·735· 为薄膜状，贝氏体板条内有较高的位错密度，板 发生针状铁素体转变，而在480℃等温组织主要 条宽度为0.5m以下，板条平直且彼此平行排 为板条贝氏体.可见该1#钢通过控制等温工艺 列. 可得到三类中温转变组织，即准多边形铁素体，针 由以上等温转变结果分析可知，由于该成分 状铁素体和板条状贝氏体 的低碳微合金钢含有Mn,Nb,Mo,Cu,B等微合 22连续冷却组织 金元素.这些元素在很大程度上抑制晶界铁素体 由图3可见：1℃·s冷却试样的组织主要为 的形核，在670℃等温200s以内，铁素体很难形 粒状贝氏体和准多边形铁素体；而3℃·s冷却 成.经较长时间等温，才有等轴铁素体的形成，表 试样的组织主要为粒状贝氏和少量的板条贝氏体 明这类钢等轴铁素体转变的孕育期很长.当在 铁素体；当冷却速度为10℃s1主要为板条贝氏 620℃等温200s时，基体中出现了少量准多边形 体和少量粒状贝氏体，且冷速越高(30℃·s1), 铁素体，分布比较弥散：另外，在530℃等温主要 板条越细. b 60μm 60 um 30 um 30m 图3不同冷却速度下2钢连续冷却试样的金相组织.(1℃·s1:(b3℃·s:(c)10℃·s1:(d)30℃·s-1 Fig.3 Microstructures of 2steel at different continuous cooled speeds (a)1 C-s(b)3 Cs1 (c)10C-s-;(d)30 Cs 3钢中未添加Mo,而Cu,Ni也比2钢的含 对比2钢和3钢，由于存在一定的成分差 量低.由图4可以看出：当冷却速度为1℃·s1 异，因此在相同的冷却过程下，相变产物却有所差 时，连续转变组织主要是铁素体和珠光体，可见在 别.通过改变冷却制度，可以控制得到相应的组 低冷速条件下，将不可避免的出现大量铁素体和 织类型和数量.一般来说，对于3钢，当冷却速 一定量珠光体组织：当冷却速度为5℃·s时，除 度大于10℃·s1时，可抑制铁素体珠光体转变 有等轴铁素体外，还有准多边形铁素体，针状铁素 得到准多边形铁素体，粒状贝氏体和较细小的 体和粒状贝氏体组织，在各类铁素体边缘，有不规 M/A组元：冷却速度越高，粒状贝氏体越多，M/A 则形状的M/A岛或退化珠光体9；当冷却速度 组元越小且分散并出现少量板条贝氏体.而对于 为10℃s1,主要组织为粒状贝氏体及少量准多 有Mo且其他微合金成分均较高的2钢，则在3 边形体素体.进一步提高冷却速度(30℃·s1, ℃·s以上的冷却速度就可得到以粒状贝氏体为 将出现板条贝氏体，该情况下板条贝氏体比同冷 主的连续冷却组织，随着冷却速度的升高，粒状贝 速下2“钢的板条要宽，另外粒状贝氏体比例 氏体增多，同时出现板条状贝氏体，M/A组元更 较多 加弥散细小，呈取向分布间或出现薄膜状M/A

为薄膜状 , 贝氏体板条内有较高的位错密度, 板 条宽度为 0.5 μm 以下 , 板条平直且彼此平行排 列. 由以上等温转变结果分析可知 ,由于该成分 的低碳微合金钢含有 M n , Nb , Mo , Cu , B 等微合 金元素.这些元素在很大程度上抑制晶界铁素体 的形核 ,在 670 ℃等温 200 s 以内 ,铁素体很难形 成.经较长时间等温 ,才有等轴铁素体的形成 ,表 明这类钢等轴铁素体转变的孕育期很长.当在 620 ℃等温 200s 时, 基体中出现了少量准多边形 铁素体 ,分布比较弥散;另外 , 在 530 ℃等温主要 发生针状铁素体转变 , 而在 480 ℃等温组织主要 为板条贝氏体 .可见该 1 #钢通过控制等温工艺 可得到三类中温转变组织 ,即准多边形铁素体,针 状铁素体和板条状贝氏体 . 2.2 连续冷却组织 由图 3 可见 :1 ℃·s -1冷却试样的组织主要为 粒状贝氏体和准多边形铁素体 ;而 3 ℃·s -1冷却 试样的组织主要为粒状贝氏和少量的板条贝氏体 铁素体;当冷却速度为 10 ℃·s -1主要为板条贝氏 体和少量粒状贝氏体 , 且冷速越高(30 ℃·s -1), 板条越细 . 图 3 不同冷却速度下 2 #钢连续冷却试样的金相组织.(a)1 ℃·s -1 ;(b)3 ℃·s -1 ;(c)10 ℃·s -1 ;(d)30 ℃·s -1 Fig.3 Microstructures of 2 #steel at different continuous cooled speeds:(a)1 ℃·s -1 ;(b)3 ℃·s -1 ;(c)10 ℃·s -1 ;(d)30 ℃·s -1 3 #钢中未添加 Mo ,而 Cu , Ni 也比 2 #钢的含 量低.由图 4 可以看出:当冷却速度为 1 ℃·s -1 时,连续转变组织主要是铁素体和珠光体,可见在 低冷速条件下, 将不可避免的出现大量铁素体和 一定量珠光体组织;当冷却速度为 5 ℃·s -1时 ,除 有等轴铁素体外 ,还有准多边形铁素体 ,针状铁素 体和粒状贝氏体组织 ,在各类铁素体边缘,有不规 则形状的 M/A 岛或退化珠光体[ 4] ;当冷却速度 为 10 ℃·s -1 ,主要组织为粒状贝氏体及少量准多 边形体素体 .进一步提高冷却速度(30 ℃·s -1), 将出现板条贝氏体 , 该情况下板条贝氏体比同冷 速下 2 #钢的板条要宽, 另外粒状贝氏体比例 较多 . 对比 2 #钢和 3 #钢 ,由于存在一定的成分差 异,因此在相同的冷却过程下 ,相变产物却有所差 别.通过改变冷却制度 ,可以控制得到相应的组 织类型和数量 .一般来说 , 对于 3 #钢, 当冷却速 度大于 10 ℃·s -1时, 可抑制铁素体珠光体转变, 得到准多边形铁素体 , 粒状贝氏体和较细小的 M/A 组元;冷却速度越高,粒状贝氏体越多, M/A 组元越小且分散并出现少量板条贝氏体 .而对于 有 Mo 且其他微合金成分均较高的 2 #钢 ,则在 3 ℃·s -1以上的冷却速度就可得到以粒状贝氏体为 主的连续冷却组织, 随着冷却速度的升高,粒状贝 氏体增多,同时出现板条状贝氏体, M/A 组元更 加弥散细小,呈取向分布间或出现薄膜状 M/A . Vol.28 No.8 聂 等:高强度低碳贝氏体钢工艺和组织对性能的影响 · 735 ·

。736· 北京科技大学学报 2006年第8期 30 jm 30m 30μm 30 jm 图43钢连续冷却试样的金相组织.(a)1℃s:(b)5℃~s:(c10℃-s-(d30℃~g1 Fig.4 Microstructures of 3 steel at different continuous cooling speeds:(a)1 C.s-(b)5 C-s (c)10 C.s-;(d)30C-s- 2.3低碳贝氏体钢的工艺、组织和性能 下降了100MPa,而延伸率增加到20%以上. 由低碳贝氏体钢的等温组织转变和连续转变 图6显示了3钢不同终冷返红温度工艺后 组织的变化规律可见，冷却工艺对贝氏体钢组织 的力学性能的变化.对于该成分钢，由于未添加 影响很大，不同的冷却工艺会得到不同类型的组 M0,屈服强度较低，返红温度为625℃时，屈服强 织.工业实践中对2钢采用两阶段控制轧制工 度为600MPa该条件下的延伸率达到20%左右： 艺，850℃终轧，加速冷却，返红温度分别为280， 当终冷返红温度进一步提高，拉伸与屈服强度呈 585和667℃.图5是几种工艺下的力学性能. 下降趋势，675℃返红时的屈服强度只有 由图可见：加速冷却到585℃以下，强度较高，屈 450MPa随返红温度继续增高，延伸率有所提 服强度达到700MPa以上，当加速冷却到280℃ 高，所有返红温度下延伸率均超过了20%. 时抗拉强度略有提高.不过，轧态钢板的延伸率 较低，只有10%左右.当终冷返红温度升高到 700 667C时，屈服强度下降到600MPa,拉伸强度也 900 50 40 600 800 40 7004 30 6 400 20 500 20 300 400 620 630 640 650 660 10 T/℃ 300 250300350400450500550600650708 图63钢采用工业大生产工艺实验轧制的力学性能 7 Fig 6 Mechanical properties of 3steel 由图7(a)和(b)可见，在280和565℃两个返 图52#钢采用工业大生产工艺实验轧制的力学性能 红温度范围内，2”钢轧态组织主要为板条贝氏 Fig,5 Mechanical properties of 2steel 体.在图7(a)的冷却工艺中，终冷温度己经达到

图4 3 #钢连续冷却试样的金相组织.(a)1 ℃·s -1 ;(b)5 ℃·s -1 ;(c)10 ℃·s -1 ;(d)30 ℃·s -1 Fig.4 Microstructures of 3 # steel at different continuous cooling speeds:(a)1 ℃·s -1 ;(b)5 ℃·s -1 ;(c)10 ℃·s -1 ;(d)30 ℃·s -1 图 5 2 #钢采用工业大生产工艺实验轧制的力学性能 Fig.5 Mechanical properties of 2 # steel 2.3 低碳贝氏体钢的工艺、组织和性能 由低碳贝氏体钢的等温组织转变和连续转变 组织的变化规律可见 , 冷却工艺对贝氏体钢组织 影响很大, 不同的冷却工艺会得到不同类型的组 织.工业实践中对 2 #钢采用两阶段控制轧制工 艺, 850 ℃终轧, 加速冷却, 返红温度分别为 280 , 585 和 667 ℃.图 5 是几种工艺下的力学性能. 由图可见:加速冷却到 585 ℃以下, 强度较高, 屈 服强度达到 700 MPa 以上, 当加速冷却到 280 ℃ 时抗拉强度略有提高 .不过, 轧态钢板的延伸率 较低, 只有 10 % 左右 .当终冷返红温度升高到 667 ℃时,屈服强度下降到 600 M Pa ,拉伸强度也 下降了 100 M Pa ,而延伸率增加到 20 %以上. 图6 显示了 3 #钢不同终冷返红温度工艺后 的力学性能的变化 .对于该成分钢 , 由于未添加 Mo ,屈服强度较低 ,返红温度为 625 ℃时, 屈服强 度为 600 M Pa ,该条件下的延伸率达到 20 %左右; 当终冷返红温度进一步提高, 拉伸与屈服强度呈 下降 趋势 , 675 ℃ 返红 时 的 屈 服 强度 只 有 450 M Pa;随返红温度继续增高, 延伸率有所提 高,所有返红温度下延伸率均超过了 20 %. 图 6 3 #钢采用工业大生产工艺实验轧制的力学性能 Fig.6 Mechanical properties of 3 # steel 由图 7(a)和(b)可见, 在280 和 565 ℃两个返 红温度范围内, 2 #钢轧态组织主要为板条贝氏 体.在图 7(a)的冷却工艺中, 终冷温度已经达到 · 736 · 北 京 科 技 大 学 学 报 2006 年第 8 期

Vol.28 No.8 聂等：高强度低碳贝氏体钢工艺和组织对性能的影响 ·737。 贝氏体转变温度以下，组织为很细的板条贝氏体 粒贝团之间的较大块的M/A组元或退化珠光体 铁素体，板条之间M/A组元呈薄膜状.当冷却返 (见图7(d)).对比图5所显示的力学性能可见， 红温度为5650时，轧态组织仍然为板条贝氏体. 高返红温度工艺由于形成了粒状贝氏体组织所 由图7()可见，由于终冷温度高，还未进入贝氏 以塑性得到明显提高，不过，强度下降明显，同时 体转变温度区，因此轧态组织类似空冷状态的组 由于基体中有大块的M/A组元，也使得低温冲 织，主要为粒状贝氏体，少量准多边形铁素体和在 击性能下降1四 4 um 图72#钢在280℃(a,565℃C(b)和675℃(c)返红后的轧态组织.(dD为(c)试样的SEM像 Fig.7 Microstructures of 2rolling steel at differentend temperature of rapid coding (a)280 C.(b)565C.and (c)675 C:(d)SEM micrograph of(c) 由图8可见，3#钢终冷温度为630℃时的组 通过对MC一Nb一B系低碳贝氏体钢研究 织有准多变形铁素体、粒状贝氏体、少量板条贝氏 发现，冷却终止温度对最终组织和性能的影响很 体和较细小的M/A组元.对应图6的力学性能 大.对于淬透性较好，微合金成分较高的2钢 表明，其屈服强度在500~600MPa之间，延伸率 终冷温度低于580℃时，主要得到板条贝氏体组 大于20%，由于M/A较细小，且均匀分布，所以 织，该类组织强度、强韧性很高，但塑性较差.如 低温冲击性能也较好 果控制终冷温度在620℃左右，由组织转变特点 可知，将发生准多边形铁素体、粒状贝氏体的转 变，M/A组元的尺寸也较小，虽然该类型组织比 全板条贝氏体组织强度有所下降但塑性和韧性 都有较高提升.对于3钢，终冷温度控制在 625℃左右可以得到较好的强度、塑性和冲击韧 性.终冷温度升高，则会导致强度的明显下降，当 终冷温度升高为670℃时屈服强度只有450 MPa,终冷温度控制在为670℃随后钢板在自然 15 um 空气中冷却，冷却速度在1~2℃·s,将有一大 部分组织发生铁素体珠光体转变，因此虽然塑性 图83钢终冷温度为630℃时所对应的轧态组织形貌 好但屈服强度较低.可见，在对MC一Nb一B系 Fig.8 Microstructure of 3steel at cooing finish temperature 低碳贝氏体钢组织等温及连续冷却转变特征充分 0f630℃ 认识的基础上，可以利用控制冷却工艺来控制中

贝氏体转变温度以下 , 组织为很细的板条贝氏体 铁素体,板条之间 M/A 组元呈薄膜状.当冷却返 红温度为 565 ℃时, 轧态组织仍然为板条贝氏体. 由图 7(c)可见, 由于终冷温度高 , 还未进入贝氏 体转变温度区, 因此轧态组织类似空冷状态的组 织,主要为粒状贝氏体,少量准多边形铁素体和在 粒贝团之间的较大块的 M/A 组元或退化珠光体 (见图 7(d)).对比图 5 所显示的力学性能可见, 高返红温度工艺由于形成了粒状贝氏体组织, 所 以塑性得到明显提高, 不过 ,强度下降明显 ,同时 由于基体中有大块的 M/A 组元, 也使得低温冲 击性能下降[ 11] . 图 7 2 #钢在280 ℃(a), 565 ℃(b)和 675 ℃(c)返红后的轧态组织,(d)为(c)试样的 SEM 像 Fig.7 Microstructures of 2 #rolling steel at different end temperature of rapid cooling:(a)280 ℃,(b)565 ℃, and (c)675 ℃;(d)SEM micrograph of (c) 图 8 3 #钢终冷温度为 630 ℃时所对应的轧态组织形貌 Fig.8 Microstructure of 3 # steel at cooling finish temperature of 630 ℃ 由图 8 可见 , 3 #钢终冷温度为 630 ℃时的组 织有准多变形铁素体 、粒状贝氏体 、少量板条贝氏 体和较细小的 M/A 组元 .对应图 6 的力学性能 表明, 其屈服强度在 500 ～ 600 M Pa 之间 ,延伸率 大于 20 %, 由于 M/A 较细小 ,且均匀分布, 所以 低温冲击性能也较好 . 通过对 Mo-Cu-Nb-B 系低碳贝氏体钢研究 发现, 冷却终止温度对最终组织和性能的影响很 大.对于淬透性较好 ,微合金成分较高的 2 #钢, 终冷温度低于 580 ℃时 , 主要得到板条贝氏体组 织,该类组织强度 、强韧性很高 , 但塑性较差 .如 果控制终冷温度在620 ℃左右, 由组织转变特点 可知 , 将发生准多边形铁素体 、粒状贝氏体的转 变,M/A 组元的尺寸也较小 ,虽然该类型组织比 全板条贝氏体组织强度有所下降, 但塑性和韧性 都有较高提升 .对于 3 #钢, 终冷温度控制在 625 ℃左右可以得到较好的强度 、塑性和冲击韧 性.终冷温度升高, 则会导致强度的明显下降 ,当 终冷温度升高为 670 ℃时屈服强度只有 450 MPa ,终冷温度控制在为 670 ℃, 随后钢板在自然 空气中冷却 ,冷却速度在 1 ～ 2 ℃·s -1 ,将有一大 部分组织发生铁素体珠光体转变, 因此虽然塑性 好但屈服强度较低.可见 ,在对 Mn-Cu-Nb-B 系 低碳贝氏体钢组织等温及连续冷却转变特征充分 认识的基础上, 可以利用控制冷却工艺来控制中 Vol.28 No.8 聂 等:高强度低碳贝氏体钢工艺和组织对性能的影响 · 737 ·