SPV490钢板直接淬火回火工艺的研究

D01:10.13374.isml001053x2007.s2.063 第29卷增刊2 北京科技大学学报 Vol.29 SuppL 2 2007年12月 Journal of University of Science and Technology Beijing Dec.2007 SPV490钢板直接淬火回火工艺的研究 陈银莉余伟苏岚蔡庆伍江卫华 北京科技大学治金工程研究院 摘要针对SPV490钢控轧后的直接淬火回火工艺进行研究.结果表明.采用再结晶区控轧后结合直接淬火回火工艺时， 实验钢的强度大幅度提高，但韧性下降：采用在奥氏体再结晶区变形44%.然后在未再结晶区变形的两阶段控轧工艺后结合 直接淬火回火工艺时.由于在细化晶粒的基础上增加晶粒内部变形带数量及位错密度.从而获得细小，均匀的组织.实验钢的 综合力学性能良好 关键词SPV490钢：直接淬火：回火 分类号TG113.26 直接淬火的实质是在热轧终了轧件处于奥氏体 600,640,680℃，回火保温时间40min. 组织时，通过急冷处理使轧件组织产生相变马氏体 金相试样经预磨、抛光后浸蚀.在NEOPHOT一 和贝氏体，细化晶粒，起到改善材质韧性的作用.相 21光学显微镜和S250MK3扫描电镜下观察其组 对再加热淬火(RQ)工艺，直接淬火工艺(DQ)省略 织；拉伸和冲击实验分别在CMT4105微机电子万 再加热奥氏体化过程，节约能源并简化了工艺.直 能试验机和JB一30B冲击试验机上进行. 接淬火后，钢板的淬硬性比传统再加热淬火工艺条 件下增大了1.4~15倍).生产实践证明，轧制后 2 实验结果与分析 直接淬火与传统的再加热淬火相比，能大大提高低 2.1控轧工艺对直接淬火后显微组织的影响 碳钢和低合金钢的强度，同时由于减少合金元素含 奥氏体再结晶区控轧的开轧温度为1120℃，终 量而降低了碳当量，改善了焊接性能，同时可提高钢 轧温度和开始淬火温度都为1100℃.奥氏体再结 的强韧配比3，因此，通过选择最佳组合的合金元 晶区控轧后直接在线淬火所获得的组织如图I(d) 素，充分发挥直接淬火十回火(DQT)工艺的潜力， 所示，为贝氏体十少量马氏体.再结晶区控轧的变 可以获得理想的钢板综合力学性能 形特点是，钢在变形的同时发生动态回复和不完全 SPV490钢是一种用于制造压力容器的低合金 动态再结晶，在轧制后或两道次之间发生静态回复 高强度结构用钢.本文研究控轧、直接淬火回火工 和静态再结晶.通过变形、再结晶反复交错进行奥 艺参数对SPV490钢显微组织和力学性能的影响. 氏体晶粒逐步细化，奥氏体晶界面积增大，为相变形 1 实验材料及方法 核提供更多的位置，从而在轧后直接淬火时获得细 小、均匀的淬火组织.为了达到完全再结晶，应保证 实验用钢的熔炼成分为：0.13%C,0.30%Si, 轧制温度在再结晶温度以上，而且要有足够的变形 1.40%Mn,0.010%P.0.002%S.0035%A10.05% 量. Cr,0.27%Ni,017%Mo,0.16%Cu,0.043%V. 由图1可以看出，在第一阶段控轧变形量较小 将锻成90mm×100mm×110mm的坯料加热 时，直接淬火后的组织粗细不均匀.这是因为变形 到1180℃.保温2h使其充分奥氏体化，然后分别采 量较小时.变形奥氏体无法发生完全再结晶.导致轧 用奥氏体再结晶区控制轧制和两阶段控制轧制，总 后在线淬火发生相变时的形核条件不一样.再结晶 变形量为78%.轧后直接在线淬火，然后进行回火. 晶粒相变后得到的贝氏体组织均匀、细小，而未再结 两阶段控轧时，第一阶段的控轧变形量分别为 晶晶粒相变后的组织就比较粗大，从而导致整个组 33%,44%,55%,第二阶段控轧的开始温度为 织的不均匀（如图1(d)所示）.随着第一阶段控轧变 930℃，直接淬火温度为850℃.回火温度分别为 形量增大，奥氏体晶粒发生完全再结晶，同时由于难 收稿日期：2007-10-09 溶的合金元素碳化物阻止再结晶晶粒的长大4，组 作者简介：陈银莉(1971一)，女，讲师，硕士 织变得较为均匀、细小，轧后在线淬火后获得均匀

SPV490 钢板直接淬火回火工艺的研究 陈银莉 余 伟 苏 岚 蔡庆伍 江卫华 北京科技大学冶金工程研究院 摘 要 针对 SPV490 钢控轧后的直接淬火回火工艺进行研究.结果表明, 采用再结晶区控轧后结合直接淬火回火工艺时, 实验钢的强度大幅度提高, 但韧性下降;采用在奥氏体再结晶区变形 44 %, 然后在未再结晶区变形的两阶段控轧工艺后结合 直接淬火回火工艺时, 由于在细化晶粒的基础上增加晶粒内部变形带数量及位错密度, 从而获得细小、均匀的组织, 实验钢的 综合力学性能良好. 关键词 SPV490 钢;直接淬火;回火 分类号 TG113.26 收稿日期:2007-10-09 作者简介:陈银莉( 1971—) , 女, 讲师, 硕士 直接淬火的实质是在热轧终了轧件处于奥氏体 组织时, 通过急冷处理使轧件组织产生相变马氏体 和贝氏体, 细化晶粒, 起到改善材质韧性的作用 .相 对再加热淬火( RQ) 工艺, 直接淬火工艺( DQ) 省略 再加热奥氏体化过程, 节约能源并简化了工艺.直 接淬火后, 钢板的淬硬性比传统再加热淬火工艺条 件下增大了 1.4 ～ 1.5 倍[ 1] .生产实践证明, 轧制后 直接淬火与传统的再加热淬火相比, 能大大提高低 碳钢和低合金钢的强度, 同时由于减少合金元素含 量而降低了碳当量, 改善了焊接性能, 同时可提高钢 的强韧配比[ 1-3] , 因此, 通过选择最佳组合的合金元 素, 充分发挥直接淬火 +回火( DQT ) 工艺的潜力, 可以获得理想的钢板综合力学性能 . SPV490 钢是一种用于制造压力容器的低合金 高强度结构用钢.本文研究控轧、直接淬火回火工 艺参数对 SPV490 钢显微组织和力学性能的影响. 1 实验材料及方法 实验用钢的熔炼成分为 :0.13 %C, 0.30 %Si, 1.40 %M n, 0.010 %P, 0.002 %S, 0.035 %Al, 0.05 % Cr, 0.27 %Ni, 0.17 %Mo, 0.16 %Cu, 0.043 %V . 将锻成 90 mm ×100 mm ×110 mm 的坯料加热 到1 180 ℃、保温2 h 使其充分奥氏体化, 然后分别采 用奥氏体再结晶区控制轧制和两阶段控制轧制, 总 变形量为 78 %, 轧后直接在线淬火, 然后进行回火 . 两阶段控轧时, 第一阶段的控轧变形量分别为 33 %, 44 %, 55 %, 第二阶 段控轧 的开始 温度 为 930 ℃, 直接淬火温度为 850 ℃.回火温度分别为 600, 640, 680 ℃, 回火保温时间 40 min . 金相试样经预磨 、抛光后浸蚀, 在 NEOPHOT - 21 光学显微镜和 S250MK3 扫描电镜下观察其组 织 ;拉伸和冲击实验分别在 CMT4105 微机电子万 能试验机和 JB-30B 冲击试验机上进行. 2 实验结果与分析 2.1 控轧工艺对直接淬火后显微组织的影响 奥氏体再结晶区控轧的开轧温度为 1120 ℃, 终 轧温度和开始淬火温度都为 1 100 ℃.奥氏体再结 晶区控轧后直接在线淬火所获得的组织如图 1( a) 所示, 为贝氏体 +少量马氏体.再结晶区控轧的变 形特点是, 钢在变形的同时发生动态回复和不完全 动态再结晶, 在轧制后或两道次之间发生静态回复 和静态再结晶.通过变形 、再结晶反复交错进行奥 氏体晶粒逐步细化, 奥氏体晶界面积增大, 为相变形 核提供更多的位置, 从而在轧后直接淬火时获得细 小 、均匀的淬火组织.为了达到完全再结晶, 应保证 轧制温度在再结晶温度以上, 而且要有足够的变形 量 . 由图 1 可以看出, 在第一阶段控轧变形量较小 时,直接淬火后的组织粗细不均匀.这是因为变形 量较小时, 变形奥氏体无法发生完全再结晶, 导致轧 后在线淬火发生相变时的形核条件不一样 .再结晶 晶粒相变后得到的贝氏体组织均匀、细小, 而未再结 晶晶粒相变后的组织就比较粗大, 从而导致整个组 织的不均匀( 如图 1( d) 所示) .随着第一阶段控轧变 形量增大, 奥氏体晶粒发生完全再结晶, 同时由于难 溶的合金元素碳化物阻止再结晶晶粒的长大[ 4] , 组 织变得较为均匀、细小, 轧后在线淬火后获得均匀、 第 29 卷 增刊 2 2007 年 12 月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol.29 Suppl.2 Dec.2007 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2007.s2.063

。86 北京科技大学学报 2007年增刊2 细小的贝氏体组织.第一阶段变形量为44%时效果 未再结晶区轧制由于变形较小难以增大晶粒内部变 最佳（如图1（©所示）.当再结晶区轧制变形过大而 形带、位错及亚结构的密度，导致在线淬火相变时形 未再结晶区轧制变形不足时尽管组织发生了完全 核位置减少，从而相变后组织相对粗大（如图1(b) 再结晶，但再结晶晶粒在中间待温时迅速长大，而且 所示. b 5西 图1奥氏体再结晶区控轧变形量对直接淬火显微组织的影响.()再结晶区控轧：(b)两阶段控轧，再结晶区变形量=56%：(c两阶 段控轧，再结晶区总变形量E=44%:()两阶段控轧，再结晶区变形量=33% 2.2回火温度对回火后显微组织的影响 氏体与回火贝氏体的混合组织.回火温度升高到 图2()是经再结晶区控轧直接淬火后600℃回 640℃时，轧后直接淬火组织逐渐均匀化，淬火马氏 火的金相组织.由于回火温度较低，组织未能完全 体分解为铁素体和均匀分布的细粒状渗碳体，马氏 均匀化，淬火马氏体分解成含碳量较低的过饱和铁 体片的痕迹己经消失：淬火贝氏体也转变为铁素体 素体和极细的碳化物的混合组织，即回火马氏体，在 和细小的渗碳体颗粒，整个组织比较均匀（如图2 光学显微镜下呈暗黑色针状，仍保持淬火马氏体位(b)所示).回火温度继续升高到680℃，铁素体晶 向：淬火贝氏体在回火过程中，贝氏体铁素体中的碳 粒长大，渗碳体继续粗化、球化并聚集，造成组织粗 的过饱和度要下降，渗碳体粗化、球化并聚集.所以 大、均匀（如图2(c所示）. 采用600℃回火，直接在线淬火组织转变为回火马 采用两阶段控轧，当第一阶段变形量为44%， 四 5μm 54m 54m 5四 图2直接淬火回火后的显微组织.再结晶区控轧，总变形量=78%：(a)600℃回火，(b)640℃回火(c)680℃回火：两阶段控轧，第一阶 段变形量E=44%(d山600℃回火，(640℃回火，(0680℃回火 回火温度为600℃时，组织为少量回火马氏体和回 缓慢长大，片层间距增大，位错胞逐渐消失，位错呈 火贝氏体.此时由于扩散还不够充分，组织粗细不 网状或条状分布，α相再结晶为等轴状，位错密度降 均匀，如图2(d)示.随着回火温度进一步升高，由于 低，因此采用640℃回火时，组织逐渐完全转变 贝氏体铁素体中碳的过饱和度下降，渗碳体粗化、球 为均匀、细小的回火贝氏体（如图2（©所示）.回火 化并聚集，析出的碳化物数量增多，且聚集长大：α 温度继续升高到680℃时，由于部分铁素体晶粒长 相由板条状开始发生回复，点阵畸变逐渐消失，亚晶 大，形成不均匀的粗大回火贝氏体组织（如图2(）

细小的贝氏体组织 .第一阶段变形量为 44 %时效果 最佳( 如图 1( c) 所示) .当再结晶区轧制变形过大而 未再结晶区轧制变形不足时, 尽管组织发生了完全 再结晶, 但再结晶晶粒在中间待温时迅速长大, 而且 未再结晶区轧制由于变形较小难以增大晶粒内部变 形带、位错及亚结构的密度, 导致在线淬火相变时形 核位置减少, 从而相变后组织相对粗大( 如图 1( b) 所示) . 图 1 奥氏体再结晶区控轧变形量对直接淬火显微组织的影响.( a) 再结晶区控轧;( b) 两阶段控轧, 再结晶区变形量 ε=56%;( c) 两阶 段控轧, 再结晶区总变形量 ε=44%;(d) 两阶段控轧, 再结晶区变形量 ε=33% 2.2 回火温度对回火后显微组织的影响 图2( a) 是经再结晶区控轧直接淬火后 600 ℃回 火的金相组织.由于回火温度较低, 组织未能完全 均匀化, 淬火马氏体分解成含碳量较低的过饱和铁 素体和极细的碳化物的混合组织, 即回火马氏体, 在 光学显微镜下呈暗黑色针状, 仍保持淬火马氏体位 向;淬火贝氏体在回火过程中, 贝氏体铁素体中的碳 的过饱和度要下降, 渗碳体粗化、球化并聚集 .所以 采用 600 ℃回火, 直接在线淬火组织转变为回火马 氏体与回火贝氏体的混合组织 .回火温度升高到 640 ℃时, 轧后直接淬火组织逐渐均匀化, 淬火马氏 体分解为铁素体和均匀分布的细粒状渗碳体, 马氏 体片的痕迹已经消失 ;淬火贝氏体也转变为铁素体 和细小的渗碳体颗粒, 整个组织比较均匀( 如图 2 ( b) 所示) .回火温度继续升高到 680 ℃, 铁素体晶 粒长大, 渗碳体继续粗化、球化并聚集, 造成组织粗 大 、均匀( 如图 2( c) 所示) . 采用两阶段控轧, 当第一阶段变形量为 44 %, 图 2 直接淬火回火后的显微组织.再结晶区控轧, 总变形量 ε=78%;( a) 600 ℃回火, ( b) 640 ℃回火, ( c) 680 ℃回火;两阶段控轧, 第一阶 段变形量 ε=44%;( d) 600 ℃回火, ( e) 640 ℃回火, ( f) 680 ℃回火 回火温度为 600 ℃时, 组织为少量回火马氏体和回 火贝氏体.此时由于扩散还不够充分, 组织粗细不 均匀, 如图 2( d) 示.随着回火温度进一步升高, 由于 贝氏体铁素体中碳的过饱和度下降, 渗碳体粗化、球 化并聚集, 析出的碳化物数量增多, 且聚集长大 ;α 相由板条状开始发生回复, 点阵畸变逐渐消失, 亚晶 缓慢长大, 片层间距增大, 位错胞逐渐消失, 位错呈 网状或条状分布, α相再结晶为等轴状, 位错密度降 低[ 5-6] , 因此采用 640 ℃回火时, 组织逐渐完全转变 为均匀、细小的回火贝氏体( 如图 2( e) 所示) .回火 温度继续升高到 680 ℃时, 由于部分铁素体晶粒长 大,形成不均匀的粗大回火贝氏体组织( 如图 2( f) · 86 · 北 京 科 技 大 学 学 报 2007 年 增刊 2

Vol.29 SuppL 2 陈银莉等：SPV490钢板直接淬火回火工艺的研究 87。 所示) 段控轧直接淬火回火的结果偏低.采用两阶段控轧 2.3控轧工艺对回火后力学性能的影响 工艺时，随第一阶段总变形量从33%增加到55%. 图3为640回火时再结晶区控轧变形量对直 屈服强度先由33%变形量时的652MPa降低到 接淬火十回火后性能的影响.将实验钢在高温奥氏 44%变形量时的617MPa然后又增加到55%变形 体再结晶区控轧，总变形量为78%，轧后直接淬火， 量时的662MPa.抗拉强度变化趋势相同.随第一 然后在640℃回火时，钢板的力学性能指标为：ō，= 阶段总变形量的增加，延伸率变化不大，其范围为 732MPa,=793MPa=19.0%,一20℃的Akv= 21.9%~22.5%,而冲击功在44%的变形量时出现 160J.强度比两阶段控轧直接淬火回火的结果高， 峰值，一20℃的Ak为226J,比33%变形量时的冲 屈强比也偏高，达到0.92；延伸率和冲击功较两阶 击功高58J. 850 0.95 24f 280 (a) (b) 800 0.90 22 220 750 0.85 是 20 0.80 18上 160 一。一屈服强度 -。-延伸率 650- 一△一抗拉强度 0.75 一一神击功 一口一屈强比 16 600L 304050607080 」0.70 4050607080 100 30 再结晶区总变形量% 再结品区总变形量% 图3再结晶区控轧变形量对直接淬火十回火后性能的影响.()再结晶区变形量对强度的影响：()再结晶区变形量对延伸率和冲击功 的影响 再结晶区控轧的目的是通过变形、再结晶反复 氏体晶粒组织，为轧后在线直接淬火做好组织准备. 交错进行奥氏体晶粒细化，从而细化相变后的组织. 使得回火后的强度提高。但是，采用再结晶区控轧 3结论 后直接淬火的试样回火时，由于碳化物通常在原奥 (1)采用再结晶区控轧后结合直接淬火回火工 氏体晶界析出，恶化了韧性.有关文献表明7，在未 艺时，实验钢的强度大幅度提高，但韧性下降. 再结晶区控轧后直接淬火形成的马氏体和贝氏体， (2)采用奥氏体再结晶区与未再结晶区两阶段 由于有很多碳化物析出点而不会脆化. 控轧后直接淬火时，由于实验钢的淬火临界冷却速 采用两阶段控轧时，当控轧第一阶段总变形量 度较大，直接淬火组织以贝氏体为主 较小时，由于变形不够，奥氏体难以进行完全再结 (2)采用两阶段控轧，结合在线直接淬火十回 晶，引起组织不均匀，且晶粒细化的程度有限，从而 火工艺生产压力容器用SPV490中厚钢板，可获得 导致轧后在线淬火时相变形核位置减少并且相变后 良好的综合力学性能.当第一阶段控轧变形量= 组织粗细不均匀，这就影响到钢板的最终性能.随 44%时，实验钢的屈服强度为617MPa抗拉强度为 着第一阶段轧制变形量的增大，奥氏体逐渐实现完 715MPa延伸率为219%，一20℃的A达到226 全再结晶，同时由于难溶的合金元素碳化物阻止再 J,综合力学性能良好. 结晶晶粒的长大，组织变得较为均匀、细小，有利于 参考文献 在线淬火相变时获得理想组织，进而获得理想的回 【刂尼托采用直接淬火和回火工艺生产高强度钢板.宽厚板， 火组织.但是在总变形量一定时，若第一阶段轧制 1997,3(4):39 变形过大而第二阶段未再结晶区轧制变形不足，则 [2 Lee CS,Choo W Y.Effect of austenite condit ioning on the me 第二阶段轧制时难以增大晶粒内部变形带、位错及 chanical properties of DQ pmocessed NiCr-M o steel//The Inter 亚结构的密度，导致相变时形核位置减少，从而相变 national Symposium on Accderated Cooling/Direct Quenching of 后组织粗大，力学性能降低.因此对实验钢 Steels.Indianapois.Indiana.USA.1997 [3 Chiaki Quchi.Development of steel plates by intensive use of TM- SPV490,在总变形量为78%时，为使钢板在淬火回 CP and direct quenching prooesses.ISJ International,2001,41 火后获得优良的综合力学性能，第一阶段控轧采用 (6):542 44%的变形量较为合适，此时可获得均匀、细小的奥 [4 Busso E P.A continuum theory for dy namic recrystallization with

所示) . 2.3 控轧工艺对回火后力学性能的影响 图 3 为 640 ℃回火时再结晶区控轧变形量对直 接淬火 +回火后性能的影响.将实验钢在高温奥氏 体再结晶区控轧, 总变形量为 78 %, 轧后直接淬火, 然后在 640 ℃回火时, 钢板的力学性能指标为 :σs = 732M Pa, σb =793M Pa, δ=19.0 %, -20 ℃的 Akv = 160 J .强度比两阶段控轧直接淬火回火的结果高, 屈强比也偏高, 达到 0.92 ;延伸率和冲击功较两阶 段控轧直接淬火回火的结果偏低.采用两阶段控轧 工艺时, 随第一阶段总变形量从 33 %增加到 55 %, 屈服强度先由 33 %变形量时的 652 MPa 降低到 44 %变形量时的 617 M Pa, 然后又增加到 55 %变形 量时的 662 MPa .抗拉强度变化趋势相同.随第一 阶段总变形量的增加, 延伸率变化不大, 其范围为 21.9 %～ 22.5 %, 而冲击功在 44 %的变形量时出现 峰值, -20 ℃的 A kv为 226 J, 比 33 %变形量时的冲 击功高 58 J . 图 3 再结晶区控轧变形量对直接淬火+回火后性能的影响.( a) 再结晶区变形量对强度的影响;( b) 再结晶区变形量对延伸率和冲击功 的影响 再结晶区控轧的目的是通过变形、再结晶反复 交错进行奥氏体晶粒细化, 从而细化相变后的组织 . 使得回火后的强度提高.但是, 采用再结晶区控轧 后直接淬火的试样回火时, 由于碳化物通常在原奥 氏体晶界析出, 恶化了韧性.有关文献表明[ 7] , 在未 再结晶区控轧后直接淬火形成的马氏体和贝氏体, 由于有很多碳化物析出点而不会脆化. 采用两阶段控轧时, 当控轧第一阶段总变形量 较小时, 由于变形不够, 奥氏体难以进行完全再结 晶, 引起组织不均匀, 且晶粒细化的程度有限, 从而 导致轧后在线淬火时相变形核位置减少并且相变后 组织粗细不均匀, 这就影响到钢板的最终性能.随 着第一阶段轧制变形量的增大, 奥氏体逐渐实现完 全再结晶, 同时由于难溶的合金元素碳化物阻止再 结晶晶粒的长大, 组织变得较为均匀、细小, 有利于 在线淬火相变时获得理想组织, 进而获得理想的回 火组织 .但是在总变形量一定时, 若第一阶段轧制 变形过大而第二阶段未再结晶区轧制变形不足, 则 第二阶段轧制时难以增大晶粒内部变形带、位错及 亚结构的密度, 导致相变时形核位置减少, 从而相变 后组 织粗 大, 力 学 性 能 降 低.因 此 对 实 验 钢 SPV490, 在总变形量为 78 %时, 为使钢板在淬火回 火后获得优良的综合力学性能, 第一阶段控轧采用 44 %的变形量较为合适, 此时可获得均匀、细小的奥 氏体晶粒组织, 为轧后在线直接淬火做好组织准备. 3 结论 ( 1) 采用再结晶区控轧后结合直接淬火回火工 艺时, 实验钢的强度大幅度提高, 但韧性下降. ( 2) 采用奥氏体再结晶区与未再结晶区两阶段 控轧后直接淬火时, 由于实验钢的淬火临界冷却速 度较大, 直接淬火组织以贝氏体为主 . ( 2) 采用两阶段控轧, 结合在线直接淬火 +回 火工艺生产压力容器用 SPV490 中厚钢板, 可获得 良好的综合力学性能.当第一阶段控轧变形量 ε= 44 %时, 实验钢的屈服强度为 617 M Pa, 抗拉强度为 715M Pa, 延伸率为 21.9 %, -20 ℃的 A kv达到 226 J, 综合力学性能良好. 参 考 文 献 [ 1] 尼托.采用直接淬火和回火工艺生产高强度钢板.宽厚板, 1997, 3( 4) :39 [ 2] Lee C S , Choo W Y .Eff ect of aust enit e conditioning on the me￾chanical properties of DQ processed Ni-C r-M o steel∥The Inter￾national Symposium on Accelerated Cooling/Direct Quenching of St eels.Indianapolis, Indiana, USA, 1997 [ 3] Chiaki Quchi.Development of steel plat es by intensive use of TM￾CP and direct quenching processes.ISIJ International, 2001, 41 ( 6) :542 [ 4] Busso E P .A continuum theory for dynamic recrystallization w ith Vol.29 Suppl.2 陈银莉等:SPV490 钢板直接淬火回火工艺的研究 · 87 ·

。88 北京科技大学学报 2007年增刊2 microst ructurerelated length scale.int J Plast.1998,l4(4):【(傅俊岩.钢的显微组织和性能.北京：治金工业出版社，1985 3195李雪彤.王有铭，徐建国.等.590MPa高强度厚钢板的调 【了小指军夫，李伏桃。控制轧制和控制冷却.北京：治金工业出 质工艺参数研究.钢铁，1999,341)：31 版社.2002 Study of direct quenching process for SPV490 steel plate CHEN Yinli,YU Wei,SU Lan,CAI Qingwu,JIANG Weihua Institute of Metallurgical Engineering University of Science and Technobgy Beijing.Beijing 100083.China ABSTRACT The effect of defommation in austenite region and tempering temperature on microstructure and mechanical properties of SPV490 steel was studied.In direct quenching and tempering process,strength of sam- ples w as remarkably increased w hen adopting control rolling in austenite recrystallized zone,while impact tough- ness w as decreased.With 44%deformation in recrystallized zone fortwo-phase rolling,because fine microstruc- ture transformed from austenite with deformed band and high dislocation density was achieved,samples had good mechanical properties. KEY WORDS steel of SPV490;direct quenching:tempering

microstructure-relat ed length scales.Int J Plast, 1998, 14 ( 4 ) : 3195 李雪彤, 王有铭, 徐建国, 等.590MPa 高强度厚钢板的调 质工艺参数研究.钢铁, 1999, 34( 1) :31 [ 6] 傅俊岩.钢的显微组织和性能.北京:冶金工业出版社, 1985 [ 7] 小指军夫, 李伏桃.控制轧制和控制冷却.北京:冶金工业出 版社, 2002 S tudy of direct quenching process for SPV490 steel plate CHEN Y inli, Y U Wei, SU Lan, CAI Qingwu, JIANG Weihua Institu te of Met allurgical Engineering, University of S cience and Technology Beijing, Beijing 100083, China ABSTRACT The effect of deformation in austenite region and tempering temperature on microstructure and mechanical properties of SPV490 steel was studied .In direct quenching and tempering process, streng th of sam￾ples w as remarkably increased w hen adopting control rolling in austenite recrystallized zone, while impact tough￾ness w as decreased .With 44 %deformation in recrystallized zone fo r two-phase rolling , because fine microstruc￾ture transformed from austenite w ith deformed band and high dislocation density was achieved, samples had g ood mechanical properties . KEY WORDS steel of SPV490 ;direct quenching ;tempering · 88 · 北 京 科 技 大 学 学 报 2007 年 增刊 2