1 前言

　　高强度超低碳贝氏体钢是近年来国内外研究和应用的一种非常广泛的新型钢种，由于具有良好的强度和韧性配合及优良的焊接性能，制造工艺简单且成本较低，国内外已大量应用于高层建筑、桥梁、舰船等领域^[1^，^2]。国内部分企业目前在生产高强度低碳贝氏体钢时仍采用重新加热再淬火加回火（RQ-T）工艺。合理控制组织类型以及进一步细化组织尺寸可以有效的提高贝氏体钢性能，由于位错、相变和细小析出相的综合作用，试样经控制轧制在线水冷后离线回火处理（DQ-T）后能够使贝氏体束尺寸变小，因而具有较离线重新淬火加回火处理（RQ-T）更高的强度和回火稳定性^[3^，^4]，在满足性能需要的同时能简化工艺流程，降低生产成本，而随着轧机装备档次的提升和TMCP工艺研究的深入，使得采用更为简化的控制轧制在线水冷工艺（即TMCP-DQ或RPC）生产超低碳贝氏体钢成为可能。

　　本文通过合理的成分设计，实验室模拟轧制，对一种经控制轧制在线水冷的低碳贝氏体钢进行了不同温度的回火处理，并对回火前后试样的金相组织、内部微观结构和力学性能进行了研究分析，探讨回火温度对该低碳贝氏体钢的影响规律及其原因。

2 实验材料及方法

　　利用50 Kg真空炉冶炼后浇铸成钢锭，随后轧制成12 mm的钢板。钢锭经1200℃加热后，于1150℃开轧，采用两阶段控轧，非再结晶区压下量约为60%，再结晶区压下量为35~50%，终轧温度为840℃，终轧后经过弛豫后进行水淬（入水温度为780℃，冷却速度为30~35℃/s，终冷温度为450℃），之后空冷至室温。试验钢的化学成分见表1。

　　　为研究回火温度对试验钢组织和性能的影响，对淬火试样分别在450℃、530℃和610℃下进行回火处理，时间为1h。利用DKM400EZ-3K型精密数控线切割机床沿试验钢RD×ND面切取试样，经磨制、机械抛光和4%硝酸酒精腐蚀后，利用XJL-02A立式光学金相显微镜观察组织；将试验钢用砂纸磨制约80μm后在MTP-1A型双喷减薄仪上减薄，利用JEM2100F型透射电镜观察试验钢的亚结构和析出相。

　　拉伸试样采用标准棒状试样，拉伸方向与钢板轧向平行，于室温下在CMT5105型电子万能实验机上进行拉伸实验，实验标准为GB/T228-2002；夏比冲击实验采用V型缺口10mm×10mm×55mm标准试样，在JB-30B实验机上按照标准GB/T229-2007进行，冲击实验温度为-20℃，采用液氮进行冷却。

3 实验结果及讨论

3.1 金相组织观察

图1 经不同回火温度处理的试验钢金相显微组织

Fig.1 Microstructures of the test steel tempered at different temperatures

(A)淬火(direct quenching) (B)450℃ (C)530℃ (D)610℃

　　淬火态和不同温度回火的试验钢金相组织如图1所示。淬火样的组织以细化的板条贝氏体和针状铁素体为主，且板条束有交叉和相互分割的现象，M/A组元呈薄膜状均匀分布于板条间。原奥氏体晶界和针状铁素体如箭头1、2所示。粗大的针状铁素体大多在原奥氏体晶界处形核，而细小的针状铁素体大多形核于奥氏体晶粒内部，前者可以将原奥氏体分割成为不同的小区域，而后者又能将小区域进一步细化^[5]，大幅度改善材料的强韧性。

　　试验钢经回火处理后其组织形貌特征发生了一些变化，M/A组元的数量变少，密度降低。随着回火温度的升高，试验钢细小的贝氏体板条逐渐粗化，板条结构弱化并呈区块化发展，最终出现局部相变。450℃回火后，试验钢组织仍保持清晰的板条结构，只是局部板条间的M/A组元退化呈断续状或消失，板条出现了一定程度的粗化，贝氏体已部分合并在一起，局部板条束开始分化为晶畴区块。530℃回火后，板条组织区块化程度加大，区块边界更加清晰，区块组织逐渐变大，板条束的单一取向程度变弱。610℃回火后，组织出现明显的板条合并现象，原细小板条结构模糊不清，且出现少量的多边形铁素体，如箭头3所示。

3.2 内部微观结构观察

　　图2为淬火及回火态试验钢的透射电镜图片。在淬火态试样中（图2-A、E），板条结构明显，主要呈细长状态，其宽度约为200nm，板条间界面平直，存在均匀弥散分布的细小析出相；450℃回火后（图2-B），板条间界逐渐开始出现锯齿状特征，板条变宽且析出相颗粒尺寸明显增大；530℃回火后（图2-C）试样的贝氏体板条开始合并，大尺寸的析出相数量变多；随回火温度升高至610℃（图2-D），晶界逐渐消失，贝氏体板条的长宽比降低且出现部分块状的铁素体，另有大量的细小析出相重新析出，如图2-D中箭头所示。

图2 试验钢经不同温度回火的典型TEM形貌及位错组态

Fig.2 TEM morphology and dislocation of the test steel tempered at different temperatures

（A）淬火(direct quenching) （B）450℃ （C）530℃ （D）610℃ （E）淬火(direct quenching) （F）610℃

　　对淬火和610℃回火态试样的结构进行高倍观察，分别如图2-E和图2-F。回火前后变化最明显的是板条间界处的黑色M/A组元的弱化，经610℃回火后的试样组织中板条宽度明显增加，但仍保持板条束结构，因此在金相显微镜所观察到的板条束区块化发展并非板条的合并，而是板条之间的M/A组元形态的改变，回火过程中组织中的M/A组元的变化会导致材料的力学性能发生改变，因此进一步研究M/A组元的形态变化与性能变化的关系对改善该类低碳贝氏体钢的性能进一步提升具有重要作用^[6]。

　　回火前试样中的板条内存在大量不均匀的位错，且多聚集于晶界和析出相附近，如图2-E。研究表明^[7]，经RPC工艺处理的试验钢中存在两种位错，一种是在控制轧制过程形成的相互缠结的位错，由于终轧变形后弛豫阶段的应变诱导作用，Nb、Ti等强碳化物形成元素将生成大量极为细小的碳氮化物而沉淀在这类位错上将其钉扎，因此使该类位错基本保持被钉扎状态，局部区域形成明显的胞状结构，该类胞状结构强烈的钉扎着位错，可视为对板条的进步一细化；另一种位错是贝氏体相变时由于体积效应产生的相变位错，此类位错比较平直且很少被析出物钉扎，基本平行排列，不相互缠结。试样经回火后第二类位错很易运动并消失，组织变明亮，但大多聚集在析出相和亚晶附近的位错由于被钉扎而保留下来，位错不均匀程度增加，其中纯净的块状铁素体内几乎不存在位错，如图2-F。

图3 经不同回火温度处理的试验钢析出相

Fig.3 Fine precipitation of the test steel tempered at different temperatures

(a)淬火(direct quenching) (b)450℃ (c)530℃ (d)610℃

　　对淬火态和不同温度回火试验钢的析出相进行观察，结果如图3所示。淬火态试样中存在许多细小的析出物，如箭头所示，能谱分析其含有Nb、Ti、Cu、S等元素，分析认为该类析出相主要为（Nb、Ti）（CN）和CuxS（x=1~2），它们是在非再结晶区轧制时因应变诱导析出的^[8]。在回火态的试样中的析出相都以复合的Nb、Ti为主，且较大尺寸的析出相中Ti含量较高，细小尺寸的析出物主要为Nb。随回火温度升高，存在着Nb，Ti（C，N）析出物的进一步析出与长大，能谱分析表明：随着回火温度的升高，进一步长大颗粒与新析出颗粒的Nb／Ti原子百分比呈升高趋势，即回火过程中的析出相中以Nb为主。

3.3 力学性能分析

　　试验钢的强度（R_el、R_m）、冲击功A_kv（-20℃）与伸长率A随回火温度升高的变化趋势如图4所示。450℃回火时材料的屈服强度约为910MPa，而610℃回火后达到了970MPa，随着回火温度的升高材料的屈服强度整体处于小幅度上升的趋势。材料的屈服强度与其可移动的位错密度有关，而析出相对可移动位错的影响与析出相的数量、形态和尺寸有关。过小的析出相无法有效的限制位错移动，因此导致材料的屈服强度较低，随着回火温度的升高，析出相进一步析出与长大，可移动位错可到了有效的限制，密度降低，因此材料的屈服强度增大。随着回火温度的升高，材料抗拉强度的起伏相对更明显，呈先下降后上升的趋势，在500℃达到最低谷。材料的抗拉强度与材料自身的层错能反相关，淬火态试样中因为溶解有大量的Cu可导致材料的层错能降低^[5]，所以淬火态试样的抗拉强度较高；而随着回火的温度的升高，材料组织内部的第二相进一步析出，并且析出相呈变大趋势，材料内部溶解的Cu量降低，因此材料的抗拉强度会由于层错能升高而降低。材料屈强比随着回火温度的升高而增大，610℃回火后材料的屈强比为0.96，而淬火样仅为0.83，因此为保证材料的低屈强比，该试验钢不宜进行较高温度的回火处理。

　　随回火温度的升高，伸长率A出现波动，当试样在450℃和610℃回火时A较大，分别为17.5%和18.0%，回火态试样的伸长率均高于淬火态试样。这是由于试验钢组织未回火前具有大量的位错，同时板条贝氏体细小（约为200nm），且彼此多保持平行排列，所以该类组织不利于位错的移动，造成材料的伸长率较低。经过回火后，其组织内的位错密度显著降低，有利于位错的滑移，而且回火过程中M/A组元的弱化也会明显改善材料塑性，因此回火后试样的生产率均高于淬火样。材料的冲击功A_kv（-20℃）随回火温度的升高一直呈现下降趋势，这与析出相的长大和组织的粗化有关，析出强化会不同程度的减弱材料的韧性，因此随回火温度升高，析出密度与颗粒尺寸逐步增大，试验钢的冲击韧性逐步恶化。

图4 回火温度对钢板抗拉强度，屈服强度（A）和延伸率，冲击韧性（B）的影响

Fig.4 Variation of yield strength, tensile strength (A) and elongation, toughness (B) of the steel under the quenched condition at different tempering temperatures

　　对于淬火钢而言，由于奥氏体加工硬化产生的胞状位错能够遗传，形变强化奥氏体进行在线冷却后能形成含大量位错的板条贝氏体，因此可获得较大的强化效果，且由于材料组织的细化程度是影响其韧性指标（冲击吸收功）的最主要因素^[9]，而板条贝氏体细小，因此材料的强韧性俱佳。经回火后，该RPC工艺钢的组织都有向平衡组织转变的趋势，其位错密度会降低，位错逐渐向稳定化、有序化形态演变，被钉扎位错所占比例增大，该过程的速度和程度是由位错的可动性决定的，而与位错的密度无直接关系^[4]。在530 ℃以下回火时，第二类位错很易运动并消失，因此材料的抗拉强度会因为位错密度的降低有所下降，但这时基本组织并没有变化。更高温度下进行回火会导致Nb，Ti（C，N)的重新形核析出，造成新的硬化现象，这时原先被析出钉轧的位错不能回复消失，虽然转变生成的块状铁素体强度较低，但进一步的析出会硬化基体，使得在530～610 ℃回火时屈服强度和抗拉强度均出现了一定程度的增大。

　　该RPC钢在回火过程中板条贝氏体经历一个粗化、区块化、局部相变的过程，且会有均匀细小的第二相重新析出，原有析出相发生一定程度的粗化，因此回火过程中材料的力学性能变化可主要总结为析出强化和细晶强化的综合作用的结果。对于早期的高强度低碳贝氏体钢而言，中温回火过程中析出强化的增加可以弥补细晶强化的降低，回火可提高其综合力学性能，因此该类钢的现实生产中经常采用DQ-T工艺。但随着生产装备和工艺的改进，现阶段淬火态低碳贝氏体钢的组织已十分细小，回火过程中由于材料组织的粗化所降低的强度已超过析出强化的增量。本实验中试验钢回火后抗拉强度和伸长率有一定的升高，但其屈服强度和冲击韧性均有较大程度的下降，屈强比大幅度升高。综合而言，回火不能改善该贝氏体钢的综合力学性能，因此生产非调质工艺的超低碳贝氏体钢已成为现实。

4 结论

1）由于TMCP技术与工艺的改进，一种采用Mn-Mo-Ni-Cu-Cr合金成分设计的试验钢经控制轧制在线水冷处理后综合性能优良：屈服强度为920MPa，抗拉强度为1100 MPa，屈强比为0.836，A为13.0%，A_kv（-20℃）为227J。

2）淬火态试验钢的组织以细长的板条贝氏体和针状铁素体为主，板条宽度约为200nm，板条束相互分割，M/A组元呈薄膜状分布于板条之间，板条内部存有大量不均匀位错和细小弥散的（Nb、Ti）（CN）析出。

3）由于组织的粗化，位错密度的降低，析出相的长大与重新析出，回火过程中试验钢的屈服强度呈缓慢上升的趋势，抗拉强度先大幅度下降而后小幅度上升，A_kv（-20℃）从热轧态的227J至620℃回火后的173J一直处于下降趋势，综合而言淬火态试样的力学性能最优。

4）随着回火温度的升高，试验钢组织中的M/A组元逐渐弱化，致使细小板条呈现出粗化、合并、区块化、局部相变趋势，但在高倍下依然保持板条束结构；组织中的析出相随回火温度的升高进一步析出与长大，且新析出相以Nb为主。

参考文献

[1] Wang X M，He X L，Yang S W，et a1．Refining of Intermediate Transformation Microstructure by Relaxation Processing[ J ]．ISIJ International，2002，42(12)：1553

[2] Yang S W，Wang X M，Shang C J，et a1．Relaxation of Deformed Austenite and Refinement of Bainite in a Nb-containing Microalloyed Stee1[ J ]．Univ ＆ Teeh．Beijing(English Edition)，2001，8(3)：214

[3] J．Y．Yoo，W．Y．Choo，T．W．Park，et a1．，Microstructure and age hardening characteristics of direct quenched Cu bearing HSLA steel[ J ]．ISIJ Int，1995，(35)：1034

[4] Kimura Y，Takaki S．Phase transformation mechanism of Fe-Cu alloys[ J ]．IS IJ Int，1997，37(3)：290-295

[5] A．Akahashi and M．Iino，Microstructural refinement by Cu addition and its effect on strengthening and toughening of sour service line pipe steels[ J ]．ISIJ Int．1996，(36)：241

[6] Pontremoli M. Metallurgical and Technological Challenges for the Development of High-performance X100-X120 Linepipe Steels [C]. Proc. Second Inter. Conf. on Advanced Structure Steels， shanghai， 2004.39-45

[7] WU Huibin，YANG Shanwu， SHANG Chengjia， YUAN Shaoqiang， He Xinlai，Thermo-Stability of Fine Non-Equilibrium Microstructure in Low Carbon Steel[J].Journal of University of Science and Technology Beijing;2003-05

[8] Shanwu Yang，Chengjia Shang，Xinlai He，etal.Stability of Ultra-fine Microstructures during Tempering[J].Journal of University of Science and Technology Beijing，2001，8(3): 119-122

[9] HWANG B，LEE S，KM Y M，et a1．Correlation of Rolling Condition，Microstructure，and Low-temperature Toughness of x70 Pipeline Steels [J]．Metallurgical and Materials Transactions，2005，36A(7)：1793-1805

作者：鲁修宇　刘静等