高强度含铜钢奥氏体连续冷却转变产物的强韧性

第36卷第4期 北京科技大学学报 Vol.36 No.4 2014年4月 Journal of University of Science and Technology Beijing Apr.2014 高强度含铜钢奥氏体连续冷却转变产物的强韧性 杨才福，刘翊之，柴锋四，苏航，罗小兵 钢铁研究总院工程用钢所，北京100081 ☒通信作者，E-mail:chai_fenge@sina.comm.cn 摘要研究了高强度含铜钢HSLA80和HSLA100奥氏体连续冷却转变产物的强度和韧性随冷却速率的变化规律，探讨了 连续冷却过程中形成的Cu沉淀的特征和熟化规律.在Gleeble3800热模拟试验机上进行0.1℃·s1至20℃·s的连续冷却 实验，利用扫描电镜和透射电镜分析了显微组织和Cu沉淀.结果表明，随冷却速率提高，HSLA80的连续冷却转变组织由多边 形铁素体向块状铁素体和贝氏体转变，在冷速0.1~1℃·g范围内C如发生沉淀，两者综合作用造成随冷却速率提高钢的硬 度分阶段变化，而韧性逐渐提高：HSLA1O0的连续冷却转变组织以贝氏体为主，且不发生Cu的沉淀，随冷却速率提高钢的硬 度基本保持不变，但韧性发生剧烈变化.连续冷却过程中形成的Cu沉淀在等温过程中的熟化符合Ostwald熟化规律，半径随 时效时间变化. 关键词高强度钢：铜：连续冷却：沉淀：Ostwald熟化 分类号TG142.4 Strength and toughness of austenite decomposition products in high strength Cu-bearing steel during continuous cooling YANG Cai-fu,LIU Yi-zhi,CHAI Feng,SU Hang,LUO Xiao-bing Institute of Engineering Steel,Central Iron and Steel Research Institute,Beijing 100081,China Corresponding author,E-mail:chai_feng@sina.com.cn ABSTRACT The effects of cooling rate on the strength and toughness of austenite decomposition products in high strength Cu-bearing steels HSLA80 and HSLA100 were investigated during continuous cooling.Characterization and ripening of Cu precipitates formed dur- ing continuous cooling were discussed.Continuous cooling experiments from 0.1 to 20Cswere carried out by Gleeble thermo-simu- lation.Microstructures and Cu precipitates were observed by scanning electron microscopy and transmission electron microscopy.It is found that the microstructure of austenite decomposition products in HSLA80 steel changes from polygonal ferrite to granular ferrite and bainite with increasing cooling rate.Cu precipitation occurs during continuous cooling within the cooling rate of 0.1 to ICs.Due to the microstructure and Cu precipitates,the hardness changes by stages and the toughness increases gradually as the cooling rate in- creases.The microstructure of austenite decomposition products in HSLA100 steel is mainly bainite and Cu precipitation does not oc- cur,so that the hardness does not change on the whole,but the toughness varies dramatically with increasing cooling rate.Ripening of Cu precipitates formed during continuous cooling obeys the Ostwald law.The radius of Cu precipitates increases with aging time KEY WORDS high strength steel:copper:cooling:precipitates:Ostwald ripening 在超低碳和C山沉淀强化思路下开发出的高强 系列钢的奥氏体在一定冷速范围内连续冷却，转变 度含铜钢具有良好的强韧性匹配和焊接性能习， 产物中可能产生细小分散的Cu析出.根据这 目前主要应用于船体建造、海洋工程、大型工程机械 一现象，对于厚度规格不大的钢，可结合热机械控制 等领域，具有很大发展潜力.高强度含铜钢的典型 工艺(TCP)制定适当的加工工艺，从而省去再加 生产工艺为热轧+再加热固溶处理+等温时效.该 热固溶处理工序，在保证钢的强度的前提下，降低能 收稿日期：201302-一1 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.04.004:http:/journals.ustb.edu.cn

第 36 卷 第 4 期 2014 年 4 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 No． 4 Apr． 2014 高强度含铜钢奥氏体连续冷却转变产物的强韧性 杨才福，刘翊之，柴 锋，苏 航，罗小兵 钢铁研究总院工程用钢所，北京 100081  通信作者，E-mail: chai_feng@ sina． com． cn 摘 要 研究了高强度含铜钢 HSLA80 和 HSLA100 奥氏体连续冷却转变产物的强度和韧性随冷却速率的变化规律，探讨了 连续冷却过程中形成的 Cu 沉淀的特征和熟化规律． 在 Gleeble3800 热模拟试验机上进行 0. 1 ℃·s － 1 至 20 ℃·s － 1 的连续冷却 实验，利用扫描电镜和透射电镜分析了显微组织和 Cu 沉淀． 结果表明，随冷却速率提高，HSLA80 的连续冷却转变组织由多边 形铁素体向块状铁素体和贝氏体转变，在冷速 0. 1 ～ 1 ℃·s － 1 范围内 Cu 发生沉淀，两者综合作用造成随冷却速率提高钢的硬 度分阶段变化，而韧性逐渐提高; HSLA100 的连续冷却转变组织以贝氏体为主，且不发生 Cu 的沉淀，随冷却速率提高钢的硬 度基本保持不变，但韧性发生剧烈变化． 连续冷却过程中形成的 Cu 沉淀在等温过程中的熟化符合 Ostwald 熟化规律，半径随 时效时间 t 1 /3 变化． 关键词 高强度钢; 铜; 连续冷却; 沉淀; Ostwald 熟化 分类号 TG142. 4 Strength and toughness of austenite decomposition products in high strength Cu-bearing steel during continuous cooling YANG Cai-fu，LIU Yi-zhi，CHAI Feng ，SU Hang，LUO Xiao-bing Institute of Engineering Steel，Central Iron and Steel Ｒesearch Institute，Beijing 100081，China  Corresponding author，E-mail: chai_feng@ sina． com． cn ABSTＲACT The effects of cooling rate on the strength and toughness of austenite decomposition products in high strength Cu-bearing steels HSLA80 and HSLA100 were investigated during continuous cooling． Characterization and ripening of Cu precipitates formed dur￾ing continuous cooling were discussed． Continuous cooling experiments from 0. 1 to 20 ℃·s － 1 were carried out by Gleeble thermo-simu￾lation． Microstructures and Cu precipitates were observed by scanning electron microscopy and transmission electron microscopy． It is found that the microstructure of austenite decomposition products in HSLA80 steel changes from polygonal ferrite to granular ferrite and bainite with increasing cooling rate． Cu precipitation occurs during continuous cooling within the cooling rate of 0. 1 to 1 ℃·s － 1 ． Due to the microstructure and Cu precipitates，the hardness changes by stages and the toughness increases gradually as the cooling rate in￾creases． The microstructure of austenite decomposition products in HSLA100 steel is mainly bainite and Cu precipitation does not oc￾cur，so that the hardness does not change on the whole，but the toughness varies dramatically with increasing cooling rate． Ｒipening of Cu precipitates formed during continuous cooling obeys the Ostwald law． The radius of Cu precipitates increases with aging time t 1 /3 ． KEY WOＲDS high strength steel; copper; cooling; precipitates; Ostwald ripening 收稿日期: 2013--02--11 DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． 04． 004; http: / /journals． ustb． edu． cn 在超低碳和 Cu 沉淀强化思路下开发出的高强 度含铜钢具有良好的强韧性匹配和焊接性能［1--3］， 目前主要应用于船体建造、海洋工程、大型工程机械 等领域，具有很大发展潜力． 高强度含铜钢的典型 生产工艺为热轧 + 再加热固溶处理 + 等温时效． 该 系列钢的奥氏体在一定冷速范围内连续冷却，转变 产物中可能产生细小分散的 Cu 析出［4--6］． 根据这 一现象，对于厚度规格不大的钢，可结合热机械控制 工艺( TMCP) 制定适当的加工工艺，从而省去再加 热固溶处理工序，在保证钢的强度的前提下，降低能

第4期 杨才福等：高强度含铜钢奥氏体连续冷却转变产物的强韧性 ·439· 耗和生产成本. 在2%硝酸酒精溶液中侵蚀.用S-4300扫描电镜对 连续冷却过程中形成的C山沉淀与等温时效过 显微组织进行观察.沿热模拟试样的截面切取厚度 程中形成的Cu沉淀存在明显差异，Thompson等认 为0.4mm的薄片，手工打磨至约40μm后，用6% 为Cu的等温时效析出属于脱溶过程，而Cu的连续 高氯酸乙醇溶液双喷离子减薄，用H800透射电镜 冷却析出属于相间沉淀过程，此外在形核位置、 对精细组织和C山沉淀进行观察. 晶体学取向和微观结构等方面，两者也存在差 异.a.冷却速率和Cu含量对Cu的相间沉淀具有 1000C 决定性影响-，Urtsev等0通过理论计算得出了 180. 两者间的关系.目前，高强度含铜钢中HSLA80和 HSLA100两个型号应用最为广泛，两者的基体组织 存在很大差异，调质处理后，HSLA80的组织为针状 20℃· 300℃ 铁素体m,HSLA100则为回火马氏体☒，关于这两 20E5℃·05℃s0.1T 种钢的连续冷却组织转变规律已有详细研究，但 关于其奥氏体连续冷却后组织与强韧性的对应关系 时间长 尚缺乏系统研究，并且连续冷却过程中形成的C山 图1热模拟工艺示意图 沉淀的熟化规律也尚不明确.本文对高强度含铜钢 Fig.I Schematic diagram of Gleeble thermosimulation process HSLA80和HSLA1O0进行了热模拟实验，分析了其 连续冷却转变组织和C山沉淀，探讨了这两种钢奥 2 实验结果 氏体连续冷却分解产物的差异，以及连续冷却过程 中形成的Cu沉淀的熟化规律 2.1钢的力学性能随冷却速率的变化 1实验材料及方法 两种实验钢奥氏体转变产物的硬度随冷却速率 的变化规律存在较大差异.如图2(a)所示，HSLA80 实验钢为屈服强度550MPa级的HSLA80和屈 奥氏体转变产物的硬度随冷速的变化分为三个阶 服强度690MPa级的HSLA100.HSLA80中C质量 段：第一阶段，冷速0.1~0.5℃·s1范围内，随冷却 分数为0.04%，Cu质量分数为1.3%，其他合金元 速度上升，硬度逐渐提高：第二阶段，冷速0.5~2℃· 素为1.3%Ni、0.8%Cr和0.25%Mo;HSLA100中 s范围内，随冷却速度再提高，硬度下降：第三阶 C质量分数为0.04%，Cu质量分数为1.50%，其他 段，冷速2~20℃·s范围内，随冷却速度提高，硬 合金元素为3.0%Ni、0.6%Cr和0.39%Mo.两种 度再次上升.冷速0.5℃·s1试样的硬度与冷速20 钢加入微量的Nb和Ti.生产工艺均为热轧+固 ℃·s1的相当.在冷速0.1~20℃·s1范围内，HS- 溶+时效. LA100奥氏体连续冷却转变产物的硬度均明显高于 沿钢板轧制方向切取长80mm,截面尺寸10.5 HSLA80,当冷却速率低于2℃·s时冷却速率提高 mm×10.5mm的热模拟试样，b8mm×12mm的棒 而硬度基本保持不变，当冷却速率提高至5℃·s1 状热模拟试样，首先将其在910℃保温1h后水淬的 以上时冷却速率提高而硬度略有上升.对比可以看 处理，目的在于使C山等合金元素完全固溶.在 出，冷却速率对HSLA80钢奥氏体转变产物硬度的 Gleeble3.800热模拟试验机上进行连续冷却实验，具 影响更为显著，并且其硬度随冷速的变化规律存在 体工艺参数见图1.热模拟实验完成后，加工尺寸为 一定反常 10mm×10mm×55mm的V型缺口夏比冲击试样， 两种实验钢奥氏体转变产物的低温韧性随冷却 按照GB/T229一2007在摆锤试验机上进行-40℃ 速率的变化规律也存在较大差异.如图2(b)所示， 的实验，每个冷却速率三个平行试样；将热模拟试样 随冷却速率升高，HSLA80奥氏体转变产物的韧性 沿热影响区中心部位切开，在VH一5型维氏硬度计 逐渐提高，当冷却速率低于1℃·s-时，HSLA80的 上检测截面的硬度，实验载荷为49N,每个试样采 冲击功只有40J左右，其冲击断口以解理为主，如图 20个点；对冷却速率0.5℃·s-1的热模拟试样在 3(a)所示，断面纤维率仅为10%，为脆性断裂：冷却 600℃进行系列时间的回火处理，并按上述方法检 速率升高至20℃·s1,其冲击功提高至120J以上. 测维氏硬度. 随冷却速率提高，HSLA100奥氏体转变产物的冲击 将热模拟试样热影响区横截面打磨和抛光，后 韧性先上升后下降，0.1℃·s1下只有42J,为脆性

第 4 期 杨才福等: 高强度含铜钢奥氏体连续冷却转变产物的强韧性 耗和生产成本． 连续冷却过程中形成的 Cu 沉淀与等温时效过 程中形成的 Cu 沉淀存在明显差异，Thompson 等认 为 Cu 的等温时效析出属于脱溶过程，而 Cu 的连续 冷却析出属于相间沉淀过程［7］，此外在形核位置、 晶体学取向和微观结构等方面，两 者 也 存 在 差 异［4，6］． 冷却速率和 Cu 含量对 Cu 的相间沉淀具有 决定性影响［8--9］，Urtsev 等［10］通过理论计算得出了 两者间的关系． 目前，高强度含铜钢中 HSLA80 和 HSLA100 两个型号应用最为广泛，两者的基体组织 存在很大差异，调质处理后，HSLA80 的组织为针状 铁素体［11］，HSLA100 则为回火马氏体［12］，关于这两 种钢的连续冷却组织转变规律已有详细研究［13］，但 关于其奥氏体连续冷却后组织与强韧性的对应关系 尚缺乏系统研究，并且连续冷却过程中形成的 Cu 沉淀的熟化规律也尚不明确． 本文对高强度含铜钢 HSLA80 和 HSLA100 进行了热模拟实验，分析了其 连续冷却转变组织和 Cu 沉淀，探讨了这两种钢奥 氏体连续冷却分解产物的差异，以及连续冷却过程 中形成的 Cu 沉淀的熟化规律． 1 实验材料及方法 实验钢为屈服强度 550 MPa 级的 HSLA80 和屈 服强度 690 MPa 级的 HSLA100． HSLA80 中 C 质量 分数为 0. 04% ，Cu 质量分数为 1. 3% ，其他合金元 素为 1. 3% Ni、0. 8% Cr 和 0. 25% Mo; HSLA100 中 C 质量分数为 0. 04% ，Cu 质量分数为 1. 50% ，其他 合金元素为 3. 0% Ni、0. 6% Cr 和 0. 39% Mo． 两种 钢加入微量的 Nb 和 Ti． 生产工艺均为热轧 + 固 溶 + 时效． 沿钢板轧制方向切取长 80 mm，截面尺寸 10. 5 mm × 10. 5 mm 的热模拟试样，8 mm × 12 mm 的棒 状热模拟试样，首先将其在 910 ℃保温 1 h 后水淬的 处理，目 的 在 于 使 Cu 等合金元素完全固溶． 在 Gleeble3800 热模拟试验机上进行连续冷却实验，具 体工艺参数见图 1． 热模拟实验完成后，加工尺寸为 10 mm × 10 mm × 55 mm 的 V 型缺口夏比冲击试样， 按照 GB /T 229—2007 在摆锤试验机上进行 － 40 ℃ 的实验，每个冷却速率三个平行试样; 将热模拟试样 沿热影响区中心部位切开，在 VH--5 型维氏硬度计 上检测截面的硬度，实验载荷为 49 N，每个试样采 20 个点; 对冷却速率 0. 5 ℃·s － 1 的热模拟试样在 600 ℃进行系列时间的回火处理，并按上述方法检 测维氏硬度． 将热模拟试样热影响区横截面打磨和抛光，后 在 2% 硝酸酒精溶液中侵蚀． 用 S--4300 扫描电镜对 显微组织进行观察． 沿热模拟试样的截面切取厚度 为 0. 4 mm 的薄片，手工打磨至约 40 μm 后，用 6% 高氯酸乙醇溶液双喷离子减薄，用 H800 透射电镜 对精细组织和 Cu 沉淀进行观察． 图 1 热模拟工艺示意图 Fig． 1 Schematic diagram of Gleeble thermo-simulation process 2 实验结果 2. 1 钢的力学性能随冷却速率的变化 两种实验钢奥氏体转变产物的硬度随冷却速率 的变化规律存在较大差异． 如图2( a) 所示，HSLA80 奥氏体转变产物的硬度随冷速的变化分为三个阶 段: 第一阶段，冷速 0. 1 ～ 0. 5 ℃·s － 1 范围内，随冷却 速度上升，硬度逐渐提高; 第二阶段，冷速 0. 5 ～ 2 ℃· s －1 范围内，随冷却速度再提高，硬度下降; 第三阶 段，冷速 2 ～ 20 ℃·s － 1 范围内，随冷却速度提高，硬 度再次上升． 冷速 0. 5 ℃·s － 1 试样的硬度与冷速 20 ℃·s － 1 的相当． 在冷速 0. 1 ～ 20 ℃·s － 1 范围内，HS￾LA100 奥氏体连续冷却转变产物的硬度均明显高于 HSLA80，当冷却速率低于 2 ℃·s － 1 时冷却速率提高 而硬度基本保持不变，当冷却速率提高至 5 ℃·s － 1 以上时冷却速率提高而硬度略有上升． 对比可以看 出，冷却速率对 HSLA80 钢奥氏体转变产物硬度的 影响更为显著，并且其硬度随冷速的变化规律存在 一定反常． 两种实验钢奥氏体转变产物的低温韧性随冷却 速率的变化规律也存在较大差异． 如图 2( b) 所示， 随冷却速率升高，HSLA80 奥氏体转变产物的韧性 逐渐提高，当冷却速率低于 1 ℃·s － 1 时，HSLA80 的 冲击功只有 40 J 左右，其冲击断口以解理为主，如图 3( a) 所示，断面纤维率仅为 10% ，为脆性断裂; 冷却 速率升高至 20 ℃·s － 1 ，其冲击功提高至 120 J 以上． 随冷却速率提高，HSLA100 奥氏体转变产物的冲击 韧性先上升后下降，0. 1 ℃·s － 1 下只有 42 J，为脆性 ·439·

·440 北京科技大学学报 第36卷 断裂；冷却速率升高至0.5~5℃·s1,冲击功在200 却速率为20℃·s1,冲击功大幅降低至60J左右. J以上的水平，冲击断口以韧窝为主，如图3(b)和 对比可以看出，冷却速率对HSLA100奥氏体转变产 图3(c)所示，断面纤维率为80%，为韧性断裂：冷 物韧性的影响更为显著 300- (a 。-H51.A80 320 -HSLA100 240 280 180 ·-HSLA80 HSLA100 240 120 200 160 0.1 1020 0.1 10 冷却速率/℃·) 冷却速率℃·。 图2不同冷却速率热模拟试样的力学性能.(a)硬度：(b)夏比冲击功 Fig.2 Hardness and toughness of specimens with different cooling rates:(a)hardness:(b)Charpy impact energy 20 um 204m 20μm 图3冲击试样断口扫描电镜照片.(a)HSLA80,1℃·s1:(b)HSLA100,0.5℃·s1:(c)HSLA100,5℃·s1 Fig.3 SEM fractographs of Charpy impact specimens:(a)HSLA80,ICs!;(b)HSLA100,0.5Cs1:(c)HSLA100.5C.s1 2.2时效硬化 3分析与讨论 HSLA80钢试样以0.5℃·s-1的冷却速率在600℃ 下进行回火处理.由图4可见，随回火时间延长，硬 3.1显微组织对奥氏体分解产物强韧性的影响 度先上升后下降.回火10min后其硬度达到最高 奥氏体在不同冷却速率下的连续冷却分解产物 值，之后硬度逐渐下降，回火1h后的硬度与回火处 性质和所占比例的差异会造成其强韧性存在差异. 理之前接近. 下面分析不同显微组织对强韧性变化规律的影响. 如图5(a)所示，HSLA80奥氏体以0.1℃·s-1 的冷速连续冷却后，组织为多边形铁素体，其晶粒尺 280 寸在20m以上，在铁素体晶界处存在尺寸较大的 M/A岛.由于多边形铁素体本身硬度很低，且其晶 三240 粒尺寸较大，大尺寸M/A岛对韧性造成明显损害， 所以在0.1℃·s1的冷速条件下，HSLA80奥氏体分 器200 解产物的强韧性匹配最差.当冷却速率提高至 0.5℃·s1,连续冷却转变组织为块状铁素体加上一 定量的沿铁素体晶界分布M/A岛（图5(b)).连续 160 10m 10 10 109 10 10 冷却过程中形成的块状铁素体形状与多边形铁素体 时效时间s 相似，但其尺寸明显更小，位错密度更高，所以块 图4HSLA80连续冷却试样回火后的硬度 状铁素体的硬度高于多边形铁素体，但其低温韧性 Fig.4 Age hardening of HSLA80 specimens by continuous cooling 同样处于低水平，因此在空冷条件下，HSLA80钢奥

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 断裂; 冷却速率升高至 0. 5 ～ 5 ℃·s － 1 ，冲击功在 200 J 以上的水平，冲击断口以韧窝为主，如图 3( b) 和 图 3( c) 所示，断面纤维率为 80% ，为韧性断裂; 冷 却速率为 20 ℃·s － 1 ，冲击功大幅降低至 60 J 左右． 对比可以看出，冷却速率对 HSLA100 奥氏体转变产 物韧性的影响更为显著． 图 2 不同冷却速率热模拟试样的力学性能 . ( a) 硬度; ( b) 夏比冲击功 Fig． 2 Hardness and toughness of specimens with different cooling rates: ( a) hardness; ( b) Charpy impact energy 图 3 冲击试样断口扫描电镜照片． ( a) HSLA80，1 ℃·s － 1 ; ( b) HSLA100，0. 5 ℃·s － 1 ; ( c) HSLA100，5 ℃·s － 1 Fig． 3 SEM fractographs of Charpy impact specimens: ( a) HSLA80，1 ℃·s － 1 ; ( b) HSLA100，0. 5 ℃·s － 1 ; ( c) HSLA100，5 ℃·s － 1 2. 2 时效硬化 HSLA80 钢试样以0. 5 ℃·s －1 的冷却速率在 600 ℃ 下进行回火处理． 由图 4 可见，随回火时间延长，硬 度先上升后下降． 回火 10 min 后其硬度达到最高 值，之后硬度逐渐下降，回火 1 h 后的硬度与回火处 理之前接近． 图 4 HSLA80 连续冷却试样回火后的硬度 Fig． 4 Age hardening of HSLA80 specimens by continuous cooling 3 分析与讨论 3. 1 显微组织对奥氏体分解产物强韧性的影响 奥氏体在不同冷却速率下的连续冷却分解产物 性质和所占比例的差异会造成其强韧性存在差异． 下面分析不同显微组织对强韧性变化规律的影响． 如图 5( a) 所示，HSLA80 奥氏体以 0. 1 ℃·s － 1 的冷速连续冷却后，组织为多边形铁素体，其晶粒尺 寸在 20 μm 以上，在铁素体晶界处存在尺寸较大的 M/A 岛． 由于多边形铁素体本身硬度很低，且其晶 粒尺寸较大，大尺寸 M/A 岛对韧性造成明显损害， 所以在 0. 1 ℃·s － 1 的冷速条件下，HSLA80 奥氏体分 解产物的强韧性匹配最差． 当冷却速率提高至 0. 5 ℃·s － 1 ，连续冷却转变组织为块状铁素体加上一 定量的沿铁素体晶界分布 M/A 岛( 图 5( b) ) ． 连续 冷却过程中形成的块状铁素体形状与多边形铁素体 相似，但其尺寸明显更小，位错密度更高［14］，所以块 状铁素体的硬度高于多边形铁素体，但其低温韧性 同样处于低水平，因此在空冷条件下，HSLA80 钢奥 ·440·

第4期 杨才福等：高强度含铜钢奥氏体连续冷却转变产物的强韧性 ·441· (a) (b) 10 um 104m (ej d I0μm 10μm e 10 um 104m g 10μm 10 um 图5不同冷却速率热模拟试样的显微组织扫描电镜照片.(a)0.1℃·s1,HsLA80:(b)0.5℃·s1,HSLA80:(c)5℃·s1,HSLA80: (d)20℃s-1,HSLA80:(e)0.1℃·s1,HsLA100:(f00.5℃s1,HsLA100:(g)5℃s1,HSLA100:(h)20℃s1,HSLA100 Fig.5 SEM images of Cleeble specimens at different cooling rates:(a)0.1C.s-,HSLA80:(b)0.5Cs,HSLA80:(e)5Cs.HS- LA80:(d)20℃·s1,HSLA80:(e)0.1℃·s1,HSLA100:(f00.5℃·s-1,HSLA100:(g)5℃s-l,HSLA100:(h)20℃s1,HSLA100

第 4 期 杨才福等: 高强度含铜钢奥氏体连续冷却转变产物的强韧性 图 5 不同冷却速率热模拟试样的显微组织扫描电镜照片． ( a) 0. 1 ℃·s － 1，HSLA80; ( b) 0. 5 ℃·s － 1，HSLA80; ( c) 5 ℃·s － 1，HSLA80; ( d) 20 ℃·s － 1，HSLA80; ( e) 0. 1 ℃·s － 1，HSLA100; ( f) 0. 5 ℃·s － 1，HSLA100; ( g) 5 ℃·s － 1，HSLA100; ( h) 20 ℃·s － 1，HSLA100 Fig． 5 SEM images of Gleeble specimens at different cooling rates: ( a) 0. 1 ℃·s － 1，HSLA80; ( b) 0. 5 ℃·s － 1，HSLA80; ( c) 5 ℃·s － 1，HS￾LA80; ( d) 20 ℃·s － 1，HSLA80; ( e) 0. 1 ℃·s － 1，HSLA100; ( f) 0. 5 ℃·s － 1，HSLA100; ( g) 5 ℃·s － 1，HSLA100; ( h) 20 ℃·s － 1，HSLA100 ·441·

·442 北京科技大学学报 第36卷 氏体分解产物的强韧性匹配仍较差.当冷却速率进 用较小，并且其尺寸和数量在实验过程中不发生明 一步提高至5℃·s,组织为粒状贝氏体（图5 显变化，故造成不同冷速下奥氏体连续冷却分解产 (),这种岛状组织中包括M/A岛和残余奥氏体， 物的硬度差异的纳米级第二相为C山沉淀颗粒. M/A岛尺寸较小，显然这种分解产物的韧性高于冷 在冷速0.1~1℃·s-1范围内，HSLA80钢奥氏 速0.1和0.5℃·s1下得到的分解产物.当冷速达 体分解产物中存在椭球状的C山沉淀.冷却速率 到20℃·s,组织为典型的贝氏体（图5(d)),此种 1℃·s-1时，Cu沉淀较小但分布不均匀（图6(a)), 奥氏体分解产物具有最佳的强韧性匹配 其平均直径约为11nm,平均间距约为66nm(图7)； 在冷速0.1~20℃·s1范围内，HSLA100钢的 冷却速率0.5℃·s时，Cu沉淀尺寸略有增大（图6 奥氏体分解产物以贝氏体为主.如图5()所示，在 (b)),平均直径约为15nm,平均间距降低至50nm; 冷速0.1℃·s1下，奥氏体转变产物以粒状贝氏体 冷却速率降至0.1℃·s时，Cu沉淀尺寸明显增大， 为主，存在一定量的板条贝氏体，这种转变产物的硬 数量明显减少（图6(c).根据文献提出的沉淀强 度较高，但由于其中存在大量的M/A岛，造成其低 化模型，冷却速率0.5℃·s1时产生的Cu沉淀强化 温韧性很差：在冷速05~5℃·s1范围内，奥氏 效果最大.这证明了Cu沉淀的出现是奥氏体连 体转变组织为板条贝氏体（图5(）和5(g)),其强 续冷却产物的硬度随冷速变化出现反常的原因.结 韧性匹配良好；在冷速20℃·s1下，奥氏体转变组 合图2(b)还可以看出，Cu沉淀的出现损害连续冷 织为板条贝氏体加部分马氏体（图5(）)，高硬度 却产物的韧性 马氏体的出现，造成韧性大幅下降.综上所述，在缓 在冷速0.1~20℃·s-1范围内，HSLA100的奥 冷和快冷的条件下，HSLA100的奥氏体分解产物的 氏体连续冷却转变产物中均未出现C山沉淀.根据 强韧性匹配均较差. 3.1节的分析结果，由于其奥氏体连续冷却转变产 3.2Cu的相间析出对奥氏体分解产物强韧性的 物为贝氏体等中低温转变产物，该转变过程发生温 影响 度较低且完成较快，而Cu析出完成需时间远大于 HSLA80在冷却速率0.5℃·s时出现硬度峰 奥氏体分解时间，所以不具备发生Cu沉淀的条 值（图2(a)所示），这与低合金钢奥氏体连续冷却 件叼.根据图2(a),在低冷速下硬度未出现大幅提 分解产物硬度随冷却速率增大而提高的规律存在差 高，所以低冷速下也不会形成大量的Cu的偏聚区， 异.下面通过连续冷却过程中C山相间沉淀解释这一 Cu仍处于固溶状态.以上分析证明含铜钢奥氏体 现象.经计算在本实验选择的奥氏体化温度1000℃， 连续冷却转变为铁素体时，Cú会发生沉淀，并且本 固溶Cu的质量分数为5.22%，所以在连续冷却前， 文的实验结果与能够产生Cu析出的最高冷却速率 Cu完全固溶于奥氏体 的计算结果0较为一致：而当含铜钢的奥氏体连续 在本文的实验中，钢中的Nb和Ti的碳氮化物 冷却转变产物为贝氏体或马氏体时，则不会产生Cu 的析出均发生在奥氏体中，这些析出物沉淀强化作 的沉淀，这一结果也证实了相关的研究 0.3um 0.3μm 0.3Am 图6HSLA80不同冷却速率试样中Cu沉淀透射电镜暗场像.(a)1℃·s1:(b)0.5℃·s-l:(c)0.1℃·s1 Fig.6 TEM dark field images of Cu precipitates formed at different cooling rates in HSLA80 specimens:(a)IC.s;(b)0.5C's;(c)0.I ℃sl 3.3连续冷却过程中形成的Cu沉淀的熟化规律 效24h后尺寸显著增大，数量减少（图8(b)),发生 如图8(a)所示，冷却速率0.5℃·s1的试样中 熟化.选区衍射分析表明，连续冷却过程中形成的Cu Cu沉淀数量较多，尺寸较小，尚未发生明显熟化：时 沉淀与基体a-Fe符合KS位向关系（图8(c)

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 氏体分解产物的强韧性匹配仍较差． 当冷却速率进 一步提 高 至 5 ℃·s － 1 ，组织为粒状贝氏体 ( 图 5 ( c) ) ，这种岛状组织中包括 M/A 岛和残余奥氏体， M/A 岛尺寸较小，显然这种分解产物的韧性高于冷 速 0. 1 和 0. 5 ℃·s － 1 下得到的分解产物． 当冷速达 到 20 ℃·s － 1 ，组织为典型的贝氏体( 图 5( d) ) ，此种 奥氏体分解产物具有最佳的强韧性匹配． 在冷速 0. 1 ～ 20 ℃·s － 1 范围内，HSLA100 钢的 奥氏体分解产物以贝氏体为主． 如图 5( e) 所示，在 冷速 0. 1 ℃·s － 1 下，奥氏体转变产物以粒状贝氏体 为主，存在一定量的板条贝氏体，这种转变产物的硬 度较高，但由于其中存在大量的 M/A 岛，造成其低 温韧性很差［15］; 在冷速 0. 5 ～ 5 ℃·s － 1 范围内，奥氏 体转变组织为板条贝氏体( 图 5( f) 和 5( g) ) ，其强 韧性匹配良好; 在冷速 20 ℃·s － 1 下，奥氏体转变组 织为板条贝氏体加部分马氏体( 图 5( h) ) ，高硬度 马氏体的出现，造成韧性大幅下降． 综上所述，在缓 冷和快冷的条件下，HSLA100 的奥氏体分解产物的 强韧性匹配均较差． 3. 2 Cu 的相间析出对奥氏体分解产物强韧性的 影响 HSLA80 在冷却速率 0. 5 ℃·s － 1 时出现硬度峰 值( 图 2( a) 所示) ，这与低合金钢奥氏体连续冷却 分解产物硬度随冷却速率增大而提高的规律存在差 异． 下面通过连续冷却过程中 Cu 相间沉淀解释这一 现象． 经计算在本实验选择的奥氏体化温度 1000 ℃， 固溶 Cu 的质量分数为 5. 22% ，所以在连续冷却前， Cu 完全固溶于奥氏体． 在本文的实验中，钢中的 Nb 和 Ti 的碳氮化物 的析出均发生在奥氏体中，这些析出物沉淀强化作 用较小，并且其尺寸和数量在实验过程中不发生明 显变化，故造成不同冷速下奥氏体连续冷却分解产 物的硬度差异的纳米级第二相为 Cu 沉淀颗粒． 在冷速 0. 1 ～ 1 ℃·s － 1 范围内，HSLA80 钢奥氏 体分解产物中存在椭球状的 Cu 沉淀． 冷却速率 1 ℃·s － 1 时，Cu 沉淀较小但分布不均匀( 图 6( a) ) ， 其平均直径约为 11 nm，平均间距约为 66 nm( 图 7) ; 冷却速率 0. 5 ℃·s － 1 时，Cu 沉淀尺寸略有增大( 图 6 ( b) ) ，平均直径约为 15 nm，平均间距降低至 50 nm; 冷却速率降至0. 1 ℃·s － 1 时，Cu 沉淀尺寸明显增大， 数量明显减少( 图 6( c) ) ． 根据文献提出的沉淀强 化模型，冷却速率 0. 5 ℃·s － 1 时产生的 Cu 沉淀强化 效果最大［16］． 这证明了 Cu 沉淀的出现是奥氏体连 续冷却产物的硬度随冷速变化出现反常的原因． 结 合图 2( b) 还可以看出，Cu 沉淀的出现损害连续冷 却产物的韧性． 在冷速 0. 1 ～ 20 ℃·s － 1 范围内，HSLA100 的奥 氏体连续冷却转变产物中均未出现 Cu 沉淀． 根据 3. 1 节的分析结果，由于其奥氏体连续冷却转变产 物为贝氏体等中低温转变产物，该转变过程发生温 度较低且完成较快，而 Cu 析出完成需时间远大于 奥氏体分解时间，所以不具备发生 Cu 沉 淀 的 条 件［17］． 根据图 2( a) ，在低冷速下硬度未出现大幅提 高，所以低冷速下也不会形成大量的 Cu 的偏聚区， Cu 仍处于固溶状态． 以上分析证明含铜钢奥氏体 连续冷却转变为铁素体时，Cu 会发生沉淀，并且本 文的实验结果与能够产生 Cu 析出的最高冷却速率 的计算结果［10］较为一致; 而当含铜钢的奥氏体连续 冷却转变产物为贝氏体或马氏体时，则不会产生 Cu 的沉淀，这一结果也证实了相关的研究［18］． 图 6 HSLA80 不同冷却速率试样中 Cu 沉淀透射电镜暗场像． ( a) 1 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 5 ℃·s － 1 ; ( c) 0. 1 ℃·s － 1 Fig． 6 TEM dark field images of Cu precipitates formed at different cooling rates in HSLA80 specimens: ( a) 1 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 5 ℃·s － 1 ; ( c) 0. 1 ℃·s － 1 3. 3 连续冷却过程中形成的 Cu 沉淀的熟化规律 如图 8( a) 所示，冷却速率 0. 5 ℃·s － 1 的试样中 Cu 沉淀数量较多，尺寸较小，尚未发生明显熟化; 时 效 24 h 后尺寸显著增大，数量减少( 图 8( b) ) ，发生 熟化． 选区衍射分析表明，连续冷却过程中形成的 Cu 沉淀与基体 α--Fe 符合 K--S 位向关系( 图8( c) ) ． ·442·

第4期 杨才福等：高强度含铜钢奥氏体连续冷却转变产物的强韧性 ·443· 100 (a) 0 80 20 60 20 0.5 10 01 0.5 冷却速率（℃·、 冷却速率（℃· 图7H1A80不同冷却速率试样中C:沉淀的尺寸和数量 Fig.7 Size and quantity of Cu precipitates in HSLA80 specimens at different cooling rates 0.2 Hm 0.2Hm e d 20000 i01 (01T 16000 (2001 8 12000 (110)》 8000Fe Cu 4000 —B=[111]a-Fe 一=p1用0g 2000 40006000 8000 10000 能量eV 图8HSLA80钢冷却速率0.5℃·s1热模拟试样中Cu沉淀.(a)0.5℃·s1连续冷却：(b)600℃时效24h:(c)连续冷却过程中形成的 Cu沉淀的选区衍射：(d)连续冷却过程中形成的Cu沉淀的能谱分析 Fig.8 Cu precipitates in HSLA80 Gleeble specimen with the cooling rate of 0.5C.s:(a)0.5 C's-!continuous cooling:(b)24h aging at 600 C:(c)SAED pattern of Cu precipitates formed during continuous cooling:(d)EDS spectrum of Cu precipitates formed during continuous cooling 本文根据Ostwald熟化机制，计算了连续冷却 火时间大于3h,计算结果与实验观察结果符合较 过程中形成的Cu沉淀在600℃下不同回火时间后 好，而等温时间较短时计算结果偏小.这是由于在 的尺寸，并与实验观察数值进行了对比，以讨论连续 Cu沉淀尺寸较小时，其实际化学组成相比纯Cu存 冷却过程中形成的C沉淀的熟化规律.根据文献 在一定偏差关系，随沉淀尺寸增大，这种偏差减小， D9],直径大于9nm的Cu沉淀为面心立方结构，并 化学组成的偏差影响界面能的数值，从而造成Cu 且Cu沉淀与基体a-Fe为半共格关系，假设Cu沉 沉淀直径的计算结果发生偏差.综上所述，直径大 淀为化学组成100%Cu,首先计算出600℃时Cu沉 于14nm的Cu沉淀严格按照Ostwald熟化机制长 淀与基体a-fe的界面能为0.475Jm2,不考虑界 大，其半径随时效时间B变化. 面能随沉淀尺寸增大而变化.如图9所示，计算结 钢中C山沉淀产生沉淀强化，使得钢的屈服强 果与透射电镜观察的C山沉淀尺寸对比发现，当回 度增大，其效果取决于沉淀的尺寸和数量.如前所

第 4 期 杨才福等: 高强度含铜钢奥氏体连续冷却转变产物的强韧性 图 7 HSLA80 不同冷却速率试样中 Cu 沉淀的尺寸和数量 Fig． 7 Size and quantity of Cu precipitates in HSLA80 specimens at different cooling rates 图 8 HSLA80 钢冷却速率 0. 5 ℃·s － 1热模拟试样中 Cu 沉淀 . ( a) 0. 5 ℃·s － 1连续冷却; ( b) 600 ℃时效 24 h; ( c) 连续冷却过程中形成的 Cu 沉淀的选区衍射; ( d) 连续冷却过程中形成的 Cu 沉淀的能谱分析 Fig． 8 Cu precipitates in HSLA80 Gleeble specimen with the cooling rate of 0. 5 ℃·s － 1 : ( a) 0. 5 ℃·s － 1 continuous cooling; ( b) 24 h aging at 600 ℃ ; ( c) SAED pattern of Cu precipitates formed during continuous cooling; ( d) EDS spectrum of Cu precipitates formed during continuous cooling 本文根据 Ostwald 熟化机制，计算了连续冷却 过程中形成的 Cu 沉淀在 600 ℃ 下不同回火时间后 的尺寸，并与实验观察数值进行了对比，以讨论连续 冷却过程中形成的 Cu 沉淀的熟化规律． 根据文献 ［19］，直径大于9 nm 的 Cu 沉淀为面心立方结构，并 且 Cu 沉淀与基体 α--Fe 为半共格关系，假设 Cu 沉 淀为化学组成 100% Cu，首先计算出 600 ℃时 Cu 沉 淀与基体 α--Fe 的界面能为 0. 475 J·m － 2 ，不考虑界 面能随沉淀尺寸增大而变化． 如图 9 所示，计算结 果与透射电镜观察的 Cu 沉淀尺寸对比发现，当回 火时间大于 3 h，计算结果与实验观察结果符合较 好，而等温时间较短时计算结果偏小． 这是由于在 Cu 沉淀尺寸较小时，其实际化学组成相比纯 Cu 存 在一定偏差关系，随沉淀尺寸增大，这种偏差减小， 化学组成的偏差影响界面能的数值，从而造成 Cu 沉淀直径的计算结果发生偏差． 综上所述，直径大 于 14 nm 的 Cu 沉淀严格按照 Ostwald 熟化机制长 大，其半径随时效时间 t 1 /3 变化． 钢中 Cu 沉淀产生沉淀强化，使得钢的屈服强 度增大，其效果取决于沉淀的尺寸和数量． 如前所 ·443·

·444 北京科技大学学报 第36卷 200 30 一计算值 一屈服强度增量 280 ·透射电镜观察 …沉淀间距 25 160 240 200 20 120 160 120 80 80 1 10 10 10 同火时间人 10 10 10 10 回火时间/ 图9连续冷却过程中形成的C山沉淀的熟化规律 Fig.9 Ripening of Cu precipitates formed during continuous cooling 图10Cu沉淀产生的沉淀强化效果随回火时间的变化 Fig.10 Change of Cu precipitation strengthening with aging time 述，连续冷却过程中形成的C沉淀在回火过程中 熟化，必然引起其沉淀强化的效果发生改变.根据 化，韧性逐渐提高，快速冷却处理可提高其韧性： 上述Cu沉淀的尺寸计算Cu沉淀强化效果的变化. HSLA100钢奥氏体连续冷却转变产物的硬度均高 于同冷却速率下的HSLA80钢试样，并且随冷却速 C沉淀所造成的屈服强度增量与沉淀的平均直径 和平均间距具有对应关系四.首先根据下式计算 率变化其基本保持不变，但其韧性随冷却速率变化 Cu沉淀的平均间距A 很大，快速冷却处理后韧性很低 (2)HSLA80钢和HSLA1O0钢奥氏体连续冷却 λ=1.25 、d (1) 转变产物的组织存在较大差异.在0.1~20℃·s1 6f de 4d. 范围内，随冷却速率升高，HSLA80钢的奥氏体分解 式中：f为沉淀的体积分数，HSLA80钢中Cu质量分 产物由多边形铁素体向块状铁素体和粒状贝氏体转 数为1.30%，由于在600℃下固溶于铁素体中Cu的 变；HSLA100钢的奥氏体分解产物以贝氏体为主， 质量分数为0.51%，所以得出600℃下Cu沉淀的体 随冷却速率升高，粒状贝氏体减少，板条贝氏体增 多，最高冷却速率下存在少量马氏体 积分数f为0.89%；d,为Cu沉淀的直径，d心、d和 (3)当连续冷却过程中形成的Cu沉淀直径大 d。分别为d、和d。的平均值.计算得到的不同 于14nm时，其等温长大符合Ostwald熟化规律，沉 回火时间下Cū沉淀的间距示于图10.可以看出回 淀半径随时效时间变化 火24h后，Cu沉淀的间距增大至200nm以上，表明 其数量已大为减少.将不同回火时间下C沉淀的 参考文献 直径和间距，带入下式以计算沉淀强化效果： [1]Ghosh A,Mishra B,Das S,et al.An ultra low carbon Cu bearing d如-na+Bd). steel:influence of thermomechanical processing and aging heat (2) treatment on structure and properties.Mater Sci Eng A,2004, 374(1/2):43 式中：△σ为屈服强度增量：G为基体a-Fe的切变 Dhua S K,Mukerjee D,Sarma D S.Influence of tempering on the 弹性模量，取80635MPa;b为基体位错的伯氏矢量， E microstructure and mechanical properties of HSLA-00 Steel 基体a-fe的全位错为b=号10)，计算结果示于 plates.Metall Mater Trans A,2001,32(9):2259 Yoo JY,Choo W Y,Park T W,et al.Microstructures and age 图10.可以看出，随时效回火延长，强化效果先上升 hardening characteristics of direct quenched Cu bearing HSLA 后下降，20min左右达最大值185MPa,回火时间3h steel.S0lmt,1995,35(8):1034 以上产生的屈服强度增量显著下降，己不足60 4] ThompsonS W,Krauss G.Copper precipitation during continuous MPa. cooling and isothermal aging of A710-ype steels.Metall Mater Trans A,1996,27(6:1573 4结论 5]Kimura Y,Takaki S.Phase transformation mechanism of Fe-Cu alloys.Slnt,1997,37(3):290 (1)高强度含铜钢HSLA80和HSLA1O0的奥氏 [6]Thompson S W,Colvin DJ,Krauss G.Continuous cooling trans- 体连续冷却转变产物的强韧性存在较大差异.在冷 formations and microstructures in a low-carbon,high-strength low- 却速率0.1~20℃·s-1范围内，HSLA80钢奥氏体连 alloy plate steel.Metall Tran A,1990,21(6):1493 续冷却转变产物的硬度随冷却速率变化分阶段变 [7]Thompson S W,Krauss G,Tseng CC.A new model of interphase

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 图 9 连续冷却过程中形成的 Cu 沉淀的熟化规律 Fig． 9 Ｒipening of Cu precipitates formed during continuous cooling 述，连续冷却过程中形成的 Cu 沉淀在回火过程中 熟化，必然引起其沉淀强化的效果发生改变． 根据 上述 Cu 沉淀的尺寸计算 Cu 沉淀强化效果的变化． Cu 沉淀所造成的屈服强度增量与沉淀的平均直径 和平均间距具有对应关系［20］． 首先根据下式计算 Cu 沉淀的平均间距 λ ［16］: λ = 1. 25 πd3 p 槡6f dp － πd2 p 4dp ． ( 1) 式中: f 为沉淀的体积分数，HSLA80 钢中 Cu 质量分 数为1. 30% ，由于在600 ℃下固溶于铁素体中 Cu 的 质量分数为0. 51% ，所以得出600 ℃下 Cu 沉淀的体 积分数 f 为 0. 89% ; dp 为 Cu 沉淀的直径，d3 p、d2 p 和 dp 分别为 d3 p、d2 p 和 dp 的平均值． 计算得到的不同 回火时间下 Cu 沉淀的间距示于图 10． 可以看出回 火 24 h 后，Cu 沉淀的间距增大至 200 nm 以上，表明 其数量已大为减少． 将不同回火时间下 Cu 沉淀的 直径和间距，带入下式以计算沉淀强化效果: Δσ = kGb λ sin ( α + β dp ) ． ( 2) 式中: Δσ 为屈服强度增量; G 为基体 α--Fe 的切变 弹性模量，取 80635 MPa; b 为基体位错的伯氏矢量， 基体 α--Fe 的全位错为 b = a 2 〈110〉，计算结果示于 图 10． 可以看出，随时效回火延长，强化效果先上升 后下降，20 min 左右达最大值 185 MPa，回火时间 3 h 以上产 生 的 屈 服 强 度 增 量 显 著 下 降，已 不 足 60 MPa． 4 结论 ( 1) 高强度含铜钢 HSLA80 和 HSLA100 的奥氏 体连续冷却转变产物的强韧性存在较大差异． 在冷 却速率 0. 1 ～ 20 ℃·s － 1 范围内，HSLA80 钢奥氏体连 续冷却转变产物的硬度随冷却速率变化分阶段变 图 10 Cu 沉淀产生的沉淀强化效果随回火时间的变化 Fig． 10 Change of Cu precipitation strengthening with aging time 化，韧性逐渐提高，快速冷却处理可提高其韧性; HSLA100 钢奥氏体连续冷却转变产物的硬度均高 于同冷却速率下的 HSLA80 钢试样，并且随冷却速 率变化其基本保持不变，但其韧性随冷却速率变化 很大，快速冷却处理后韧性很低． ( 2) HSLA80 钢和 HSLA100 钢奥氏体连续冷却 转变产物的组织存在较大差异． 在 0. 1 ～ 20 ℃·s － 1 范围内，随冷却速率升高，HSLA80 钢的奥氏体分解 产物由多边形铁素体向块状铁素体和粒状贝氏体转 变; HSLA100 钢的奥氏体分解产物以贝氏体为主， 随冷却速率升高，粒状贝氏体减少，板条贝氏体增 多，最高冷却速率下存在少量马氏体． ( 3) 当连续冷却过程中形成的 Cu 沉淀直径大 于 14 nm 时，其等温长大符合 Ostwald 熟化规律，沉 淀半径随时效时间 t 1 /3 变化． 参 考 文 献 ［1］ Ghosh A，Mishra B，Das S，et al． An ultra low carbon Cu bearing steel: influence of thermomechanical processing and aging heat treatment on structure and properties． Mater Sci Eng A，2004， 374( 1 /2) : 43 ［2］ Dhua S K，Mukerjee D，Sarma D S． Influence of tempering on the microstructure and mechanical properties of HSLA-100 Steel plates． Metall Mater Trans A，2001，32( 9) : 2259 ［3］ Yoo J Y，Choo W Y，Park T W，et al． Microstructures and age hardening characteristics of direct quenched Cu bearing HSLA steel． ISIJ Int，1995，35( 8) : 1034 ［4］ Thompson S W，Krauss G． Copper precipitation during continuous cooling and isothermal aging of A710-type steels． Metall Mater Trans A，1996，27( 6) : 1573 ［5］ Kimura Y，Takaki S． Phase transformation mechanism of Fe-Cu alloys． ISIJ Int，1997，37( 3) : 290 ［6］ Thompson S W，Colvin D J，Krauss G． Continuous cooling trans￾formations and microstructures in a low-carbon，high-strength low￾alloy plate steel． Metall Tran A，1990，21( 6) : 1493 ［7］ Thompson S W，Krauss G，Tseng C C． A new model of interphase ·444·

第4期 杨才福等：高强度含铜钢奥氏体连续冷却转变产物的强韧性 ·445· precipitation in copper-ontaining steels.J Mater Sci Lett,1998. and below the "bay region"of an Fe0.19Pct C2.30Pct Mo al- 17(24):2075 loy.Metall Trans A,1987,18 (12)2047 [8]Li C,Wang X M,Shang C J,et al.Effect of Cu content on pre- [15]Zhang Y Q,Zhang R J,Su H,et al.Effect of granular bainite cipitation during continuous cooling.Iron Steel,2011,46(8):73 on mechanical properties of microalloyed 10MnNiCr steel.fron (李闯，王学敏，尚成嘉，等。连续冷却过程中铜含量对析出 Seel,2003,38(11):45 的影响.钢铁，2011,46(8)：73) (张永权，张荣久，苏航，等.粒状贝氏体对10 MnNiCr微合 9]Li C.Wang X M,Shang C J,et al.Study on precipitation behav- 金钢力学性能的影响.钢铁，2003,38(11)：45) ior of phases containing Cu in the Cu-bearing steel in continuous [16]Nakashima K,Futamura Y,Tsuchiyama T.Interaction between cooling process.Acta Metall Sin,2010,46(12)1488 dislocation and copper particles in Fe-Cu alloys.IS//nt2002, (李闯，王学敏，尚成嘉，等.连续冷却过程中含C山相在钢中 42(12):1541 析出行为的研究.金属学报，2010,46(12)：1488) [17]Perez M,Perrard F,Massardier V,et al.Low-emperature solu- [10]Urtsev V N,Mirzaev DA,Yakovlev I L.Transformation of aus- bility of copper in iron:experimental study using thermoelectric tenite in Fe-Cu alloys:IIl.Copper precipitation during cooling power,small angle X-ray seattering and tomographic atom probe. and holding of steels alloyed with copper.Phys Met Metallogr, Philos Mag,2005,85(20）:2197 2008,105(5):477 [18]Li C,Wang X M,Shang C J,et al.Influence of microstructure [11]Das S,Chosh A,Chatterjee S,et al.Microstructural character- on precipitation of steel bearing copper.Mater Sci Technol, ization of controlled forged HSLA80 steel by transmission elec- 2011,19(4):6 tron microscopy.Mater Charact,2003,50(4/5):305 (李闯，王学敏，尚成嘉，等.组织对含铜钢中析出行为的影 [12]Varughese R,Howell P R.The application of metallographic 响.材料科学与工艺，2011,19(4)：6) techniques to the study of the tempering of HSLA-00 steel.Ma- ǖ9] Gagliano M S,Fine M E.Characterization of the nucleation and ter Charac,1993,30(4):261 growth behavior of copper precipitates in low-abon steels.M- [13]Thompson S W,Colvin DJ,Krauss G.Austenite decomposition all Mater Trans A,2004,35(8):2323 during continuous cooling of an HSLA-80 plate steel.Metall Ma- D20]Holzera I,Kozeschnik E.Computer simulation of the yield ter Trans A,1996,27(6):1557 strength evolution in Cu-precipitation strengthened ferritic steel. [14]Tsubakino H,Aaronson H I.Ferrite and carbide morphologies in Mater Sci Eng A,2010,527(15):3546

第 4 期 杨才福等: 高强度含铜钢奥氏体连续冷却转变产物的强韧性 precipitation in copper-containing steels． J Mater Sci Lett，1998， 17( 24) : 2075 ［8］ Li C，Wang X M，Shang C J，et al． Effect of Cu content on pre￾cipitation during continuous cooling． Iron Steel，2011，46( 8) : 73 ( 李闯，王学敏，尚成嘉，等． 连续冷却过程中铜含量对析出 的影响． 钢铁，2011，46( 8) : 73) ［9］ Li C，Wang X M，Shang C J，et al． Study on precipitation behav￾ior of phases containing Cu in the Cu-bearing steel in continuous cooling process． Acta Metall Sin，2010，46( 12) : 1488 ( 李闯，王学敏，尚成嘉，等． 连续冷却过程中含 Cu 相在钢中 析出行为的研究． 金属学报，2010，46( 12) : 1488) ［10］ Urtsev V N，Mirzaev D A，Yakovlev I L． Transformation of aus￾tenite in Fe-Cu alloys: III． Copper precipitation during cooling and holding of steels alloyed with copper． Phys Met Metallogr， 2008，105( 5) : 477 ［11］ Das S，Ghosh A，Chatterjee S，et al． Microstructural character￾ization of controlled forged HSLA-80 steel by transmission elec￾tron microscopy． Mater Charact，2003，50( 4 /5) : 305 ［12］ Varughese Ｒ，Howell P Ｒ． The application of metallographic techniques to the study of the tempering of HSLA-100 steel． Ma￾ter Charac，1993，30( 4) : 261 ［13］ Thompson S W，Colvin D J，Krauss G． Austenite decomposition during continuous cooling of an HSLA-80 plate steel． Metall Ma￾ter Trans A，1996，27( 6) : 1557 ［14］ Tsubakino H，Aaronson H I． Ferrite and carbide morphologies in and below the“bay region”of an Fe-0. 19Pct C-2. 30Pct Mo al￾loy． Metall Trans A，1987，18( 12) : 2047 ［15］ Zhang Y Q，Zhang Ｒ J，Su H，et al． Effect of granular bainite on mechanical properties of microalloyed 10MnNiCr steel． Iron Steel，2003，38( 11) : 45 ( 张永权，张荣久，苏航，等． 粒状贝氏体对 10MnNiCr 微合 金钢力学性能的影响． 钢铁，2003，38( 11) : 45) ［16］ Nakashima K，Futamura Y，Tsuchiyama T． Interaction between dislocation and copper particles in Fe-Cu alloys． ISIJ Int，2002， 42( 12) : 1541 ［17］ Perez M，Perrard F，Massardier V，et al． Low-temperature solu￾bility of copper in iron: experimental study using thermoelectric power，small angle X-ray scattering and tomographic atom probe． Philos Mag，2005，85( 20) : 2197 ［18］ Li C，Wang X M，Shang C J，et al． Influence of microstructure on precipitation of steel bearing copper． Mater Sci Technol， 2011，19( 4) : 6 ( 李闯，王学敏，尚成嘉，等． 组织对含铜钢中析出行为的影 响． 材料科学与工艺，2011，19( 4) : 6) ［19］ Gagliano M S，Fine M E． Characterization of the nucleation and growth behavior of copper precipitates in low-carbon steels． Met￾all Mater Trans A，2004，35( 8) : 2323 ［20］ Holzera I，Kozeschnik E． Computer simulation of the yield strength evolution in Cu-precipitation strengthened ferritic steel． Mater Sci Eng A，2010，527( 15) : 3546 ·445·