TMCP工艺对Si—Mn系贝氏体钢组织与性能的影响

工程科学学报，第38卷，第8期：1115-1122,2016年8月 Chinese Journal of Engineering,Vol.38,No.8:1115-1122,August 2016 D0l:10.13374/j.issn2095-9389.2016.08.010:http://journals..ustb.edu.cn TMCP工艺对Si-Mn系贝氏体钢组织与性能的影响 李明保四，胡水平 北京科技大学治金工程研究院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:limingbaole6@163.com 摘要研究了轧后中温缓慢冷却与中温等温两种不同的热机械控制工艺(thermomechanical control process,TMCP)对硅锰 系贝氏体钢的组织与性能的影响.通过拉伸试验机测试试验钢的力学性能，利用扫描电子显微镜、电子背散射衍射等分析手 段对试验钢进行显微组织结构分析，并利用X射线衍射测定残余奥氏体含量.结果表明：随着轧后连续缓慢冷却开始温度的 升高，贝氏体钢的抗拉强度、硬度及拉伸应变硬化指数值有所提高，伸长率和冲击韧性降低，屈强比先降低后升高.随着轧 后等温时间的延长，贝氏体钢的抗拉强度与屈强比先降低后升高，伸长率及冲击韧性先升高后降低.相对于等温制度，连续 缓慢冷却可得到更好的综合力学性能，强塑积明显高于前者，伸长率比前者高20%以上 关键词贝氏体钢：热机械处理：显微组织：力学性能 分类号TG142.1 Effect of TMCP on the microstructure and mechanical properties of Si-Mn series bainitic steel LI Ming-bao HU Shui-ping Engineering Research Institute,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:limingbaol6@163.com ABSTRACT The effects of two different thermomechanical control processes (TMCP)including medium temperature slow cooling and medium temperature isothermal treatment after rolling on the microstructure and mechanical properties of Si-Mn series bainitic steel were investigated in this paper.The mechanical properties of the steel were studied by a tensile testing machine,the microstruc- ture was characterized by means of scanning electron microscopy and electron backscatter diffraction,and the amount of retained austenite in the steel was determined by X-ray diffraction analysis.The results show that,as the starting slow cooling temperature after rolling rises,the tensile strength,hardness and tensile strain hardening exponent n increase,the elongation rate and the impact tough- ness decrease,and the yield-strength ratio decreases first and then increases.When the isothermal time after rolling extends,the tensile strength and the yield-strength ratio of the steel first decrease and then increase,but the elongation and the impact toughness have a reverse trend.Compared with the isothermal regime,the continuous slow cooling can get better comprehensive mechanical prop- erties,the product of tensile strength and elongation is higher,and the elongation is 20%higher than that of the former. KEY WORDS bainitic steels:thermomechanical treatment;microstructure;mechanical properties 贝氏体钢具有良好的综合力学性能，受到人们的 刘东雨等四研发出Mn-B系空冷贝氏体钢.Mn可以 广泛关注.20世纪30年代初，美国科学家Bain等首 大幅度降低Bs点，且可以降低生产成本.Caballero 先发现贝氏体组织.随后，康沫狂等四在Mo-B系和 等B则研究结果显示，无碳贝氏体钢在抗拉强度达到 Mo系贝氏体钢以及贝氏体相变方面做出杰出贡献. 1600~1800MPa的同时，伸长率仍可以保持在10%以 收稿日期：2015-08-02 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51274036)

工程科学学报，第 38 卷，第 8 期: 1115--1122，2016 年 8 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 38，No． 8: 1115--1122，August 2016 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2016． 08． 010; http: / /journals． ustb． edu． cn TMCP 工艺对 Si--Mn 系贝氏体钢组织与性能的影响 李明保，胡水平 北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083  通信作者，E-mail: limingbao16@ 163． com 摘 要 研究了轧后中温缓慢冷却与中温等温两种不同的热机械控制工艺( thermomechanical control process，TMCP) 对硅锰 系贝氏体钢的组织与性能的影响． 通过拉伸试验机测试试验钢的力学性能，利用扫描电子显微镜、电子背散射衍射等分析手 段对试验钢进行显微组织结构分析，并利用 X 射线衍射测定残余奥氏体含量． 结果表明: 随着轧后连续缓慢冷却开始温度的 升高，贝氏体钢的抗拉强度、硬度及拉伸应变硬化指数 n 值有所提高，伸长率和冲击韧性降低，屈强比先降低后升高． 随着轧 后等温时间的延长，贝氏体钢的抗拉强度与屈强比先降低后升高，伸长率及冲击韧性先升高后降低． 相对于等温制度，连续 缓慢冷却可得到更好的综合力学性能，强塑积明显高于前者，伸长率比前者高 20% 以上． 关键词 贝氏体钢; 热机械处理; 显微组织; 力学性能 分类号 TG142. 1 Effect of TMCP on the microstructure and mechanical properties of Si--Mn series bainitic steel LI Ming-bao ，HU Shui-ping Engineering Ｒesearch Institute，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China  Corresponding author，E-mail: limingbao16@ 163． com ABSTＲACT The effects of two different thermomechanical control processes ( TMCP) including medium temperature slow cooling and medium temperature isothermal treatment after rolling on the microstructure and mechanical properties of Si--Mn series bainitic steel were investigated in this paper． The mechanical properties of the steel were studied by a tensile testing machine，the microstruc￾ture was characterized by means of scanning electron microscopy and electron backscatter diffraction，and the amount of retained austenite in the steel was determined by X-ray diffraction analysis． The results show that，as the starting slow cooling temperature after rolling rises，the tensile strength，hardness and tensile strain hardening exponent n increase，the elongation rate and the impact tough￾ness decrease，and the yield--strength ratio decreases first and then increases． When the isothermal time after rolling extends，the tensile strength and the yield--strength ratio of the steel first decrease and then increase，but the elongation and the impact toughness have a reverse trend． Compared with the isothermal regime，the continuous slow cooling can get better comprehensive mechanical prop￾erties，the product of tensile strength and elongation is higher，and the elongation is 20% higher than that of the former． KEY WOＲDS bainitic steels; thermomechanical treatment; microstructure; mechanical properties 收稿日期: 2015--08--02 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 51274036) 贝氏体钢具有良好的综合力学性能，受到人们的 广泛关注． 20 世纪 30 年代初，美国科学家 Bain 等首 先发现贝氏体组织． 随后，康沫狂等［1］在 Mo--B 系和 Mo 系贝氏体钢以及贝氏体相变方面做出杰出贡献． 刘东雨等［2］研发出 Mn--B 系空冷贝氏体钢． Mn 可以 大幅度 降 低 Bs 点，且 可 以 降 低 生 产 成 本． Caballero 等［3--4］研究结果显示，无碳贝氏体钢在抗拉强度达到 1600 ～ 1800 MPa 的同时，伸长率仍可以保持在 10% 以

·1116 工程科学学报，第38卷，第8期 上.近年来，Caballero等通过对硅钢进行长时间低 表1试验钢的化学成分（质量分数） 温等温处理，获得厚度仅有20~40nm的贝氏体板条 Table 1 Chemical composition of the experimental steel 组织，其抗拉强度大于2300MPa.高宽等网研制了以 Mn Cr BF和膜状AR显微组织的低合金超高强度贝氏体钢， 0.3 2.2 0.8 0.8 0.06 其冲击吸收能是23 MnNiCrMo马氏体钢的3倍以上. 在锻造后一钢坯的中间位置，经线切割加工成若 2010年Sharma等刀制备出无碳高强度贝氏体钢，抗拉 干尺寸为4mm×10mm的热膨胀仪试样，利用 强度为1557MPa,断后伸长率达到15.5%.最近， D8O5A型热膨胀仪进行连续冷却相变温度的测定， Gao等圆利用BQ&P工艺得到无碳贝氏体钢，其强塑 在轧后的试验钢的中间位置沿轧制方向切取拉伸和冲 积达到42.4GPa%. 击试样，依据GB/T228.1一2010，采用直径为5mm的 热机械控制工艺是一种节能和高效的工艺方法. 圆棒拉伸试样，拉伸试验在CMT4105型万能试验机 当钢化学成分合适，热机械控制工艺可以促进强韧贝 上进行.依据GB/T229一2007，采用标准的V型缺口 氏体的形成.长时间低温等温处理可以得到低温超强 冲击试样，试样尺寸为10mm×10mm×55mm,冲击试 贝氏体网，连续冷却处理有生产成本低，效率高等优 验在JB-30B型冲击试验机上进行，实验温度为室温. 点，轧后采用较快冷速避开珠光体转变区，然后缓慢冷 在钢板中间位置切取金相、电子背散射衍射和X射线 却实现钢中贝氏体转变.本文针对其热轧后的不同冷 衍射试样，试样经打磨抛光后，金相试样用4%硝酸乙 却制度进行研究，以期在实际生产中获得具有优良综 醇溶液侵蚀，电子背散射衍射和X射线衍射试样分别 合力学性能的硅锰系贝氏体钢 在20%高氯酸乙醇溶液中电解抛光.利用ZEISS Ura55场发射扫描电镜观察组织，在Ulra55的电子 1 试验材料及方法 背散射衍射附件上进行组织相检测.利用D8 Advance 试验用钢采用25kg真空感应炉进行冶炼，其化学 X射线衍射仪测定试样衍射图谱，利用X射线衍射软 成分见表1.将铸锭锻成80mm×60mm×60mm的若 件进行寻峰处理，计算得出残余奥氏体含量 干钢坯，钢坯经1200℃加热保温2h后，在北京科技大 2试验结果与分析 学轧制中心350mm热轧机上进行奥氏体再结晶区 和未再结晶区两阶段控制轧制，其压下分配工艺为 2.1相变温度的测试 60mm→48mm→38mm→30mm→24mm→19mm→ 利用热膨胀仪对不同冷却方式的相变点进行测 15mm→l2mm,其中前三道次在奥氏体再结晶区轧 试，试样以10℃·s1加热至950℃保温15min,然后以 制，开轧温度为1100℃，第三道次轧制温度控制在 10℃s冷却至550℃，分别以0.1、0.05及0.01℃· 980℃左右，精轧开始温度为950℃，最后道次轧制温 s冷至280℃，得出热膨胀量与温度的关系，如图1和 度控制在910℃左右，轧后分别采用连续冷却和等温 图2所示.图1中对0.1℃s和0.05℃s两个冷速 处理两种不同的冷却制度 下热膨胀量与温度的关系进行比较：当以0.05℃·s1 10r 一0.10℃s-1 140 —0.10℃.8- -0.05℃s1 120 -0.05℃·g4 0 0.05 100 .-10 80 229.7 60 396.7 -20 2657346010 20 30 0以 0.05 -20 0.10- 4002004006008001001200 40 0100020003000400050006000 沮度℃ 时间/s 图1冷速为0.05℃·s1和0.1℃·s时试验钢的线膨胀量变化比较.(a)随温度的变化：(b)随时间的变化 Fig.1 Comparison between the changes in linear swell values of the experimental steel when the cooling rate is 0.05Cs and 0.IC.s:(a) change with temperature:(b)change with time

工程科学学报，第 38 卷，第 8 期 上． 近年来，Caballero 等［5］通过对硅钢进行长时间低 温等温处理，获得厚度仅有 20 ～ 40 nm 的贝氏体板条 组织，其抗拉强度大于 2300 MPa． 高宽等［6］研制了以 BF 和膜状 AＲ 显微组织的低合金超高强度贝氏体钢， 其冲击吸收能是 23MnNiCrMo 马氏体钢的 3 倍以上． 2010 年 Sharma 等［7］制备出无碳高强度贝氏体钢，抗拉 强 度 为 1557 MPa，断 后 伸 长 率 达 到 15. 5% ． 最 近， Gao 等［8］利用 BQ＆P 工艺得到无碳贝氏体钢，其强塑 积达到 42. 4 GPa·% ． 热机械控制工艺是一种节能和高效的工艺方法． 当钢化学成分合适，热机械控制工艺可以促进强韧贝 氏体的形成． 长时间低温等温处理可以得到低温超强 贝氏体［9］，连续冷却处理有生产成本低，效率高等优 点，轧后采用较快冷速避开珠光体转变区，然后缓慢冷 却实现钢中贝氏体转变． 本文针对其热轧后的不同冷 却制度进行研究，以期在实际生产中获得具有优良综 合力学性能的硅锰系贝氏体钢． 图 1 冷速为 0. 05 ℃·s － 1和 0. 1 ℃·s － 1时试验钢的线膨胀量变化比较． ( a) 随温度的变化; ( b) 随时间的变化 Fig． 1 Comparison between the changes in linear swell values of the experimental steel when the cooling rate is 0. 05 ℃·s － 1 and 0. 1 ℃·s － 1 : ( a) change with temperature; ( b) change with time 1 试验材料及方法 试验用钢采用 25 kg 真空感应炉进行冶炼，其化学 成分见表 1． 将铸锭锻成 80 mm × 60 mm × 60 mm 的若 干钢坯，钢坯经 1200 ℃加热保温 2 h 后，在北京科技大 学轧制中心 350 mm 热轧机上进行奥氏体再结晶区 和未再结晶区两阶段控制轧制，其压下分配工艺为 60 mm→48 mm→38 mm→30 mm→24 mm→19 mm→ 15 mm→12 mm，其中前三道次在奥氏体再结晶区轧 制，开轧温 度 为 1100 ℃，第 三 道 次 轧 制 温 度 控 制 在 980 ℃左右，精轧开始温度为 950 ℃，最后道次轧制温 度控制在910 ℃ 左右，轧后分别采用连续冷却和等温 处理两种不同的冷却制度． 表 1 试验钢的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the experimental steel % C Mn Si Cr V 0. 3 2. 2 0. 8 0. 8 0. 06 在锻造后一钢坯的中间位置，经线切割加工成若 干尺 寸 为 4 mm × 10 mm 的热膨胀仪试样，利 用 DIL805A 型热膨胀仪进行连续冷却相变温度的测定， 在轧后的试验钢的中间位置沿轧制方向切取拉伸和冲 击试样，依据 GB / T 228. 1—2010，采用直径为 5 mm 的 圆棒拉伸试样，拉伸试验在 CMT--4105 型万能试验机 上进行． 依据 GB / T 229—2007，采用标准的 V 型缺口 冲击试样，试样尺寸为 10 mm × 10 mm × 55 mm，冲击试 验在 JB--30B 型冲击试验机上进行，实验温度为室温． 在钢板中间位置切取金相、电子背散射衍射和 X 射线 衍射试样，试样经打磨抛光后，金相试样用 4% 硝酸乙 醇溶液侵蚀，电子背散射衍射和 X 射线衍射试样分别 在 20% 高 氯 酸 乙 醇 溶 液 中 电 解 抛 光． 利 用 ZEISS Ultra-55 场发射扫描电镜观察组织，在 Ultra-55 的电子 背散射衍射附件上进行组织相检测． 利用 D8 Advance X 射线衍射仪测定试样衍射图谱，利用 X 射线衍射软 件进行寻峰处理，计算得出残余奥氏体含量． 2 试验结果与分析 2. 1 相变温度的测试 利用热膨胀仪对不同冷却方式的相变点进行测 试，试样以 10 ℃·s － 1加热至 950 ℃保温 15 min，然后以 10 ℃·s － 1冷却至 550 ℃，分别以 0. 1、0. 05 及 0. 01 ℃· s － 1冷至 280 ℃，得出热膨胀量与温度的关系，如图 1 和 图 2 所示． 图 1 中对 0. 1 ℃·s － 1和 0. 05 ℃·s － 1两个冷速 下热膨胀量与温度的关系进行比较: 当以 0. 05 ℃·s － 1 · 6111 ·

李明保等：TMCP工艺对Si-Mn系贝氏体钢组织与性能的影响 *1117· 的冷速从550℃冷至280℃时，发生贝氏体转变的开始 在低于400℃时表现得更加明显.另外，在低于550℃ 温度为396.7℃，随后发生马氏体转变的温度为 时，铁原子及其替换合金元素不能进行明显的扩 229.7℃：而以0.1℃·s冷却时，贝氏体开始转变温 散0，试验钢中铬元素与碳原子结合力较强，增大了 度为346.5℃，马氏体转变温度为265.7℃. 碳原子在奥氏体中的扩散激活能，阻碍了碳原子扩散， 加长了贝氏体相变的孕育期. % 2.2连续冷却制度下Si-Mn钢的微观组织及力学 30 性能 20 轧制工艺过程如图3所示，轧后先通过水雾冷却 10 分别冷至450(1)500(2)和550℃(3)，然后放入 0 炉内缓慢冷却，平均冷速0.01℃·s.表2列出试验 -10 钢的力学性能，图4为力学性能随终冷温度的变化 -20 可以看出，随着终冷温度的升高，抗拉强度升高，而屈 421.3 服强度先降低后升高，伸长率降低·由于贝氏体相变 -30 700 1200℃.2h 0100200300400500600 1100-980℃ 温度℃ 950-910℃ 图2冷速为0.01℃·s1时试验钢的线膨胀量变化 Fig.2 Changes in linear swell values of the experimental steel when 450℃(500℃.550℃) the cooling rate is 0.01 C's! 钢的贝氏体转变伴随着碳的扩散，相变后新相贝 氏体碳含量降低，未转变的奥氏体中含碳量增大.相 对于以0.1℃·s冷却，以0.05℃s冷却时，贝氏体 转变时间相对充裕，贝氏体转变量较大，碳在贝氏体中 过饱和度较低.残余奥氏体的碳含量越低，其稳定性 相对越差，容易在变形的初期发生马氏体相变，转变成 时间h 马氏体：而碳含量较高的残余奥氏体需要相对较高的 图3轧制工艺流程 能量即更大的变形量才能发生马氏体转变.另外， Fig.3 Rolling process 贝氏体铁素体的生成使周围残余奥氏体产生压应力， 表2试验钢的力学性能 导致在随后的冷却过程中马氏体的切变阻力增大，也 Table 2 Mechanical properties of the experimental steel 推迟了马氏体转变.如图2，当试验钢以0.01℃·s冷 编号 屈服强 抗拉强 伸长 冲击 却时，贝氏体转变的开始温度为421.3℃，而在图中反 m值屈强比 度IMPa 度/MPa 率/% 功小 映马氏体转变的膨胀量变化已不明显. 1 730.32 1346.9919.7723.740.180.542 试验钢膨胀量与时间的关系如图1(b)所示.由 2 699.08 1365.1419.59 19.150.180.512 于贝氏体相变受碳原子扩散控制，贝氏体铁素体的长 3# 812.19 1414.3818.5222.570.170.574 大需要αy相界面的奥氏体中碳扩散出去，碳的影响 1400(a 198固 ·一伸长率 1300 19.6 1200 ·屈服强度 19. 盖1u0 ·抗拉强度 92叶 900 18.8 800 18.6 700 440460480500520540560 1840460480500520540560 终冷温度℃ 终冷温度元 图4力学性能随终冷温度的变化.()屈服强度和抗拉强度：(b)伸长率 Fig.4 Change of mechanical properties with final cooling temperature:(a)yield strength and tensile strength:(b)elongation

李明保等: TMCP 工艺对 Si--Mn 系贝氏体钢组织与性能的影响 的冷速从550 ℃冷至280 ℃时，发生贝氏体转变的开始 温度 为 396. 7 ℃，随 后 发 生 马 氏 体 转 变 的 温 度 为 229. 7 ℃ ; 而以 0. 1 ℃·s － 1 冷却时，贝氏体开始转变温 度为 346. 5 ℃，马氏体转变温度为 265. 7 ℃ ． 图 2 冷速为 0. 01 ℃·s － 1时试验钢的线膨胀量变化 Fig． 2 Changes in linear swell values of the experimental steel when the cooling rate is 0. 01 ℃·s － 1 图 4 力学性能随终冷温度的变化． ( a) 屈服强度和抗拉强度; ( b) 伸长率 Fig． 4 Change of mechanical properties with final cooling temperature: ( a) yield strength and tensile strength; ( b) elongation 钢的贝氏体转变伴随着碳的扩散，相变后新相贝 氏体碳含量降低，未转变的奥氏体中含碳量增大． 相 对于以 0. 1 ℃·s － 1冷却，以 0. 05 ℃·s － 1冷却时，贝氏体 转变时间相对充裕，贝氏体转变量较大，碳在贝氏体中 过饱和度较低． 残余奥氏体的碳含量越低，其稳定性 相对越差，容易在变形的初期发生马氏体相变，转变成 马氏体; 而碳含量较高的残余奥氏体需要相对较高的 能量即更大的变形量才能发生马氏体转变［10］． 另外， 贝氏体铁素体的生成使周围残余奥氏体产生压应力， 导致在随后的冷却过程中马氏体的切变阻力增大，也 推迟了马氏体转变． 如图2，当试验钢以0. 01 ℃·s － 1冷 却时，贝氏体转变的开始温度为 421. 3 ℃，而在图中反 映马氏体转变的膨胀量变化已不明显． 试验钢膨胀量与时间的关系如图 1( b) 所示． 由 于贝氏体相变受碳原子扩散控制，贝氏体铁素体的长 大需要α-γ相界面的奥氏体中碳扩散出去，碳的影响 在低于 400 ℃时表现得更加明显． 另外，在低于 550 ℃ 时，铁原 子 及 其 替 换 合 金 元 素 不 能 进 行 明 显 的 扩 散［11］，试验钢中铬元素与碳原子结合力较强，增大了 碳原子在奥氏体中的扩散激活能，阻碍了碳原子扩散， 加长了贝氏体相变的孕育期． 2. 2 连续冷却制度下 Si--Mn 钢的微观组织及力学 性能 轧制工艺过程如图 3 所示，轧后先通过水雾冷却 分别冷至 450 ( 1# ) 、500 ( 2# ) 和 550 ℃ ( 3# ) ，然后放入 炉内缓慢冷却，平均冷速 0. 01 ℃·s － 1 ． 表 2 列出试验 钢的力学性能，图 4 为力学性能随终冷温度的变化． 可以看出，随着终冷温度的升高，抗拉强度升高，而屈 服强度先降低后升高，伸长率降低． 由于贝氏体相变 图 3 轧制工艺流程 Fig． 3 Ｒolling process 表 2 试验钢的力学性能 Table 2 Mechanical properties of the experimental steel 编号 屈服强 度/MPa 抗拉强 度/MPa 伸长 率/% 冲击 功/ J n 值 屈强比 1# 730. 32 1346. 99 19. 77 23. 74 0. 18 0. 542 2# 699. 08 1365. 14 19. 59 19. 15 0. 18 0. 512 3# 812. 19 1414. 38 18. 52 22. 57 0. 17 0. 574 · 7111 ·

·1118… 工程科学学报，第38卷，第8期 需要一定孕育期，终冷温度越高，试验钢在贝氏体区的 与奥氏体保持KS关系.晶界是贝氏体铁素体形核的 时间越长，残余奥氏体量减少，即软性相比例减小，力 优先位置，大量贝氏体铁素体沿特定晶面向奥氏体晶 学性能表现为抗拉强度增大，伸长率减小.图5为扫 内长大，形成贝氏体铁素体片条群。图6为不同终冷 描电镜下的组织形貌.图5中贝氏体铁素体形状不规 温度组织的电子背散射衍射图.可以看出残余奥氏体 则，有的为块状，有的呈片条状，有的与奥氏体界面呈 大多分布在晶界处，随着终冷温度的升高，残余奥氏体 锯齿状，贝氏体铁素体向晶内生长并保持平行关系，且 呈现降低的趋势.利用X射线衍射测定试验钢残余 (a) b 10m 10m ic) 10μm 图5不同终冷温度下试验钢的显微组织.(a)450℃：(b)500℃：(c)550℃ Fig.5 Microstructures of the experimental steel with different final cooling temperatures:(a)450℃；(b)500℃：(c)550℃ 5μm 5 um 图6不同终冷温度下试验钢中残余奥氏体形貌与分布.(a)450℃：(b)500℃：()550℃ Fig.6 Morphology and distribution of retained austenite in the experimental steel with different final cooling temperatures:(a)450C:(b)500 C: (c)550℃

工程科学学报，第 38 卷，第 8 期 需要一定孕育期，终冷温度越高，试验钢在贝氏体区的 时间越长，残余奥氏体量减少，即软性相比例减小，力 学性能表现为抗拉强度增大，伸长率减小． 图 5 为扫 描电镜下的组织形貌． 图 5 中贝氏体铁素体形状不规 则，有的为块状，有的呈片条状，有的与奥氏体界面呈 锯齿状，贝氏体铁素体向晶内生长并保持平行关系，且 与奥氏体保持 K--S 关系． 晶界是贝氏体铁素体形核的 优先位置，大量贝氏体铁素体沿特定晶面向奥氏体晶 内长大，形成贝氏体铁素体片条群． 图 6 为不同终冷 温度组织的电子背散射衍射图． 可以看出残余奥氏体 大多分布在晶界处，随着终冷温度的升高，残余奥氏体 呈现降低的 趋 势． 利 用X射线衍射测定试验钢残余 图 5 不同终冷温度下试验钢的显微组织． ( a) 450 ℃ ; ( b) 500 ℃ ; ( c) 550 ℃ Fig． 5 Microstructures of the experimental steel with different final cooling temperatures: ( a) 450 ℃ ; ( b) 500 ℃ ; ( c) 550 ℃ 图 6 不同终冷温度下试验钢中残余奥氏体形貌与分布． ( a) 450 ℃ ; ( b) 500 ℃ ; ( c) 550 ℃ Fig． 6 Morphology and distribution of retained austenite in the experimental steel with different final cooling temperatures: ( a) 450 ℃ ; ( b) 500 ℃ ; ( c) 550 ℃ · 8111 ·

李明保等：TMCP工艺对Si-Mn系贝氏体钢组织与性能的影响 *1119* 5×10 奥氏体含量，结果如图7所示.经数据分析处理，残余 1(211) 奥氏体所占体积分数分别为23.3%、21.4%和 4×10㎡ 200 19.9%,奥氏体量总体分布减少.在缓冷过程中，贝氏 3×10㎡ (200) 体铁素体连续向周围组织扩散碳原子，导致未转变奥 2×10H 氏体含碳量升高，稳定性升高.在室温下这些未转变 220 3110 奥氏体也会稳定存在，大大改善了试验钢的塑韧性，强 塑积大大提高 550 60 70 90 图8为试样冲击断口照片.虽然终冷温度不同， 20M) 但其断口形貌差异不大，其冲击吸收功值差别也不大. 图7试验钢的X射线衍射图 冲击断口表现为准解理断口特征，断口解理台阶较低， Fig.7 XRD patterns of the experimental steel 虽存在韧窝，但存在量较少，深度较浅 b 5 um 154m 图8不同终冷温度的试样冲击断口照片.(a)450℃：(b)500℃：(c)550℃ Fig.8 Fractographs of specimens with different final cooling temperatures:(a)450℃：(b)500℃：(c)550℃ 2.3等温制度下Si-Mn钢的力学性能 1200℃.2h 等温冷却制度工艺如图9，轧后分别在300℃保温 1100-980℃ 1、2和4h,分别编号I、Ⅱ和Ⅲ.如表3，随着等温时间 950-9109℃ 的延长，试验钢抗拉强度先降低后升高，伸长率与之相 反.图10列出屈强比及强塑积随等温时间的变化.屈 强比先降低后升高，强塑积升高，说明随着等温时间的 300℃(1.2.4h) 延长，试验钢的综合力学性能优化.试验钢在不同等 温时间的显微组织如图11所示.等温时间影响贝氏 体的大小以及贝氏体束取向的杂乱程度，随着等温时 间的延长，贝氏体晶粒变大，相应地试验钢强度降低 另一方面，等温时间延长影响贝氏体的精细结构，如残 时间h 余奥氏体及马奥岛分布、数量及稳定性，以及析出物分 散程度，对试验钢起到强化作用.在等温4h后，试验 图9轧制工艺流程 Fig.9 Rolling process 钢强度又升高，这时强化程度已大于晶粒由于粗化而 造成的软化程度.图12分别是试验钢等温1、2和4h 量，结果如图13所示.经数据分析，它们的残余奥氏 后组织的电子背散射衍射图像.可以看出，随着等温 体体积分数分别为17.8%、15.1%和10.7%.由于相 时间的增加，残余奥氏体减少.通过X射线衍射仪测 对于尺寸较大的未转变奥氏体，小尺寸奥氏体得到少

李明保等: TMCP 工艺对 Si--Mn 系贝氏体钢组织与性能的影响 图 7 试验钢的 X 射线衍射图 Fig． 7 XＲD patterns of the experimental steel 奥氏体含量，结果如图 7 所示． 经数据分析处理，残余 奥氏 体 所 占 体 积 分 数 分 别 为 23. 3% 、21. 4% 和 19. 9% ，奥氏体量总体分布减少． 在缓冷过程中，贝氏 体铁素体连续向周围组织扩散碳原子，导致未转变奥 氏体含碳量升高，稳定性升高． 在室温下这些未转变 奥氏体也会稳定存在，大大改善了试验钢的塑韧性，强 塑积大大提高． 图 8 为试样冲击断口照片． 虽然终冷温度不同， 但其断口形貌差异不大，其冲击吸收功值差别也不大． 冲击断口表现为准解理断口特征，断口解理台阶较低， 虽存在韧窝，但存在量较少，深度较浅． 图 8 不同终冷温度的试样冲击断口照片． ( a) 450 ℃ ; ( b) 500 ℃ ; ( c) 550 ℃ Fig． 8 Fractographs of specimens with different final cooling temperatures: ( a) 450 ℃ ; ( b) 500 ℃ ; ( c) 550 ℃ 2. 3 等温制度下 Si--Mn 钢的力学性能 等温冷却制度工艺如图 9，轧后分别在 300 ℃保温 1、2 和 4 h，分别编号Ⅰ、Ⅱ和Ⅲ． 如表 3，随着等温时间 的延长，试验钢抗拉强度先降低后升高，伸长率与之相 反． 图 10 列出屈强比及强塑积随等温时间的变化． 屈 强比先降低后升高，强塑积升高，说明随着等温时间的 延长，试验钢的综合力学性能优化． 试验钢在不同等 温时间的显微组织如图 11 所示． 等温时间影响贝氏 体的大小以及贝氏体束取向的杂乱程度，随着等温时 间的延长，贝氏体晶粒变大，相应地试验钢强度降低． 另一方面，等温时间延长影响贝氏体的精细结构，如残 余奥氏体及马奥岛分布、数量及稳定性，以及析出物分 散程度，对试验钢起到强化作用． 在等温 4 h 后，试验 钢强度又升高，这时强化程度已大于晶粒由于粗化而 造成的软化程度． 图 12 分别是试验钢等温 1、2 和 4 h 后组织的电子背散射衍射图像． 可以看出，随着等温 时间的增加，残余奥氏体减少． 通过 X 射线衍射仪测 图 9 轧制工艺流程 Fig． 9 Ｒolling process 量，结果如图 13 所示． 经数据分析，它们的残余奥氏 体体积分数分别为 17. 8% 、15. 1% 和 10. 7% ． 由于相 对于尺寸较大的未转变奥氏体，小尺寸奥氏体得到少 · 9111 ·

·1120 工程科学学报，第38卷，第8期 量的碳就可以达到高的碳含量，因此小尺寸未转变奥 氏体含碳量更高，稳定性更好.因此随着等温时间的 0.66 ·屈强比 22400 ·-强塑积 增加，残余奥氏体平均尺寸减小 0.64 22200 表3试验钢的力学性能 22000 Table 3 Mechanical properties of the tested steel 21800 编号 屈服 抗拉 伸长 冲击 n值屈强比 0.58 强度/MPa强度/MPa率/%功/J 21600 1914.98 1424.84 15.127.720.160.642 0.56 1015202530354021400 778.76 1384.1315.8720.660.150.563 等温时间h 946.33 1428.5 15.6725.120.150.662 图10力学性能随等温时间的变化 Fig.10 Change of mechanical properties with isothermal time 10 jm (c) 10m 图11试验钢在不同等温时间下的显微组织.(a)1h:(b)2h:(c)4h Fig.11 Microstructures of the experimental steel with different isothermal time:(a)I h:(b)2 h:(c)4h (a) 5 um 5 um c 5 um 图12不同终冷温度下试验钢中残余奥氏体的形貌与分布.(a)1h:(b)2h:(c)4h Fig.12 Morphology and distribution of retained austenite in the experimental steel with different isothermal time:(a)1 h:(b)2 h:(c)4h

工程科学学报，第 38 卷，第 8 期 量的碳就可以达到高的碳含量，因此小尺寸未转变奥 氏体含碳量更高，稳定性更好． 因此随着等温时间的 增加，残余奥氏体平均尺寸减小． 表 3 试验钢的力学性能 Table 3 Mechanical properties of the tested steel 编号 屈服 强度/MPa 抗拉 强度/MPa 伸长 率/% 冲击 功/ J n 值 屈强比 Ⅰ 914. 98 1424. 84 15. 1 27. 72 0. 16 0. 642 Ⅱ 778. 76 1384. 13 15. 87 20. 66 0. 15 0. 563 Ⅲ 946. 33 1428. 5 15. 67 25. 12 0. 15 0. 662 图 10 力学性能随等温时间的变化 Fig． 10 Change of mechanical properties with isothermal time 图 11 试验钢在不同等温时间下的显微组织． ( a) 1 h; ( b) 2 h; ( c) 4 h Fig． 11 Microstructures of the experimental steel with different isothermal time: ( a) 1 h; ( b) 2 h; ( c) 4 h 图 12 不同终冷温度下试验钢中残余奥氏体的形貌与分布． ( a) 1 h; ( b) 2 h; ( c) 4 h Fig． 12 Morphology and distribution of retained austenite in the experimental steel with different isothermal time: ( a) 1 h; ( b) 2 h; ( c) 4 h · 0211 ·

李明保等：TMCP工艺对Si-Mn系贝氏体钢组织与性能的影响 1121 4×10 2110. 图14为不同等温时间下的冲击断口照片.断口 明显呈准解理断口特征，光亮的断口表面有放射状台 3x10 (200 (200) 阶，有些台阶发展为人字纹花样：比较暗的脆性断口呈 无定型的粗糙表面，有些呈现出晶粒外形 2x10 (220 3110 2.4两种冷却制度对试验钢性能的影响 1×10 对于综合力学性能指标强塑积U,如图15，轧后连 3 续冷却明显大于等温制度，可见试验钢采用连续冷却 50 60 70 80 90 制度所得力学性能更优异，既具有比较高的强度又具 20/e) 有好的塑韧性配合.另外，由表2和表3可知，连续冷 图13试验钢的X射线衍射图 却所得的伸长率大于等温处理所得伸长率的20%左 Fig.13 XRD patterns of the experimental steel 右.当终冷温度为550℃时，连续冷却得到比较大的 抗拉强度 b 15m 15m 15m 图14不同等温时间的试样冲击断口照片.(a)1h:(b)2h:(c)4h Fig.14 Fractographs of specimens with different isothermal time:(a)Ih;(b)2h:(c)4h 26800(a b) 22400 26700 26600 22200 26500 22000 21800 26300 21600 26200 ◆ 440460480500520540560 21400 1.0152.025303540 温度℃ 时间h 图15不同冷却方式下试验钢的强塑积比较.(a)连续冷却：(b)等温处理 Fig.15 Comparison between the products of tensile strength and elongation of the experimental at different cooling modes:(a)continuous cooling: (b)isothermal treatment

李明保等: TMCP 工艺对 Si--Mn 系贝氏体钢组织与性能的影响 图 13 试验钢的 X 射线衍射图 Fig． 13 XＲD patterns of the experimental steel 图 14 为不同等温时间下的冲击断口照片． 断口 明显呈准解理断口特征，光亮的断口表面有放射状台 阶，有些台阶发展为人字纹花样; 比较暗的脆性断口呈 无定型的粗糙表面，有些呈现出晶粒外形． 2. 4 两种冷却制度对试验钢性能的影响 对于综合力学性能指标强塑积 U，如图15，轧后连 续冷却明显大于等温制度，可见试验钢采用连续冷却 制度所得力学性能更优异，既具有比较高的强度又具 有好的塑韧性配合． 另外，由表 2 和表 3 可知，连续冷 却所得的伸长率大于等温处理所得伸长率的 20% 左 右． 当终冷温度为 550 ℃ 时，连续冷却得到比较大的 抗拉强度． 图 14 不同等温时间的试样冲击断口照片． ( a) 1 h; ( b) 2 h; ( c) 4 h Fig． 14 Fractographs of specimens with different isothermal time: ( a) 1 h; ( b) 2 h; ( c) 4 h 图 15 不同冷却方式下试验钢的强塑积比较． ( a) 连续冷却; ( b) 等温处理 Fig． 15 Comparison between the products of tensile strength and elongation of the experimental at different cooling modes: ( a) continuous cooling; ( b) isothermal treatment · 1211 ·

·1122· 工程科学学报，第38卷，第8期 vanced bainite steels by optimisation of TIT diagrams and T0 3结论 cues.1S0m,2006,46(10):1479 (1)试验钢连续冷却过程中随着终冷温度的升 [5]Caballero FC,Bhadeshia H K D H.Very strong bainite.Solid State Mater Sci,2004,8(3):251 高，强度随之升高，塑韧性降低，抗拉强度在1300MPa [6]Gao K,Wang L D,Zhu M,et al.Refinement of grain and en- 以上，伸长率大于18%，得到比较优异的强度和塑韧 hancement of impact roughness for low-alloying ultra-high strength 性的配合. bainite steels.Acta Metall Sin,2007,43(3):315 (2)等温过程中得到较高的强度，抗拉强度接近 (高宽，王六定，朱明，等.低合金超高强度贝氏体钢的晶粒 1400MPa,但伸长率在15%左右，比连续冷却过程小 细化与韧性提高.金属学报，2007,43(3)：315) 20%左右. 7]Sharma S,Sangal S,Mondal K.Development of new high- (3)试验钢利用连续冷却制度得到的综合力学性 strength carbide-free bainitic steels.Metall Mater Trans A,2011, 42(13):3921 能明显优于等温冷却制度，强塑积U大于其20% [8]Gao G H,Zhang H,Gui X L,et al.Tempering behavior of duc- 左右. tile 1700 MPa Mn-Si-Cr-C steel treated by quenching and parti- tioning process incorporating bainite formation.Mater Sci 参考文献 Technol,2015,31(2):199 [Kang M K,Yang S P,Guan D H.Bainite in Steels.Shanghai: 9]Caballero F G,BhadeshiaH K D H,Mawella K J A,et al.Very Shanghai Science and Technology Press,1990 strong low temperature bainite.Mater Sci Technol,2002,18(3): (康沫狂，杨思品，管敦惠.钢中贝氏体.上海：上海科学技术 279 出版社，1990) [10]Ju X H,Tian Z H,Cui G B,et al.Stability of retained austenite 2]Liu D Y,Xu H.Fang HS,et al.The development of low carbon in quenching and partitioning steel.Trans Mater Heat Treat, bainitic steel in China.Heat Treat,2005,20(2):12 2014,35(10):119 (刘东雨，徐鸿，方鸿生，等.我国低碳贝氏体钢的发展.热 (鞠新华，田志红，崔桂彬，等.Q&P钢中残留奥氏体的稳 处理，2005,20(2)：12) 定性.材料热处理学报，2014,35(10)：119) Caballero F G,Bhadeshia H K D H,Mawella K J A,et al.De- [11]Wu C J,Chen G L,Qiang W J.Science of Metal Materials.Bei- sign of novel high-strength bainitic steels:Part 1.Mater Sci jing:Metallurgical Industry Press,2000 Technol,2001,17(5):512 (吴承建，陈国良，强文江.金属材料学.北京：治金工业出 4]Caballero F G,Santofimia M J,Capdevila C,et al.Design of ad- 版社，2000)

工程科学学报，第 38 卷，第 8 期 3 结论 ( 1) 试验钢连续冷却过程中随着终冷温度的升 高，强度随之升高，塑韧性降低，抗拉强度在 1300 MPa 以上，伸长率大于 18% ，得到比较优异的强度和塑韧 性的配合． ( 2) 等温过程中得到较高的强度，抗拉强度接近 1400 MPa，但伸长率在 15% 左右，比连续冷却过程小 20% 左右． ( 3) 试验钢利用连续冷却制度得到的综合力学性 能明 显 优 于 等 温 冷 却 制 度，强 塑 积 U 大 于 其 20% 左右． 参 考 文 献 ［1］ Kang M K，Yang S P，Guan D H． Bainite in Steels． Shanghai: Shanghai Science and Technology Press，1990 ( 康沫狂，杨思品，管敦惠． 钢中贝氏体． 上海: 上海科学技术 出版社，1990) ［2］ Liu D Y，Xu H，Fang H S，et al． The development of low carbon bainitic steel in China． Heat Treat，2005，20( 2) : 12 ( 刘东雨，徐鸿，方鸿生，等． 我国低碳贝氏体钢的发展． 热 处理，2005，20( 2) : 12) ［3］ Caballero F G，Bhadeshia H K D H，Mawella K J A，et al． De￾sign of novel high-strength bainitic steels: Part 1． Mater Sci Technol，2001，17( 5) : 512 ［4］ Caballero F G，Santofimia M J，Capdevila C，et al． Design of ad￾vanced bainite steels by optimisation of TTT diagrams and T0 curves． ISIJ Int，2006，46( 10) : 1479 ［5］ Caballero F G，Bhadeshia H K D H． Very strong bainite． Solid State Mater Sci，2004，8( 3) : 251 ［6］ Gao K，Wang L D，Zhu M，et al． Ｒefinement of grain and en￾hancement of impact roughness for low-alloying ultra-high strength bainite steels． Acta Metall Sin，2007，43( 3) : 315 ( 高宽，王六定，朱明，等． 低合金超高强度贝氏体钢的晶粒 细化与韧性提高． 金属学报，2007，43( 3) : 315) ［7］ Sharma S，Sangal S，Mondal K． Development of new high￾strength carbide-free bainitic steels． Metall Mater Trans A，2011， 42( 13) : 3921 ［8］ Gao G H，Zhang H，Gui X L，et al． Tempering behavior of duc￾tile 1700 MPa Mn--Si--Cr--C steel treated by quenching and parti￾tioning process incorporating bainite formation． J Mater Sci Technol，2015，31( 2) : 199 ［9］ Caballero F G，BhadeshiaH K D H，Mawella K J A，et al． Very strong low temperature bainite． Mater Sci Technol，2002，18( 3) : 279 ［10］ Ju X H，Tian Z H，Cui G B，et al． Stability of retained austenite in quenching and partitioning steel． Trans Mater Heat Treat， 2014，35( 10) : 119 ( 鞠新华，田志红，崔桂彬，等． Q＆P 钢中残留奥氏体的稳 定性． 材料热处理学报，2014，35( 10) : 119) ［11］ Wu C J，Chen G L，Qiang W J． Science of Metal Materials． Bei￾jing: Metallurgical Industry Press，2000 ( 吴承建，陈国良，强文江． 金属材料学． 北京: 冶金工业出 版社，2000) · 2211 ·