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 ·

。738· 北京科技大学学报 2006年第8期 温转变组织类型，从而有效地优化高强度低碳贝 [2 Garcia C I.Lis A K.Pytel S M,et al.Ultra-low carbon 氏体钢的性能，使强度、韧性和塑性达到理想的 bainiticsted pate stees:processing,microstructure and prop 配合， erties.Trans Iron Steel Soc AIME 1992.13:103 【3引尚成嘉，杨善武王学敏，等.RPC对8 OOMPa级低合金高 3结论 强度钢的影响.北京科技大学学报，2002,24(2)：129 [4]Shang C Wang X M.Yarg S W.et al.Refinement of (1)对于MC一Nb一B系列低碳贝氏体钢， packet size in low carbon bainitic steel by special themome- 快速冷却到620℃以下能抑制铁素体一珠光体转 chanical control proces.JUniv Sci Technol Beijing,2004.11 (3):221 变，并且相继发生准多边形铁素体、针状铁素体和 [5]Krauss G.Thomposon T W.Ferrit ic microstructure in contin 板条贝氏体转变.通过控制冷却工艺可以调整组 uously cooled low and ultralow carbon steels.ISIJ Int 1995. 织类型及组织配比. 35:937 (2)对含Mo的M一Cu-Nb一B系低碳贝氏 【6) Shilata K.Asakum K.Transfomation behavior and mi- 体钢，当连续冷却速度大于3℃·，可以得到粒 crostructures in ultra-low carbon steels.ISIJ Int.1995.35: 状贝氏体和板条贝氏体为主的中温转变组织：而 982 [7 Fujiwara K.OkaguchiS,Ohtani H.Effect of hot deformation 不含M0的该系低碳贝氏体钢，冷却速度大于10 on bainite structure in low carbon steels.ISIJ Int 1995,35: ℃·s1后才能得到以粒状贝氏体为主的组织进 1006 一步加快冷速(30℃·s1)才能得到板条贝氏体 [8 Yamamoto S Yokoyama H.Yamada K,et al Effect of the 组织. austenite grain size and deformation in the unrecrystalized (3)工业实验表明冷却终止温度对最终组织 austenite region on bainite transfomation behavior and mi- crostructure.ISIJ Int 1995 35:1020 和性能的影响很大，控制得到准多边形铁素体、粒 [9 Rodrigues P C M.Pereloma E V,Santos D B.Mechanical 状贝氏体和细小M/A组元为主的混合组织其 properties of an HSLA bainitic steel subjeeted to controlled 相应的轧态组织屈服强度达到600MPa,且具有 rolling with accelerated cooling.Mater Sci Eng 2000.A283: 较好的塑性和低温冲击性能. 136 [10 Kim Y M.Kim S K.Lim Y et al.Effect of micmostnc- 参考文献 ture on the yield ratio and low temperature toughness of [1]Graville B A.Cold Cracking in welds in HSLA steels//Pro linepipe steels.ISIJ Int 2002.42:1571 ceedings on Welding of HSLA (Micmalloyed)Stmuctural Steels 【1刂尚成嘉，杨善武王学敏。等.低碳贝氏体钢的组织类型及 其对力学性能的影响.钢铁2005.40(4)：62 (Rome).Metals Park.Ohio:ASM,1978:85 Effects of process parameters and intermediate transformation structure on me- chanical properties of a high strength low carbon bainitic steel NIE Y,Dong Wenlong?.ZHAO Y untang.SHANG Chengjia.HOU Huaxin2.HE Xinlai 1)Materiak Science and Ergineering School University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083 China 2)Anshan Imon and Steel Group Corporation.Anshan 114021.China ABSTRACT Based on the isothemal treatment and continuous cooling test of an Mm Cu Nb-B low car- bon bainitic steel,it was found that several types of intemmediate transformation could be formed in the range of 500-700C.Cooling rate and finish cooling tem perature have much effect on the final microstruc- ture and mechanical properties of the steel.When the finish cooling temperature was selected around 630 C a proper combination of quasipolygonal ferrite granular bainite and fine M/A coul be obtained.The yield stress of this ty pe of microst ructure could reach 600 M Pa with a better plasticity and low-tempera- ture impact toughness.A proper control cooling process influences the intermediate transformation prod- ucts,in this way the mechanical properties of a low carbon bainitic steel can be fairly optimized. KEY WORDS intermediate transformation structure;control cooling;low carbon bainitic steel; quasipoly gonal ferrite

温转变组织类型, 从而有效地优化高强度低碳贝 氏体钢的性能, 使强度 、韧性和塑性达到理想的 配合 . 3 结论 (1)对于 Mn-Cu-Nb-B 系列低碳贝氏体钢, 快速冷却到 620 ℃以下能抑制铁素体 —珠光体转 变,并且相继发生准多边形铁素体 、针状铁素体和 板条贝氏体转变 .通过控制冷却工艺可以调整组 织类型及组织配比. (2)对含 M o 的 M n-Cu -Nb -B 系低碳贝氏 体钢 ,当连续冷却速度大于 3 ℃·s -1 , 可以得到粒 状贝氏体和板条贝氏体为主的中温转变组织;而 不含 Mo 的该系低碳贝氏体钢 ,冷却速度大于 10 ℃·s -1后才能得到以粒状贝氏体为主的组织, 进 一步加快冷速(30 ℃·s -1)才能得到板条贝氏体 组织 . (3)工业实验表明冷却终止温度对最终组织 和性能的影响很大, 控制得到准多边形铁素体 、粒 状贝氏体和细小 M/A 组元为主的混合组织, 其 相应的轧态组织屈服强度达到 600 MPa , 且具有 较好的塑性和低温冲击性能. 参 考 文 献 [ 1] Graville B A .Cold Cracking in w elds in HS LA st eels ∥Pro￾ceedings on Welding of HS LA (Microalloyed)Structural S teels (Rome).Met als Park , Ohio :ASM , 1978:85 [ 2] Garcia C I , Lis A K , Pytel S M , et al.Ultra-low carbon bainiti c st eel plate steels:processing , microstructu re and prop￾erties.Trans Iron Steel Soc AIME, 1992 , 13:103 [ 3] 尚成嘉, 杨善武, 王学敏, 等.RPC 对 800MPa 级低合金高 强度钢的影响.北京科技大学学报, 2002 , 24(2):129 [ 4] S hang C J, Wang X M , Yang S W , et al.Refinement of packet size in low carbon bainitic steel by special thermome￾chanical control process.J Univ Sci Technol Beijing , 2004 , 11 (3):221 [ 5] Krauss G , Thomposon T W.Ferritic microstructure in contin￾uously cooled low and ultralow carbon st eels.ISIJ Int, 1995 , 35:937 [ 6] S hibata K , Asakura K .T ransf ormation behavior and mi￾crostructu res in ultra-low carbon st eels.ISIJ Int , 1995 , 35: 982 [ 7] Fujiw ara K, Okaguchi S , Oh tani H .Eff ect of hot def ormation on bainit e structure in low carbon steels.ISIJ Int, 1995 , 35: 1006 [ 8] Yamamot o S , Yokoyama H , Yamada K , et al.Effect of the aust enite grain size and deformation in the unrecrystallized aust enite region on bainite transformation behavior and mi￾crostructu re .ISIJ Int, 1995, 35:1020 [ 9] Rodrigues P C M , Pereloma E V , S ant os D B .Mechanical properties of an HSLA bainitic st eel subjected t o con trolled rolling w ith accelerated cooling .Mater Sci Eng , 2000 , A283: 136 [ 10] Kim Y M , Kim S K , Lim Y J, et al.Effect of microstruc￾ture on the yi eld ratio and low t emperature toughness of linepipe st eels.ISIJ Int, 2002 , 42:1571 [ 11] 尚成嘉, 杨善武, 王学敏, 等.低碳贝氏体钢的组织类型及 其对力学性能的影响.钢铁, 2005 , 40(4):62 Effects of process parameters and intermediate transfo rmation structure on me￾chanical properties of a high strength low carbon bainitic steel NIE Y i 1) , Dong Wenlong 2) , ZHAO Y untang 1) , SHANG Chengjia 1) , HOU Huax in 2) , HE X inlai 1) 1)Materials Science and Engineering School, University of Science and Technology Beijing , Beijing 100083 , China 2)Anshan I ron and S teel Group Corporation , Anshan 114021 , China ABSTRACT Based on the isothermal treatment and continuous cooling test of an M n-Cu-Nb-B low car￾bon bainitic steel , it w as found that several ty pes of intermediate transformation could be formed in the range of 500 ～ 700 ℃.Cooling rate and finish cooling temperature have much effect on the final microstruc￾ture and mechanical properties of the steel .When the finish cooling temperature w as selected around 630 ℃, a proper combination of quasipolygonal ferrite , g ranular bainite and fine M/A could be obtained .The y ield stress of this ty pe of microstructure could reach 600 M Pa , with a better plasticity and low -tempera￾ture impact toughness .A proper control cooling process influences the intermediate transformation prod￾ucts, in this w ay the mechanical properties of a low carbon bainitic steel can be fairly optimized . KEY WORDS intermediate transformation structure ;co ntrol cooling ;low carbo n bainitic steel; quasipoly gonal ferrite · 738 · 北 京 科 技 大 学 学 报 2006 年第 8 期