低碳锰铌钢控制轧制及轧后快冷的组织与性能

D0I:10.13374/i.issn1001-053x.1984.02.00M 北京钢铁学院学报 1984年第2期 低碳锰铌钢控制轧制及轧后快冷 的组织与性能 金相教研室崔文暄 曹厚仪芦文增 摘 要 本文研究了06M血Nb钢中M知、Nb含量，加热温度、轧制规程、轧后冷却及时效处理等工艺因 素与轧后组织性能和断裂行为的关系。降低加热温度，采用合适的轧制规程，轧后在780一600℃之 间以17C/秒冷速冷却，得到细小的针状铁素体晶粒、细小的M/A岛及少量拉状贝氏体组织的复合 组织。提高M“、Nb含量与加快轧后冷却有相似的作用，这样的组织比控制轧制后空冷的铁素体与珠光 体组织，具有更高的σY和好的低温韧性。粒状贝氏体的数量与贝氏体束的尺寸，与加热温度和总形量 有很大关系，贝氏体的韧性决定于贝氏体束的大小，大的M/A岛能诱发裂纹。针状铁素体晶粒尺寸，是 决定钢的屈服强度与低祖韧性的主要因素。 低碳M-Nb钢中厚板广泛采用控制轧制工艺[1)，经过控制轧制后，得到等轴铁素 体一珠光体组织，由于铁素体晶粒细化并辅以沉淀强化，可得到屈服强度≥45kg/mm并 具有良好的低温韧性及焊接性。当进一步提高钢的强度，都采用增加钢中合金元素含量 -(Mn到2%、Mo~0.3%、Nb~0.1%)增大钢的淬透性，控制轧制后空冷，就可以使Y-→a 转变温度降低，得到针状铁素体组织(Acicular Ferrite),强度高达50~55kg/mm2, 并保证良好的低温韧性与焊接性[3]，因而出现了针状铁素体系列的钢种。近年来国外开 展了中厚板控制轧制后间断水冷的研究45]，期望不增加合金含量而达到提高性能的目 的。我们以前的工作也证明在含Nb低碳钢控制轧制及轧后加快冷却，可以大幅度提高钢 的强度，同时大大改善低温韧性[6]。本文的目的是研究这类工艺所形成的组织与性能的关 系，研究其断裂行为，进一步阐明低碳Nb钢控制轧制及轧后快冷工艺的优越性。 试验方法 试验用钢为三炉非真空感应炉冶炼的钢种，成份见表1。一炉为高锰高铌钢。锭重 100kg,分别锻成厚度为65nm,43mm和26mm板坯，经轧制后成为13mm厚钢板。 表1钢的化学成份 成份% C Si Mn Nb P 炉号 A 0.06 0.13 1.4 0.04 ≤0.03 ≤0.035 B 0.07 0.22 1.38 0.05 0.008 0.006 C 0.07 0.34 1.93 0.09 0.005 0.014 48

北 京 桐 铁 学臀院 学 报 年 第 期 低碳锰妮钢控制轧制及轧后快冷 的组织与性能 金相 教研室 崔文暄 摘 曹厚仪 要 芦文增 本文研究了 钢中 、 含 ， 加热温度 、 轧制规程 、 轧后冷却及时 效处理等工艺 因 素与轧后组织性能和断裂行为的关系 。 降低加热温度 ， 采用 合适的 轧制规程 ， 轧后在 一 。 。 ’ 之 间以 ’ 秒 冷 速冷却 ， 得到细小的针状铁素体晶粒 、 组织 。 提高 ， 含 与加快轧后冷却有相似的作用 。 细小的 人岛及少里拉状贝氏体组织的复合 这样的组织比控制轧制后空冷的铁素体与珠光 休组 织 ， 具 有更高的。 和好的低温韧性 。 拉状贝氏体的 数蚤与贝氏体束的尺 寸 ， 与加热温度和总形 有很大关系 ， 贝氏体的 韧性决定于贝 氏休束的大小 ，大的 人 岛能 诱发裂纹 。 针状铁 素体晶粒尺 寸 ， 是 决定钢的屈服强度与低温韧性的主要因素 。 低碳 一 钢 中厚板广泛采用控制 轧制 工艺 〕 ， 经 过控制 轧制 后 ， 得到等轴 铁 素 体一珠光体组织 ， 由于 铁素体晶粒 细化并辅 以沉淀强化 ， 可 得 到屈 服 强度 并 具有良好的低温韧性及焊 接性 。 当进一 步提 高钢的强度 ， 都采用 增加钢中合 金 元 素 含 量 试 到 、 。 。 、 增大钢 的淬透性 ， 控制 轧制 后空冷 ， 就可 以使丫 转变温度降低 ， 得到针状铁素体组织 ， 强度 高达 ， 并保证 良好的低温韧性与焊接性 〕 ， 因而 出现 了针状 铁素体系 列 的钢种 。 近年来国外开 展 了中厚板控制 轧制 后 间断水冷的研究 · 〕 ， 期望不增加合金含量而达 到 提 高性能 的 目 的 。 我 们 以前的工作也证 明在含 低碳钢控制 轧制及轧后 加快 冷 却 ， 可 以 大幅度 提 高钢 的强度 ， 同时大大改善低温韧性 〕 。 本文的 目的是研究这类 工艺所形成的组织与性能的关 系 ，研究其断裂行为 ， 进一 步阐明低碳 钢控制 轧制及轧后快冷工艺 的优越性 。 试 验 方 法 试验用钢为三炉非真空感 应炉 冶炼的钢 种 ， 成份见表 。 一炉为 高 锰 高 锐 钢 。 锭 重 。 。 ， 分别锻成厚度为 ， 和 板坯 ， 经轧制后成为 厚钢板 。 表 钢 的 化 学 成 份 犷 芍 、 、 一 八 八 户 八 ， 丹 ， 月 八 泣飞 一 一 任 任 甲 ， 。 。 。 。 。 。 。 簇 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 DOI ：10．13374／j ．issn1001－053x．1984．02．004

为研究轧前加热温度的作用，分别加热到1160、1210°C,再结晶区的总变形量皆相 同为50%，未结晶区的总变形量分别为0%、40%及60%，轧后的冷却为空冷(1°C/秒)、 水冷和间断水冷，轧制规程见表2。 表2轧制及冷却规程 1100~1000℃900~820°C 轧后冷却及工艺编号 正火 水冷后 炉 号 加热温度C 总变形量 总变形量 空 冷 水冷 1 间断水冷 处理 再时效 一0 -+A10,B1,C3A12 12001220 50 一40 A8,B3,C5 1 A9、B2 B 11501270 一60 +A5,B7,C8 A4,B6B38(500C) B5 B4,B11 1B9(850C) C1 1B10(600"C) A11 轧制温度是由焊入钢板中的热电偶及红外辐射高温仪测得。轧后水冷的在780°~600°℃ 之间平均冷速为17°C/秒。B8、B9、B10为水冷到500~650°C后再空冷，B4、B11为轧后 水冷再分别加热到500°C及600°C时效一小时。 13mm厚钢板上，横向取机械性能试样，冲击试样缺口垂直于轧制板面，在15/30kg-m试 验机上进行系列冲击试验，并在PSW-4型冲击示波仪进行一140°C的动态载荷一挠度试验。 金相样品、冲击断口和金属薄膜分别在光学显微镜、扫描电镜及EM-400T(100千伏) 透射电镜下观察显微组织、断口形貌和亚结构。用截线法在光学显微镜下测定铁素体的平 均晶粒尺寸，保证相对误差<5%时至少测定200个晶粒数。用计点法测定M/A小岛的体 积分数。在phi1isAP-10X射线衍射仪上测定残留奥氏体量，衍射晶面族奥氏体为《200}， 马氏体{211}。用在一196°C下冲断试样的一半断口镀镍，在于断裂面垂直的一侧制备 成金相样品面，在光学显微镜下观察断口轮廓及二次解理裂纹走向。 实验结果 1,轧后水冷的组织 A、B两炉号轧后水冷的或间断水冷的（水冷到500~650°C再空冷）组织是比较复杂 的，但基本上都是由两类组织所组成，一类是不规则的多边形铁素体或称为针状铁素体， 有时也有少量等轴铁素体，加上紊乱排列的块状M/A小岛组织所组成的混合组织。如图1 是这类组织在金相显微镜下的形貌，块状M/A小岛多分布于铁素体的晶界上。图2是这类 组织在扫描电能下的形貌。另一类组织是由条状排列的M/A小岛及铁素体所组成的粒状 贝氏体组织。图2中也有这类组织在扫描电镜下的形貌。透射电镜观察金凤薄膜，可见粒 状贝氏体中条状排列的M/A岛夹在位错密度稍高的板条铁素体之间（图3a),素乱排列 的块状M/A岛是在位错密度稍低的铁素体晶界上（图3b)。在另一工作中[6]，经过选 区电子衍射证明，条状排列的小岛或素乱排列的块状小岛，皆含有奥氏体马氏体组织薄所 谓的M/A岛。间断水冷的M/A岛在空冷时部分分解为碳化物及铁素体（如图4所示）· 水冷后再时效，则岛状组织分解为铁素体及碳化物，从残存的M/A岛及碳化物的分布， 仍可看出原来条状排列的小岛的痕迹（图5）。X射线衍射也证明，水冷组织中有残留奥 49

为研 究轧前加热温度 的作用 ， 分 别加热 到 、 ， 再结晶 区的总变形 量 皆 相 同为 。 ， 未结晶 区 的总变形 量分 别为。 、 及 ， 轧后 的冷却为空 冷 秒 、 水 冷和间断水冷 ， 轧制规程见 表 。 表 轧 制 及 冷 却 规 程 ℃ 轧后冷却及工艺编号 沪 号 加热 。 ， 总 。 ， 总变形里 空 冷 水 冷 间断水冷 正 火 处 理 水 冷 后 再 时 效 寿 飞 。 。一挤 《 一 “ ，。 一‘ ” 。 ‘ ，一 。 一 一，人 ， ， ，一 ”一 一 ， ， ， 一 。 一 一 ， ， 、 ，二 人 ， ﹄︸几，几 一 冲片︷ ‘ 轧制 温度 是 由焊入钢板 中的热 电偶及红 外辐射 高温 仪测得 。 轧后水冷的在 。 。 。 之 间平 均冷速 为 “ 秒 。 、 、 为水冷到 后再空冷， 、 为轧后 水冷再分 别加热到 及 时效一小 时 。 厚钢板上 ， 横向取机械 性能试 样 ， 冲击试 样缺 口 垂直 于轧制板面 ，在 一 试 验机上进行系列 冲击试验 ，并在 一 型 冲击示 波仪进行 一 的动态载荷一挠度试脸 。 金相样品 、 冲击断 口 和金属 薄膜 分 别在光学显微镜 、 扫描电镜及 一 千伏 透射电镜 下 观察显微 组织 、 断 口 形 貌和 亚结构 。 用截线法在光学显微镜下测定铁素体的平 均晶粒尺 寸 ， 保证相对误差 时 至少测 定 。 个 晶粒数 。 用计点法测定 小 岛 的 ‘ 体 积分数 。 在 一 射线衍射仪上测定残留奥氏体量 ，衍射晶面族奥氏体 为 ， 马 氏体 。 用在 一 “ 下 冲断试样的一 半断 口 镀镍 ， 在于断裂面垂直的一 侧 制 备 成金相样品面 ， 在光学显微镜下观察断 口 轮廓及二 次解理裂纹走向 。 实 验 结 果 。 轧后水冷的组织 、 两炉号轧后水冷的或间断水冷的 水冷到 “ 再空 冷 组织是 比较复 杂 的 ， 但基本上都是 由两类组织所组成 ， 一类是不 规则 的多边形 铁素体或称为 针状铁素朱 有时也有少 量 等轴铁素体 ， 加上紊 乱排 列的块状 小 岛组织所组成的 混 合组织 。 如图 是这类组织在 金相显微镜下 的形 貌 ， 块状 小 岛多分 布于 铁素体的晶界上 。 图 是这类 组织在扫描 电镜下 的形貌 。 另一类组 织是 由条状排列的 小 岛及铁素体所组成 的 粒 状 贝 氏体组 织 。 图 中也有这类组织在 扫描 电镜 下 的形 貌 。 透射 电镜 观察金属薄 膜 ， 可 见拉 状 贝 氏体 中条 状排 列 的 岛夹在 位错密度 稍高的板条 铁素体之 间 图 ， 紊 乱 排 列 的块状 岛是在位错密度 稍 低的 铁素体晶界上 图 。 在另一 工作 中 〕 ， 经 过 选 区电子衍射证 明 ， 条 状排 列 的小 岛或紊乱排 列 的块状小 岛 ， 皆含有奥氏体马 氏体组织 即析 谓的 岛 。 间断水冷的 岛在空冷时部分分解为碳化物及铁素体 如 图 所 示》 ， 水冷后再 时效 ， 则 岛状组织分解为铁素体及碳化物 ， 从残存的 岛及碳化物 的 分 布 ， 仍可看出原来条状排列 的小岛的痕迹 图 。 射线衍射也证 明 ， 水冷组织 中有 残 留 奥

1784528KV5U 图IB8针状铁素体及M/A岛 图210针状铁系体、铁素体品粒界上的 (eI=50%,eⅡ=60%，水冷到500C后空冷) M/A岛及粒状贝氏体（右上角） 金相组织1600× (3I=50%,eⅡ=60%：水冷到600C后空冷) 扫描电镜2400× -- 图3板条铁素体及条状小岛 图3b细晶块状铁素体及晶界上的小岛 (黑色) (黑色三角) 金属薄膜10000× 佥屈薄膜18000× 图4轧后水冷到600°C再空冷，部分M/A岛分解 图560心°C时效1小时，板条铁素体间小岛分解 二次复型14000× 二次复型4200× A 50

宁甘 讨 子 ， 图 针状铁素体及 岛 “ 二 二 ， 水冷到 ’ 后空冷 金相组 织 图 针状铁素体 、 铁素体晶粒界上的 岛及粒状贝 氏体 右上角 二 ， 已 二 水冷到 ’ 后空冷 扫描 电镜 图 板条铁素体及条状小岛 黑色 金属 薄膜 图 细 晶块状铁素体及 晶界上的小岛 黑色三角 金属薄膜 图 轧后水冷到 再空冷 ， 部分 岛分解 二 次复型 图 。 。 。 时效’ 、 时 ， 板条铁素体间小 岛分 解 二 次复型

氏体，时效后残留奥氏体消失[6]。 任一轧制规程，只要轧后水冷，在06MNb钢中就同时存在这两类组织，只不过数 量不同而已（见表3）。加热温度、轧制规程皆对这两类组织的相对量有影响，尤其是 加热温度的作用尤为突出。A9、B2轧制规程相同，加热温度不同，加热温度高的A9粒 状贝氏体量增加很多，相同加热温度的B2、B10,在900°C以下的形变量不同，变形量 小的B2的粒状贝氏体稍有增加。加热温度低、900°C以下形变量大的B6、B8、B9的粒 状贝氏体量与B10一样都是很少的，组织中主要都是（针状铁素+M/A岛）。m/A岛的 数量则与加热温度、轧制规程没有明显的关系。本实验轧后水冷组织中没有片状珠光 体，这是与轧后空冷组织的最大不同之处。 表3机械性能和显微组织参数 拉伸性能(b6.85) ITT(C) 铁素体品粒尺寸 残留奥氏体量%” 拉状贝 艺 (标准U型 M/A岛 号 OY(kg/ ob(kg/ 如% 6kg-m 平均弦长 直径 令 体 V% mm) mm*) 8% (如) (m) 室 温 -196"C /cm) V% 57.5 80,3 20 52.5 -90 0.0031 0,0041 17.2 3.2 9.1 45.2 63.7 31.3 72.7 =60 0.0100 0.0110 A8 43.45 55.7 31.7 67.5 -40 0.0140 0,0180 A9 59.5 83.3 16.7 57.2 -80 0.0047 18.9 A12 57.45 75.6 17.5 59.4 -55 0.0043 0.0053 90 A10 41.2 55.35 29.1 68.1 -25 0,0228 0.0260 A11 34,6 45. 37.5 73.3 -75 0.0130 0.0140 44. 548 -113 0.0098 0.0110 B2 54, 72 -153 0.0030 0.0040 4.4 2.3 8 B3 45.6 53. 35. -113 0.0087 0.0098 B7 47.8 37. -117 0.0071 0.0081 37.3 48 39 58. -135 0.0077 0.0087 B6 55,1 73 2 -153 0.0024 0.0034 66.3 76. 24.8 -164 0.0028 0.0038 B9 55.7 74, 26 49.3 -168 0.0026 0.0035 6.3 B10 56.5 73 29 -170 0.0028 0,0038 18.1 6.1 B11 62.1 68.5 25, 47.7 -128 0.0028 0.0038 B4 60.6 65.8 25 45.7 -140 0,0028 0.0038 C1 44.5 67.4 23 62 -102 0.0058 0.0067 16 0.86 0.62 C5 57.7 80.9 61 -108 0.0040 0.0050 22 1.48 C6 57.7 80.9 12 24 -112 0.0038 0.0048 18 1.76 C8 59.3 85.0 20 51 -113 0.0033 0.0042 21 1.56 2.25 ·该项数据仅做参考 粒状贝氏体的形成温度低于铁素体一珠光体，奥氏体要更大的过冷度才能转变为贝 氏体，细的奥氏体晶粒（如加热温度低）及大的未再结晶区的变形量，都使铁素体转变的 51

氏 体 ， 时效 后残 留奥氏体消失 〕 。 任 一 轧制规程 ， 只 要轧后水冷 ， 在 钢 中就 同时存在这两类组 织 ， 只 不 过 数 量不 同而 已 见 表 。 加 热温度 、 轧制规程 皆对 这两类组织 的相对 量 有 影 响 ， 尤 其 是 加热 温度 的作用尤为突 出 。 、 轧制规程相 同 ， 加热温度 不 同 ， 加 热 温度高 的 粒 状 贝 氏体量增 加很 多 ， 相 同加热温度 的 、 ， 在 以下 的形 变 量 不 同 ， 变 形 量 小的 的粒状 贝 氏体稍有增加 。 加热温度 低 、 “ 以下 形变 量 大 的 、 、 的 粒 状 贝 氏体量与 一 样都是很少 的 ， 组 织 中主要都是 针状 铁素 岛 。 岛 的 数 量 则与加热 温度 、 轧制规程没有 明显 的关系 。 本实验轧后水冷组织 中 没 有 片 状 珠 光 体 ， 这是与轧后空冷组织的最大不 同之 处 。 表 机械性能和显徽组织参数 拉 伸 性 能 拉尺 寸 残留奥 氏体 ’ 丫 勺 甲 沁 ’ 标 准 型 一 进奎些星 咒曹娇 直 径 人岛 室 。 』一’ 拉伏贝 氏 休 工序 艺号 … 自八甘﹄甘︸︹﹄ 月卫‘ … 卫，胜 。 。 。 。 一 。 饭卜 。 。 一 一 。 ’ 。 。 了 口，了曰，占 … 勺扛」品一，占一 了，﹃月勺﹃ 皿曰吕口叹︸了心︸月 … ‘山，几几内 甘厅了吕﹄马︹﹃‘ 。 。 一 。 。 了 。 一 。 。 一 一 。 ‘﹄尸 价 。 。 。 一 。 。 。 血‘ 肠甘 ︹吕甘 一 。 。 。 。 占勺二且山 吸月︸ 甘勺曰 ﹃一︸ 了万了口月 吸月月 ﹄‘曲占 份产 。 ，‘ … 一 ’ ‘ 一 。 。 ，巴月，几肠 该项数据仅做参考 粒状 贝 氏体的形成温度低于 铁素体一珠光体 ， 奥 氏体要更大的过冷度才 能转 变 为 贝 氏体 ， 细 的 奥 氏体晶粒 如加热温度低 及大的未再结晶区的变形量 ， 都使铁素体转 变的

C-曲线向左移[7]。结果这样形变后的奥氏体转变后形成的主要是铁素体组织，较少量 的奥氏体转变为贝氏体，这是形变规程及加热温度影响二类组织相对量的原因。在铁素 体形成的过程中奥氏体的碳不断增浓，在正常情况下，剩余的奥氏体转变为珠光体，轧 后水冷，冷却速度较大，使铁素体形成后剩余的奥氏体来不及转变为珠光体，以残留奥氏 体、马氏体的形式保留下来，成M/A岛状组织，分布在铁素体晶界上。 2,轧后空冷的组织 A、B两炉号轧后空冷都能得到铁素体一珠光体组织。加热温度高，同样轧制规程轧后 1707328K0 a)!再结晶区变形量50%，未再结晶区变形量0%， b)再结昂区变形量50%，未再结品区变形量60%， 理粒状贝氏体组织扫描电镜1620× 针状铁素体+M/A岛扫描电镜1620× 图6C钢轧后空冷组织 铁素体晶粒尺寸粗大且不均匀，相同加热温度，增 大未再结晶区的变形量，铁素体晶粒逐渐细化。 C炉钢中Mn、Nb量都增高，增大过冷奥氏 体稳定性。这类轧后空冷的组织不是铁素体珠光 体，而却与低Mn、Nb钢轧后水冷组织相似C8]。 在1000°C以上轧制后空冷，就可以得到颗粒状贝 氏体组织（图6a)。如降低终轧温度，在奥氏体再 结晶区及未再结晶区皆有变形址，则轧后空冷也 就可以得到等轴的和针状铁素体以及M/A岛的 复合组织（图6b),甚至正火钢中也有M/A组织 (图7)，而这些组织在Mn、Nb低的A、B钢都 要轧后水冷后才能得到的。未经变形的钢中M/A 图？C1多边形铁素体十少量针状铁素体 岛尺寸大（图7），加大变形量，M/A岛的尺寸 土M/A岛(950°C正火) 稍细化（图6b)。 扫描电镜1620× 52

氏 体 ， 时效 后残 留奥氏体消失 〕 。 任 一 轧制规程 ， 只 要轧后水冷 ， 在 钢 中就 同时存在这两类组 织 ， 只 不 过 数 量不 同而 已 见 表 。 加 热温度 、 轧制规程 皆对 这两类组织 的相对 量 有 影 响 ， 尤 其 是 加热 温度 的作用尤为突 出 。 、 轧制规程相 同 ， 加热温度 不 同 ， 加 热 温度高 的 粒 状 贝 氏体量增 加很 多 ， 相 同加热温度 的 、 ， 在 以下 的形 变 量 不 同 ， 变 形 量 小的 的粒状 贝 氏体稍有增加 。 加热温度 低 、 “ 以下 形变 量 大 的 、 、 的 粒 状 贝 氏体量与 一 样都是很少 的 ， 组 织 中主要都是 针状 铁素 岛 。 岛 的 数 量 则与加热 温度 、 轧制规程没有 明显 的关系 。 本实验轧后水冷组织 中 没 有 片 状 珠 光 体 ， 这是与轧后空冷组织的最大不 同之 处 。 表 机械性能和显徽组织参数 拉 伸 性 能 拉尺 寸 残留奥 氏体 ’ 丫 勺 甲 沁 ’ 标 准 型 一 进奎些星 咒曹娇 直 径 人岛 室 。 』一’ 拉伏贝 氏 休 工序 艺号 … 自八甘﹄甘︸︹﹄ 月卫‘ … 卫，胜 。 。 。 。 一 。 饭卜 。 。 一 一 。 ’ 。 。 了 口，了曰，占 … 勺扛」品一，占一 了，﹃月勺﹃ 皿曰吕口叹︸了心︸月 … ‘山，几几内 甘厅了吕﹄马︹﹃‘ 。 。 一 。 。 了 。 一 。 。 一 一 。 ‘﹄尸 价 。 。 。 一 。 。 。 血‘ 肠甘 ︹吕甘 一 。 。 。 。 占勺二且山 吸月︸ 甘勺曰 ﹃一︸ 了万了口月 吸月月 ﹄‘曲占 份产 。 ，‘ … 一 ’ ‘ 一 。 。 ，巴月，几肠 该项数据仅做参考 粒状 贝 氏体的形成温度低于 铁素体一珠光体 ， 奥 氏体要更大的过冷度才 能转 变 为 贝 氏体 ， 细 的 奥 氏体晶粒 如加热温度低 及大的未再结晶区的变形量 ， 都使铁素体转 变的

3。机械性能与控制轧制工艺关系 控制轧制后空冷及水冷的机械性能列于表3中。机械性能与控制轧制工艺的关系表示于 图8。随900°C以下的总变形量增大，屈服强度都提高，但第二阶段形变60%轧后水冷的A4 A钢加热温度1200℃~1220℃ 70 △一A钢空冷 B钢1150U~1170℃ ▲一A钢水冷 。一B钢空冷 65 ●一B钢水冷 (出) eB 的B, 4 4Λ 55 8 Bi BB B。 50人 45 0 40 A B n 35 A19 30 0 正火 20 40 60 决再结品区压下盘%(e:%) (8)控制轧制工艺对y的影响 0 A钢帅热温度1200℃~1220℃ =20 B钢1150℃~1170℃ -40外 AIt ▲、 =60 A A1正火 -80 A B O 81 A一A钢空冷 @B1 B,正火 A一A钢水冷 B. B 150 。一B钢空冷 -160 ●一B钢水冷 -170 B ia 20 40 60 未再结晶区压下登%(e%) (b)控制轧制工艺对ITT的影响 图8控制轧制工艺与机械性能的关系 53

。 机械性能与控制轧制工艺关系 控制轧制 后空 冷及水冷的机械性能列 于表 中 。 机械性能与控制轧制工艺的关系表示 于 图 。 随 “ 以下 的总变形量增大 ，屈服强度都提高 ， 但第二 阶段形变 轧后水冷 的 夕 一 人 钢空冷 应 一 人 钢 水冷 一 钢 空冷 一 钢 水冷 钢 加热温 度 ℃ ℃ 铜 ℃ ℃ 二 沫漆咋游井补咔 艘赵嗯缓召︵亡‘栩 卜 内口口 合八 正火 未再结品 区压下量乡‘ 。 、 控 制轧制工艺 对口 的 影响 一 卜拿 介 钢 加热温 度 ℃ ℃ 钢 ℃ ℃ 一 巨 一 一 二︵日。石、铭︶日 一 一 一 一 一 岌 一人钢空冷 血 一刁 钢 水冷 一 俐空冷 一 俐水冷 ︵卜︶ 未再结晶区压下云 。 ， 控制轧制工艺 对 的 影响 图 控制轧制工艺 与机械性能的关系

钢度降低，接近B炉号轧后水冷的B8、B9等（图8a)。这是因为A4显微组织中组成物显著 不同于A9。同样的轧制规程，轧后水冷的屈服强度比轧后空冷的提高10~15kg/mm2(图 8a)。如果以冲击韧性值达到6kg-m/cm2的试验温度ITT°C作为低温韧性的衡量标准， 可见降低加热温度或加大900°C以下的形变量，都使6kgm/cm2的ITT(C)下降（图8b), 各轧制规程的试样，轧后水冷的都比轧后空冷的不仅屈服强度高而且低温韧性要好得多。水 冷后如果再时效处理(B4、B11),屈服强度进一步提高，低温韧性下降，ITT提高（图 8b)。将B炉钢控制轧制后空冷(B7)、空冷后再正火处理(B5)及轧后水冷到600°C再 空冷(B10),各规程性能列于表4进行比较，可见B10规程比轧后再正火的屈服强度高近 20kg/mm2,低温韧性也要好得多，即使控轧后空冷(B7)的也比轧后再正火处理的强度 表4各工艺规程性能比较 性能os(kg/八σ。 (kg/ 冲去韧性aK(U型缺口) 8% o% 规程 mm2) mm2) 室 温 -90°C -120°C-150°C B5 37 48 39 58 37 >18.8 >18.8 0.88 B10 56 73 29 51 35 >18.8 17.4 12 B7 47 54 37 52 36 >18.8 3.1 06MnNb钢标 准要求（正火） ≥30 ≥44 ≥21 ≥6 国内已达到 指标（正火） 33.6 45 32.8 28.6 17.1 7.5 国内已达到 指标（热轧） 39.3 51.2 23.5 19.4 5.4 1.6 高，低温韧性相当。这说明控制轧制具有很大的优越性。C炉钢M、Nb含量高，控制轧 制后比同样规程的B炉强度高，但低温韧性不如B炉的好。 4。屈服强度与组织的关系 测定了各种钢轧后空冷铁素体晶粒尺寸及A、B护钢轧后水冷的针状铁素体晶粒尺寸、 M/A岛的体积分数以及部分试样中的粒状贝氏体体积分数列于表3中。可见轧后铁素体的 晶粒尺寸与加热温度、未再结晶区形变量大小及轧后冷却速度有关。降低加热温度、增 大未再结晶区的形变量和加快轧后的冷却速度，都使轧后铁素体晶粒直径不断细化。同样 轧制规程，仅降低加热温度，轧后空冷便可得到8~11μm的铁素体晶粒(B1,B3、B7), 比加热温度高的A钢(A10、A8、A5)细3~10μm。如果再加快轧后冷却(B2、B6、B4 B10等)，则可以得到4μm的铁素体（相当于13~14级晶粒度)，又比轧后空冷的细4~ 7μm。增加钢中Mn、Nb含量(C钢)也能显著细化铁素体晶粒。 根据表3数据将C-Mn-Nb钢的o,与铁素体晶粒直径d÷mm±的关系进行处理，得到 0,=0。+1.5d± Y=0.98 54

岁度 降低 ， 接近 炉号轧后水冷的 、 等 图 。 这是 因为 显微 组织中组成物显著 不 同于 。 同样的轧制规程 ， 轧 后水冷的屈服强度比轧 后 空冷的提高 图 。 如果 以冲击韧性值 达到 一 的试验温度 作为低温韧性的衡量标 准 ， 可见 降低加热温度 或加大 以下 的形变量 ， 都使 的 。 下 降 图 。 各轧制规程的试 样 ， 轧 后水冷的都 比轧后 空冷的不 仅屈 服强度 高而且低温韧性要好得多 。 水 冷后如果再 时效处理 、 ， 屈服强度进 一 步提高 ， 低温韧性下 降 ， 提 高 图 。 将 炉钢控制轧制后 空冷 、 空冷后 再正 火处理 及轧后水冷到 再 空冷 ， 各规程性能 列 于表 进行 比较 ， 可见 规程 比轧后 再正 火 的屈 服 强 度 高 近 ， 低温韧性也要好得多 ， 即使控轧后 空冷 的也 比轧后 再正火处理 的强度 表 各工艺规程性能 比较 性能 、 规程 甲 冲 去韧 性 型缺 口 室 温 … 一 。 一 一 ’ 。 。 。 。 。 。 。 钢 标 》 》 李 准要求 正 火 国 内已达到 。 。 。 。 。 指标 正 火 国内已达到 。 。 。 。 。 。 指标 热 轧 高 ， 低温韧性相 当 。 这 说明控制 轧制具 有很大的优越性 。 炉钢 、 含量 高 ， 控 制 轧 制后 比 同样规程 的 炉强度 高 ， 但低温韧性不如 炉的好 。 。 屈服强 度与组织的关系 测定 了各种钢轧后 空冷铁素体晶粒尺寸及 、 炉钢轧后水冷的针状铁素体晶粒尺寸 、 岛的体积分数 以及部分试 样中的粒状 贝氏体体积分数列 于表 中 。 可见轧后 铁素体 的 晶粒尺寸与加热温度 、 未再结晶 区形变量 大小及轧后 冷却速度 有关 。 降低 加 热 温 度 、 增 大未再结晶区 的形变量 和加快轧后 的冷却速度 ， 都使轧后铁素体晶粒直径不断细化 。 同样 轧制规程 ， 仅降低加热温度 ， 轧后 空冷便可得到 卜 的铁 素体晶粒 ， 、 ” ， 比加热温度 高的 钢 、 、 细 林 。 如果再加快轧后 冷 却 、 、 等 ， 则可 以得到 林 的铁素体 相当于 级 晶粒度 ， 又 比轧后 空 冷 的 细 协 。 增加钢中 、 含量 钢 也能显著细 化铁 素体晶粒 。 根据表 数据将 一 一 钢 的 ，与铁素体晶粒 直径 一 专 一 于的关系进行处理 ， 得到 口 ， 口 。 一 于 丫

式中o。=31,可见屈服强度σ，与d士符合线性关系。将此关系绘图，表示图9上（为了比 较，该图还附有LeBon1O]的数据)。A、B钢控制轧制后空冷或B钢水冷的各点全都落在 一条直线上。但是其强化机制并不完全相同。 轧后再经正火处理的A11及B5符合Le Bon所做的C-Mn钢的晶粒尺寸d与o,的关 系（图9），可以认为C-M-Nb钢正火处理时，加热时Nb(C,N)基本未溶于奥氏体中，其 )一A钢轧后空冷 A钢1210℃加热 64 X一一B钢轧后空冷 B钢1160℃加热 B11 4一一A钢轧后水冷 60 ▲一B钢轧后水冷 ⑧C A4B1 B. 56f ●一Lebon〔10) B 口—一B钢轧后水冷时效 B 52 48卜 xB, A 44 A XB, 40 C-Mn-Ni(10)B: Q 36 B。 32 C-Mn(10) 28L 6 7 161718 .d mm 图9屈服强度cy与铁素体平均晶粒直径d±的关系 强化因子与C-Mm钢相同，为o,=o,+△o,+1.5± 其中o:为晶格阻力，△o,为由于固溶元素(Mn、Si、P、N)所造成的强化。 控制轧制后空冷的各点A10、A8、A5、B1、B3、B7所组成的直线也都与Le Bon10]所 做C-Mn-Nb钢的数据相符（图9），控制轧制后空冷其o,比C-Mn钢要高，其强化因子应为： 0,=01+△，+△0。+1.5a± '其中△σP为Nb(C,N)的第二相质点所造成的沉淀强化，根据图9可得到相同铁素体晶粒 尺寸，含Nb钢控制轧制后空冷的沉淀强化作用△op为~9kg/mm2。 控制轧制后水怜的组织中，除有更细小的铁素体外，尚有M/A小岛及粒状贝氏体， 因此，此时的σ，应由下式决定之： 0,=01+△o,+△oM+△oB+125:-± 式中△oM、△o分别为M/A岛中马氏体组织和粒状贝氏体对a,的贡献，估计也可能有位 错引起的少量强化效果。根据实验数据及Le Bon C-Mn钢延长线的强度差别，可以得到 (△oM+△o)及位错强化约为8k名/mm2(图9)，这与轧后空冷的沉淀强化△op的数值基 本相当。可见B炉钢控制轧制后再加快冷却，比空冷的强度平均高约10kg/mm2,其主要原 因是由于铁素体晶粒细化所提供的。B炉钢控制轧制后快冷的屈服强度平均为56kg/mm2。 55

式 中 。 ， 可见屈服强度。 ，与 一 令符 合线性关系 。 将此关系绘图 ， 表示 图 上 为 了比 较 ， 该 图还 附有 〔 〕 的数据 。 、 钢 控制 轧制 后 空 冷或 钢水冷的各 点全都 落在 一 条直线上 。 但是其强化机制并不完全相 同 。 轧后再经正 火处理的 及 符合 。 。 所做的 一 钢 的晶粒尺寸 一 十与。 的 关 系 图 ， 可 以 认为 一 一 钢正 火处理 时 ， 加热时 ， 基 本未溶于奥氏体中 ， 其 一 人 钢轧后 空冷 钢 ℃加热 心 电 ‘卜 自翻 甘 ，卜口吸︸ ﹄勺自︸月 巴、 工八日仙 代 、 篇娜杯 内」， 舟 卜 幼 性 一 圣 一 圣 图 屈服强度盯与铁素体平均 晶粒直径 的关系 强化 因子 与 一 钢 相 同 ， 为 ， 、 △ 一 十 其中 为 晶格阻力 ， △氏为 由于 固溶元素 、 、 、 所造成 的强 化 。 控制 轧制 后 空冷的各 点 、 、 、 、 、 所组成 的直 线也都与 所 做 一 一 钢的数据相符 图 ， 控制轧制后 空冷其 ，比 一 钢要 高 ， 其强化 因子应 为 ， 二 △ ， △。 ， 。 一 十 其 中△ 为 ， 的第二相质点所造成 的沉淀强化 ， 根据 图 可 得 到相 同铁素 体 晶 粒 尺寸 ， 含 钢 控制 轧制后 空冷 的沉淀 强化作用△ 为 。 控制 轧制 后 水 冷的组织 中 ， 除有更细小的铁素体 外 ， 尚有 小岛及粒状 贝 氏 体 ， 因此 ， 此 时 的几应 由下 式决定之 ， ， △ △ △ 。 ， 一 十 式 中△ 、 △ 分 别 为 岛 中马 氏体组织 和粒状 贝 氏体对 ， 的贡献 ， 估计 也可能有 位 错引起 的少 量 强 化效果 。 根据实验数据及 一 钢延 长线的强度差 别 ， 可 以 得到 △ 十 △ 及 位 错 强 化约 为 图 ， 这与轧 后 空冷的沉淀 强 化△ ，的数值基 本相当 。 可见 炉钢 控制 轧制后 再加快冷却 ， 比空 冷 的强度平均高 约 ， 其主要原 因是 由于铁素体晶粒细化所提供 的 。 炉钢控制轧制后快冷的屈 服强度平均 为

其中45%是由铁素体晶粒强化所提供的，而空冷的晶粒强化在整个屈服强度中的贡献仅 占30%，可见轧后快冷的作用主要是铁素体晶粒大大细化，从而得到更高的强度。 轧后水冷后再时效，M/A岛将分解，基体中的位错密度下降、都使强度下降，但时效时 析出的Nb(C、N)使强度提高，两者综合结果使水冷再时效的强度再增加约为6kg/mm2。 5。低温断裂与组织的关系 (1)轧后铁素体晶粒尺寸是决定钢的低温韧性的主要因素 将冲击韧性为6kg-m/cm2所对应的试验温度ITT与各钢轧后空冷及A、B钢轧后水冷 的铁素体晶粒直径d±作图，得到图10，发现ITT与d音间呈一直线关系。可见，决定 ITT的首先是晶粒平均直径。 ℃0 。一A钢1210℃加热 -20 Q1。 0一B钢1160℃加热 ●-一C纲1210℃加热 -40 -60 OAs 包w 80 A1(正火) B:B, DO C(i正火) -14 8正0 8eww -160叶 D8, B.B. -180 Bia -200 18 dmm- 图10冲击转变温度TT与铁素体晶粒直径d±的关系 A、B两炉号控制轧制空冷后，铁素体晶粒直径不同，B炉的晶粒细低温韧性好，但在 相同的晶粒直径下比较，A钢ITT比B纲高，根据我们的实验认为其原因有两点：一是A钢 中硫含量比B钢的高得多。硫高降低钢在室温下冲击值，这是众所周知的，我们实验中还 发现在-196°C冲击时，硫化物基体脱离，形成孔洞，这些孔洞迅速扩展联合，导致钢材 在低温下的韧性也下降（图11）。第二是因为A钢加热温度高。当A钢的铁素体平均晶粒 直径d与B钢相同时，A钢的晶粒尺寸的均匀性很差，而低温断裂时的裂纹首先是在大晶粒 中产生并进而扩展到全部基体，如图12所示。因此控制轧制不仅要控制平均的晶粒尺寸， 还要控制晶粒的均匀性，这是很重要的。 控制轧制后水冷的A、B钢的组织中，主要为针状铁素体，实验发现这种组织低温断 裂时，其獬理裂纹传播的直线路径也决定于晶粒尺寸，如图13所示。裂纹传播中碰到不同 56

其中 是 由铁素体晶粒强化所提供的 ， 而空 冷的晶粒强化在整个屈 服强度 中 的 贡 献仅 占 ， 可见轧后快冷的作用主要 是 铁素体晶粒大大细化 ， 从而得到更 高的强度 。 轧后水冷后 再时效 ， 岛将分解 ， 基体中的位错密度下 降 、 都使强度下 降 ， 但 时效时 析出的 、 使强度提高 ， 两 者综合结果使水冷再时效的强 度 再增加约为 。 。 低通断裂与组织的关系 轧后 铁素体晶粒尺 寸是决定钢 的低温韧性的主要 因素 将冲击韧性为 一 所对应 的试验温度 与各钢轧后空 冷及 、 钢轧后水 冷 的铁素体晶粒直 径 一 于作 图 ， 得到图 ， 发现 与 一 于 间呈一直线关系 。 可 见 ， 决 定 的首先是晶粒平均直径 。 ℃ 一 人钡 ℃加热 一 一 韵幼 代月，︵日‘ 卜工︵︶ 一 峪 图 冲击转变温度 与铁素体晶粒直径 十的 关系 、 两炉号控制轧制 空 冷后 ， 铁素体晶粒直径不 同 ， 炉 的晶粒 细低温韧性好 ， 但在 相同的晶粒直径下 比较 ， 钢 比 钢高 ， 根据我们 的实验认为 其原 因有两点 一是 钢 中硫含量 比 钢 的高得多 。 硫 高降低钢在室温下 冲击值 ， 这是 众所周知的 ， 我们实验 中 还 发现在 一 “ 冲击 时 ， 硫 化物基体脱离 ， 形成孔 洞 ， 这些孔洞 迅速扩展联合 ， 导致 钢 材 在低温下 的韧性也下 降 图 。 第二是 因为 钢加热温度 高 。 当 钢的铁素体平均 晶 粒 直径 与 钢相 同时 ， 钢 的晶粒 尺 寸的均匀性很差 ， 而低温断裂 时的裂纹首先是在大晶粒 中产 生并进而扩展 到全 部基体 ， 如图 所 示 。 因此控制轧制不 仅要控制平均的晶粒尺 寸 ， 还要控制 晶粒的均匀性 ， 这是很重要 的 。 控制 轧制 后水冷 的 、 钢的组 织 中 ， 主要为 针状铁素体 ， 实验发现 这种组织 低 温 断 裂 时 ， 其解理 裂纹传播 的直线路径 也决定于 晶粒尺寸 ， 如图 所示 。 裂纹传播 中碰 到不 同

1642929Kg 图11A钢断口上的硫化物与基体脱离 图12A10大的铁素体品粒发生二次解理 形成孔洞与裂纹(~196°C冲击) 婆纹(-196°C冲断镀镓断口》 扫拙电镜48)× 金柞组织1250× 图13B2针状铁素体中裂纹走向及裂纹传播 图14C1显微组织与断口形貌的对应关系(950℃ 路径(-196°C冲击) 正火)中上部位为断口形貌，左右下方为显徽组织 金相组织2000× 扫描电轨1100× 位向的大角度晶粒就发生转折。在扫描电镜下观察，可见断口上解理断裂小平面的尺寸与“ 显微组织中铁素体晶粒尺寸是相当的（图14），这也说明解理裂纹的传播碰到晶界就发生 转折。解理裂纹直线传播路径越短，解理断裂的小平面愈小，则材料的抗断能力越大，因 此轧后水冷主要为针状铁素体组织的B炉钢，其低温韧性主要决定于晶粒尺寸，ITT也 与d呈直线关系（图10）。由于晶粒很细，使其ITT(C)比轧后空冷的低得多。 (2)轧后组织中的粒状贝氏体与M/A岛对韧性的作用 在轧后快冷的A、B炉钢中、除针状铁素体外，尚有M/A岛及粒状贝氏体组织，这些 组织的低温断裂情况又如何呢？观察了一196°C断裂的试样的二次解理裂纹，可以看到裂 纹直线穿过同位向排列的贝氏体板条束，在碰到另一取向的板条束时裂纹才发生明显的转 折（图15），即粒状贝氏体组织的低温韧性决定于其板条束尺寸，这个结论与前人工作一 57

声峥内‘，点 图 钢 断 口 上的 硫化物与基体脱离 形成孔洞 与裂纹 一 “ 冲击 扫描 电镜 〕 、 图 大的铁素体晶粒发生二次解理 裂纹 一 ” 。 冲断镀 镍断 口 金 札红 织 妞助 针状 铁素体中裂纹走向及 裂纹传播 路径 一 冲击 金相组 织 图 理 显微组 织 与断 口 形 貌的对应关系 。 ’ 正 火 中上部位为断 口 形貌 ， 左 右下方为显微组 织 扫描 电镜 火 位 向的大角度 晶粒就发生 转折 。 在扫描电镜下 观察 ， 可见断 口 上解理 断裂小平 面 的尺 寸与 显微组织 中铁素体 晶粒尺 寸是相 当的 图 ， 这 也说 明解理 裂纹的传播碰 到晶界就发生 转折 。 解理 裂纹直 线传播路径越短 ， 解理断裂的小平 面愈小 ， 则材料 的抗断能力越大 ， 因 此轧后水 冷主要 为 针状 铁素体组织 的 炉钢 ， 其低温韧性主要 决定 于 晶 粒 尺 寸 ， 也 与 一 十呈 直 线关系 图 。 由于 晶粒很细 ， 使 其 。 比轧后空 冷的低得多 轧后 组织 中的粒状贝 氏体与 岛对韧性的作用 在 轧后快 冷的 、 炉钢 中 、 除针状 铁素体外 ， 尚有 岛及粒状 贝氏体组 织 ， 这 些 组织的低温断裂情况 又如何呢 观察了 一 “ 断裂的试 样的二 次解理 裂纹 ， 可 以看 到 裂 纹直线穿过 司位 排 列 的贝 氏体板条束 ， 在碰 到另 一取 向的板条束时裂纹才发生明 显 的转 折 图 ， 即粒状 贝 氏体组织 的低温韧性决定 于其板条束尺寸 ， 这个结论 与前人 工 作 一