,342 北京科技大学学报 第32卷 奥氏体，随着变形量的增加，图2(b)中材料的组织 位置珠光体含量明显增加，而CWMn钢一侧靠近 更为细小，另外，由于两种组原材料成分不同，合金 界面的位置则马氏体板条减少，界面附近的组织变 元素原子也在热变形过程中发生扩散.因此，从热 化和形貌观察可以说明，这两种金属之间形成了完 轧变形后的样品中可以发现，Q235A中靠近界面的 全的治金结合， 20μm 20 uim 图2轧制后Q235 A /CV Mn复合材料的组织变化（左侧为Q235钢，右侧为CWMn)-(a)复合板厚度为10mm:(b)复合板厚度为5mm Fig 2 M icmostnicture evolution of Q235A/CMn comnposite materials during hot rolling process the left sie is Q235 steel and the right side is CMn steel):(a)slab thickness of 10mm:(b)slab thickness of5mm 图3是对轧后样品沿垂直界面方向进行EDS 更宽，这一过渡区域是由合金元素原子的互扩散 线能谱采集得到的结果，其中的曲线分别代表 而产生的，它的存在，一方面说明两种金属间的 W、C元素沿界面附近的分布情况，从图3中可 界面结合紧密，成分、组织在界面区域连续变化， 以看出，W、C等元素原子是沿着界面连续分布 反映出较好的冶金结合特性；另一方面说明过渡 的，并且在界面附近有一个明显的过渡区域，测 层区域的宽度远小于两种组元材料的厚度，使得 量可知，W、C元素对应的这一过渡区域宽度为 两种材料各自的成分变化不大，还能够保留各自 20~25m,而间隙原子（如C)对应的过渡区域 的物理性能 b 80m 80 um 图3轧制后复合材料界面附近合金元素的分布（佐侧为Q235钢，右侧为CWM)(a)W元素的EDS能谱：(b)C元素的EDs能谱 Fig 3 Alloying ekment distribution alng the interface the left side is Q235 steel and the right is CMn stcel):(a)EDS linear scanning map of W:(b)EDS linear scanning map ofCr 2.2热处理后的组织变化 为了防止网状碳化物的形成，CWMn钢一般采 由于本文中的两种组元材料在热处理温度、冷 用油淬或者熔融硝盐盐浴中冷却，而Q235A则一般 却制度方面的要求和选择差异较大.其中，CWMn 采用热轧后空冷或者正火·由于在高温范围冷却过 钢通常的热处理温度为780~820℃，并且随着温度 快时容易形成魏氏组织)，严重降低其塑性和韧 升高，冷却后组织中的残余奥氏体含量增加，硬度降 性，因此本文分别对样品采用空冷、矿物机油中淬火 低[6-7]：而Q235A钢的奥氏体化温度，约为840℃左 和水淬三种冷却方式，以确定最佳的冷却方式，其冷 右⑧)，综合考虑两种材料的性能，最终选择热处理 却速率见表3 温度为830土5℃. 图4为不同方式冷却到室温后复合材料界面组北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 奥氏体．随着变形量的增加‚图 2（ｂ）中材料的组织 更为细小．另外‚由于两种组原材料成分不同‚合金 元素原子也在热变形过程中发生扩散．因此‚从热 轧变形后的样品中可以发现‚Ｑ235Ａ中靠近界面的 位置珠光体含量明显增加‚而 ＣｒＷＭｎ钢一侧靠近 界面的位置则马氏体板条减少．界面附近的组织变 化和形貌观察可以说明‚这两种金属之间形成了完 全的冶金结合． 图 2 轧制后 Ｑ235Ａ／ＣｒＷＭｎ复合材料的组织变化 （左侧为 Ｑ235钢‚右侧为 ＣｒＷＭｎ）．（ａ）复合板厚度为 10ｍｍ；（ｂ）复合板厚度为 5ｍｍ Ｆｉｇ．2 ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆＱ235Ａ／ＣｒＷＭｎｃｏｍｐｏｓｉｔｅｍａｔｅｒｉａｌｓｄｕｒｉｎｇｈｏｔｒｏｌｌｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓ（ｔｈｅｌｅｆｔｓｉｄｅｉｓＱ235ｓｔｅｅｌ‚ａｎｄｔｈｅｒｉｇｈｔｓｉｄｅｉｓ ＣｒＷＭｎｓｔｅｅｌ）：（ａ） ｓｌａｂｔｈｉｃｋｎｅｓｓｏｆ10ｍｍ；（ｂ） ｓｌａｂｔｈｉｃｋｎｅｓｓｏｆ5ｍｍ 图 3是对轧后样品沿垂直界面方向进行 ＥＤＳ 线能谱采集得到的结果‚其中的曲线分别代表 Ｗ、Ｃｒ元素沿界面附近的分布情况．从图 3中可 以看出‚Ｗ、Ｃｒ等元素原子是沿着界面连续分布 的‚并且在界面附近有一个明显的过渡区域．测 量可知‚Ｗ、Ｃｒ元素对应的这一过渡区域宽度为 20～25μｍ‚而间隙原子 （如 Ｃ）对应的过渡区域 更宽．这一过渡区域是由合金元素原子的互扩散 而产生的．它的存在‚一方面说明两种金属间的 界面结合紧密‚成分、组织在界面区域连续变化‚ 反映出较好的冶金结合特性；另一方面说明过渡 层区域的宽度远小于两种组元材料的厚度‚使得 两种材料各自的成分变化不大‚还能够保留各自 的物理性能． 图 3 轧制后复合材料界面附近合金元素的分布 （左侧为 Ｑ235钢‚右侧为 ＣｒＷＭｎ）．（ａ） Ｗ元素的 ＥＤＳ能谱；（ｂ） Ｃｒ元素的 ＥＤＳ能谱 Ｆｉｇ．3 Ａｌｌｏｙｉｎｇｅｌｅｍｅｎｔｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎａｌｏｎｇｔｈｅｉｎｔｅｒｆａｃｅ（ｔｈｅｌｅｆｔｓｉｄｅｉｓＱ235ｓｔｅｅｌａｎｄｔｈｅｒｉｇｈｔｉｓＣｒＷＭｎｓｔｅｅｌ）：（ａ） ＥＤＳｌｉｎｅａｒｓｃａｎｎｉｎｇｍａｐｏｆ Ｗ；（ｂ） ＥＤＳｌｉｎｅａｒｓｃａｎｎｉｎｇｍａｐｏｆＣｒ 2∙2 热处理后的组织变化 由于本文中的两种组元材料在热处理温度、冷 却制度方面的要求和选择差异较大．其中‚ＣｒＷＭｎ 钢通常的热处理温度为 780～820℃‚并且随着温度 升高‚冷却后组织中的残余奥氏体含量增加‚硬度降 低 ［6--7］；而 Ｑ235Ａ钢的奥氏体化温度‚约为 840℃左 右 ［8］．综合考虑两种材料的性能‚最终选择热处理 温度为830±5℃． 为了防止网状碳化物的形成‚ＣｒＷＭｎ钢一般采 用油淬或者熔融硝盐盐浴中冷却‚而 Ｑ235Ａ则一般 采用热轧后空冷或者正火．由于在高温范围冷却过 快时容易形成魏氏组织 ［9］‚严重降低其塑性和韧 性‚因此本文分别对样品采用空冷、矿物机油中淬火 和水淬三种冷却方式‚以确定最佳的冷却方式‚其冷 却速率见表 3． 图 4为不同方式冷却到室温后复合材料界面组 ·342·