·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·