·444 北京科技大学学报 第36卷 200 30 一计算值 一屈服强度增量 280 ·透射电镜观察 …沉淀间距 25 160 240 200 20 120 160 120 80 80 1 10 10 10 同火时间人 10 10 10 10 回火时间/ 图9连续冷却过程中形成的C山沉淀的熟化规律 Fig.9 Ripening of Cu precipitates formed during continuous cooling 图10Cu沉淀产生的沉淀强化效果随回火时间的变化 Fig.10 Change of Cu precipitation strengthening with aging time 述，连续冷却过程中形成的C沉淀在回火过程中 熟化，必然引起其沉淀强化的效果发生改变.根据 化，韧性逐渐提高，快速冷却处理可提高其韧性： 上述Cu沉淀的尺寸计算Cu沉淀强化效果的变化. HSLA100钢奥氏体连续冷却转变产物的硬度均高 于同冷却速率下的HSLA80钢试样，并且随冷却速 C沉淀所造成的屈服强度增量与沉淀的平均直径 和平均间距具有对应关系四.首先根据下式计算 率变化其基本保持不变，但其韧性随冷却速率变化 Cu沉淀的平均间距A 很大，快速冷却处理后韧性很低 (2)HSLA80钢和HSLA1O0钢奥氏体连续冷却 λ=1.25 、d (1) 转变产物的组织存在较大差异.在0.1~20℃·s1 6f de 4d. 范围内，随冷却速率升高，HSLA80钢的奥氏体分解 式中：f为沉淀的体积分数，HSLA80钢中Cu质量分 产物由多边形铁素体向块状铁素体和粒状贝氏体转 数为1.30%，由于在600℃下固溶于铁素体中Cu的 变；HSLA100钢的奥氏体分解产物以贝氏体为主， 质量分数为0.51%，所以得出600℃下Cu沉淀的体 随冷却速率升高，粒状贝氏体减少，板条贝氏体增 多，最高冷却速率下存在少量马氏体 积分数f为0.89%；d,为Cu沉淀的直径，d心、d和 (3)当连续冷却过程中形成的Cu沉淀直径大 d。分别为d、和d。的平均值.计算得到的不同 于14nm时，其等温长大符合Ostwald熟化规律，沉 回火时间下Cū沉淀的间距示于图10.可以看出回 淀半径随时效时间变化 火24h后，Cu沉淀的间距增大至200nm以上，表明 其数量已大为减少.将不同回火时间下C沉淀的 参考文献 直径和间距，带入下式以计算沉淀强化效果： [1]Ghosh A,Mishra B,Das S,et al.An ultra low carbon Cu bearing d如-na+Bd). steel:influence of thermomechanical processing and aging heat (2) treatment on structure and properties.Mater Sci Eng A,2004, 374(1/2):43 式中：△σ为屈服强度增量：G为基体a-Fe的切变 Dhua S K,Mukerjee D,Sarma D S.Influence of tempering on the 弹性模量，取80635MPa;b为基体位错的伯氏矢量， E microstructure and mechanical properties of HSLA-00 Steel 基体a-fe的全位错为b=号10)，计算结果示于 plates.Metall Mater Trans A,2001,32(9):2259 Yoo JY,Choo W Y,Park T W,et al.Microstructures and age 图10.可以看出，随时效回火延长，强化效果先上升 hardening characteristics of direct quenched Cu bearing HSLA 后下降，20min左右达最大值185MPa,回火时间3h steel.S0lmt,1995,35(8):1034 以上产生的屈服强度增量显著下降，己不足60 4] ThompsonS W,Krauss G.Copper precipitation during continuous MPa. cooling and isothermal aging of A710-ype steels.Metall Mater Trans A,1996,27(6:1573 4结论 5]Kimura Y,Takaki S.Phase transformation mechanism of Fe-Cu alloys.Slnt,1997,37(3):290 (1)高强度含铜钢HSLA80和HSLA1O0的奥氏 [6]Thompson S W,Colvin DJ,Krauss G.Continuous cooling trans- 体连续冷却转变产物的强韧性存在较大差异.在冷 formations and microstructures in a low-carbon,high-strength low- 却速率0.1~20℃·s-1范围内，HSLA80钢奥氏体连 alloy plate steel.Metall Tran A,1990,21(6):1493 续冷却转变产物的硬度随冷却速率变化分阶段变 [7]Thompson S W,Krauss G,Tseng CC.A new model of interphase北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 图 9 连续冷却过程中形成的 Cu 沉淀的熟化规律 Fig． 9 Ｒipening of Cu precipitates formed during continuous cooling 述，连续冷却过程中形成的 Cu 沉淀在回火过程中 熟化，必然引起其沉淀强化的效果发生改变． 根据 上述 Cu 沉淀的尺寸计算 Cu 沉淀强化效果的变化． Cu 沉淀所造成的屈服强度增量与沉淀的平均直径 和平均间距具有对应关系［20］． 首先根据下式计算 Cu 沉淀的平均间距 λ ［16］: λ = 1. 25 πd3 p 槡6f dp － πd2 p 4dp ． ( 1) 式中: f 为沉淀的体积分数，HSLA80 钢中 Cu 质量分 数为1. 30% ，由于在600 ℃下固溶于铁素体中 Cu 的 质量分数为0. 51% ，所以得出600 ℃下 Cu 沉淀的体 积分数 f 为 0. 89% ; dp 为 Cu 沉淀的直径，d3 p、d2 p 和 dp 分别为 d3 p、d2 p 和 dp 的平均值． 计算得到的不同 回火时间下 Cu 沉淀的间距示于图 10． 可以看出回 火 24 h 后，Cu 沉淀的间距增大至 200 nm 以上，表明 其数量已大为减少． 将不同回火时间下 Cu 沉淀的 直径和间距，带入下式以计算沉淀强化效果: Δσ = kGb λ sin ( α + β dp ) ． ( 2) 式中: Δσ 为屈服强度增量; G 为基体 α--Fe 的切变 弹性模量，取 80635 MPa; b 为基体位错的伯氏矢量， 基体 α--Fe 的全位错为 b = a 2 〈110〉，计算结果示于 图 10． 可以看出，随时效回火延长，强化效果先上升 后下降，20 min 左右达最大值 185 MPa，回火时间 3 h 以上产 生 的 屈 服 强 度 增 量 显 著 下 降，已 不 足 60 MPa． 4 结论 ( 1) 高强度含铜钢 HSLA80 和 HSLA100 的奥氏 体连续冷却转变产物的强韧性存在较大差异． 在冷 却速率 0. 1 ～ 20 ℃·s － 1 范围内，HSLA80 钢奥氏体连 续冷却转变产物的硬度随冷却速率变化分阶段变 图 10 Cu 沉淀产生的沉淀强化效果随回火时间的变化 Fig． 10 Change of Cu precipitation strengthening with aging time 化，韧性逐渐提高，快速冷却处理可提高其韧性; HSLA100 钢奥氏体连续冷却转变产物的硬度均高 于同冷却速率下的 HSLA80 钢试样，并且随冷却速 率变化其基本保持不变，但其韧性随冷却速率变化 很大，快速冷却处理后韧性很低． ( 2) HSLA80 钢和 HSLA100 钢奥氏体连续冷却 转变产物的组织存在较大差异． 在 0. 1 ～ 20 ℃·s － 1 范围内，随冷却速率升高，HSLA80 钢的奥氏体分解 产物由多边形铁素体向块状铁素体和粒状贝氏体转 变; HSLA100 钢的奥氏体分解产物以贝氏体为主， 随冷却速率升高，粒状贝氏体减少，板条贝氏体增 多，最高冷却速率下存在少量马氏体． ( 3) 当连续冷却过程中形成的 Cu 沉淀直径大 于 14 nm 时，其等温长大符合 Ostwald 熟化规律，沉 淀半径随时效时间 t 1 /3 变化． 参 考 文 献 ［1］ Ghosh A，Mishra B，Das S，et al． An ultra low carbon Cu bearing steel: influence of thermomechanical processing and aging heat treatment on structure and properties． Mater Sci Eng A，2004， 374( 1 /2) : 43 ［2］ Dhua S K，Mukerjee D，Sarma D S． Influence of tempering on the microstructure and mechanical properties of HSLA-100 Steel plates． Metall Mater Trans A，2001，32( 9) : 2259 ［3］ Yoo J Y，Choo W Y，Park T W，et al． Microstructures and age hardening characteristics of direct quenched Cu bearing HSLA steel． ISIJ Int，1995，35( 8) : 1034 ［4］ Thompson S W，Krauss G． Copper precipitation during continuous cooling and isothermal aging of A710-type steels． Metall Mater Trans A，1996，27( 6) : 1573 ［5］ Kimura Y，Takaki S． Phase transformation mechanism of Fe-Cu alloys． ISIJ Int，1997，37( 3) : 290 ［6］ Thompson S W，Colvin D J，Krauss G． Continuous cooling trans￾formations and microstructures in a low-carbon，high-strength low￾alloy plate steel． Metall Tran A，1990，21( 6) : 1493 ［7］ Thompson S W，Krauss G，Tseng C C． A new model of interphase ·444·