工程機械用低成本高強鋼Q690D的研制與開發

宋 欣，諶鐵強

（秦皇島首秦金屬材料有限公司，河北 秦皇島066326）

工程機械用低成本高強鋼Q690D的研制與開發

宋 欣，諶鐵強

（秦皇島首秦金屬材料有限公司，河北 秦皇島066326）

為了開發低成本Q690D高強鋼，在C-Mn-Nb-V成分基礎上，設計含Mo及不含Mo的2種成分試驗鋼，并對比研究不同成分不同工藝條件下鋼板力學性能及微觀組織的變化。試驗結果顯示，在軋制工藝相同條件下，隨終冷溫度降低，含Mo鋼強度上升，斷后伸長率基本不變，當終冷溫度在350～400℃時，-20℃沖擊功可達到200 J以上。在軋制工藝及終冷溫度相同條件下，冷卻速度對不含Mo鋼強度影響不大，斷后延伸率及沖擊功變化規律同含Mo鋼；降低鋼板始冷溫度，強度有一定程度降低，沖擊韌性及斷后伸長率變化不明顯。回火前后，含Mo的1#鋼，終冷溫度在450℃以上（工藝1）時的力學性能，與不含Mo的2#鋼終冷溫度在350～400℃（工藝5及工藝6）時的力學性能結果相近。研究表明，在不添加合金Mo的前提下，適當降低終冷溫度及淬火+回火工藝，鋼板性能完全可以滿足Q690D要求。

Q690D鋼；Mo；板條貝氏體；回火；力學性能

工程機械行業是機械制造業的重要組成部分，也是機械制造工業中發展比較迅速的行業。Q690D高強度結構鋼主要應用于機械、煤炭、運輸、礦山及各類工程施工部門所需設備中，如大型電鏟、鉆機、推土機的鏟斗、起重機吊臂和轉臺及煤礦液壓支架等。在國內，實際生產過程中一般采用添加Mo、Cr和Ni等貴重合金，通過TMCP+回火或淬火+回火熱處理，可實現Q690D的穩定生產。

當代社會發展面臨的主要矛盾之一是資源枯竭與經濟的可持續發展。我國鋼鐵產業正面臨資源匱乏、自然生態不堪重負等嚴重問題，“資源節約、環境友好、質量優良”，即資源節約型高質量鋼鐵產品的開發，是當前鋼鐵技術發展必須解決的一個主要問題[1]。因此，如何通過工藝技術、關鍵裝備和生產流程的優化和創新，最大限度地發揮軋制、軋后冷卻和熱處理等生產環節對鋼鐵產品質量的調控作用，盡量減少對合金元素的依賴和資源的消耗，減輕環境負荷，使有限資源得到合理利用，達到提高產品性能、節約能源與資源的目的，是實現鋼鐵材料節約化和減量化的基礎，也是國內外鋼鐵材料領域的技術難點和研發熱點。

秦皇島首秦金屬材料有限公司（以下簡稱首秦公司）擁有比較先進的4 300mm中厚板生產線。在冷卻系統方面，首秦公司擁有層流冷卻設備（ACC）及超快冷冷卻設備（UFC），將 UFC和ACC兩種不同冷卻方式有機整合在一起，形成了UFC+ACC聯動冷卻裝置，具備了鋼板冷卻路徑自由控制的功能。采用此種工藝路線，為首秦公司高強度鋼的開發提供有力支持，可實現產品開發過程中的減量化生產，減少合金加入量，降低生產成本。

本研究結合首秦公司現有裝備，采用低成本成分設計，嚴格控軋控冷及回火工藝，成功開發無貴重合金Mo和Ni，無需調質處理的Q690D高強鋼，可實現合金減量化生產，可為高強鋼的應用及發展提供借鑒。

1 試驗材料及方法

1.1 成分設計

在 考 慮 GB/T 1591—2008、GB/T 16270—2009對Q690D高強鋼性能指標要求及各元素對材料綜合力學性能影響的基礎上，本研究設計兩種成分體系，在低C，適量的 Mn、Cr及 Nb、V、Ti等合金基礎上，對比含Mo的1#鋼及不含Mo的2#鋼，在不同工藝條件下的微觀組織及力學性能的變化。試驗鋼化學成分設計見表1。

表1 試驗鋼化學成分

1.2 試驗方案

采用300mm×2 000mm×2 700mm規格連鑄坯軋制25mm×2 500mm×L鋼板（為保證水冷均勻性，控制鋼板軋制長度L≤25 000mm），軋制工藝方案見表2。1#鋼采用工藝1～工藝4，對比不同終冷溫度對材料微觀組織及力學性能的影響。在1#鋼試驗結果基礎上，2#鋼終冷溫度350～400℃，按工藝5及工藝6分別采用不同冷卻速度；在冷卻速度與工藝6相同條件下，工藝7降低鋼板入水冷卻溫度，工藝8采用增加一次淬火工序；通過工藝5～工藝8，對比2#鋼在不同工藝條件下的綜合力學性能及組織的變化。

表2 軋制工藝方案及熱處理參數

續表

2 試驗結果

2.1 力學性能

對試驗鋼進行回火處理，并對其在8種加工工藝條件下的沖擊功、拉伸性能、屈服性能以及延伸率等力學性能進行相關檢測。不同工藝條件下試驗鋼回火前以及回火后的力學性能見表3。

表3 試驗鋼回火前及回火后力學性能

2.1.1 回火前

通過采用嚴格的控軋控冷工藝，在鋼坯加熱溫度、Ⅰ階段及Ⅱ階段開軋溫度、終軋溫度、開冷溫度及冷卻速度不變的前提下，1#鋼在不同終冷溫度下的力學性能存在一定差異；隨著終冷溫度的降低，鋼板屈服強度及抗拉強度逐漸升高，斷后延伸率變化不大，-20℃沖擊功先升高后降低。當終冷溫度在450～500℃時，鋼板屈服強度為785 MPa，抗拉強度為939 MPa；當終冷溫度≤200℃時，屈服強度可達到998 MPa，抗拉強度為1 095 MPa。終冷溫度及冷速對鋼板強度影響較大，對斷后延伸率影響較小。終冷溫度較高或較低時，對沖擊韌性均不利；當終冷溫度在350～400℃時，鋼板沖擊韌性較好，-20℃沖擊可以達到200 J以上。

當終冷溫度在350～400℃、冷卻速度達到35℃/s時，2#鋼屈服強度為775 MPa，抗拉強度為901 MPa；當冷卻速度僅為25℃/s時，鋼板屈服強度746 MPa，抗拉強度878 MPa；鋼板斷后延伸率無明顯區別，分別為13.0%及13.5%，與工藝1～工藝4相比，其斷后延伸率略有提高。采用無Mo成分，終冷溫度為350～400℃時，沖擊功均在200 J以上。適當降低鋼板Ⅱ階段開軋溫度、終軋溫度及開始冷卻溫度，鋼板強度有一定程度的降低，屈服強度為694 MPa，抗拉強度為850 MPa，斷后延伸率無明顯變化，沖擊功略微降低。工藝8采取910℃淬火后，其冷速及終冷溫度較工藝1～工藝7高，淬火后屈服強度可達到990 MPa，抗拉強度為1 109 MPa，延伸率適當降低。

2.1.2 回火后

軋態及淬火態鋼板，強度偏高，塑性略差。經過回火處理后，強度下降，斷后延伸率改善，沖擊呈現不同變化趨勢。在工藝1～工藝4條件下，1#鋼通過低于650℃回火處理后，與軋態性能相比，強度下降，斷后伸長率提高，沖擊功有不同程度變化。在工藝1條件下，鋼板經過回火處理后，屈服強度下降到726 MPa，抗拉強度降至810 MPa，斷后伸長率提高至15.5%，其-20℃沖擊功提高至110 J以上。當終冷溫度在350～400℃（工藝3）時，回火后的鋼板屈服強度為843 MPa，抗拉強度為859 MPa，斷后伸長率為15%，沖擊功由軋態200 J以上降至150 J以下；當終冷溫度降至200℃以下時，回火后其強度略微增加，屈服強度和抗拉強度分別為851 MPa和868 MPa，斷后伸長率無明顯變化，但沖擊功繼續下降，都在130 J以下。對于1#鋼，隨著終冷溫度的降低，回火鋼板強度指標逐漸增加，但增加幅度有限；回火處理后，斷后伸長率均改善，但不同工藝間差異不大；終冷溫度在400℃以上時，回火后其-20℃沖擊功均有升高；終冷溫度在400℃以下時，回火后其-20℃沖擊功略有下降。

不同冷卻速度條件下，2#鋼回火后，其強度接近，塑性及韌性指標也相仿；其中，屈服強度分別為765 MPa及753 MPa，對應抗拉強度為 814 MPa及 811 MPa，斷后伸長率均在15.5%以上，-20℃沖擊功在150 J左右。在終冷溫度接近時，冷卻速度對回火鋼板力學性能影響不大。在工藝7條件下，鋼板入水溫度較低，回火后其屈服強度略微上升，抗拉強度下降，斷后伸長率由13%提高至18%，沖擊功略微下降。與淬火后性能相比，鋼板回火后強度下降幅度較大，屈服強度由990 MPa降至845 MPa，抗拉強度由1 109 MPa降至890 MPa，斷后伸長率由11.5%提高至16%，沖擊功有一定改善，可以穩定達到200 J以上。

總體上含Mo的1#鋼，終冷溫度在450℃以上（工藝1）時的力學性能，與不含Mo的2#鋼終冷溫度在 350～400℃（工藝5及工藝6）時的力學性能結果相近。在不添加Mo的前提下，通過降低終冷溫度，可以達到與加Mo條件下相似的結果，這可為降低合金提供借鑒。采用添加Mo及較低的終冷溫度所獲得的鋼板淬火及回火后力學性能結果相似，說明通過添加合金或增大冷卻強度，可以達到相似的結果。但是當入水溫度降低時，鋼板整體力學性能下降。因此，在適當降低終冷溫度前提下，在不添加合金元素或增加淬火工序的情況下，可以成功開發Q690D高強鋼。

2.2 微觀組織

不同工藝條件下，1#鋼和2#鋼回火前的微觀組織如圖1所示。在工藝1中，鋼板終冷溫度略高，得到以板條貝氏體為主的組織，板條束略寬，不同板條束間存在一定量的多邊形鐵素體，鐵素體內零星分布碳化物、M/A等，可看成是板條貝氏體與粒狀貝氏體的混合組織。隨著終冷溫度的降低，如工藝2和工藝3，仍為板條貝氏體，但貝氏體束明顯變窄，多邊形鐵素體含量減少。隨著終冷溫度的進一步降低，如工藝4，其微觀組織接近100%板條貝氏體。當2#鋼的終冷溫度在350～400℃、冷速35℃/s左右時，仍可以得到板條貝氏體組織，但板條束略寬，并存在少量粒狀貝氏體組織。在終冷溫度不變，冷速較低時（工藝6），基本組織類型不變，但粒狀貝氏體增多。在鋼板入水溫度降低時（工藝7），板條貝氏體間分布一定量的鐵素體組織。通過對鋼板進行淬火處理，得到具有大量變形位錯的板條馬氏體組織。

通過對比不同成分不同工藝下的組織與性能，在成分不變的前提下，1#鋼通過降低終冷溫度，板條貝氏體組織含量增加，對應鋼板強度相應提高；在終冷溫度不變的前提下，通過提高2#鋼冷卻速度，板條貝氏體組織也增加，強度也提高。板條貝氏體越多，粒狀貝氏體或鐵素體越少，則鋼板強度越高，但斷后伸長率及及沖擊韌性無明顯區別；以板條馬氏體為主的鋼板，其強度最高。

不同工藝條件下軋態或淬火態組織有較大差異，但經過回火處理后，組織類型基本不變。工藝1～工藝7條件下，所獲得微觀組織仍為貝氏體，原貝氏體板條有合并及消失的趨勢，大量變形位錯在高溫回火過程中消失或退化，獲得趨于統一的組織。在力學性能上，表現為鋼板強度的下降，斷后延伸率的改善。對于入水溫度較低鋼板，回火后獲得到明顯的雙相組織；淬火鋼板回火處理后，得到回火索氏體組織，此種組織對鋼板的強度、塑性及韌性較為有利。不同回火工藝下1#鋼及2#鋼的微觀組織如圖2所示。

圖1 不同工藝條件下1#鋼和2#鋼回火前的微觀組織

圖2 不同工藝條件下1#鋼和2#鋼回火后的微觀組織

3 分析及討論

一般情況下，Mo能提高Nb在奧氏體中的溶度積，并在后續低溫轉變中彌散析出，可產生較高的沉淀強化效果；同時，Mo可增加碳化物的形核位置，形成更多細小的碳化物；含Mo鋼擁有較高的強度，且屈服強度隨Mo加入量的增加而提高[2-6]。本研究通過對比1#鋼（含Mo）及2#鋼（不含Mo）在相似的鋼坯加熱及鋼板軋制過程的條件下，不同冷卻過程對其力學性能及組織的影響。在不同終冷溫度條件下，1#鋼強度明顯高于2#鋼。當終冷溫度降低時，1#鋼強度大幅提高，屈服強度在900 MPa以上，抗拉強度最高接近 1 100 MPa（如工藝 4）； 工藝 3（含Mo）與工藝 5（不含Mo），在軋制及水冷工藝相似條件下，含Mo鋼較不含Mo鋼板屈服強度高180 MPa，抗拉強度高139 MPa。由此可見，Mo對強度的提高有較大影響，尤其可以顯著提高屈服強度。對于2#鋼，在終冷溫度接近的情況下，冷卻速度對強度、塑性及韌性影響較小。在成分體系、終冷溫度及冷卻速度相近情況下，降低鋼板開始冷卻溫度，屈服強度及抗拉強度均下降；2#鋼在淬火條件下，鋼板強度較高，與含Mo鋼低終冷溫度條件下的力學性能類似；即使無淬透性元素Mo，淬火后其屈服強度可以達到1 000 MPa，抗拉強度在1 100 MPa以上，塑性及韌性并未明顯降低。總體上看，無論是否含有Mo，低溫沖擊功變化趨勢相同；當終冷溫度較高或偏低時，沖擊功偏低，終冷溫度在400℃以上，-20℃沖擊沖擊值均在100 J以下；當終冷溫度在350℃（工藝4、工藝7）或更低時（工藝8），-20℃沖擊沖擊值均為150～200 J；當終冷溫度350～400℃時（工藝3、工藝5及工藝6），其沖擊值可以達到200～250 J。軋態或淬火態鋼板-20℃沖擊功的變化，與成分、冷速關系較小，與終冷溫度的高低關系較大。

經過兩階段控制軋制，奧氏體晶粒已經充分細化并處于加工硬化狀態，壓扁的奧氏體晶粒減小了有效晶粒尺寸，有利于細化板條束的長度和寬度。硬化的奧氏體中存在較高密度位錯，在超快冷的貝氏體相變過程中，原奧氏體中的位錯得到保留，進一步增加了板條貝氏體的位錯密度。此外，在快速冷卻條件下，有利于使更多的微合金元素處于固溶狀態，不但增加了奧氏體的淬透性，而且在回火過程中能夠通過增加納米級碳化物的析出數量而提高強化效果。圖3為2#鋼工藝6條件下回火前微觀結構，從圖3可以看出，板條貝氏體束間存在大量高密度位錯，細小的析出物分布在位錯線附近；細小析出物的尺寸一般在10 nm及以下，且分布較為均勻。

在超快冷條件下，可以顯著提高鋼板綜合力學性能，通過較低的成分設計達到較高的性能要求，實現合金減量化生產，省去淬火工序，降低能源消耗，提高生產效率。在快速冷卻過程中，隨終冷溫度降低，更多的位錯、空位等缺陷保留在基體中，而且易于形成板條貝氏體，有效細化組織，對提高強度十分有利，冷卻速度提高，促進晶內形核，增加了形核率并加快相變速度，能有效細化組織，使組織由擴散型轉變為由擴散控制的切變型[7]。提高冷卻速度可以促進貝氏體由粒狀組織形貌轉變為板條形貌[8-9]。兩種試驗鋼種經過控軋控冷工藝后均得到貝氏體組織。1#鋼含Mo，利于板條貝氏體組織的形成。板條狀貝氏體可視為貝氏體鋼中轉變溫度最低的組織，組織中可見平行的貝氏體鐵素體板條，其中富碳相對較少，并且不含碳化物，板條直接接觸，板條間為位錯構成的小角度晶界，板條組織很細，具有良好的強韌性匹配[10]。本研究通過采用不加合金Mo，在超快冷條件下，采用合適的終冷溫度及冷速控制，可以穩定生產Q690D高強鋼。

圖3 2#鋼工藝6條件下回火前微觀組織

4 結 論

（1）在C-Mn-Nb-V合金設計基礎上，在無Mo的條件下，采用超快冷工藝及后續回火工藝，可開發低成本Q690D高強鋼，實現合金減量化生產。

（2）降低含Mo鋼終冷溫度，強度逐漸增加，斷后伸長率基本不變；終冷溫度在350～400℃時，-20℃沖擊功在200 J以上；終冷溫度過高或過低時，沖擊韌性均降低。回火處理后，鋼板強度下降，塑性及韌性得到改善。

（3）回火前，含Mo鋼與不含Mo鋼，均可得到板條貝氏體組織；終冷溫度較高時，出現一定量的粒狀貝氏體；終冷溫度較低時，貝氏體板條束變窄，接近100%板條貝氏體；板條貝氏體內部，以大量變形位錯及細小析出物為主。降低鋼板開始冷卻溫度，可得到鐵素體與貝氏體混合組織；通過再加熱淬火及回火處理，得到典型的淬火馬氏體及回火索氏體組織，其強度、塑性及韌性均較好。

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Research and Development on Low Cost Q690D High Strength Steel Used for Construction Machinery

SONG Xin，CHEN Tieqiang
（Qinhuangdao Shouqin Metal Materials Co.,Ltd.,Qinhuangdao 066326，Hebei，China）

In order to develop low cost Q690D steel,based on the C-Mn-Nb-V chemical composition,two kinds of trial steel containing Mo or not were designed.The changes about mechanical properties and microstructures of the trial steel were comparatively studied under different chemical compositions and rolling processes.Test results indicated that,under the same rolling process,with final cooling temperature decrease,the strength of the Mo steel was increased,and the elongation basically remain unchanged.When the final cooling temperatures was in 350～400℃,-20℃ impact energy could reach more than 200 J.Under same rolling process and final cooling temperature,cooling rate had little effect on strength of steel without Mo,and the variation of the elongation and impact energy was the same with the steel containing Mo.By reducing start cooling temperature,the strength was lowered at some extent,impact toughness and elongation did not change significantly.Before and after tempering,the mechanical properties of 1#steel containing Mo,final cooling temperature above 450 ℃（process 1）are close to the mechanical properties of 2#steel final cooling temperature at 350~400 ℃（process 5 and process 6）.The results showed that under the premise of without adding alloy Mo,properly decreasing the final cooling temperature and quenching+tempering process,the steel plate performance can completely satisfy the requirements of Q690D.

Q690D steel;Mo;lath bainite;tempering;mechanical properties

TG142.1 文獻標志碼：B DOI:10.19291/j.cnki.1001-3938.2016.05.004

宋 欣（1982—），男，碩士，主要從事高強度結構鋼、耐磨鋼、鋸片鋼組織、性能及工藝控制研究。

2016-01-02

黃蔚莉