回火溫度對1 000 MPa級超高強鋼的組織與力學性能的影響

王海波，王承劍，胡學文，彭 歡，石東亞

（馬鞍山鋼鐵股份有限公司技術中心,安徽馬鞍山 243003）

引言

隨著超限超載治理以及節能減排等政策的全面實施，輕量化已成為商用車發展的必然趨勢[1-2]。高強鋼作為輕量化最有效、最直接的手段，商用車對高強鋼的需求量呈逐年增加趨勢。研究表明，當汽車整車質量每降低10%可以節約6%～8%燃油。此外，隨著工程機械設備向大型化、輕量化發展，工程機械行業對高強鋼的需求也越來越迫切[3-6]。

目前國內外可實現穩定供貨熱軋TMCP 工藝生產的低合金高強鋼板材最高強度僅為900 MPa。1 000 MPa 及以上強度級別熱軋超高強鋼往往通過熱軋+調質熱處理工藝實現的[7-10]。該類產品存在合金成本較高、焊接裂紋敏感性大、工藝流程長、產品成材率低、組織內應力極大，產品冷彎成形性能受限，制約其應用范圍。

采用低碳當量低成本成分設計，結合相匹配的熱軋TMCP 工藝，在高性能、易成形、綠色化等諸方面優勢更加明顯。相關研究表明，卷取溫度的確定是熱軋TMCP 工藝穩定生產的低合金高強鋼的關鍵。本文以新一代免熱處理熱軋超高強鋼（抗拉強度≥1 000 MPa）為研究對象，探討了回火溫度對熱軋超高強鋼力學性能、組織和微觀結構的影響，目的在于為工業批量生產超高強鋼的力學性能穩定控制提供理論參考。

1 試驗材料及方法

試驗材料為熱軋TMCP 工藝生產的低合金高強鋼（抗拉強度≥1 000 MPa），其主要化學成分如表1所示。盡可能模擬工業化生產中鋼卷實際溫降過程，將試驗用鋼分別加熱至要求的溫度（150 ℃、200 ℃、250 ℃、300 ℃、350 ℃、400 ℃、450 ℃和500 ℃）保溫2 h，爐冷至室溫。回火后試驗鋼按照國標要求進行拉伸試驗。采用金相顯微鏡（OM）、掃描電鏡（SEM）進行顯微組織分析觀察，研究回火溫度對1 000 MPa 級超高強鋼的組織和力學性能的影響。

表1 試驗鋼化學成分 %

2 試驗結果及分析

2.1 回火溫度對熱軋超高強鋼顯微組織的影響

圖1 是試驗鋼原始組織和分別在150 ℃、200 ℃、250 ℃、300 ℃、350 ℃、400 ℃、450 ℃以及500 ℃溫度下保溫2 h 回火后采用4% 硝酸酒精浸蝕的金相組織照片。從圖1 可以看出，試驗鋼原始組織為鐵素體+馬氏體的雙相組織，經過不同回火工藝后試樣鋼金相組織未發生明顯變化仍然為鐵素體+馬氏體的雙相組織，鐵素體和馬氏體的分布沒有明顯的差別。

圖1 不同回火工藝試驗鋼金相組織

針對上述回火金相組織，采用掃描電鏡對熱軋超高強鋼組織微觀結構及分布狀態進行觀察，結果如圖2 所示。圖2a 為原始熱軋態試驗鋼組織，鐵素體/馬氏體界面清晰，馬氏體呈現板條狀。圖2b～i為回火后試驗鋼微觀組織，馬氏體是一種穩定性較差的組織，在回火過程溫度提供的原子擴散能驅動C原子進行擴散，使得馬氏體/鐵素體界面成為碳原子偏聚區，界面微觀上呈現高亮白色。此外，試驗鋼經過回火后，馬氏體組織內部開始出現少量呈細小的條帶狀的碳化物析出相（圖2b），并且條帶狀碳化物析出相含量隨著回火溫度的升高而增加并發生球化，從而演變成顆粒狀[13]，如圖2i所示。450 ℃回火試驗鋼馬氏體組織內部出現大量的顆粒狀碳化物析出相。隨著回火溫度的升高，碳化物析出相的產生增多使馬氏體組織內部增加了大量的相界面，微觀上馬氏體組織內部呈現出大量高亮白色的小顆粒，如圖2h所示。

圖2 不同回火工藝試驗鋼SEM組織

2.2 回火溫度對熱軋超高強鋼性能的影響

圖3為原始態和不同回火溫度條件下試驗鋼的拉伸曲線。150 ℃回火溫度條件下的試驗鋼與原始熱軋態超高強鋼的拉伸曲線一致，均表現出典型的連續屈服特征，這說明150 ℃回火對熱軋超高強鋼的力學性能無明顯影響，這主要是由于150 ℃回火情況下，試驗鋼的顯微組織及微觀結構無明顯區別。當回火溫度達到200 ℃時，其連續屈服特征消失并出現明顯的屈服平臺，屈服強度由671 MPa 提高794 MPa，抗拉強度出現略微下降有1 085 MPa下降至1 071 MPa。分析認為超高強鋼熱軋過程中奧氏體轉變為馬氏體組織體積將膨脹2%～4%，軟相鐵素體必然發生變形使得組織內部產生大量的位錯[14]，此外由于試驗鋼采用低溫卷曲工藝，使得鐵素體內部C、N 等間隙原子擴散驅動力不足，間隙原子來不及擴散到位錯，因而鐵素體組織內部存在大量的可動位錯，所以宏觀拉伸過程試驗中熱軋態試驗鋼出現連續屈服現象。當回火溫度達到200 ℃時，滿足C、N 等間隙原子擴散所需要的動力，間隙原子向位錯處擴散起到位錯釘扎作用，阻礙位錯移動，導致試驗鋼連續屈服特征消失。隨著回火溫度的升高，溫度所能提供的擴散驅動力進一步升高、鐵素體組織內部可動位錯含量下降，宏觀上試驗鋼的屈服平臺愈加明顯。

圖3 不同回火工藝試驗鋼拉伸曲線

圖4 不同回火工藝試驗鋼力學性能趨勢

圖4為不同回火溫度試驗鋼的力學性能。可以看出在150～500 ℃的回火溫度范圍內，試驗鋼抗拉強度隨著回火溫度的提高而降低，屈服強度先升高后降低，350 ℃處于臨界狀態。150～350 ℃回火溫度范圍內，回火溫度對抗拉強度的影響較小，屈服強度和屈強比呈現單調上升趨勢，試驗鋼屈服強度由671 MPa 上升至882 MPa、屈強比有0.62 上升至0.85，350 ℃達到峰值。350～500 ℃回火溫度范圍內，抗拉強度和屈服強度出現陡然下降，抗拉強度由1 043 MPa 下降至831 MPa、屈服強度由882 MPa下降至713 MPa，屈強比未出現明顯變化。相關研究表明，隨著回火溫度的上升，鐵素體內部可動位錯逐漸減少且C、N 等間隙原子向位錯處擴散富集阻礙位錯移動，所以在350 ℃回火溫度前，試驗鋼的屈服強度呈線性增加；此外，隨著回火溫度的進一步升高，驅動力上升有利于馬氏體組織的晶格畸變減小、馬氏體分解加劇、碳化物析出相的聚集球化和長大，同時馬氏體發生軟化，兩者協同作用使得試驗鋼的力學性能出現延伸率上升、抗拉和屈服強度下降現象。

3 結論

（1）150～500 ℃的回火溫度范圍內，隨著回火溫度的提高，試驗鋼屈強比逐漸升高、抗拉強度逐漸降低，屈服強度先升高后降低。回火溫度大于150 ℃，試驗鋼的力學性能發生顯著變化，其連續屈服特征消失并出現明顯的屈服平臺。

（2）350 ℃為該試驗鋼臨界回火溫度，在保證抗拉強度情況下回火顯著，試驗鋼屈服強度由671 MPa上升至882 MPa、屈強比由0.62上升至0.85。

（3）試驗鋼經過回火后，馬氏體內開始出現少量的條帶狀碳化物析出相，條帶狀碳化物析出相含量隨著回火溫度的升高而增加并發生球化，從而演變成顆粒狀。