Q500qENH耐候橋梁鋼形變奧氏體連續冷卻轉變行為研究

趙麗洋 劉東博 譙明亮 陳林恒 崔 強 王青峰，2

（1.燕山大學亞穩材料制備技術與科學國家重點實驗室，河北 秦皇島 066004；2.燕山大學國家冷軋板帶裝備及工藝工程技術研究中心，河北 秦皇島 066004；3.南京鋼鐵股份有限公司，江蘇 南京 210035）

近年來，我國大力推進“一帶一路”和交通強國戰略，一系列重大控制性交通工程建設已陸續實施，如港珠澳大橋、川藏鐵路、沿海高速鐵路、東南亞鐵路等。鋼橋作為重大交通工程控制性節點，呈多功能化、結構大型化、工況復雜化的趨勢［1-2］，需要橋梁鋼材兼具高強韌性、優異耐候性和高效易焊等綜合性能。其中，兼具高強（屈服強度不小于500 MPa，抗拉強度不小于630 MPa）、高韌（－40℃沖擊吸收能量不小于120 J）、低屈強比（屈強比不小于0.85）、易焊（熱影響區－40℃沖擊吸收能量不小于54 J）、耐候（耐候指數不小于6.5）等諸多高性能指標［3］的Q500qENH耐候橋梁鋼是首選材料。但鋼材的高強度與低屈強比、高韌性與低屈強比等性能之間存在匹配矛盾，綜合性能難以調控，需要優化設計合金成分和控軋控冷工藝［4-6］，以實現綜合性能的優良匹配。

大量研究表明［7-8］：晶粒細化可有效提高強韌性，但是屈強比也隨之升高；雙相或多相組織調控可降低屈強比，目前鐵素體＋貝氏體等多相組織已經成為低屈強比高強度結構鋼的主控組織［9-10］。此外，高強貝氏體鋼中彌散分布的適度細化的M-A組元對提高強度、降低屈強比有顯著作用［11］。因此，合理設計鋼材的組織類型對實現綜合性能匹配具有重要意義。本文擬采用低碳、適量Si-Mn-Cr-Ni-Cu-Mo、微量Nb-V-Ti的成分設計和熱機械控制工藝（thermo mechanical control process，TMCP），獲得粒狀貝氏體、針狀鐵素體和適度細化的M-A組元多相復合組織，進而獲得優異綜合性能。

通過TMCP工藝生產多相復合組織類型的500 MPa級耐候橋梁鋼時，控冷工藝對最終組織和性能的影響較大［12］，且冷速難于控制。若冷速過大，組織中出現大量細化的板條貝氏體，組織細化程度較高，雖可獲得較高的強韌性，但屈強比也隨之升高，且鋼板內部殘余內應力較高，易造成鋼板板形缺陷［13］，不利于焊接制造；若冷速較小，組織中出現大量較粗化的先共析鐵素體或珠光體，且M-A組元尺寸較大，雖可獲得較低的屈強比和殘余內應力，但組織細化程度較低，強度也大大降低，且組織類型較復雜，均勻性較差，耐蝕性降低［14］。目前，控制Q500qENH鋼獲得優異組織類型的控冷工藝尚不明確，亟須研究其形變奧氏體連續冷卻轉變行為，探明中溫轉變鐵素體軟相和M-A組元硬相的組織含量、形態在不同冷速下的變化規律，為優選調控優良軟硬相復合組織類型的控冷工藝窗口提供依據。

1 試驗材料和方法

1.1 試驗材料

試驗材料為南鋼工業生產的厚度為24 mm的Q500qENH試驗鋼板，其化學成分如表1所示，顯微組織由粒狀貝氏體和針狀鐵素體組成。

表1 Q500qENH試驗鋼的化學成分（質量分數）Table 1 Chemical composition of the Q500qENH test steel（mass fraction） %

1.2 試驗方法

從試驗鋼板上取樣加工成φ6 mm×80 mm圓柱體試樣，在Gleeble-3500熱模擬試驗機上模擬兩段控軋控冷過程，其工藝曲線如圖1所示。將試樣以10℃/s的速率加熱到1 180℃，保溫10 min后，以5℃/s的速率冷卻至1 080℃，再以1 s－1的應變速率進行壓縮變形，變形量為35%（第一階段變形工藝）；然后以5℃/s的速率冷卻至820℃，以1 s－1的應變速率進行壓縮變形，變形量為30%（第二階段變形工藝）；軋后再以不同冷速（1、2.5、5、10、15、25、40、50 ℃/s）冷卻至200 ℃以下。繪制冷卻過程中時間-溫度-膨脹量曲線，利用切線法確定相變的開始溫度和結束溫度。從熱模擬后試樣的均溫均勻變形區（熱電偶所在截面）切取金相試樣，經磨、拋和腐蝕后，在金相顯微鏡（OM）和透射電鏡（TEM）下觀察組織，采用截線法統計鐵素體晶粒尺寸，采用圖像法統計各相含量；將金相試樣重新拋光后，測試維氏硬度（HV10），試驗力為98 N，結合組織及硬度結果，繪制形變奧氏體CCT曲線。

圖1 試驗鋼兩段控軋控冷工藝Fig.1 Two-stage controlled rolling and cooling process of test steel

2 試驗結果與分析

2.1 形變奧氏體連續冷卻轉變曲線

Q500qENH鋼經兩階段熱壓縮試驗后的形變奧氏體CCT曲線如圖2所示。當冷速較小時，奧氏體相變溫度Ar3和Ar1都較高，隨著冷速的增大，相變點溫度下降。當冷速為1℃/s時，主要發生奧氏體高溫轉變，組織主要為多邊形鐵素體（PF）和珠光體（P），此外含有少量粒狀貝氏體（GB）；冷速增大到2.5～10℃/s時，過冷度增大，鐵素體相變驅動力增大，鐵素體形態發生變化，多邊形鐵素體逐漸轉變為針狀鐵素體，珠光體逐漸消失；當冷速增加到15℃/s時，組織中開始出現中溫轉變組織板條貝氏體（BF），晶粒細化；當冷速在15～50℃/s時，隨著冷速的進一步增加，板條貝氏體比例升高，鐵素體進一步細化，且板條貝氏體內含有高密度位錯，因此試驗鋼的硬度逐漸增加。

圖2 Q500qENH鋼經兩階段熱壓縮試驗后的形變奧氏體CCT曲線Fig.2 CCT curves of deformed austenite for the Q500qENH steel after two-stage hot compression test

2.2 冷速對試驗鋼微觀組織的影響

Q500qENH鋼在不同冷速下的顯微組織如圖3所示。可以看出冷速對組織類型影響顯著［15］：當冷速為1℃/s時，組織類型以多邊形鐵素體和珠光體為主，含有少量粒狀貝氏體；冷速增大到2.5～5℃/s時，多邊形鐵素體逐漸轉變為針狀鐵素體，同時粒狀貝氏體增多，珠光體逐漸消失［16］，此時組織為粒狀貝氏體、針狀鐵素體和少量多邊形鐵素體；冷速為5～15℃/s時，組織主要為粒狀貝氏體和針狀鐵素體；冷速增大到15℃/s，形成了少量板條貝氏體；冷速為15～50℃/s時，板條貝氏體逐漸增多，針狀鐵素體和粒狀貝氏體逐漸減少，形成了板條貝氏體為主、少量粒狀貝氏體和針狀鐵素體的多相混合組織，晶粒細化程度較高。

圖3 Q500qENH鋼經兩階段熱壓縮后以不同速率冷卻后的顯微組織Fig.3 Microstructures of Q500qENH steel subjected to two-stage hot compression followed by cooling at different rates

Q500qENH鋼在不同冷速下的TEM形貌如圖4所示。當冷速較?。?℃/s）時，組織為粗大的塊狀鐵素體、粒狀貝氏體和少量退化珠光體，如圖4（a）所示；在5℃/s冷速下，出現了針狀鐵素體，組織略有細化，M-A組元分布在鐵素體板條之間，如圖4（b）所示；在15℃/s冷速下，出現了板條貝氏體，形成了粒狀貝氏體、板條貝氏體和針狀鐵素體混合組織，如圖4（c）所示；當冷速達到50℃/s時，組織主要為板條貝氏體，板條尺寸較小，板條貝氏體間還分布著小尺寸的M-A島，組織較細化，貝氏體板條上分布著高密度的位錯，因此該冷速下組織硬度較高［17］。

圖4 Q500qENH鋼經兩階段熱壓縮后以不同速率冷卻后的TEM形貌Fig.4 TEM morphologies of Q500qENH steel subjected to two-stage hot compression followed by cooling at different rates

2.3 冷速對試驗鋼硬度的影響

Q500qENH鋼在不同冷速下的顯微硬度分布如圖5所示?？梢婋S著冷速的增大，試驗鋼的硬度逐漸增加，這主要與組織類型變化有關。在1～5℃/s冷速范圍內，硬度大幅度升高，這主要是組織中塊狀鐵素體和珠光體減少，粒狀貝氏體增多所致［18］。在5～25℃/s冷速范圍內，硬度進一步升高，這主要是組織逐漸細化，且板條貝氏體增多及其內高密度位錯所致。在冷速為25～50℃/s時，組織類型無明顯變化［19-20］，硬度增加幅度較小。

圖5 Q500qENH鋼的顯微硬度隨冷速的變化Fig.5 Variation in microhardness of Q500qENH steel with cooling rate

3 結論

（1）當冷速為1℃/s時，Q500qENH 鋼的組織以多邊形鐵素體和珠光體為主；隨著冷速升高到2.5～5℃/s，鐵素體形態從多邊形轉變為針狀，珠光體消失；冷速增大到10℃/s時，開始出現板條貝氏體。

（2）冷速在1～10℃/s時，鋼中塊狀鐵素體和珠光體逐漸減少，硬度大幅度提高；開始出現板條貝氏體，且板條逐漸細化，這是冷速為10～50℃/s時硬度進一步升高的主要原因。

（3）結合CCT曲線及組織觀察，Q500qENH鋼的優化控冷工藝窗口為5～15℃/s，在該冷速范圍內形成了粒狀貝氏體、針狀鐵素體和M-A組元多相復合組織，組織較細且均勻性較好。