高強度橋梁鋼Q690q的連續冷卻轉變行為

周文浩

(湖南華菱湘潭鋼鐵有限公司 技術質量部， 湖南 湘潭 411101)

隨著我國“東部率先、中部崛起、西部大開發”戰略的實施，我國跨江、跨海、跨山等鋼橋建設取得了跨越式發展[1]，促使橋梁鋼的應用不斷向高強度、高韌性、低屈強比、易焊接、耐腐蝕等高性能方向發展[2-3]。“十三五”國家重點研發計劃“高性能橋梁用鋼”項目的一個重要研究內容即是屈服強度690 MPa級橋梁鋼(Q690q)的開發與應用[4]。國外已經開發了A709 HPS 100W(美國)、BHS700W(日本)、S690Q(歐洲)等Q690q級別的成熟產品，主要采用熱機械軋制(TMCP)或調質工藝生產[5]。熊文娟[6]在實驗室對Q690q橋梁鋼的TMCP工藝和調質工藝進行了試驗研究，結果表明，調質后Q690q試驗鋼屈強比從0.80～0.87提高至0.93以上。一直以來降低調質鋼的屈強比是鋼鐵業界追求的目標[7-8]。武漢漢江灣橋作為“十三五”國家重點研發計劃中的示范工程，明確要求Q690q橋梁鋼的屈強比不大于0.87[9]。為此，采用低碳貝氏體鋼的思路，提出TMCP加回火的生產工藝，在降低屈強比的同時獲得良好的強韌性和可焊性等性能[10]。TMCP工藝的冷卻過程對鋼的最終綜合性能起到關鍵作用，同時冷卻前原始奧氏體的狀態對冷卻過程的影響不容忽視，因此，需對不同原始奧氏體狀態下Q690q橋梁鋼的連續冷卻轉變行為加以研究。本文進行了實驗室的熱模擬試驗，比較了細晶奧氏體及形變后和粗晶奧氏體3種不同原始奧氏體狀態下連續冷卻轉變過程中的組織轉變、硬度變化、相變溫度區間及相變動力學的區別，為Q690q橋梁鋼的TMCP工藝設定提供技術支撐。

1 試驗材料及方法

試驗鋼為采用調質工藝生產的Q690q橋梁鋼，其化學成分如表1所示，采用低碳微合金化和低焊接裂紋敏感性指數的成分設計。試驗鋼的屈服強度為772 MPa，抗拉強度為834 MPa，屈強比為0.93，檢測硬度為272 HV10。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)

圖1 30 ℃/s冷卻速度、不同加熱和變形條件下試樣的原始奧氏體晶粒尺寸(a)F8：870 ℃加熱300 s，未變形；(b)C8：950 ℃加熱600 s，未變形；(c)D8：870 ℃加熱300 s，壓縮變形量30%Fig.1 Prior austenite grain size of the specimen under different heating and deformation conditions at cooling rate of 30 ℃/s(a) F8：heated at 870 ℃ for 300 s, no deformation； (b) C8：heated at 950 ℃ for 600 s, no deformation； (c) D8：heated at 870 ℃ for 300 s, compression deformation of 30%

在試驗鋼上加工出若干尺寸為φ8 mm×15 mm的試樣，利用MMS-200熱模擬試驗機，模擬不同奧氏體狀態下不同冷速的連續冷卻過程，具體試驗過程參數：①將試樣以10 ℃/s的速度加熱至870 ℃并保溫300 s，然后分別以0.25、0.5、1、2.5、5、10、20和30 ℃/s的冷卻速率冷卻至室溫。試樣號依次為F1,…F8；②將試樣以10 ℃/s的速度加熱至950 ℃并保溫600 s，然后以10 ℃/s的速度冷卻至870 ℃，再分別以0.25、0.5、1、2.5、5、10、20和30 ℃/s的冷卻速率冷卻至室溫。試樣號依次為C1,…C8；③將試樣以10 ℃/s的速度加熱至870 ℃并保溫300 s，然后以1 mm/s的變形速度壓縮變形30%后再分別以0.25、0.5、1、2.5、5、10、20和30 ℃/s的冷卻速率冷卻至室溫。試樣號依次為D1,…D8。記錄熱模擬過程中的膨脹量-溫度曲線。

將所有熱模擬試樣從中間剖開，取一半經鑲嵌-磨削-拋光后，使用3%(體積分數)硝酸酒精溶液進行腐蝕，然后采用Imager M2m光學顯微鏡和JSM-6490LV掃描電鏡進行顯微組織觀察；將F8、C8和D8試樣的另一半經鑲嵌-磨削-拋光后，使用70 ℃的飽和苦味酸水溶液腐蝕出熱模擬試樣的原始奧氏體晶界；并采用FV-ARS9000全自動維氏硬度計測量各鑲嵌試樣截面的維氏硬度，加載砝碼為10 kg，每個熱模擬試樣測量5個點，然后取平均值。

2 試驗結果及分析

2.1 原始奧氏體晶粒尺寸

低碳鋼加熱奧氏體化后淬火冷卻，可以保留原始奧氏體晶界特征。有研究表明，冷卻速率>30 ℃/s后，繼續增大冷卻速率，奧氏體的晶粒尺寸變化不大。圖1為30 ℃/s冷卻速率下F8、C8和D8試樣的原始奧氏體晶粒尺寸。結合加熱和變形條件可以看出，加熱溫度較低、保溫時間較短時，奧氏體晶粒比較細小均勻，壓縮變形后，奧氏體晶粒呈一定方向分布，當提高加熱溫度、延長保溫時間后，奧氏體晶粒明顯粗化，并且晶粒的不均勻性增大。F8試樣的晶粒度級別為10級、C8試樣的晶粒度級別為6.5級、D8試樣的晶粒度級別為10.5級。

圖2 經870 ℃加熱300 s、未變形后不同冷卻速率下試驗鋼的顯微組織Fig.2 Microstructure of the tested steel at different cooling rates after heating at 870 ℃ for 300 s and no deformation(a) 0.25 ℃/s; (b) 0.5 ℃/s; (c) 1 ℃/s; (d) 2.5 ℃/s; (e) 5 ℃/s; (f) 10 ℃/s; (g) 20 ℃/s; (h) 30 ℃/s

圖3 950 ℃加熱600 s、未變形后不同冷卻速率下試驗鋼的顯微組織Fig.3 Microstructure of the tested steel at different cooling rates after heating at 950 ℃ for 600 s and no deformation(a) 0.25 ℃/s; (b) 0.5 ℃/s; (c) 1 ℃/s; (d) 2.5 ℃/s; (e) 5 ℃/s; (f) 10 ℃/s; (g) 20 ℃/s; (h) 30 ℃/s

圖4 870 ℃加熱300 s、壓縮變形量30%后不同冷卻速率下試驗鋼的顯微組織Fig.4 Microstructure of the tested steel at different cooling rates after heating at 870 ℃ for 300 s and compression deformation of 30%(a) 0.25 ℃/s; (b) 0.5 ℃/s; (c) 1 ℃/s; (d) 2.5 ℃/s; (e) 5 ℃/s; (f) 10 ℃/s; (g) 20 ℃/s; (h) 30 ℃/s

圖5 冷卻速率為5 ℃/s時3種不同奧氏體狀態下試驗鋼的SEM圖(a)870 ℃加熱300 s，未變形；(b)950 ℃加熱600 s，未變形；(c)870 ℃加熱300 s，壓縮變形量30%Fig.5 SEM images of the tested steel under three different austenite states at cooling rate of 5 ℃/s(a) heated at 870 ℃ for 300 s, no deformation； (b) heated at 950 ℃ for 600 s, no deformation； (c) heated at 870 ℃ for 300 s, compression deformation of 30%

2.2 不同冷卻速率下的顯微組織

圖2～圖4分別為細晶奧氏體狀態(F1～F8)、粗晶奧氏體狀態(C1～C8)和細晶形變奧氏體狀態(D1～D8)時，不同連續冷卻速率下熱模擬試樣的光學顯微組織。圖5為這3種不同奧氏體狀態下冷卻速率為5 ℃/s時(F5、C5、D5)的SEM圖。從顯微組織分析可知：

1)細晶奧氏體狀態下，冷卻速率較低時(≤0.5 ℃/s)顯微組織為多邊形鐵素體+珠光體，當冷卻速率增大到1 ℃/s 時，開始出現貝氏體，當冷卻速率進一步增大到5 ℃/s 時，多邊形鐵素體和珠光體消失，顯微組織主要為粒狀貝氏體+板條貝氏體，且隨著冷卻速率的繼續增大，粒狀貝氏體減少，板條貝氏體增加，當冷卻速率達到20 ℃/s時，顯微組織以板條貝氏體為主。

2)粗晶奧氏體狀態下，冷卻速率為0.25 ℃/s時，顯微組織主要為多邊形鐵素體和針狀鐵素體，有極少量珠光體細小彌散分布，當冷卻速率增大到0.5 ℃/s時，開始出現粒狀貝氏體組織，進一步增大至1～5 ℃/s時，顯微組織中板條貝氏體占主導地位，當冷卻速率達到10 ℃/s時，已經明顯出現板條馬氏體組織，隨著冷卻速率的繼續增大，貝氏體轉變量減少，馬氏體轉變量增加，冷卻速率為20 ℃/s以上時，顯微組織以板條馬氏體為主。由此可見，與細晶奧氏體狀態相比，奧氏體晶粒尺寸變大后，有助于板條貝氏體和板條馬氏體等中低溫相變組織的生成，而且生成的板條變得更為細長，但不管是低冷卻速率還是高冷卻速率，組織中原奧氏體晶界都更清晰可見。這主要是因為小尺寸奧氏體晶粒晶界面積大，能提供更多鐵素體形核位置并促進其長大，從而有利于多邊形鐵素體和粒狀貝氏體等高中溫區相變的發生，而大尺寸奧氏體晶粒需要更大過冷度才能發生相變，但一旦開始轉變，就能在奧氏體晶粒內以切變方式進行，形成板條狀組織。這與文獻[11]所述試驗結論相一致。

3)細晶形變奧氏體狀態下，冷卻速率為0.25 ℃/s時，顯微組織主要為晶粒粗大的多邊形鐵素體，珠光體量少，但已經出現塊狀的無碳貝氏體(BⅠ)，當冷卻速率增大到2.5 ℃/s時，珠光體消失，顯微組織以無碳貝氏體和粒狀貝氏體為主，隨著冷卻速率的繼續增大，板條貝氏體逐漸增加，但即使冷卻速率達到20 ℃/s以上，顯微組織仍存在無碳貝氏體。因此，與細晶奧氏體狀態相比，壓縮變形促使無碳貝氏體的生成，同時減少珠光體轉變，使鐵素體變得粗大。冷卻速率較低時，鐵素體在形變奧氏體晶界及變形帶上的形核以位置飽和機制[12]進行，即在相變之初，由變形帶來的形核位置迅速被鐵素體晶核所占據并達到飽和，此后在一個相對較長的時間內主要發生晶核的生長和晶粒的粗化過程[13]，由于該過程發生在較高溫度時，同時變形能的促進作用，使晶核或晶粒的長大速度快，最終得到粗大的鐵素體晶粒。隨著冷卻的繼續進行，開始形成貝氏體鐵素體，同樣尺寸較大呈塊狀，同時因變形產生的大量位錯及其回復過程重新排列形成的低能位錯墻和位錯胞狀結構[14]，對碳的釘扎作用阻礙了擴散型珠光體相變的進行，富集的碳提高了未轉變奧氏體的穩定性，同時鐵素體轉變引起的體積膨脹使富碳奧氏體受到脅迫而更加穩定，最終在貝氏體鐵素體基體中保留下來，形成殘留奧氏體或其他低溫相變產物，即形成無碳貝氏體。因試驗鋼含有較高的Ni、Cr、Mo等合金元素，無碳貝氏體將更容易生成。因此，即使冷卻速率提高，由于形變作用，無碳貝氏體也難以完全杜絕。上述分析過程已經得到不少試驗結果的驗證[15-16]。也有研究指出[17]，塊狀貝氏體的存在對低碳貝氏體鋼的韌性是不利的。因此，在保證足夠的冷卻速度下，奧氏體無需大的形變即可更容易獲得細小均勻的貝氏體組織。

2.3 不同冷卻速率下的維氏硬度

圖6為3種不同奧氏體狀態下不同冷卻速率時試樣的維氏硬度。結果表明，在冷卻速率較低的范圍內(≤10 ℃/s)，不管何種奧氏體狀態，隨著冷卻速率的增加，試驗鋼的硬度迅速增大，當冷卻速率相同時，細晶奧氏體狀態的硬度最低，細晶形變奧氏體狀態次之，而粗晶奧氏體狀態的硬度明顯提高；冷卻速率提高至10 ℃/s以上時，細晶奧氏體狀態和細晶形變奧氏體狀態的硬度相差不大，但粗晶奧氏體狀態的硬度仍不斷增加；與試驗鋼的調質態硬度相比，細晶奧氏體的冷卻速率要達到10 ℃/s時才能基本與之相當，而細晶形變奧氏體的冷卻速率只要達到5 ℃/s，粗晶奧氏體的冷卻速率只要達到2.5 ℃/s時就可滿足Q690q鋼的強度要求。上述硬度的變化與貝氏體和馬氏體等硬相組織的生成及其所占比例有對應關系。

圖6 不同奧氏體狀態下不同冷卻速率時試樣的硬度Fig.6 Hardness of the specimen at different cooling rates in different austenite states

2.4 相變溫度區間及相變動力學

對連續冷卻過程的膨脹量-溫度曲線，采用切線法確定相變溫度，如圖7所示。Ts和Te分別為相變開始溫度和結束溫度，位于二者間的T溫度時，相轉變分數f按公式(1)計算[18]：

f=(AB/AC)×100%

(1)

計算的相轉變分數和轉變速率df/dT如圖8所示。可見，在相變剛開始時，奧氏體轉變速率較低，隨著溫度的降低，轉變速率提高，但在達到某一個峰值后開始降低，相變接近結束時，轉變速率重新變得緩慢。該試驗條件下，相變開始溫度為642 ℃，相變結束溫度為481 ℃，轉變速率峰值對應的溫度Tm為592 ℃，可見轉變速率峰值溫度既不是轉變分數達到一半時的溫度，也不是相變開始溫度和結束溫度的均值溫度。由于Tm更靠近Ts(與Te的差值更大)，推測在較高溫度生成的粒狀貝氏體轉變更多，這與該試驗條件下圖2(f)中的顯微組織結果相一致。

圖7 F6試樣連續冷卻過程的膨脹量-溫度曲線Fig.7 Expansion-temperature curve of F6 specimen during continuous cooling

圖8 F6試樣連續冷卻過程的轉變分數和轉變速率Fig.8 Transformation fraction and transformation rate of F6 specimen during continuous cooling

按照上述方法計算所有試驗條件下的相變開始溫度和結束溫度及轉變速率峰值溫度，結果如表2所示。結果表明，隨著冷卻速率的增大，相變開始溫度和結束溫度逐漸降低，轉變速率峰值溫度也逐漸降低，這樣的變化規律與冷卻前處于何種奧氏體狀態無關，但相同冷卻速率下，不同奧氏體狀態對該3個特征溫度的影響不容忽視。細晶奧氏體與粗晶奧氏體相比，細小的奧氏體晶粒使相變開始溫度、轉變速率峰值溫度和相變結束溫度都升高，并且轉變速率峰值溫度升高得更為明顯，細晶奧氏體時轉變速率峰值溫度更靠近相變開始溫度，粗晶奧氏體時轉變速率峰值溫度更靠近相變結束溫度，即奧氏體晶粒細化有助于高溫區的相變，而粗大的奧氏體晶粒促進低溫區的相變；細晶奧氏體變形后，相變開始溫度比未變形時更高，轉變速率峰值溫度也更高，即形變使轉變速率加快，但冷卻速率較低時(≤0.5 ℃/s)，不同于細晶奧氏體的相變在高溫相變區就結束，變形后，相變一直要到貝氏體區才結束，而冷卻速率較高時，與未變形相比，細晶形變奧氏體的相變又在貝氏體區范圍的較高溫時就完成，可見變形對較高溫的貝氏體相變(無碳貝氏體相變)有促進作用，這與上述的顯微組織分析結果一致。

表2 不同試驗條件下試驗鋼的相變開始溫度Ts、結 束溫度Te和轉變速率峰值溫度Tm(℃)

3 結論

1) 原始奧氏體狀態對高強度橋梁鋼Q690q的連續冷卻轉變行為的影響頗大。與細晶奧氏體狀態相比，粗晶奧氏體有助于板條貝氏體和板條馬氏體等中低溫組織的生成，而且生成的板條變得更為細長，但組織中原奧氏體晶界更清晰可見；而細晶奧氏體變形后，能促使無碳貝氏體的生成，同時減少珠光體轉變，使鐵素體變得粗大。

2) 同一奧氏體狀態下，隨著冷卻速率的增大，試驗鋼的硬度逐漸增大。當冷卻速率較低時，細晶奧氏體狀態的硬度最低，細晶形變奧氏體狀態次之，而粗晶奧氏體狀態的硬度明顯提高；當冷卻速率提高至10 ℃/s 以上時，細晶奧氏體狀態和細晶形變奧氏體狀態的硬度逐漸接近，但粗晶奧氏體狀態的硬度仍不斷的增大。

3) 同一奧氏體狀態下，隨著冷卻速率的增大，試驗鋼的相變開始溫度、轉變速率峰值溫度和結束溫度逐漸降低。冷卻速率相同時，與粗晶奧氏體相比，細小的奧氏體晶粒使相變開始溫度、轉變速率峰值溫度和相變結束溫度升高，且轉變速率峰值溫度升高得更為明顯；而細晶奧氏體變形后，相變開始溫度和轉變速率峰值溫度會更高，但冷卻速率較低時相變要到較低的溫度才結束，而冷卻速率較高時，相變結束溫度相對又變得較高。

4) 保證一定的冷卻速率，3種原始奧氏體狀態都能滿足Q690q鋼的硬度要求，但未變形的細晶奧氏體狀態獲得的組織更為細小均勻，因此，鋼板厚度較小時，軋制工藝應以加工硬化較低的細晶奧氏體為目標，只有在鋼板厚度較厚時，才考慮大的形變奧氏體或提高奧氏體晶粒尺寸的方式來保證鋼的強度。