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采用兩相區(qū)淬火+回火(L+T)、淬火+兩相區(qū)淬火+回火(Q+L+T)和正火+回火(N+T)工藝，對實驗室試制的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)鋼進(jìn)行系列熱處理試驗，并研究了3種熱處理工藝對試驗鋼組織和性能的影響。結(jié)果表明，兩相區(qū)淬火前，試驗鋼的初始組織及正火、淬火時冷卻速率的差異決定了最終的組織性能，采用L+T工藝，試驗鋼的強(qiáng)度和屈強(qiáng)比最高；采用Q+L+T工藝，試驗鋼的屈強(qiáng)比略有下降，但強(qiáng)度卻大幅下降；采用N+T工藝，試驗鋼的屈強(qiáng)比最低，強(qiáng)度與采用Q+L+T工藝相近。
隨著國家經(jīng)濟(jì)建設(shè)的高速發(fā)展，對各類工程結(jié)構(gòu)用鋼的需求量越來越大，同時對其質(zhì)量性能的要求也越來越高，不僅要求具有較高的強(qiáng)度，而且還需要良好的低溫韌性、焊接性能、抗疲勞性能和抗斷裂特性等。一般來說，在采用各種強(qiáng)化機(jī)制提高結(jié)構(gòu)鋼強(qiáng)度的同時，其屈強(qiáng)比將不可避免地上升，但對于某些具有特殊用途的工程結(jié)構(gòu)，如橋梁、建筑、管線、海洋平臺等，出于安全考慮，對結(jié)構(gòu)鋼的屈強(qiáng)比有嚴(yán)格要求。例如，歐洲和日本對建筑用鋼的要求中包括屈強(qiáng)比分別小于0.91和0.80，我國建筑結(jié)構(gòu)用鋼標(biāo)準(zhǔn)GB/T19879—2005《建筑結(jié)構(gòu)用鋼板》將屈強(qiáng)比限定在0.80～0.85，但強(qiáng)度最高僅規(guī)定到Y(jié)S460MPa級別。因此，為適應(yīng)建筑結(jié)構(gòu)用鋼高強(qiáng)化的發(fā)展趨勢，開發(fā)具有低屈強(qiáng)比、高韌性、良好焊接性能的高強(qiáng)度鋼板具有重要的意義。
日本JFE采用Super-OLAC+HOP(超快冷+在線熱處理)技術(shù)已成功開發(fā)出TS780MPa級低屈強(qiáng)比建筑結(jié)構(gòu)用鋼，但該工藝由于要求配備特殊的生產(chǎn)設(shè)備，因此尚未被其他企業(yè)所采用。目前，各單位在低屈強(qiáng)比高強(qiáng)鋼的試制開發(fā)中仍多采用淬火+兩相區(qū)淬火+回火(Q+L+T)、直接淬火+兩相區(qū)淬火+回火(DQ+L+T)、直接兩相區(qū)淬火+回火(DL+T)、緩慢冷卻型淬火+回火(緩慢冷卻型DQ+T)等工藝。本文針對TS>700MPa級低屈強(qiáng)比高強(qiáng)鋼，通過特殊的化學(xué)成分設(shè)計，采用L+T、Q+L+T、正火+回火(N+T)等工藝，研究了不同熱處理條件對試驗鋼組織和性能的影響，為該級別鋼板的開發(fā)提供了試驗依據(jù)。
1、試驗材料及方法
試驗用鋼在150kg真空感應(yīng)熔煉爐中冶煉，澆鑄為150mm×150mm×420mm的鋼錠，具體化學(xué)成分如表1所示。該鋼采用低C、Mn的成分設(shè)計，配合適量Ni、Cr、Mo、Cu等的合金強(qiáng)化和Nb、Ti、V的微合金化，來獲得高強(qiáng)度低屈強(qiáng)比性能，并具有較低的焊接裂紋敏感性指數(shù)(Pcm=0.24)。
表1試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)
試驗鋼錠經(jīng)切割后在750mm二輥可逆式試驗軋機(jī)上軋成30mm厚鋼板，具體工藝參數(shù)為:加熱溫度1200℃、保溫時間2h、開軋溫度1050℃、終軋溫度830℃，軋后通過水幕冷卻裝置快冷至110℃，冷速為15℃/s。
(a)760℃L+500℃T；(b)780℃L+500℃T；(c)800℃L+500℃T；(d)820℃L+500℃T
在軋制的鋼板上切取尺寸為130mm×35mm×30mm的熱處理試樣，在箱式電阻爐中對試樣進(jìn)行L+T、Q+L+T和N+T處理，具體熱處理工藝參數(shù)如表2所示。
對熱處理試樣進(jìn)行組織性能檢驗，拉伸試樣在厚度1/4處垂直于軋制方向取樣，標(biāo)距為8mm×40mm，按照GB/T228.1—2010《金屬材料拉伸試驗第1部分:室溫試驗方法》在Instron5585型材料拉伸試驗機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗；沖擊試樣在厚度1/4處平行于軋制方向取樣，尺寸為10mm×10mm×55mm，加工成V型缺口，按照GB/T229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》在450J擺錘沖擊試機(jī)上進(jìn)行-20℃沖擊試驗；顯微組織觀察在CarlZeissAxio金相顯微鏡上進(jìn)行。
3、討論
研究發(fā)現(xiàn)，采用兩相區(qū)淬火工藝時，試驗鋼的初始組織對試驗鋼后續(xù)的淬火組織和性能具有重要影響。對于L+T工藝來說，由于未進(jìn)行完全奧氏體化過程，因此軋態(tài)組織對試驗鋼后續(xù)的兩相區(qū)淬火組織產(chǎn)生了重要影響。在較低的兩相區(qū)溫度(760～780℃)淬火時，由于溫度低，軋態(tài)組織的變形帶仍清晰可見，僅在晶界處有1～2μm的奧氏體晶粒形成，這些奧氏體晶粒淬火后形成馬氏體，而軋態(tài)組織中的大量貝氏體組織由于未經(jīng)過完全奧氏體化而得以保留；隨著兩相區(qū)淬火溫度升高，軋制過程中形成的變形帶消失，但貝氏體組織仍有保留，如800℃淬火后，樣品顯微組織中仍有大量平行排列的板條狀貝氏體鐵素體存在。由于原始軋態(tài)組織對L+T工藝的影響，使得該工藝處理后的試驗鋼具有高的強(qiáng)度，同時屈強(qiáng)比也較高。對于Q+L+T工藝來說，由于試驗鋼在進(jìn)行兩相區(qū)淬火前已經(jīng)進(jìn)行了淬火處理，經(jīng)過了完全奧氏體化的過程，軋態(tài)組織中的貝氏體組織在經(jīng)過第一次淬火(910℃淬火)時，已經(jīng)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，所以當(dāng)再次加熱至兩相區(qū)進(jìn)行第二次淬火時，原來貝氏體鐵素體組織的基體消失，取而代之的是塊狀的鐵素體組織，基體上彌散分布著M-A組元。與L+T工藝下的組織相比，塊狀的鐵素體基體的強(qiáng)度要遠(yuǎn)低于平行排列的貝氏體鐵素體基體的強(qiáng)度，這就造成了Q+L+T工藝下試驗鋼的強(qiáng)度和屈強(qiáng)比出現(xiàn)下降，但同時韌性、塑性略有改善。正火與淬火相比，其冷卻速度明顯降低，這也是導(dǎo)致試驗鋼采用N+T工藝與采用另外兩種工藝處理后組織和性能存在較大差異的原因。對于N+T工藝來說，在較低的正火溫度(760～820℃)下，雖然試驗鋼也未經(jīng)過完全奧氏體化過程，但與L+T工藝相比，正火冷卻速度要遠(yuǎn)低于淬火的冷卻速度，原來軋態(tài)組織中貝氏體的強(qiáng)化作用經(jīng)過760～820℃的正火處理已消失殆盡，因此與L+T工藝相比，試驗鋼的強(qiáng)度也明顯降低；當(dāng)正火溫度為860℃時，試驗鋼發(fā)生完全奧氏體化，空冷時由于冷卻緩慢，導(dǎo)致奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榱钬愂象w組織，使得試驗鋼強(qiáng)度提高，同時韌性和塑性降低。當(dāng)正火溫度為900℃時，奧氏體化溫度高，加之冷卻緩慢，試驗鋼中出現(xiàn)了大量的多邊形鐵素體，從而使試驗鋼的強(qiáng)度和屈強(qiáng)比出現(xiàn)大幅的降低，同時韌性和塑性出現(xiàn)明顯改善。綜上所述，由于試驗鋼在3種工藝處理時初始組織和冷卻速率等因素的不同造成了最終強(qiáng)度、韌性、塑性及屈強(qiáng)比的差異。
4、結(jié)論
1)由于兩相區(qū)淬火前的初始組織及正火、淬火時冷卻速率的差異，采用兩相區(qū)淬火+回火(L+T)工藝，試驗鋼的組織主要為顆粒狀馬氏體和板條狀平行排列的鐵素體；采用淬火+兩相區(qū)淬火+回火(Q+L+T)工藝，試驗鋼的組織主要為顆粒狀的馬氏體、多邊形的鐵素體以及其上分布的大量的M-A組元；采用正火+回火(N+T)工藝，試驗鋼中無大尺寸顆粒狀馬氏體形成，主要組織為粒狀貝氏體和鐵素體(板條狀鐵素體或多邊形鐵素體)。
2)采用兩相區(qū)淬火+回火(L+T)工藝時，隨著兩相區(qū)淬火溫度的變化，試驗鋼強(qiáng)度、伸長率和-20℃沖擊吸收能量變化并不十分明顯，僅在820℃時有較大變化；采用淬火+兩相區(qū)淬火+回火(Q+L+T)工藝時，試驗鋼強(qiáng)度和屈強(qiáng)比隨兩相區(qū)淬火溫度的升高均呈遞增趨勢，伸長率呈遞減趨勢，-20℃沖擊吸收能量除820℃有降低外，變化不明顯；采用正火+回火(N+T)工藝時，當(dāng)正火溫度處于兩相區(qū)(760℃、820℃)時，試驗鋼具有良好的強(qiáng)度和韌塑性配合，且屈強(qiáng)比較低。
3)3種熱處理工藝中，采用L+T工藝，試驗鋼的強(qiáng)度最高，同時屈強(qiáng)比也較高；采用Q+L+T工藝，屈強(qiáng)比略有下降，但強(qiáng)度明顯下降；采用N+T工藝，試驗鋼的屈強(qiáng)比最低，強(qiáng)度與采用Q+L+T工藝相近。
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China(Guangzhou)Int’l Heat Treatment, Industrial Furnace Exhibition
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