淬火温度对超高强钢Q890D组织性能的影响

时间：2013-09-04 10:07:44 来源：作者：

王炜1 管亚飞2 秦亚2 曲锦波1

（1.沙钢研究院；2.沙钢钢板总厂，江苏张家港 215625）

摘要本文以屈服强度890MPa级的超高强度调质钢板Q890D为对象，研究了淬火温度对实验钢显微组织及力学性能的影响。试验结果表明：再加热淬火温度决定了合金元素的溶解和分布状态、原始奥氏体晶粒尺寸，最终影响实验钢的综合力学性能。当淬火温度为900℃、回火温度为580℃时，该实验钢具有良好的性能，即屈服强度Rp0.2=925MPa、抗拉强度Rm=960MPa、-20℃冲击功Akv=115J，各项指标均满足技术要求。

关键词高强钢，Q890D，淬火温度，组织性能，原始奥氏体晶粒

引言

随着重型机械的大型化和自重轻量化，市场对低合金高强钢的用量需求越来越大，强度级别也不断提高，屈服强度级别从460MPa提高到890MPa，甚至1100MPa以上[1]。高强度钢板具有有效减轻机械自重，提高工程机械使用能力等优点，因而，目前许多研发工作都以高强钢为主要研究对象。

目前，对于强度级别较高、性能稳定性和均匀性要求较高的中厚板而言，传统的调质热处理（淬火+高温回火）生产工艺仍然是不可代替的，而淬火工艺的选择对产品的组织性能是极为关键和重要的。淬火是使钢强化和获得理想使用性能的主要方法之一[2]，而淬火加热温度影响着奥氏体晶粒尺寸和合金元素在钢中的溶解与分布状态，由此改变钢的淬透性和相变后的马氏体板条束尺寸，进而影响钢的力学性能。

本文以高强钢Q890D为研究对象，研究淬火温度对其显微组织与力学性能的影响，揭示淬火温度和Q890D组织与力学性能之间的关系，并为Q890D的工业应用提供理论依据。

1 试验材料与方法

参考标准规定的范围，并结合沙钢Q690D的成分设计思路，制定了Q890D的化学成分。试验用钢在沙钢研究院试验工厂的150kg真空感应熔炼炉中冶炼，具体化学成分见表1。

表1 实验钢的化学成分（wt.%）

C	Si	Mn	B	Cr+Ni+Mo+Cu	Nb+Ti+V	Ceq
0.16	0.30	1.33	0.0015	≤1.3	≤0.05	≤0.55

冶炼后的钢锭在箱式电阻炉中加热至1200℃，保温1.5~2小时，利用f750mm两辊可逆式试验轧机进行轧制试验。钢锭在1000~1150℃内进行奥氏体再结晶区轧制，奥氏体未再结晶区轧制的开轧温度为900℃，经过7道次轧制成目标厚度20mm的钢板，累积压下量超过50%，终轧温度为860℃，之后空冷至室温。对热轧态钢板进行调质热处理试验，淬火温度为840、870、900、930、960和990℃，保温时间均为1h，淬火后所有样品均进行580℃回火处理。

对热处理后试样进行显微组织分析和力学性能测试，采用4%硝酸酒精进行常规金相检验，并用饱和苦味酸温水浴侵蚀出原奥氏体晶粒，利用光学显微镜（Zeiss Axio Imager A1m）进行组织分析。常规拉伸试验在250KN电子万能材料试验机（Instron 5585H）上进行，采用f10mm的标准圆棒拉伸试样。冲击试验在摆锤冲击试验机（Instron IMP450J）上进行，试验温度为-20℃。利用场发射扫描电子显微镜（Quanta 3D FEG）对冲击断口进行形貌观察。

2试验结果

2.1 显微组织

图1为实验钢的热轧态组织，主要是由铁素体、粒状贝氏体和M-A岛组成。

图1 实验钢的热轧态组织

图2为实验钢经不同温度淬火后的显微组织，可以看出，840℃淬火后的组织主要由马氏体、少量铁素体和M-A岛状组成，这是由于在相对较低的温度下淬火，实验钢没有完全奥氏体化，使部分轧态组织得以保留；淬火温度为900℃时，实验钢完全奥氏体化，淬火后组织全部由马氏体组成，且板条细小；当淬火温度为990℃时，虽然同样是完全奥氏体化状态，但由于加热温度过高，导致了淬火后马氏体板条束较900℃淬火时粗大。

图2 不同温度淬火后的显微组织

图3为不同淬火温度处理之后原奥氏体组织.。由图可知，随着淬火温度的升高，实验钢板奥氏体晶粒尺寸增加。840℃-900℃温度区间淬火后，原奥氏体晶粒在8-10mm左右；而高于900℃淬火，原奥氏体晶粒尺寸明显增大，其大小在15-30mm左右。

2.2 力学性能

经过不同温度淬火+580℃回火后，实验钢的力学性能如图4所示。可以看出，随着淬火温度的提高，钢板的强度和硬度都增加，当淬火温度在840~870℃时，强度变化尤为明显，当淬火温度超过870℃后，强度增加幅度较小，趋于平缓，当淬火温度高于900℃时，屈服强度均在925MPa左右。

从图4可以看出，随着淬火温度的升高，实验钢冲击功呈下降趋势。当淬火温度达到930℃时，冲击功大幅下降，其值低于100J。图5为实验钢低温冲击断口形貌，当淬火温度低于900℃时，实验钢的断口形貌均表现出韧性断裂，当淬火温度超过930℃时，开始出现部分解理断裂。随着淬火温度的进一步升高，解理面明显增加，而韧窝数量显著减少。当淬火温度达到990℃时，试样几乎为完全解理断裂，断口表面只有极少数的韧窝出现，且韧窝小而浅。

综上所述，淬火温度偏低能提高钢板的低温冲击韧性，但可能导致钢板拉伸强度偏小；若淬火温度偏高能一定程度地提高钢板强度，却不利于低温冲击韧性。考虑到钢板的综合性能，本实验钢的淬火温度应在900~930℃比较适宜。

3 分析与讨论

淬火温度的选择直接影响到调质钢板的性能，因此选择和控制好淬火温度非常重要。调质钢板综合性能受淬火温度影响的主要因素包括：奥氏体化程度、晶粒尺寸和合金元素溶解分布状态[3]。淬火温度偏低将导致奥氏体化不完全或者合金元素溶解不充分、分布不均匀，而淬火温度过高则会引起晶粒尺寸偏大。

在化学元素组成与保温时间一定的条件下，原奥氏体晶粒大小与加热温度之间存在函数关系[4]：

上式中Dt0为t0时刻对应的初始晶粒直径(mm)；Dt为t时刻对应的晶粒直径(mm)；m为取决于Dt/Dt0的指数；k=k0exp(-Q/RT)，其中晶界迁移激活能Q和原始奥氏体初始晶粒直径Dt0仅取决于实验钢的化学成分和原始组织状态。由此可知，随着淬火温度的升高，晶粒尺寸增大，晶粒的粗化是导致实验钢冲击性能恶化主要的因素。根据霍尔-佩奇公式[5]：

上式中s0为常数，反映晶内对变形的阻力，大体相当于单晶体金属的屈服强度；K为常数，表征晶界对强度影响的程度，与晶界结构有关；d为多晶体中各晶粒的平均直径。从公式可以看出，材料的屈服强度与晶粒直径平方根的倒数呈线性关系。单从晶粒尺寸的角度分析，实验钢强度应随着淬火温度的升高而下降，但结果是实验钢在900~990℃之间淬火时强度变化不明显。究其原因主要是影响实验钢强度的因素不单只有晶粒尺寸，同时还包括合金元素的固溶以及第二相的析出等。

采用Thermo-Calc软件计算各淬火温度下钢的相组成，计算结果表明，在840~990℃温度区间内淬火钢的相组成基本一致，主要是由FCC结构的奥氏体和碳化物组成。碳化物含量随着淬火温度的升高逐渐减少，且碳化物中的合金含量也随之变化。Mo随着淬火温度的升高，其在碳化物中的质量百分比增加，但幅度很小，而Cr的变化趋势正好与Mo相反，如图6所示。经计算得出，合金元素Mo随着淬火温度升高，固溶于奥氏体中的含量基本维持不变，而合金元素Cr随着淬火温度的提高，固溶于奥氏体中的含量逐渐增加。随着淬火温度的提高，溶解于基体中的碳化物数量逐渐增加，导致淬火后组织中的碳及合金元素的饱和度增加，经高温回火处理后析出的碳化物数量和弥散度增加，有利于提高钢的强韧性。此外，由于溶入基体的碳化物（Mo，Cr等碳化物）对抑制晶粒生长有很强的作用，随着淬火温度的提高，Mo，Cr等碳化物的数量减少不利于抑制晶粒生长，导致了奥氏体晶粒逐渐粗大，因此，淬火后形成的马氏体板条束尺寸变大，致使钢的强韧性降低。由此可知，实验钢的固溶强化、析出强化与晶粒粗化导致强度弱化的交互作用，使得实验钢在900℃淬火后性能趋于一致。