赵丽洋 刘东博 谯明亮 陈林恒 崔 强 王青峰，2

（1.燕山大学亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室，河北 秦皇岛 066004；2.燕山大学国家冷轧板带装备及工艺工程技术研究中心，河北 秦皇岛 066004；3.南京钢铁股份有限公司，江苏 南京 210035）

近年来，我国大力推进“一带一路”和交通强国战略，一系列重大控制性交通工程建设已陆续实施，如港珠澳大桥、川藏铁路、沿海高速铁路、东南亚铁路等。钢桥作为重大交通工程控制性节点，呈多功能化、结构大型化、工况复杂化的趋势［1-2］，需要桥梁钢材兼具高强韧性、优异耐候性和高效易焊等综合性能。其中，兼具高强（屈服强度不小于500 MPa，抗拉强度不小于630 MPa）、高韧（－40℃冲击吸收能量不小于120 J）、低屈强比（屈强比不小于0.85）、易焊（热影响区－40℃冲击吸收能量不小于54 J）、耐候（耐候指数不小于6.5）等诸多高性能指标［3］的Q500qENH耐候桥梁钢是首选材料。但钢材的高强度与低屈强比、高韧性与低屈强比等性能之间存在匹配矛盾，综合性能难以调控，需要优化设计合金成分和控轧控冷工艺［4-6］，以实现综合性能的优良匹配。

大量研究表明［7-8］：晶粒细化可有效提高强韧性，但是屈强比也随之升高；双相或多相组织调控可降低屈强比，目前铁素体＋贝氏体等多相组织已经成为低屈强比高强度结构钢的主控组织［9-10］。此外，高强贝氏体钢中弥散分布的适度细化的M-A组元对提高强度、降低屈强比有显著作用［11］。因此，合理设计钢材的组织类型对实现综合性能匹配具有重要意义。本文拟采用低碳、适量Si-Mn-Cr-Ni-Cu-Mo、微量Nb-V-Ti的成分设计和热机械控制工艺（thermo mechanical control process，TMCP），获得粒状贝氏体、针状铁素体和适度细化的M-A组元多相复合组织，进而获得优异综合性能。

通过TMCP工艺生产多相复合组织类型的500 MPa级耐候桥梁钢时，控冷工艺对最终组织和性能的影响较大［12］，且冷速难于控制。若冷速过大，组织中出现大量细化的板条贝氏体，组织细化程度较高，虽可获得较高的强韧性，但屈强比也随之升高，且钢板内部残余内应力较高，易造成钢板板形缺陷［13］，不利于焊接制造；若冷速较小，组织中出现大量较粗化的先共析铁素体或珠光体，且M-A组元尺寸较大，虽可获得较低的屈强比和残余内应力，但组织细化程度较低，强度也大大降低，且组织类型较复杂，均匀性较差，耐蚀性降低［14］。目前，控制Q500qENH钢获得优异组织类型的控冷工艺尚不明确，亟须研究其形变奥氏体连续冷却转变行为，探明中温转变铁素体软相和M-A组元硬相的组织含量、形态在不同冷速下的变化规律，为优选调控优良软硬相复合组织类型的控冷工艺窗口提供依据。

1 试验材料和方法

1.1 试验材料

试验材料为南钢工业生产的厚度为24 mm的Q500qENH试验钢板，其化学成分如表1所示，显微组织由粒状贝氏体和针状铁素体组成。

表1 Q500qENH试验钢的化学成分（质量分数）Table 1 Chemical composition of the Q500qENH test steel（mass fraction） %

1.2 试验方法

从试验钢板上取样加工成φ6 mm×80 mm圆柱体试样，在Gleeble-3500热模拟试验机上模拟两段控轧控冷过程，其工艺曲线如图1所示。将试样以10℃/s的速率加热到1 180℃，保温10 min后，以5℃/s的速率冷却至1 080℃，再以1 s－1的应变速率进行压缩变形，变形量为35%（第一阶段变形工艺）；然后以5℃/s的速率冷却至820℃，以1 s－1的应变速率进行压缩变形，变形量为30%（第二阶段变形工艺）；轧后再以不同冷速（1、2.5、5、10、15、25、40、50 ℃/s）冷却至200 ℃以下。绘制冷却过程中时间-温度-膨胀量曲线，利用切线法确定相变的开始温度和结束温度。从热模拟后试样的均温均匀变形区（热电偶所在截面）切取金相试样，经磨、抛和腐蚀后，在金相显微镜（OM）和透射电镜（TEM）下观察组织，采用截线法统计铁素体晶粒尺寸，采用图像法统计各相含量；将金相试样重新抛光后，测试维氏硬度（HV10），试验力为98 N，结合组织及硬度结果，绘制形变奥氏体CCT曲线。

图1 试验钢两段控轧控冷工艺Fig.1 Two-stage controlled rolling and cooling process of test steel

2 试验结果与分析

2.1 形变奥氏体连续冷却转变曲线

Q500qENH钢经两阶段热压缩试验后的形变奥氏体CCT曲线如图2所示。当冷速较小时，奥氏体相变温度Ar3和Ar1都较高，随着冷速的增大，相变点温度下降。当冷速为1℃/s时，主要发生奥氏体高温转变，组织主要为多边形铁素体（PF）和珠光体（P），此外含有少量粒状贝氏体（GB）；冷速增大到2.5～10℃/s时，过冷度增大，铁素体相变驱动力增大，铁素体形态发生变化，多边形铁素体逐渐转变为针状铁素体，珠光体逐渐消失；当冷速增加到15℃/s时，组织中开始出现中温转变组织板条贝氏体（BF），晶粒细化；当冷速在15～50℃/s时，随着冷速的进一步增加，板条贝氏体比例升高，铁素体进一步细化，且板条贝氏体内含有高密度位错，因此试验钢的硬度逐渐增加。

图2 Q500qENH钢经两阶段热压缩试验后的形变奥氏体CCT曲线Fig.2 CCT curves of deformed austenite for the Q500qENH steel after two-stage hot compression test

2.2 冷速对试验钢微观组织的影响

Q500qENH钢在不同冷速下的显微组织如图3所示。可以看出冷速对组织类型影响显著［15］：当冷速为1℃/s时，组织类型以多边形铁素体和珠光体为主，含有少量粒状贝氏体；冷速增大到2.5～5℃/s时，多边形铁素体逐渐转变为针状铁素体，同时粒状贝氏体增多，珠光体逐渐消失［16］，此时组织为粒状贝氏体、针状铁素体和少量多边形铁素体；冷速为5～15℃/s时，组织主要为粒状贝氏体和针状铁素体；冷速增大到15℃/s，形成了少量板条贝氏体；冷速为15～50℃/s时，板条贝氏体逐渐增多，针状铁素体和粒状贝氏体逐渐减少，形成了板条贝氏体为主、少量粒状贝氏体和针状铁素体的多相混合组织，晶粒细化程度较高。

图3 Q500qENH钢经两阶段热压缩后以不同速率冷却后的显微组织Fig.3 Microstructures of Q500qENH steel subjected to two-stage hot compression followed by cooling at different rates

Q500qENH钢在不同冷速下的TEM形貌如图4所示。当冷速较小（1℃/s）时，组织为粗大的块状铁素体、粒状贝氏体和少量退化珠光体，如图4（a）所示；在5℃/s冷速下，出现了针状铁素体，组织略有细化，M-A组元分布在铁素体板条之间，如图4（b）所示；在15℃/s冷速下，出现了板条贝氏体，形成了粒状贝氏体、板条贝氏体和针状铁素体混合组织，如图4（c）所示；当冷速达到50℃/s时，组织主要为板条贝氏体，板条尺寸较小，板条贝氏体间还分布着小尺寸的M-A岛，组织较细化，贝氏体板条上分布着高密度的位错，因此该冷速下组织硬度较高［17］。

图4 Q500qENH钢经两阶段热压缩后以不同速率冷却后的TEM形貌Fig.4 TEM morphologies of Q500qENH steel subjected to two-stage hot compression followed by cooling at different rates

2.3 冷速对试验钢硬度的影响

Q500qENH钢在不同冷速下的显微硬度分布如图5所示。可见随着冷速的增大，试验钢的硬度逐渐增加，这主要与组织类型变化有关。在1～5℃/s冷速范围内，硬度大幅度升高，这主要是组织中块状铁素体和珠光体减少，粒状贝氏体增多所致［18］。在5～25℃/s冷速范围内，硬度进一步升高，这主要是组织逐渐细化，且板条贝氏体增多及其内高密度位错所致。在冷速为25～50℃/s时，组织类型无明显变化［19-20］，硬度增加幅度较小。

图5 Q500qENH钢的显微硬度随冷速的变化Fig.5 Variation in microhardness of Q500qENH steel with cooling rate

3 结论

（1）当冷速为1℃/s时，Q500qENH 钢的组织以多边形铁素体和珠光体为主；随着冷速升高到2.5～5℃/s，铁素体形态从多边形转变为针状，珠光体消失；冷速增大到10℃/s时，开始出现板条贝氏体。

（2）冷速在1～10℃/s时，钢中块状铁素体和珠光体逐渐减少，硬度大幅度提高；开始出现板条贝氏体，且板条逐渐细化，这是冷速为10～50℃/s时硬度进一步升高的主要原因。

（3）结合CCT曲线及组织观察，Q500qENH钢的优化控冷工艺窗口为5～15℃/s，在该冷速范围内形成了粒状贝氏体、针状铁素体和M-A组元多相复合组织，组织较细且均匀性较好。