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1、Cr含量及卷取温度对热轧高强度下贝氏体钢性能的影响Lieven BRACKE 和许巍研究工程师， ArcelorMittal Global R&D Ghent, Pres. J.F. Kennedylaan 3, 9060 Zelzate, Belgium.(Received on February 12, 2015; accepted on June 10, 2015)Cr含量及卷取温度对拉伸性能和一种超高强度热轧下贝氏体钢显微组织的影响已通过实验室模拟评价。它表明，铬的增加，降低了屈服强度，但增加了拉伸强度和伸长率。这一评价基于对两种卷取温度（425°和500°

2、）进行的测试。对于卷取温度在500°C的时候，影响直接归因于效果是直接归因于次级阶段增加分数的存在，主要是马氏体-奥氏体岛。在低卷取温度（425°C）时，一条由粒状和下贝氏体组成的带状组织出现。对于高Cr水平，粒状贝氏体组织中含有较多的马氏体-奥氏体岛，解释了低屈服强度，高抗拉强度，和高延伸率。它表明，下贝氏体在卷取之前形成，而粒状贝氏体在慢卷冷却过程中形成。由于一个更高的下贝氏体分数，卷取温度在425°C时的屈服强度和抗拉强度比500°C时高。关键词：热轧超高强度钢；贝氏体；Cr含量；卷取温度；拉伸性能；微观组织；偏析。1. 简介热轧下贝氏体钢是对于非

3、常高的强度必须结合一定程度的延展性的应用的合适的候选材料。典型的应用包括卡车和拖车的零件，重型设备和一般机械工程。要获得合适的性能，化学成分和加工的优化组合是必需的。对于低合金C-Mn钢，Cr、Mo、B通常被添加抑制铁素体的形成，并且在连续冷却过程中增加贝氏体的淬透性。1-5 -贝氏体钢，为了优化淬透性而不过多地影响焊接性能，Cr含量通常小于1重量%的5,6）。B减慢铁素体形核由于它的奥氏体晶界偏析。7-1因此，在固溶体时，B是唯一有效的硬化元素，因此没有形成BN。 这可以被做到通过添加一种和N更高亲和力的元素，例如TI8）。当与B一起使用时，9）Mo在提高淬透性方面是尤其有效的。除了化学成分

4、，主要的确定最终热轧贝氏体钢的工艺参数是终轧温度、冷却速率和卷取温度。6当在非重结晶温度以下轧制时（TNR），在冷却之前变形能已经被储存在奥氏体中。这导致了一个更好的显微组织在转换后，增加了强度.10-1然而，储存的能量也将转变CCT图时间变短，11-1导致多边形铁素体的形成具有更高的风险和增加了需要形成下贝氏体的冷却速度。多边形铁素体的存在会降低材料的强度.12-1在较低的相变温度下将会获得更高强度的贝氏体。1这意味着，最高强度贝氏体的获得在刚刚高于马氏体转变温度（Ms）的时候，至少在等温转变的时候。目前的研究集中在Cr含量及卷取温度对热轧钢下贝氏体钢的拉伸行为的影响通过它们对贝氏体相变和由

5、此产生的微观结构的影响的研究。2、 实验过程所用的材料为在实验室真空感应炉中生产出来的80公斤的铸块。化学成分如表1所示。马氏体开始转变温度已根据安德鲁斯公式计算出（1）13）。Ms (0C) = 539 - 423 wt%C - 30.4 wt%Mn .(1) -17.7 wt%Ni -12.1 wt%Cr - 7.5 wt%Mo40毫米厚的钢块被再加热到1250C°然后通过8道次热轧到最终厚度在5毫米。最后道次的进入温度为900°C，这一道次在所有材料中的变形量为15%。基于微观结构分析，据估计，这最后的轧制道次低于Tnr三钢。热轧后的水冷的冷却速率大约为85°

6、;C/s。所有温度通过以K型热电偶安装在每个块中的板厚中部进行测量。第一套表是水冷至450°C - 正好在Ms以上 - 以及在500°C卷取。另一套表是水冷至Ms，然后在425°C卷取。在主动冷却和卷取结束的过程中，卷取模拟炉的传送时间约为20秒，这一过程中材料暴露在空气中。 在这个时间间隔测量到温度升高。在加工过程中记录的热痕迹如图1所示。拉伸试验是在室温下用标准A50型拉伸试样进行的。微观组织标本取自面截面。抛光后，样品是用2%硝酸酒精溶液显露晶粒晶界和渗碳体腐蚀或苦味酸酒精溶液na2s2os14）彩色蚀刻。当施加到一个多相的微观结构，后者的蚀刻技术显示马氏体

7、为（暗）棕色和奥氏体为明亮的白色。渗碳体显现为黑色，铁素体为浅棕色至稻草黄色。显微组织定量分析是通过将一个10×10点网格放在最小的三光学显微镜照片上进行的，覆盖至少15 000 jim2的表面。扫描电子显微镜（SEM）是使用带有场发射枪（FEG）的JEOL 7001F，在5 kV的条件下进行操作。化学成分的线扫描用同样的FEG-SEM来完成，用一个牛津波长色散型X射线光谱（WDX）附件和一个牛津能量色散X射线光谱法（EDX）附件。选择性溶解和过滤一部分的样品后，析出量是由电感耦合等离子体发射光谱仪定量分析(ICPOES)。 一个巴尔DIL805膨胀计被用来完成控制很好的热循环。长1

8、0 mm直径5mm壁厚为1mm的管形试样在900°C 再加热5分钟及采用不同的冷却速度冷却。 温 度温 度最终轧制后时间（s）最终轧制后时间（s）最终轧制后时间（s）热轧后的冷却曲线：（a）卷曲温度在500度（b）卷曲温度在450度表1化学成分（重量%，平衡：铁杂质）（在°C，根据安德鲁斯 1 计算）。AlloyCSiMnCrMoTiNBMs0.90Cr0.145<0.3<2.00.87<0.30.04100.00290.0034180.60Cr0.144<0.3<2.00.61<0.30.04400.00250.0034210.30Cr

9、0.141<0.3<2.00.32<0.30.04000.00230.003424表2-不同合金在卷取温度下的拉伸性能。（；均匀后延伸）.).-AlloyTcoil (°C)Rp0.2 (MPa)Rm (MPa)Rp0.2/RmAu (%)Atot (%)AA (%)0.90Cr4259451 0870.874.310.25.95006969220.766.012.46.40.60Cr5007228790.826.314.38.00.30Cr4251 0001 0440.962.59.46.95008098740.933.810.97.13结论3.1.机械性能三个不

10、同的Cr含量和两个卷取温度的拉伸性能如图2和表2所示。随着Cr含量的增加和卷取温度的提高,屈服强度降低（图2(a)）,而抗拉强度也随卷取温度的升高而降低，随着Cr含量的增加而增加。与425°C相比，在500°C后卷取总的和均匀的延伸率较高，但Cr的影响并不是直接的（图2(b)）。 0.30Cr合金具有最低的总均匀伸长，而0.60Cr和0.90Cr相当类似，除了在500°C卷取温度下的总伸长率。由于对于屈服强度和拉伸强度所观察到的不同的趋势，屈强比非常强烈地依赖于Cr水平，正如图2(c)所示。由于Cr和卷取温度的变化，不同的机械性能也示出在图3所示的拉伸曲线上。 弹

11、性和塑性变形之间的过渡是更明确地通过与减少的Cr水平和降低的卷取温度来定义，如图3(a)所示由虎克定律的弹性行为偏差。在塑性变形过程中（图3（b），0.30Cr在425°C的温度下卷取只有非常有限的应变硬化能力，导致低的均匀延伸率和高的屈强比。0.90Cr材料有更强的应变硬化能力，尤其是在500°C的温度下卷取的时候。这会导致一个明显的增加均匀伸长。强 度延伸率屈强比Cr含量（%）Cr含量（%）Cr含量（%）图2-不同铬含量（含钼）和不同卷取温度（a）屈强强度和抗拉强度Rm，（b）均匀延伸率、（c）屈强比真实应变真实应力工程应力工程应变率（%）图3-铬的影响（含有所有钼）和

12、卷取温度（a）该屈服行为（箭头表示从胡克定律S =的Ee偏差）和（b）的应变硬化（箭头是根据considere标准指示均匀伸长率）。图4-在0.9cr合金贝氏体相：（a）扫描电镜显微照片图像和（b）下贝氏体的光学显微照片，卷取温度为425度，（c）的扫描电镜图像，（b）粒状贝氏体的光学显微照片，卷曲温度为500度（蚀刻剂：光学显微镜观察：Picral + Na2S2O5，扫描电镜：硝酸）。（彩色网络版）。3.2.显微结构在本研究中使用的热轧板材中，贝氏体组织已在三个连续的冷却段形成，每一个阶段都有不同的冷却速度。这三个部分都是快速水冷，空气冷却，由于相变和最后的缓卷冷却，这一过程中温度实际上升

13、高了。作为结果，形成的微观结构是复杂的和贝氏体的若干形态已被观察到。第一个是板条状贝氏体，在板条内部和板条晶界上都存在碳化物，如图4（a）所示，4（b）为0.90Cr合金。这种形态与通常在低温条件下等温贝氏体相变后发现的下贝氏体（）是非常相似的。因此，这种形式的贝氏体将被命名为“下贝氏体”。第二大贝氏体相形成由具有不同量的马氏体和奥氏体的存在的相对粗大的贝氏体铁素体晶粒组成，如图。4（c）和4（d）所示。这三种成分的混合体称为“粒状贝氏体”()。典型的热轧板材的微观结构如图5所示，卷取后观察到的相的定量总结如表3所示。 为了使观察到的具有冷却轨迹的阶段相互关联，控制热循环一直在膨胀计进行。图6

14、显示了在0.90Cr合金热处理后的膨胀的显微照片。从900°C骤冷到室温，冷却速度为85°C/s的试样，显示了完全马氏体组织（图6(a)）。在425°C下，冷却中断15s的试样，可以清楚地观察到下贝氏体的形成（图6(b)）。15s后转变并不完全，通过进一步的淬火至室温，残余奥氏体转变成马氏体。这些结果表明，热轧钢板下贝氏体在快速冷却和卷取的时间间隔之间可以预期形成。因此，我们可以假定，粒状贝氏体在慢卷冷却过程中形成，这跟期望从文学一致11,15）。对于冷却到450°，然后在500°C卷取，对于三个Cr含量来说占主导地位的是粒状贝氏体，但随着Cr

15、含量的增加下贝氏体数量降低。如在第3节，下贝氏体的形成发生在水冷结束和卷取开始之间的时间间隔。因此，在较高的Cr含量下下贝氏体比例较低很好地证明了Cr在这些温度下减慢贝氏体相变。一个小的，但可量化的退化珠光体的分数也被发现在所有的Cr含量情况下。珠光体数量随Cr含量的增加而增加。表3-的主要微观结构成分的总结（四分之一厚的显微照片）（*：铁素体部分，* * *单独或粒状贝氏体组织）。AlloyTcoil (°C)Granular bainite*Lower bainiteMartensite*Austenite*Pearlite0.90Cr4259853250085traces348

16、0.60Cr5007517traces350.30Cr4254555tracestraces5007622tracestraces2图6-光学显微镜（a）从900度室温连续冷却，冷却速度85度/秒，（b）中断的冷却，保持425度15秒，随后淬火（0.9cr合金空心膨胀样本）（蚀刻剂：Pical+）.（彩色网络版）图5-（a）光学显微镜照片和（b）与卷曲温度为5000.90Cr合金的扫描电镜显微照片;（c）光学显微镜和（d）与卷取温度为425的0.90Cr合金的扫描电镜照片;（e）和（f）光学显微镜与卷取温度为425°C 0.30cr合金的扫描电镜照片（蚀刻剂：光学显微镜观察： Pic

17、ral + Na2S2O5，扫描电镜照片：硝酸）。 由于微观结构带的存在，在425°C卷取后，0.90Cr和0.30Cr钢的显微结构显示了额外的复杂性。这在低倍的光学显微照片下被证明。如图5（c）和5（e）所示。0.90cr钢的显微组织由下贝氏体的交替带和与粒状贝氏体相类似的相组成，但在一个更细长，排列的形态（图5（d）。这些带显示了高密度的相对大的马氏体和奥氏体晶粒。0.30Cr交替的带也由下贝氏体和一种粒状贝氏体组成。然而在这种情况下，几乎没有任何马氏体或奥氏体被观察到（表3和图5（f）。粒状贝氏体带之间的距离量化在低倍镜下的光学显微照片，覆盖总面积为1.32mm。对于0.90C

18、r合金钢，带之间的平均距离大约是50um，但较小的内部距离也被观察到。WDX线扫过的厚度1 mm，表明该显微组织带主要是由于锰的变化，参见图7（a）。Mn的不均匀分布众所周知是由于一个铸坯凝固过程中的偏析引起的。16、17)观察到的微观结构带之间的距离约50um。当从WDX线扫描看着锰变化（）相比于锰的平均水平，似乎0.20 wt% 水平可以被视为产生带状组织的合理的阈值。这也与在图8进行的EDX点分析相一致。 值得注意的是，一些铬偏析也被观察到，但并不明显，并且对相组成无明显影响影响。在425°C时对0.3cr合金的金相照片类似的量化导致的平均间距为56um。WDX 的扫描图7（b

19、）表明，这相当于约0.18wt%的锰的变化。这些结果与0.90Cr合金的是非常相似的。 基于这些结论，Mn偏析似乎并不是由Cr量影响的。因此，可以认为，锰偏析对转变行为的影响在所有的Cr水平下是相似的。因此，可以得出结论，在不同的钢中观察到的不同的转变行为是其不同的铬含量的结果。WDX扫描过的板材的厚度1毫米（a）0.9cr合金，（b）0.3cr合金扫描距离扫描距离相邻之间的Mn含量Mn的含量浓 度相邻之间的Mn含量浓度Mn的含量微观结构下贝氏体下贝氏体带带图8-扫描电镜和EDX分析现场，0.9crmo合金，tcoil425能谱测量的精度的绝对值约为10%。注意化学成分相同的变化，可以预计在5

20、00°C进行卷取的材料中也存在，但没有明显的带状组织被观察到。0.90Cr合金的下贝氏体区往往有较少量的锰，而带有较高的锰水平，如图8EDX点分析所示。对于类似的扫描0.30Cr合金对Mn表现出类似的变化，也造成了混合组织，但带状结构并不像在0.90Cr合金中那么明显（参见图5（e），5（f）。带有0.20wt%Mn差异的平均距离为90微米之间的带被发现，但再次更小的间距也被观察到。 距离（pm）图10-在温度为425用WDX扫描 碳，铬，锰，0.30Cr Mo合金 距离（um）图9-在温度为425用WDX扫描 碳，铬，锰，0.90Cr Mo合金在0.90Cr合金的情况下，Cr的显著

21、的变化也被观察到，但与锰的变化不配合。在这两种材料中也发现了C偏析，但在一个更小的长度范围内，如图9和10所示。在0.90Cr合金的情况下，粗大的马氏体和奥氏体岛强烈富集在C里面的组织带，可以轻易看到的照片。在C富集另外的峰可能是由于碳化物。在0.30Cr合金，C的富集似乎是主要由于碳化物，尽管也发现马氏体和奥氏体的痕迹。然而，清楚的识别不同的阶段是不可能的。4. 结论4.1. 显微组织与力学性能的关系不同的合金和不同的卷取温度之间的机械性能的差异，可以在很大程度上解释的微观结构特征观察。更高的屈服强度和抗拉强度在425°卷取后500°C相比，C是由于在下贝氏体含量显著增加

22、（见表3），其中有细小的微结构特征和高密度的渗碳体颗粒。在卷取温度425下有较高的屈服和抗拉强度相比于500是由于在下部贝氏体分数含量显著增加（参照表3），其中有细小的微结构特征和高密度的渗碳体颗粒。这些都会增加产量和拉伸强度。此外，此外，在500°C有有一种倾向即有第二相的较高分数（马氏体、奥氏体、珠光体退化（即有缺陷珠光体片层结构）这将导致一个更连续屈服行为和更高的应变硬化，在较低的收益率也是明显的。在大部分材料中观察到的奥氏体原则上有助于应变硬化以及相变诱发塑性（TRIP），但体积分数是相当低的。因此，对相变诱发塑性效应应变硬化的贡献被认为是限制。第二相的存在也强烈地依赖于铬含

23、量。较高的Cr含量导致第二相的较高分数（马氏体，奥氏体，珠光体），由于应变硬化能力的增加导致了较低的屈服强度和高的拉伸强度，类似于在铁素体马氏体双相钢发生的机制。需要注意的是Cr的固溶强化的贡献是有限的。在第二相的存在下，较高的应变硬化能力增加均匀伸长率 (Au)，而增加的抗拉强度主要是趋于降低均匀后伸长率（），如从表3中显而易见。0.6cr合金在卷曲温度为500度时有最佳的伸长率（），对于没有减少后的均匀伸长率的拉伸强度应变硬化的结果含有足够的第二相。4.2. 转变特征在卷曲温度在500度时Cr对贝氏体转变的影响可从粒状贝氏体和下部贝氏体的比率导出。如前面所示，在缓冷的过程中形成了较低的贝氏

24、体形式，而粒状贝氏体则是在缓慢冷却过程中形成的。在500°C时，下贝氏体的下一部分是高铬含量形成的。这表明，Cr降低动力学转变，这是符合所观察到的较低的温度升高在转移到热卷箱中（参见图1（b）与文献的结果。在500°C下的占主导地位的是三个铬含量粒状贝氏体的。此种相态在缓慢卷曲冷却中，这可以解释缺少清晰可见的微观结构。然而，没有实验证据可以检查如果慢的冷却速度和相应的粗粒化转变，确实抑制了微观结构的出现。由于微观结构带的清晰的外观，在卷曲温度为425度样品的解释是更为复杂的。0.30cr和0.90cr材料主要不同是在粗粒状贝氏体组织中存在的成分。在0.30cr，粒状贝氏体是

25、由粗的贝氏体铁素体和碳化物，只有少量的马氏体奥氏体。在0.90cr合金，粒状贝氏体带由贝氏体铁素体和马氏体奥氏体岛粗块组成。而存在的带可以归因于锰偏析，锰的变化与铬含量相似。因此，在带中的差异要归因于铬本身对转化特征的影响。正如前文，粒状贝氏体带的形成晚于下贝氏体区，这是符合典型测量较高的锰含量。铬是提高钢的淬透性，使粒状贝氏体转变为0.90cr合金慢。因此，C在未转变奥氏体贝氏体转变过程中可以得到重新分配。这是稳定0.9Cr钢奥氏体进一步发生贝氏体转变直到局部的马氏体发生开始转变温度之前。在这个温度下，马氏体相变将开始。由于残余奥氏体仍然存在在室温下，很清楚是马氏体相变是没有完成。5. 总结

26、与结论铬含量及卷取温度对超高强度热轧贝氏体钢拉伸性能的影响进行了研究。当卷取温度从500°降到425°C时，独立于铬含量，其屈服强度和抗拉强度显著增加。这种强度增加主要是由于下贝氏体的分数增加。 从0.30重量%提高至0.90重量%的铬层的屈服强度降低，但增加的拉伸强度，与卷取温度没关系。相应的较强的应变强化造成了均匀伸长增加。这是与马氏体-奥氏体岛的存在增加有关。对于从500度卷曲冷却铬降低了较低的贝氏体的流动性。由于锰偏析的结果，在425°C下观察到了微结构的条带。由于锰偏析的结果，在冷却到425°C观察到了微结构的条带。即使在500°C时

27、也可以预期偏析，在这种情况下，没有观察到强条带。在0.90cr钢的淬透性增加，导致相对较粗马氏体奥氏体基体上的粒状贝氏体相对的存在，在缓慢冷却中发生转变。致 谢 作者想感谢所有的在全球研发生产材料和进行测试的技术人员。参考文献K. J.欧文和F. B.皮克林：J.钢铁研究所，187（1957），292。I. Y. pushmintsev，C. mesplont，S.雅可布和B.C.德库曼：钢铁研究，73（2002），392。P. L. mangonon：金属。反式。一，7（1976），1389。J.孔和C.谢：母校设计，27（2006），1169。T. Y.铃木，小野，G.宫本茂和T. 古原：日本钢铁协会国际，50（2010），1476。S. J.基姆，C. G.李，T. H. 李和S.李：日本钢铁协会国际，40（2000），692。K.朱，C. oberbillig，C.音乐，D.卢瓦宗和T. 肺：母校科学工程，528（2011），4222。8）K. A.泰勒和S.汉森：金属。反式。一，22（1991），2359。9）H. Asahi: 日本钢铁协会国际., 42 (2002), 1150.10）N. Bernier, L. Bracke, L. Malet and S. Godet: