采用两相区淬火+回火(L+T)、淬火+两相区淬火+回火(Q+L+T)和正火+回火(N+T)工艺，对实验室试制的低屈强比高强度结构钢进行系列热处理试验，并研究了3种热处理工艺对试验钢组织和性能的影响。结果表明，两相区淬火前，试验钢的初始组织及正火、淬火时冷却速率的差异决定了最终的组织性能，采用L+T工艺，试验钢的强度和屈强比最高；采用Q+L+T工艺，试验钢的屈强比略有下降，但强度却大幅下降；采用N+T工艺，试验钢的屈强比最低，强度与采用Q+L+T工艺相近。

随着国家经济建设的高速发展，对各类工程结构用钢的需求量越来越大，同时对其质量性能的要求也越来越高，不仅要求具有较高的强度，而且还需要良好的低温韧性、焊接性能、抗疲劳性能和抗断裂特性等。一般来说，在采用各种强化机制提高结构钢强度的同时，其屈强比将不可避免地上升，但对于某些具有特殊用途的工程结构，如桥梁、建筑、管线、海洋平台等，出于安全考虑，对结构钢的屈强比有严格要求。例如，欧洲和日本对建筑用钢的要求中包括屈强比分别小于0.91和0.80，我国建筑结构用钢标准GB/T19879—2005《建筑结构用钢板》将屈强比限定在0.80～0.85，但强度最高仅规定到YS460MPa级别。因此，为适应建筑结构用钢高强化的发展趋势，开发具有低屈强比、高韧性、良好焊接性能的高强度钢板具有重要的意义。

日本JFE采用Super-OLAC+HOP(超快冷+在线热处理)技术已成功开发出TS780MPa级低屈强比建筑结构用钢，但该工艺由于要求配备特殊的生产设备，因此尚未被其他企业所采用。目前，各单位在低屈强比高强钢的试制开发中仍多采用淬火+两相区淬火+回火(Q+L+T)、直接淬火+两相区淬火+回火(DQ+L+T)、直接两相区淬火+回火(DL+T)、缓慢冷却型淬火+回火(缓慢冷却型DQ+T)等工艺。本文针对TS>700MPa级低屈强比高强钢，通过特殊的化学成分设计，采用L+T、Q+L+T、正火+回火(N+T)等工艺，研究了不同热处理条件对试验钢组织和性能的影响，为该级别钢板的开发提供了试验依据。

1、试验材料及方法

试验用钢在150kg真空感应熔炼炉中冶炼，浇铸为150mm×150mm×420mm的钢锭，具体化学成分如表1所示。该钢采用低C、Mn的成分设计，配合适量Ni、Cr、Mo、Cu等的合金强化和Nb、Ti、V的微合金化，来获得高强度低屈强比性能，并具有较低的焊接裂纹敏感性指数(Pcm=0.24)。

表1试验钢的化学成分(质量分数，%)

试验钢锭经切割后在750mm二辊可逆式试验轧机上轧成30mm厚钢板，具体工艺参数为:加热温度1200℃、保温时间2h、开轧温度1050℃、终轧温度830℃，轧后通过水幕冷却装置快冷至110℃，冷速为15℃/s。

(a)760℃L+500℃T；(b)780℃L+500℃T；(c)800℃L+500℃T；(d)820℃L+500℃T

在轧制的钢板上切取尺寸为130mm×35mm×30mm的热处理试样，在箱式电阻炉中对试样进行L+T、Q+L+T和N+T处理，具体热处理工艺参数如表2所示。

对热处理试样进行组织性能检验，拉伸试样在厚度1/4处垂直于轧制方向取样，标距为8mm×40mm，按照GB/T228.1—2010《金属材料拉伸试验第1部分:室温试验方法》在Instron5585型材料拉伸试验机上进行拉伸试验；冲击试样在厚度1/4处平行于轧制方向取样，尺寸为10mm×10mm×55mm，加工成V型缺口，按照GB/T229—2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》在450J摆锤冲击试机上进行-20℃冲击试验；显微组织观察在CarlZeissAxio金相显微镜上进行。

3、讨论

研究发现，采用两相区淬火工艺时，试验钢的初始组织对试验钢后续的淬火组织和性能具有重要影响。对于L+T工艺来说，由于未进行完全奥氏体化过程，因此轧态组织对试验钢后续的两相区淬火组织产生了重要影响。在较低的两相区温度(760～780℃)淬火时，由于温度低，轧态组织的变形带仍清晰可见，仅在晶界处有1～2μm的奥氏体晶粒形成，这些奥氏体晶粒淬火后形成马氏体，而轧态组织中的大量贝氏体组织由于未经过完全奥氏体化而得以保留；随着两相区淬火温度升高，轧制过程中形成的变形带消失，但贝氏体组织仍有保留，如800℃淬火后，样品显微组织中仍有大量平行排列的板条状贝氏体铁素体存在。由于原始轧态组织对L+T工艺的影响，使得该工艺处理后的试验钢具有高的强度，同时屈强比也较高。对于Q+L+T工艺来说，由于试验钢在进行两相区淬火前已经进行了淬火处理，经过了完全奥氏体化的过程，轧态组织中的贝氏体组织在经过第一次淬火(910℃淬火)时，已经转变为马氏体，所以当再次加热至两相区进行第二次淬火时，原来贝氏体铁素体组织的基体消失，取而代之的是块状的铁素体组织，基体上弥散分布着M-A组元。与L+T工艺下的组织相比，块状的铁素体基体的强度要远低于平行排列的贝氏体铁素体基体的强度，这就造成了Q+L+T工艺下试验钢的强度和屈强比出现下降，但同时韧性、塑性略有改善。正火与淬火相比，其冷却速度明显降低，这也是导致试验钢采用N+T工艺与采用另外两种工艺处理后组织和性能存在较大差异的原因。对于N+T工艺来说，在较低的正火温度(760～820℃)下，虽然试验钢也未经过完全奥氏体化过程，但与L+T工艺相比，正火冷却速度要远低于淬火的冷却速度，原来轧态组织中贝氏体的强化作用经过760～820℃的正火处理已消失殆尽，因此与L+T工艺相比，试验钢的强度也明显降低；当正火温度为860℃时，试验钢发生完全奥氏体化，空冷时由于冷却缓慢，导致奥氏体转变为粒状贝氏体组织，使得试验钢强度提高，同时韧性和塑性降低。当正火温度为900℃时，奥氏体化温度高，加之冷却缓慢，试验钢中出现了大量的多边形铁素体，从而使试验钢的强度和屈强比出现大幅的降低，同时韧性和塑性出现明显改善。综上所述，由于试验钢在3种工艺处理时初始组织和冷却速率等因素的不同造成了最终强度、韧性、塑性及屈强比的差异。

4、结论

1)由于两相区淬火前的初始组织及正火、淬火时冷却速率的差异，采用两相区淬火+回火(L+T)工艺，试验钢的组织主要为颗粒状马氏体和板条状平行排列的铁素体；采用淬火+两相区淬火+回火(Q+L+T)工艺，试验钢的组织主要为颗粒状的马氏体、多边形的铁素体以及其上分布的大量的M-A组元；采用正火+回火(N+T)工艺，试验钢中无大尺寸颗粒状马氏体形成，主要组织为粒状贝氏体和铁素体(板条状铁素体或多边形铁素体)。

2)采用两相区淬火+回火(L+T)工艺时，随着两相区淬火温度的变化，试验钢强度、伸长率和-20℃冲击吸收能量变化并不十分明显，仅在820℃时有较大变化；采用淬火+两相区淬火+回火(Q+L+T)工艺时，试验钢强度和屈强比随两相区淬火温度的升高均呈递增趋势，伸长率呈递减趋势，-20℃冲击吸收能量除820℃有降低外，变化不明显；采用正火+回火(N+T)工艺时，当正火温度处于两相区(760℃、820℃)时，试验钢具有良好的强度和韧塑性配合，且屈强比较低。

3)3种热处理工艺中，采用L+T工艺，试验钢的强度最高，同时屈强比也较高；采用Q+L+T工艺，屈强比略有下降，但强度明显下降；采用N+T工艺，试验钢的屈强比最低，强度与采用Q+L+T工艺相近。

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