控制轧制与控制冷却(Thermo-Mechanical Control Process，TMCP)技术因其能够改善钢材综合力学性能，缩短工艺流程、降低成本、节约资源和能源，被广泛应用于热轧钢铁产品生产领域^{[1, 2]}。近年来，超快速冷却对改善热轧产品组织性能的重要作用逐步为研究人员所重视^[3-5]。在超快速冷却条件下细晶强化、析出强化等强化机制可以发挥综合强化作用^{[6, 7]}，从而改善产品综合力学性能。低碳贝氏体高强钢通常采用两种成分设计路线进行生产：第一，以铜的析出强化为主，成分体系中一般含有Mn，Cu，Mo等。为了减少高温裂纹，通常需要加入昂贵的合金元素Ni，合金成本很高^[8]。第二，以中温转变组织的相变强化为主，具有细化的显微结构及较高密度位错。通常采用Mn-Nb-B成分设计生产低碳贝氏体高强钢^{[9, 10]}。Nb原子对相界具有拖拽作用，使得晶粒在连续冷却过程中很难长大。同时，Nb的碳氮化合物析出粒子对变形奥氏体的回复再结晶具有强烈阻碍作用，有利于奥氏体相变后获得均匀细小的贝氏体晶粒。B主要是通过偏聚在奥氏体晶界上来发挥作用，阻碍铁素体在晶界上形核，提高钢的淬透性，促进贝氏体相变进行^[11]。研究表明Nb-B的复合作用效果远大于Nb, B单独添加时作用效果的简单加和^{[12, 13]}。本工作采用Mn-Nb-B系减量化成分设计，研究热变形行为和冷却行为对低碳贝氏体高强钢的组织性能作用规律，探索超快速冷却工艺条件下低成本低碳贝氏体高强钢的强化机理，获得节约型高强工程机械用钢最优的生产工艺路线。

1 实验材料与方法 1.1 连续冷却实验

实验钢所用坯料化学成分如表 1所示。

在MMS-300热模拟试验机上进行实验，将试样以10℃/s的速率加热到1200℃，保温3min，以5℃/s的速率冷却至850℃，保温20s后分别以0.5，1，2，5，10，20，30，40℃/s的冷却速率冷却到室温。记录冷却过程中的膨胀曲线，结合金相分析，绘制实验钢静态CCT曲线，如图 1所示。

将试样以10℃/s的速率加热到1200℃，保温3min。以5℃/s的速率冷却到1050℃后变形，应变速率为5s^-1，应变量为0.3。之后将试样以5℃/s的速率冷却到850℃，进行第二次变形，应变速率为5s^-1，应变量为0.3。最后分别以0.5，1，2，5，10，20，30，40℃/s的速率冷却到室温，记录冷却过程中的膨胀曲线，结合金相分析，绘制实验钢动态CCT曲线，如图 2所示。

将试样于距热电偶1/2R处沿轴向剖开，经研磨、抛光，用4%(体积分数)硝酸酒精溶液腐蚀后，在DMIRM光学显微镜上观察剖面金相组织。采用FM-700显微硬度测试仪测定剖面中部的硬度值。采用线切割将试样切取0.6mm的薄片，经机械减薄和电解双喷制备成TEM试样，电解双喷液为10%(体积分数)的高氯酸溶液，双喷条件为：电压U=60~70V，电流I=70~80mA。在Tecnai-G² F20透射电子显微镜上观测试样显微组织。

1.2 工业热轧实验

与实验钢采用相同化学成分的低成本高强工程机械用钢的工业试制和生产在国内某2800mm中板生产线进行。该生产线轧后冷却系统采用倾斜射流冲击冷却技术，通过流量和压力调节实现冷却能力的大范围控制(见图 3)，满足常规加速冷却工艺和超快速冷却工艺需求，可以实现大强度冷却条件下的良好冷却均匀性，这为产品的试制和生产提供了有利条件。

结合生产线工艺特点，制定控制轧制与超快速冷却相结合的生产工艺路线。加热温度确定为1200℃，保温时间4h，粗轧、精轧分别在1000~1100℃，850~950℃温度区间内进行，中间待温厚度为58mm，成品厚度25mm，终轧温度为850℃，终冷温度控制在500~550℃之间，平均冷却速率为30℃/s，冷却后钢板进行堆垛缓冷处理。

2 结果与分析 2.1 静态和动态CCT曲线分析

图 4所示为所绘制的实验钢静态和动态CCT曲线。分析可知，高温热变形和冷却速率对实验钢CCT曲线和微观组织产生重要影响。静态CCT曲线和动态CCT曲线均由高温转变区和中温转变区两部分组成。变形促使实验钢相变开始温度和终止温度向左上方移动。这是由于变形使奥氏体内部缺陷增多，位错密度增大，储存能升高，相变驱动力增加^{[14, 15]}。冷却速率对实验钢相变过程和相变产物具有重要影响。随着冷却速率增大，相变开始温度和终止温度有下降趋势。由图 5可知，随着冷却速率增大相变产物依次为铁素体珠光体(F+P)、粒状贝氏体(GB)、针状铁素体(AF)和板条贝氏体(LB)。对图 5中变形试样相变后组织进行分析可知，当冷速为0.5℃/s时，组织以(准)多边形铁素体、粒状贝氏体和少量珠光体为主，维氏硬度为180；当冷却速率为2℃/s时，组织类型变化明显，转变产物为粒状贝氏体和少量铁素体，维氏硬度为201；当冷却速率达到10℃/s时，组织由粒状贝氏体、板条贝氏体及针状铁素体组成，组织维氏硬度为228；当冷却速率达到30℃/s时，组织以板条贝氏体为主，维氏硬度为274。分析可知，当冷却速率较小，奥氏体过冷度小，转变温度高，各种元素的扩散能力强，部分奥氏体发生了扩散型相变，变形后室温组织中有先共析铁素体和一定量的粒状贝氏体。随着冷速的加大，铁素体数量减小直至消失，粒状贝氏体数量增多。随着冷速进一步增大，粒状贝氏体数量减小，部分针状铁素体交错排列，板条贝氏体数量增加。对比未变形试样和变形试样显微组织可知，变形后试样相变组织明显细化。

2.2 组织形貌及力学性能分析

工业试制的热轧产品力学性能如表 2所示，其屈服强度和抗拉强度分别达到678MPa和756MPa，伸长率A₅₀为33%，-20℃低温冲击功为261J。

对钢板表面、1/4处、心部3个位置进行取样分析，如图 6所示，钢板组织均由粒状贝氏体、针状铁素体和板条贝氏体组成，组织分布较为均匀，基体组织中分布着颗粒细小的点状和粒状M/A岛。钢板轧后所经历的大强度冷却是产品获得上述组织形貌的最主要因素。如图 7所示，在超快速冷却条件下轧后钢板迅速冷却至贝氏体相变区域，过冷奥氏体向粒状贝氏体、针状铁素体和板条贝氏体转变。同时，在高冷却速率条件下，碳原子没有充足的时间进行扩散，相界处碳原子浓度很高。高冷却速率提高了贝氏体形核率，贝氏体板条束宽度减小，形成组织细小、分布弥散的M/A岛。这些弥散、细小M/A岛组织将有效提高产品强度，同时不恶化产品韧性^{[16, 17]}。产品组织具有明显的未再结晶区变形特征，精轧阶段多道次累积压缩使得奥氏体晶粒被拉长，晶界面积扩大，形成沿轧制方向拉长的“饼形”形貌。同时，变形使晶内形成大量位错和变形带，奥氏体畸变能升高为轧后冷却过程中相变提供更多的形核点，促使了相变组织细化。

由于轧后冷却过程中钢板表层至中心各部位所经历的冷却路径不同，其组织形貌也存在着细微的差异。钢板表面板条贝氏体和针状铁素体所占比例较大，组织更为均匀细小。相对而言，钢板内部组织晶粒尺寸略显粗大。如图 7所示，钢板表层在超大冷却速率作用下迅速通过针状铁素体区域，进入低温的板条贝氏体相变区域，因此其组织形态为针状铁素体、板条贝氏体为主和少量粒状贝氏体的组织组成。相对而言，钢板内部组织在粒状贝氏体区域和针状铁素体区域停留了较长的时间，因此粒状贝氏体和针状铁素体所占比例较大。

利用透射电镜对试制钢进行观察，如图 8所示，在超快速冷却工艺条件下，贝氏体板条束细小，基体组织中存在大量位错，位错线相互交错可以在一定程度上增大位错的滑移阻力。板条束间分布着颗粒细小的点状和粒状M/A岛，M/A岛为硬质相，而且这些以细小弥散方式析出的M/A岛能够与位错发生交互作用，阻碍位错运动，以弥散强化的方式提高钢的强度。基体组织内部弥散分布着均匀细小的纳米级析出相，能谱分析表明其主要为(Nb, Ti)(C, N)析出相。分析析出相分布形态可知，这些无规则弥散分布的细小析出相析出于强冷之后的堆垛缓冷过程中。根据Ashby-Orowan理论，这些细小析出相是硬质相，不易变形，能够阻止位错的移动，起到析出强化作用^[19]。

3 结论

(1) 实验钢采用Mn-Nb-B减量化成分设计，在奥氏体连续冷却转变过程中，在3~40℃/s的冷却速率范围内得到不同形态的贝氏体组织。对比动态CCT曲线和静态CCT曲线可知，热变形促进了相变转变温度提高及组织细化。

(2) 采用基于超快冷技术的控轧控冷工艺，终轧温度控制为850℃，终冷温度为500~550℃，平均冷却速率为30℃/s，之后堆垛缓冷处理。试制钢板的屈服和抗拉强度达到678MPa和756MPa，伸长率A₅₀为33%，-20℃低温冲击达261J，实现了低成本高强工程机械用钢的工业化生产。

(3) 在超快速冷却条件下，钢板表层至心部相变组织由分布较为均匀的贝氏体组织组成。由于冷速较大，钢板表层组织更为细化。基体组织内分布着尺寸细小的M/A组元，并存在大量纳米级微合金碳氮化物析出。细晶强化、析出强化等综合强化机制是获得产品良好综合力学性能的主要手段。