高强钢具有减轻设备重量、提高工作效率及使用寿命和降低原材料消耗等优点，在汽车、造船、海洋工程、管线、建筑结构、核电、压力容器、工程机械等领域的应用越来越多^[1-7]。

钢板的强韧性与显微组织密切相关，随着强度的提高，钢板的显微组织要求从铁素体珠光体组织转变为贝氏体组织。在促进贝氏体转变和增加强度上，B被看作是较为有效和经济的元素之一。研究表明^[8-11]，微量的B即可对钢的淬透性产生显著影响，且对其他性能影响较小。

本文利用热模拟试验机，对含B和无B高强钢的连续冷却相变规律进行研究，进一步阐明B对针状铁素体，粒状贝氏体和贝氏体铁素体组织的影响，分析其强化机制，为高强钢成分和工艺优化提供依据。

1 试验材料及方法

试验用钢采用150 kg真空感应炉冶炼，真空浇铸成150 mm厚的钢锭，其化学成分如表 1所列。1^#和2^#试验钢均为低C高Mn+Cr、Ni、Mo、Cu合金化+Nb、Ti微合金化成分设计，其中2^#试验钢添加了0.001 5%的B。

将钢锭放入箱式炉中加热到1 200 ℃后保温2 h，使合金元素充分固溶且原奥氏体晶粒不过分长大，然后在φ750 mm×550 mm双辊可逆式试验轧机上轧制，开轧温度（1 100±20）℃，由150 mm轧到70 mm，二开轧温度为（880±20）℃，由70 mm轧到15 mm，终轧温度为（810±10）℃，轧后采用20 ℃/s的冷速冷至（400±20）℃。

在试验钢厚度1/4处切取热模拟试样样条，加工后成品试样尺寸为{φ6 mm×12mm，然后在Gleeble-3800热模拟试验机上进行热模拟试验，试验方案如图 1所示。以10 ℃/s的加热速度将试样加热至1 150 ℃，保温300 s，完全奥氏体化后以5 ℃/s的冷却速度冷至850 ℃，保温30 s后用1 Hz的应变速率压缩试样，变形20%，等待5~10 s使形变奥氏体充分回复后分别以1、2、5、10、20、30 ℃/s的冷速将试样冷却至200 ℃以下，记录不同冷却条件下试样的热膨胀曲线。

在轧后钢板上取样，根据GB/T 228—2010标准要求制备拉伸试样，根据GB/T 229——2020标准要求制备夏比V型冲击试样，然后在型号为Instron 5585H的拉伸试验机上以4 mm/min的应变速度进行拉伸试验，在型号为Instron SI-IM冲击试验机上进行-40℃冲击试验。金相试样经研磨抛光、4%的硝酸酒精腐蚀后，在Carl Zeiss Axio Imager A1m光学显微镜下观察金相显微组织。

2 试验结果与分析 2.1 B对试验钢连续冷却转变规律的影响

1^#不加B和2^#加B试验钢热模拟试验后，经不同冷速冷却后的金相组织分别如图 2和图 3所示。这两种钢连续冷却转变后的显微组织均为多相混合组织，包含多边形铁素体（PF）、针状铁素体（AF）、粒状贝氏体（GB）和贝氏体铁素体（BF）。其中，多边形铁素体（PF）晶界光滑，是在较高温度、慢冷速下形成的组织。针状铁素体（AF）具有不规则的非等轴状铁素体形貌，粒度参差不一，形成温度低于多边形铁素体（PF），略高于粒状贝氏体（GB）^[12]。粒状贝氏体（GB）为铁素体基体上弥散分布着粒状或等轴状的残余奥氏体或马奥体（MA），由拉长的细小的铁素体晶粒束构成，板条状趋势及轮廓不明显。贝氏体铁素体（BF）是互相平行且带有高位错密度的细小板条状铁素体组织，板条界面是小角度晶界，若干平行排列的铁素体板条构成板条束，板条束界面是大角度晶界，BF晶粒尺寸较大，板条状趋势及轮廓明显，在板条内部边界上，有连续的金属相，如富碳的奥氏体、马氏体和MA。

1^#试验钢，在冷速为1 ℃/s时，显微组织主要由AF和PF组成，AF被PF围绕着，如图 2（a）所示。当冷速增至5 ℃/s时，显微组织主要为AF和少量的GB，图 2（a）相比，平均晶粒尺寸减小，如图 2（b）所示。当冷速增加至20 ℃/s时，组织包含有少量的AF和大量的GB，同时，原奥氏体晶界变得可见，如图 2（c）所示。冷速增至30 ℃/s时，组织主要是BF。BF在形状上与GB是不同的，它拥有平行的板条状铁素体和大量颗粒状或棒状渗碳体，且原奥氏体晶界清楚，如图 2（d）所示。

2^#试验钢冷速为1 ℃/s时，组织主要是AF和GB，如图 3（a）所示。当冷速增至5 ℃/s时，组织主要是GB和BF，且原奥氏体晶界变得可见，如图 3（b）所示。当冷速增至20 ℃/s，组织转变为大量的BF加少量GB，如图 3（c）所示。当冷速增加至30 ℃/s，组织主要为BF，原奥氏体晶界清晰，平均晶粒尺寸急剧减小，如图 3（d）所示。

根据热模拟试验获得不同冷速条件下的温度-膨胀量曲线，采用切线法求得试验钢的相变点，结合金相组织绘制出两个试验钢的动态CCT曲线，如图 4所示。两个试验钢连续冷却相变规律的共同点为：奥氏体开始相变温度和结束相变温度均随着冷却速度的提高而降低；相变组织依次为PF、AF、GB和BF，随着冷却速度提高，碳原子扩散变得困难，铁素体（PF、AF）组织相变区逐渐缩小，贝氏体（GB、BF）组织相变区逐渐扩大。

对比图 4（a）与图 4（b），可见B的添加使得相变温度点降低，导致奥氏体向铁素体的转变推迟，在最慢的冷速1 ℃/s的条件下，PF的形成被完全抑制，扩大GB和BF的转变范围至更低的冷速。根据目前关于B提高淬透性的理论可知^[13-14]，B在原奥氏体晶界处偏聚，一方面降低界面能，减少先共析铁素体的形核率，一方面占据了铁素体形核的有利位置，另外，B会堵塞C的扩散通道，提高过冷奥氏体的稳定性，抑制铁素体的形成。因此，微量的B可急剧地增强钢的淬透性，在较低的冷速下可抑制高温相变铁素体组织（PF和AF）的形成，促进低温相变组织（GB和BF）的形成。

2.2 B对试验钢组织性能的影响

图 5是不同B含量试验钢的轧态金相组织。1^#试验钢的组织为粒状贝氏体（GB）+少量针状铁素体（AF），2^#试验钢因B元素的加入，明显提升了钢板的淬透性，抑制了AF和GB的转变，组织为板条状的贝氏体铁素体（BF）+少量粒状贝氏体（GB）。

试验钢的力学性能如表 2所列，2^#试验钢的强度明显提高，伸长率和冲击韧性与1^#试验钢相当。随着B元素的加入，一方面由于B的原子半径较小，在铁素体内固溶引起强烈的晶格畸变，造成明显的固溶强化效果；另一方面，B元素抑制高温相变组织的生成，促进低温相变组织BF的生成，是2^#试验钢强度提高的主要原因。

3 结论

1）绘制了含B和不含B试验钢的CCT曲线，B可显著提高钢的淬透性，阻止准多边形铁素体（PF）形成，促进低温相变组织（AF、GB、BF）的形成。

2）不含B试验钢的轧态组织为粒状贝氏体（GB）+少量针状铁素体（AF），含B试验钢的轧态组织为板条状的贝氏体铁素体（BF）+少量粒状贝氏体（GB）。

3）B可显著提高试验钢的屈服强度和抗拉强度，但对伸长率和冲击韧性的影响不大。