摘要
近年来，桥梁耐候钢不断朝着高强度、高韧性、低屈强比、耐腐蚀和易焊接的方向发展，然而，桥梁耐候钢的屈服强度越高，其实现低屈强比和高韧性的难度就越大。为了考察不同热处理工艺对桥梁耐候钢的屈服强度、屈强比和低温韧性的影响，开发出综合力学性能优异的高性能桥梁耐候钢，本文采用OM、SEM等手段，并结合拉伸、低温冲击等实验，对比研究了TMCP、回火及调质工艺对桥梁耐候钢的微观组织、力学性能和屈强比的影响。研究表明：实验钢的轧态组由多边形铁素体和少量粒状贝氏体组成，屈服强度为515 MPa，抗拉强度为734 MPa，-40 ℃冲击功为46 J。经450~550 ℃回火后的组织相较于轧态组织更细小，粒状贝氏体中的M/A岛经回火后逐渐分解，使实验钢的韧性大幅提高，冲击功均高于210 J，但强度变化不明显；M/A岛分解后形成的大量渗碳体是实验钢屈强比没有显著提高的主要原因。此外，实验钢经920 ℃淬火和500~600 ℃回火后，回火索氏体的板条特征逐渐减少直至消失，渗碳体由带状转变为粒状且呈弥散分布，可获得750 MPa以上的屈服强度，且-40 ℃冲击功大于275 J，但屈强比较高在0.96以上。实验钢经500 ℃回火1 h时，可获得屈服强度高于500 MPa、屈强比低于0.80、-40 ℃冲击功大于240 J的高性能桥梁耐候钢。
Abstract
In recent years, bridge weathering steel has been continuously developed towards higher strength, improved toughness, lower yield ratio, enhanced corrosion resistance, and better weldability. However, the higher the yield strength of bridge weathering steel, the greater the difficulty in achieving low yield ratio and high toughness. In order to investigate and compare the effects of different heat treatment processes on the yield strength, yield ratio, and low-temperature toughness of bridge weathering steels, this study employs OM, SEM, and other analytical techniques, alongside tensile and low-temperature impact testing, to systematically compare the effects of thermomechanical controlled processing (TMCP), tempering, and quenching and tempering on the microstructure, mechanical properties, and yield ratio of the bridge weathering steels. The findings indicate that the rolled structure of the experimental steel comprises polygonal ferrite and a minor amount of granular bainite, with a yield strength of 515 MPa, tensile strength of 734 MPa, and impact energy of 46 J at -40 ℃. After tempering at 450-550 ℃, the microstructure becomes finer compared to the as-rolled state, and the M/A islands within the granular bainite progressively decompose, significantly enhancing the toughness of the experimental steel, with impact energy exceeding 210 J; however, there is no notable change in strength. The extensive formation of cementite following the decomposition of M/A islands is the primary factor preventing a substantial increase in the yield-to-tensile strength ratio of the experimental steel. Additionally, after quenching at 920 ℃ and tempering at 500-600 ℃, the lath characteristics of tempered sorbite gradually diminish and vanish, while cementite transforms from lamellar to granular and disperses. This process results in a yield strength exceeding 750 MPa and an impact energy greater than 275 J at -40 ℃, although the yield ratio exceeds 0.96. Tempering at 500 ℃ for one hour produces high-performance bridge weathering steel with a yield strength over 500 MPa, a yield ratio below 0.80, and an impact energy surpassing 240 J at -40 ℃.
随着交通运输行业的发展，桥梁耐候钢因其具有高强度、高韧性、低屈强比、易焊接以及耐腐蚀性好等特性，被广泛应用于跨海大桥和铁路工程[1-3]。近年来，国内外研究人员逐渐倾向于采用低碳控轧控冷（TMCP）工艺的设计，使得桥梁耐候钢获得具有良好力学性能的低碳贝氏体组织[4-6]。相较于早期设计的铁素体桥梁耐候钢，采用低碳粒状贝氏体可获得较高的屈服强度，而其中由M/A岛（Martensite and Austenite islands，马氏体与残余奥氏体组成的岛状组织）硬相和铁素体软相组成的结构有利于降低桥梁耐候钢的屈强比。但M/A岛的尺寸和分布较难调控，对TMCP参数的精确性要求较高，粗大的M/A岛容易造成钢板低温韧性的恶化。研究表明[7-8]，通过合理的热处理可以有效地提高钢材的综合力学性能；对于桥梁钢，通常采用的热处理工艺为回火（T）和调质处理（QT）[9-11]。
近年来，国内外学者致力于采用不同的热处理工艺提高桥梁耐候钢的力学性能。Rahman等[12]研究了热处理对低碳桥梁钢组织和力学性能的影响，结果显示，淬火工艺可以提高硬度和抗拉强度，但会降低韧性。而回火热处理不仅可降低残余奥氏体含量，还能够促进碳化物的析出，消除淬火带来的内应力，提升钢材综合力学性能。彭宁琦等[13]研究了TMCP+回火对高强韧桥梁耐候钢影响，结果表明，TMCP态的组织以板条贝氏体为主，回火后转变为粒状贝氏体，且原奥氏体晶界变得更清晰，回火后屈服强度均在730 MPa以上，但屈强比较高。杨颖等[14]研究了热处理工艺对C-Mn-Nb-V体系大厚度耐候桥梁钢组织特征及力学性能的影响，发现回火处理可以明显改善TMCP态钢板的综合力学性能。王刚等[15]研究了不同热处理工艺对Q500qD钢组织结构和性能的影响，发现采用正火、退火等热处理后获得的组织为铁素体和珠光体，其屈强比小于0.70，屈服强度在500 MPa以上。综上可见，国内外学者已对桥梁钢生产过程的热处理工艺进行了大量研究。然而，关于TMCP、回火以及调质工艺对桥梁耐候钢低屈强比与高强度、高韧性之间矛盾关系的综合对比研究鲜有报道。因此，研究不同热处理工艺对桥梁耐候钢的组织及力学性能的影响机理，并获得合理的热处理工艺参数，对高性能桥梁耐候钢的工业开发具有重要意义和应用价值。
为此，本文基于TMCP工艺获得了铁素体和粒状贝氏体组织相结合的低屈强比桥梁耐候钢，设计了不同的回火温度，探究回火和调质工艺对桥梁耐候钢组织及力学性能的影响，以期为高性能桥梁耐候钢的开发和生产提供理论依据和工艺指导。
1 实验
实验用Q500qENH耐候钢的化学成分如下（质量分数/%）：0.06C-0.35Si-1.29Mn-1.08（Cu+Ni+Cr）-0.073（Ti+Nb+V）-0.03Al-余量Fe。将尺寸为150 mm（长）×120 mm（宽）×120 mm（厚）的钢坯在轧机上经9个道次轧制成20 mm厚的钢板，具体轧制工艺为：120 mm→100 mm→80 mm→60 mm→45 mm→35 mm→28 mm→ 24 mm→22 mm→20 mm，而后采用NH/732B-G精密数控线切割机切出热处理毛坯试样，尺寸为10 mm×8 mm×8 mm。TMCP工艺为在1 250℃均热2 h，出炉去除氧化铁皮，粗轧开轧温度为1 140℃，粗轧终轧温度为1 060℃，精轧开轧温度为940℃，精轧终轧温度为815℃，空冷至开冷温度730℃，随后水淬至515℃，然后空冷至室温。回火工艺为在450、500、550℃回火1 h后空冷至室温。调质工艺为在920℃保温1 h后水淬，随后在500、550、600℃回火1 h空冷至室温，实验钢热处理工艺示意图如图1所示。
图1实验钢热处理工艺示意图
Fig.1Heat treatment process diagram of experimental steel
将线切割试样在研磨机上研磨抛光制备金相、扫描试样，而后采用体积分数为4%的硝酸酒精溶液进行腐蚀，其中：金相试样腐蚀时间为11 s，置于GX51型光学显微镜（日本，Olympus）下观察组织形态；扫描试样腐蚀时间为14 s，采用Gemini SEM500型扫描电镜（德国，ZEISS）下观察组织形态。拍摄10张以上OM图像，利用Photoshop软件对OM图像进行黑白对比度处理，再利用Nano-measure软件测量铁素体尺寸并计算其平均尺寸。采用Tecnai G2 F20型场发射透射电镜（TEM）观察复型样品中析出相的形貌及分布，通过透射电镜配置的GENESIS能谱仪（EDS）确定析出物的元素组成。拉伸实验在室温下进行，采用WDW-3100型电子万能实验机，拉伸速率为4 mm/min，试样按照GB/T6397标准规定加工而成。根据GB/T229—2020《金属材料夏比摆锤冲击实验方法》进行冲击实验，夏比冲击实验在-40℃环境下进行，采用V型冲击试样，缺口尺寸为2 mm（KV2），测试3个平行试样，取其平均值作为最终结果。为了简化表达，用轧态试样表示TMCP工艺试样，用T-X和QT-X分别表示回火和淬火回火工艺在X℃回火的试样。
2 结果与分析
2.1 显微组织
2.1.1 TMCP工艺
图2给出了轧态实验钢（TMCP）的组织。由图2（a）可知，实验钢的组织由多边形铁素体（F）和粒状贝氏体（GB）组成。前期研究表明[16]，该实验钢的过冷奥氏体向铁素体相变的温度约为760℃。本实验钢的精轧终轧温度为815℃，随后空冷至开冷温度730℃，由此可知，过冷奥氏体在水冷前已经发生先共析铁素体相变。此后，钢板经开冷温度层流冷却至终冷温度515℃，由于冷速较大，冷却时间很短，在此过程中先共析铁素体转变和珠光体转变受到抑制；同时，钢中存在的一定量的Mn、Cr和Ni等元素可提高奥氏体的淬透性，对珠光体转变也有一定的抑制作用，从而促使钢板在较低温度发生贝氏体相变[17]。其次，水冷的冷速相对较快，奥氏体中的碳原子来不及扩散导致其分布不均匀，从而形成了富碳奥氏体。随着温度的继续降低，一部分富碳奥氏体转变为马氏体，另一部分以残余奥氏体的形式得以保留[18]，从而形成了块状的M/A岛（图2（b））。在钢铁材料中，硬相组织决定抗拉强度，软相组织决定屈服强度[19]。实验钢中，M/A岛为硬相，铁素体为软相，“硬相+软相”结合的组织类型可以有效降低桥梁耐候钢的屈强比[9]。
图2TMCP态实验钢的组织
Fig.2Microstructure of experimental steel under TMCP process: (a) OM image; (b) SEM image
2.1.2 回火工艺
图3给出了回火态（T）实验钢的组织，图4为回火态组织中的M/A岛以及碳化物的SEM图像。由图3（a）~（c）可知，实验钢在450~550℃回火后的组织为铁素体和贝氏体。与轧态相比，回火态的铁素体晶界变得模糊。为了清晰地观察铁素体的变化，SEM表征前适当延长了试样的腐蚀时间，如图3（d）~（f）所示，铁素体晶界得以完整显现。
图3不同回火温度下实验钢的组织形貌
Fig.3Microstructure of experimental steel at different tempering temperatures: (a) , (d) 450℃; (b) , (e) 500℃; (c) , (f) 550℃
统计后可知，随着回火温度由450℃升高至550℃，实验钢中铁素体平均晶粒尺寸由10.21 μm降低至8.43 μm（图4（f）），表明铁素体在回火过程中发生了再结晶。此外，实验钢经450℃回火后，组织中绝大部分的M/A岛发生了分解，未分解的M/A岛尺寸相较于轧态时显著下降，而分解后的M/A岛形态类似于粒状珠光体，其中含有大量渗碳体（图4（a）~（c））。研究表明[20]，M/A岛的分解本质上是C元素重新分配的过程，M/A岛的碳含量远高于铁素体基体，因此，渗碳体的分布与未分解前的M/A岛的位置具有一定相关性。
图4回火态组织M/A岛及碳化物的SEM图像:（a）550℃时剩余M/A岛及EDS点;（b），（c）550℃碳化物SEM图像;（d），（e）对应区域的EDS能谱图;（f）铁素体平均晶粒尺寸
Fig.4Tempered microstructure M/A island and carbide SEM images: (a) remaining M/A island and EDS point at 550℃; (b) , (c) carbide SEM images; (d) , (e) EDS energy spectrum diagram of the corresponding area; (f) average grain size of ferrite
同时，由于回火时间较长（1 h），碳及合金元素扩散充分，因此，基体中弥散析出大量纳米级碳化物（图4（b）~（e））。随着回火温度的升高，M/A岛分解程度加剧，直至550℃时基本完全分解，剩余M/A岛尺寸相较于500℃回火也大大减小。
图5为实验钢500℃回火1 h的TEM图像及EDS能谱。
图5实验钢500℃回火1 h的TEM图像以及EDS能谱:（a）500℃回火TEM图像;（b）富Cu团簇;（c）Fe3C团;（d），（e）对应区域的EDS能谱
Fig.5TEM image of experimental steel tempered at 500℃ for 1 h and EDS energy spectrum: (a) TEM image tempered at 500℃; (b) Cu-rich cluster; (c) Fe3C cluster; (d) , (e) EDS energy spectrum diagram of the corresponding area
由图5可知，实验钢中出现了大量的纳米级富Cu团簇，这是因为高温下Cu属于固溶态，TMCP工艺下实验钢冷速较快，Cu原子扩散速度缓慢，虽然有一部分Cu原子析出，但大部分仍以固溶态存在于α-Fe中，而轧制和冷却过程中产生的大量位错与空位为过饱和Cu原子的析出提供了有利场所，从而使得回火过程中析出了更多富Cu相。此外，Cu原子难以进行长程扩散，容易聚集形成团簇状沉淀[21]。这些团簇内部除了Cu元素还存在Ti、Nb、C，可推测其为MC型的（Ti，Nb）C析出相（图5（d））。此外，随着奥氏体的富碳，其稳定性逐渐增强，最终演变呈岛状，且C在其中的分布并不均匀，加上晶界处缺陷比较多，会导致碳化物优先在此形核（图5（c），（e））[22]，这也就解释了图3（a）~（c）中边缘位置的渗碳体更加密集的现象。
2.1.3 调质工艺
图6给出了调质态（QT）实验钢组织的SEM图。如图6（a）~（c）所示，调质态实验钢的组织相较于轧态实验钢的组织变化显著（图2（a））。这是因为实验钢经920℃保温1 h后组织完全奥氏体化，随后，经淬火形成淬火马氏体。最终，经500~600℃高温回火后形成回火索氏体。当回火温度为500℃时，回火索氏体保留了一部分板条特征（图6（d））；随着回火温度由500℃升高至600℃，回火索氏体中的板条结构占比逐渐减少（图6（d）~（f）），600℃时板条结构基本消失，并且可以更加明显的观察到铁素体晶粒（图6（f））。
图6不同回火温度下调质态实验钢的组织形貌
Fig.6Microstructure of quenched and tempered experimental steel (different tempering temperature) : (a) , (d) 500℃; (b) , (e) 550℃; (c) , (f) 600℃
图7为不同回火温度下调质态实验钢的渗碳体分布及其EDS能谱。当回火温度为500℃时，渗碳体主要沿晶界聚集并呈带状分布（图7（a））；而当回火温度升高至550℃后，渗碳体呈弥散分布，并以长条状、球状为主（图7（b））；回火温度为600℃时，由于回火温度较高，原本球状的渗碳体以及长条状渗碳体数量相较于550℃有明显的减少，基体上出现大量弥散分布的粒状渗碳体（图7（b）~（d））。渗碳体为硬质相，几乎不会发生塑性变形，当外力施加时，细小而密集的渗碳体会阻碍位错运动，能够在一定程度上提高钢材的强度和硬度[23]。
2.2 力学性能
图8给出了轧态、回火态及调质态实验钢的强度和屈强比。在细晶强化、固溶强化和第二相强化的共同作用下，轧态实验钢具有较高的屈服强度（Rp0.2=515 MPa），而组织中较大尺寸的M/A岛硬相也使得抗拉强度（Rm=734 MPa）明显高于屈服强度（图2（b）），这是因为硬相占比越高，越有利于降低桥梁耐候钢的屈强比（0.74）[9]。低屈强比意味着桥梁钢在发生屈服后不会直接断裂，而是出现明显的变形，能够提高桥梁在服役过程中的安全性能。经450℃回火后，实验钢的屈服强度未发生明显变化，而抗拉强度略有降低。这是因为回火后实验钢的位错密度下降，位错强化效果减弱，而Ti、V等合金元素因扩散作用的增强而与C原子形成碳化物，使得沉淀强化效果增强，两种强化效果抵消，导致其屈服强度与轧态实验钢基本一致。同时，回火后M/A岛的分解导致组织中的硬相占比减少（图3（d）~（f）），抗拉强度有所降低。随着回火温度由450℃升高至550℃，实验钢的屈服强度由514 MPa提高至559 MPa。回火温度提高虽然能够通过降低位错密度来削弱位错强化，但回火过程中铁素体平均尺寸的减小也使得晶粒细化作用提高（图4（f）），加之实验钢中分布的大量纳米级富Cu相提高了第二相强化的作用（图5（a），（b）），这些因素使得实验钢的屈服强度得到提高。实验钢在450~550℃回火后的抗拉强度几乎没有下降，这是因为渗碳体的大量形成弥补了因回火后M/A岛分解造成的组织中硬相减少，这同样也是屈强比没有显著提高的重要原因[24]。
图7不同回火温度下调质态实验钢的渗碳体分布:（a）500℃;（b）550℃;（c）600℃;（d）对应区域的EDS能谱图
Fig.7Cementite distribution of mass experimental steel is downgraded by different tempering temperatures: (a) 500℃; (b) 550℃; (c) 600℃; (d) corresponding to EDS spectrum
图8TMCP、回火及调质态实验钢的强度和屈强比
Fig.8Strength and yield ratio under TMCP, tempering (T) and quenching tempering (QT) processes
调质态实验钢因其组织主要为回火索氏体，强度远高于铁素体和贝氏体，但屈强比（YR）较高（≥0.96）。这归因于调质态的组织类型单一，没有界限明晰的“软相+硬相”结构，屈服强度和抗拉强度接近。淬火后，随着回火温度由500℃升高至600℃，实验钢强度呈下降趋势，屈服强度由862 MPa降低至785 MPa，抗拉强度由846 MPa降低至760 MPa。其强度下降的原因有两方面：一方面，高温回火降低了位错密度，位错强化减弱；另一方面，随着回火温度的升高，固溶的C原子与Fe及其他合金元素结合而脱溶析出，导致固溶强化作用减弱[25]。
图9给出了轧态、回火态及调质态实验钢的-40℃冲击功（KV2）和延伸率（A）。由图9可知，轧态实验钢的KV2仅为45.7 J，主要是由于组织中的M/A岛粗大（图2（b）），在冲击载荷作用下，块状M/A岛尖端处容易产生应力集中，引发裂纹的生成，从而导致冲击韧性较差，冲击功较低[26]。在450~550℃回火后，回火态实验钢的KV2相较于轧态得到极大提高，冲击功均在210 J以上。原因有两个方面，其一是回火过程中铁素体发生了再结晶，随着回火温度的提升，铁素体平均晶粒尺寸由10.21 μm减小至8.43 μm（图4（f）），由于晶粒细化，回火工艺下实验钢的冲击功得到提高；其二是大块M/A岛的分解避免了冲击时的应力集中，故冲击韧性显著提高。调质态实验钢的冲击功均在275 J以上，主要归因于回火索氏体自身具有的高比例大角度晶界，大角度晶界能够显著阻碍裂纹扩展，且回火索氏体中没有粗大的硬质相作为裂纹的起源，因而具有较高的韧性[27]。此外，由于具有较高比例的多边形铁素体，轧态和回火态实验钢的延伸率均超过22%，而对于以回火索氏体为基体的调质态实验钢，其延伸率相对较低，仅在17%左右。
图9TMCP、回火及调质态实验钢的-40℃冲击功和伸长率
Fig.9Impact energy and elongation at-40℃ under TMCP, tempering (T) and quenching tempering (QT) processes
3 结论
1）轧态实验钢的组织为铁素体和粒状贝氏体。其屈服强度在500 MPa左右，而-40℃冲击功仅有46 J。软相和硬相组织的合理匹配使实验钢的屈强比低于0.80，但粒状贝氏体中的M/A岛粗大，导致低温冲击韧性较差。
2）轧态实验钢在450~550℃回火后，铁素体平均晶粒尺寸由10.21 μm降低至8.43 μm，屈服强度总体在500 MPa以上，强度相较于轧态略有提高，-40℃冲击功在210 J以上。渗碳体的大量形成以及富Cu相的弥散分布增强了第二相强化，抵消了M/A岛分解造成的硬相损失及回火工艺带来的软化效果，因此强度提升幅度较小。轧态实验钢采用500℃回火1 h的热处理工艺，可获得最佳的综合力学性能；屈服强度大于500 MPa，-40℃冲击功大于240 J且屈强比小于0.80。
3）调质态组织为回火索氏体。随着回火温度由500℃升至600℃，板条特征逐渐减少直至基本消失。带状以及球状渗碳体转变为弥散分布的粒状渗碳体，进而增加了实验钢的强度，加之调质态组织原有的组织特征，使得屈服强度有较大的提升。调质态实验钢的屈服强度总体在750 MPa以上，-40℃冲击功在275 J以上，但屈强比较高（≥0.96）。
4）轧态实验钢在450~550℃回火后强度基本保持不变，-40℃冲击功由46 J提升至210 J以上，伸长率略有下降；调质态实验钢相比于轧态实验钢强度提升较为明显，屈服强度最大提升近330 MPa，但实验钢屈强比较高（≥0.96）。
