Q550D钢为屈服强度550 MPa级的低合金高强度钢，其构件以中厚板为主，广泛应用于油气管线、工程机械、桥梁、舰艇、煤矿液压支架等诸多领域^[1-2].近年来，煤机支架用钢量显著增长，由于煤矿支架用钢使用环境恶劣，GB/T 1591—2008对其屈服强度的要求不低于550 MPa，抗拉强度介于670~830 MPa之间，断后延伸率大于16%，-20 ℃冲击功不小于47 J，且要有良好的焊接性能^[3-4].目前Q550D中厚板的制备工艺路线采用低碳Nb微合金化并复合添加昂贵合金元素Ni, Mo, Cr, Cu等，为了提高钢板组织性能的均匀性，需要采用较低的轧制温度结合淬火回火工序，增加了轧机负荷，延长生产周期，为了获得贝氏体组织，低终冷温度为后续矫直工艺增加了难度^[5-6].

我国V储量丰富，V与N具有很强的亲和力，在V-N钢中，奥氏体区应变诱导析出的VN促进晶内铁素体的形核，细化晶粒，在低温相变区形成的纳米尺度VC析出物可以起到显著的析出强化作用^[7-8].因此采用V-N微合金化结合控轧控冷工艺生产非调质高强钢的工艺方法制备Q550D中厚板具有显著的经济效益，现阶段低碳V-N微合金中厚板的工业化实践还未见报道.为了应对煤矿液压支架恶劣的工作环境及对综合力学性能的苛刻要求，本文根据既提高钢板性能又节能降耗的原则，以微合金化结合控轧控冷 (TMCP) 工艺，成功地开发出了V-N微合金化高强度Q550D中厚板，并对其组织性能进行了分析讨论.

试验采用220 mm厚的连铸坯轧制成20 mm×2 600 mm规格的Q550D中厚板，其生产工艺流程：连铸坯→上料→加热炉加热→除磷机除磷→四辊可逆轧机轧制→加速冷却系统 (ACC)→热矫直→冷床空冷→切定尺→入库.Q550D中厚板冷却工艺参数见表 1，化学成分见表 2.

表 1(Table 1)

表 1 试验钢控轧控冷工艺参数 Table 1 Thermo mechanical control process (TMCP) parameters of test steel 开轧温度/℃ 二次开轧温度/℃ 待温厚度/mm 终轧温度/℃ 开冷温度/℃ 终冷温度/℃ 1 020~1 050 850~900 60 800~850 750~780 550~600

表 1 试验钢控轧控冷工艺参数 Table 1 Thermo mechanical control process (TMCP) parameters of test steel

表 2(Table 2)

表 2 试验钢的化学成分 (质量分数) Table 2 Chemical compositions of test steel (mass fraction) % C Si Mn S P Als V Ti N 0.06~0.12 0.31 1.2~1.8 0.005 0.012 0.025 0.06~0.1 0.005~0.01 0.12~0.18

表 2 试验钢的化学成分 (质量分数) Table 2 Chemical compositions of test steel (mass fraction)

由GB/T 712—2011知，碳当量C_eq和冷裂纹敏感性指数P_cm的计算式分别为^[9]：

(1)

(2)

碳当量法可初步判断焊接性能的好坏，但无法准确测定焊缝处的冷裂纹倾向^[10]，因此采用冷裂纹敏感指数P_cm作为试验钢焊接冷裂纹敏感性的评判指标.

由式 (1) 和 (2) 计算可知，试验钢的碳当量C_eq=0.37%，冷裂纹敏感指数P_cm=0.195 3%.根据钢铁材料可焊性的判据可知，当C_eq≤0.45%时，钢的焊接性好，当P_cm≤0.25%时，冷裂纹倾向小^[11]，因此试验钢低C成分设计具有较好的可焊接性.

Q550D中厚板冷却至室温后，分别在厚度方向距边部1/8, 1/4和1/2处切取金相试样，经砂纸逐级打磨至2000CCR/R，抛光后用4%的硝酸酒精溶液腐蚀，然后采用Leica DM 2500M型光学显微镜 (OM) 和Zeiss Ultra 55扫描电镜 (SEM) 观察其显微组织形貌；在厚度方向距边部1/4处切取直径为3 mm的薄片，研磨至50 μm后，使用双喷电解抛光仪将试样在-20 ℃, 8%的高氯酸酒精溶液中电解抛光，在FEI Tecnai G² F20透射电镜 (TEM) 下观察精细组织、析出物的形貌及EDX成分能谱分析；沿中厚板轧制方向按照GB/T 228—2002切取标距长126 mm、宽25 mm的全厚度拉伸试样，用万能拉伸试验机以3 mm/min的速度在室温下进行拉伸试验，拉伸性能为两个试样的平均值；Charpy冲击试验按照GB/T 229—1994，试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm，V型缺口深度为2 mm，冲击温度分别为-20, -40和-60 ℃，冲击性能为三个试样的平均值.

试验钢厚度方向不同位置的显微组织如图 1所示，试验钢1/8, 1/4和1/2厚度位置的显微组织均由多边形铁素体和针状铁素体组成.表面至心部的平均晶粒尺寸逐渐增大，这是由钢板表面变形量大、冷却速度快造成的.利用Image Pro-Plus软件，可计算出试样中各相的质量分数^[12].在1/8厚度处，组织由30%的细晶多边形铁素体和70%的针状铁素体组成.平均晶粒尺寸4~5 μm的多边形铁素体在原奥氏体晶界形核并长大，细小的针状铁素体板条在原奥氏体晶内形核，未发现粗大的渗碳体颗粒.在1/4厚度处，组织由65%的多边形铁素体和35%的针状铁素体组成，多边形铁素体的平均晶粒尺寸为6~10 μm，与1/8厚度处相比，1/4厚度处针状铁素体的质量分数相对减少，针状铁素体板条没有明显粗化.在1/2厚度处，组织由70%的多边形铁素体和30%的针状铁素体组成，多边形铁素体较1/8和1/4厚度处粗化，晶粒尺寸为8~12 μm，中心偏析处针状铁素体仍具有细小的板条.

图 1(Fig. 1)

图 1 试验钢厚度方向不同位置的显微组织 Fig.1 Microstructures at different positions along thickness of test steel (a)—1/8厚度处；(b)—1/4厚度处; (c)—1/2厚度处.

试验钢厚度方向不同位置的针状铁素体的SEM精细形貌如图 2所示，由表面至心部针状铁素体板条略有粗化.针状铁素体由相互交织的板条和细小的M/A岛组成，针状铁素体的板条间距为0.5~1 μm，M/A岛尺寸小于1 μm.多边形铁素体基体和针状铁素体板条上弥散分布着两种尺寸类型的析出物，尺寸分别为20~30 nm和小于10 nm.研究表明，20~30 nm的 (Ti, V) N析出物中富N，由于应力诱导析出作用形核于奥氏体区，对针状铁素体的形核具有显著的促进作用.纳米尺度V (C, N) 析出物中富C，形核于终冷后的铁素体相变区^[13-14].

图 2(Fig. 2)

图 2 试验钢厚度方向不同位置的针状铁素体的SEM精细形貌 Fig.2 SEM images of acicular ferrite at different positions along thickness of test steel (a)—1/8厚度处；(b)—1/4厚度处; (c)—1/2厚度处.

试验钢1/4厚度处的透射电镜显微照片及析出物成分如图 3所示.在多边形铁素体中含有较高密度的位错，如图 3a所示.针状铁素体由相互交织的板条组成，板条宽度为0.3~1 μm，且其中含有较高密度的位错线，如图 3b所示.由图 3c可知，20~30 nm的球状析出物为 (Ti, V) N，(Ti, V) N析出物于高温奥氏体区形核，为晶内针状铁素体提供了有效的形核点.3~5 nm的析出物均匀弥散地分布在多边形铁素体和针状铁素体基体上，析出物粒子间距在15~50 nm之间不等 (图 3d).结合EDX能谱分析可知，析出物为VC，纳米尺度的VC析出物是在铁素体相变区形成的.试验钢快速冷却后终冷温度在550~600 ℃之间，高过冷度为析出物的形核提供了较大的驱动力，而且在550~600 ℃原子扩散系数较低，VC析出物未发生明显的粗化，尺寸大多在3~5 nm.

图 3(Fig. 3)

图 3 试验钢1/4厚度处透射电镜照片及析出物成分 Fig.3 TEM images at position of 1/4 thickness of test steel, associated with chemical composition of precipitates (a)—多边形铁素体；(b)—针状铁素体; (c)—20~30 nm析出物及化学成分；(d)—纳米级析出物及化学成分.

TMCP后V-N微合金化Q550D中厚板的拉伸屈服强度、抗拉强度、断后伸长率分别为651 MPa，733 MPa，18.0%，达到了GB/T 1591—2008对其强度和塑性的要求，且有101 MPa的强度富余量.Charpy冲击试验结果如图 4所示，-20，-40，-60 ℃的冲击功分别为170，105，60 J，随着冲击温度的降低，冲击功下降，但未发现明显的韧脆转变温度拐点，因此试验钢的韧脆转变温度低于-60 ℃，即始终处于冲击韧性的上平台区，低温冲击韧性远高于国标要求.

图 4(Fig. 4)

图 4 试验钢不同冲击温度下的冲击功 Fig.4 Impact work of test steel at different temperatures

试验钢通过低碳V-N微合金化成分设计，结合再结晶区及未再结晶区两阶段控制轧制及轧后快速冷却工艺，获得了细晶多边形铁素体及针状铁素体组织，拉伸性能及低温冲击性能优异.

试验钢的强化机制主要为细晶强化、析出强化、位错强化、固溶强化和组织强化.

1) 细晶强化.Q550D中厚板在高温再结晶区轧制时，利用再结晶细化原奥氏体晶粒，在部分再结晶区待温，避免混晶组织形成.未再结晶区轧制形成大量亚晶界、变形带、位错、空位等缺陷，为低温相变组织提供大量的形核点，终轧后利用ACC冷却系统，将试验钢板快速冷却至550~600 ℃，细化晶粒，从而提高试验钢的强度.

2) 析出强化.试验钢采用V-N微合金化，在低温铁素体区析出富C的纳米尺度V (C, N) 析出物，高质量分数的细小的V (C, N) 析出物与针状铁素体内部高密度位错交互，形成显著的析出强化作用.

3) 固溶强化.试验钢中Mn的质量分数控制在1.2%~1.8%之间，Mn原子作为置换固溶原子，起到了固溶强化作用.

4) 针状铁素体的组织强化作用.Mn元素扩大了奥氏体相区，从而降低了奥氏体的分解温度，终轧后配合ACC冷却系统，抑制了粗大先共析铁素体的形成.奥氏体中应力诱导析出的20~30 nm的 (Ti, V) N析出物，促进针状铁素体的形核.针状铁素体的精细板条和高密度位错起到显著的组织强化作用.

试验钢韧化机制主要为晶粒细化和针状铁素体组织的形成.冲击韧性取决于裂纹形成功和裂纹扩展功.试验钢采用了低C的成分设计，避免了粗大渗碳体和脆性M/A岛的形成，增加了裂纹形成功，在一定程度上改善了材料的韧性.多边形铁素体晶粒细化可大幅度降低材料的韧脆转变温度，晶粒尺寸越细小，晶界就越多，裂纹扩展至晶界时的阻力会增大，所需裂纹扩展功就越大，冲击功就越高，韧性就越好.另外，试验钢板表面至心部全厚度上均存在晶内形核的针状铁素体组织，其晶界多为取向差较大的大角度晶界，组织中大角度晶界比例越高，材料的冲击韧性越好.当组织中含有一定数量的针状铁素体时，裂纹在扩展过程中将受到彼此咬合、相互交错的针状铁素体的阻碍，甚至终止解理裂纹的扩展，提高材料的冲击韧性.

1) 经TMCP工艺生产的20 mm厚的V-N微合金化Q550D中厚板显微组织为多边形铁素体+针状铁素体，表面至心部的平均晶粒尺寸逐渐增大，针状铁素体含量逐渐减少.20~30 nm的 (Ti, V) N及小于10 nm的V (C, N) 析出物弥散分布在多边形铁素体和针状铁素体基体上.针状铁素体由相互交织的板条组成，且其中含有较高密度的位错线.

2)  V-N微合金化Q550D中厚板屈服强度、抗拉强度、断后伸长率分别为651 MPa，733 MPa，18.0%，达到了国标对其强度和塑性的要求，且有101 MPa的强度富余量.细晶强化、析出强化、位错强化、固溶强化、组织强化为主要的强化机制.

3)  V-N微合金化Q550D中厚板-20 ℃，-40 ℃，-60 ℃时的冲击功分别为170，105，60 J，韧脆转变温度低于-60 ℃，冲击韧性优异.低C成分设计、晶粒细化、针状铁素体的形成为主要的韧化机制.