随着国家基础建设的不断推进和大型工程项目对设备的高要求，工程机械正朝着大吨位、高性能方向发展，国内企业已研制出大吨位的工程机械设备，如千吨级起重机、百吨级挖掘机，出于减轻自重，保证安全性的要求，高强钢已被广泛应用于工程机械结构件的制造。工程机械常在严寒、酷暑、风雪雨雾等极端天气中作业，且工作载荷大，要求高强钢具有较高强度及疲劳强度以适应长期高负荷运转，良好的低温冲击韧性以满足低温环境使用，良好的耐磨性和耐腐蚀性以延长使用寿命等。国外许多大型钢铁企业均可以批量生产800MPa以上的高强度结构钢，而国内宝钢、鞍钢、武钢等企业都在积极开发高强度结构钢板，但仅有宝钢、鞍钢等少数企业在技术上相对成熟，其生产工艺流程如下：原材料准备与预处理-熔炼-连铸-精整-粗轧清坯-加热-热轧与冷轧-热处理-检验入库。受国内政策和设备更新换代、全球经济复苏和基础设施建设加快的影响，工程机械设备的需求量会逐年增高，因此工程机械用高强度结构钢板具有良好的市场前景。

目前一般采用微合金化、控轧控冷工艺来满足钢材高强度、高塑韧性、高疲劳寿命以及良好焊接性能的要求。张青学等研究了调质工艺对20mm 厚高强韧结构钢Q890E 组织性能的影响，结果表明试验钢在890～910℃淬火，500～650℃回火时，制备的钢材性能均能满足要求。王谋渊等研究了Q890 在高温下的蠕变性能，利用蠕变试验参数拟合了Field&Field 蠕变模型的参数，与试验曲线吻合良好。卢锐等研究了热变形对Q890D 连续冷却相变的影响，发现随着冷速增大，静态CCT 与动态CCT 组织的显微硬度逐渐增大。麻衡开发一种高性能Q890 钢板，其屈服强度达到900MPa，-40℃冲击吸收能量超过200J。相关研究表明可以通过等温淬火形成残余奥氏体、贝氏体来提高高强钢的韧性，抑制裂纹扩展，本文采用显微组织分析、硬度试验、拉伸试验、冲击试验、疲劳试验等方法研究不同淬火温度对Q890D 组织及力学性能的影响，指导制定Q890D 最佳的热处理工艺。

试样取自某钢厂生产的Q890D 板材，钢板厚度12mm，其化学成分如表1 所示。

1.2 热处理优化试验

对Q890D 进行热处理优化试验，热处理优化工艺如表2和图1所示，淬火时间均为1h，采用水冷至室温，回火温度550℃，回火时间2h，采用空冷至室温。

1.3 试验方法

利用线切割在板材横截面取金相试样，经240#-400#-800#-1200#砂纸研磨和金刚石喷雾抛光剂抛光后再用4%硝酸酒精溶液浸蚀10s，在Olympus PMES 型光学显微镜和Inspect S50扫描电镜下观察显微组织和晶粒度；根据GB/T230.1-2018，采用200HRS-150 数显洛氏硬度计在Q890D 试样横截面进行硬度测试，每点间隔3mm，标尺为HRC，载荷保持时间3s；根据GB/T 228.1-2021、GB/T 229-2020，分别在INSTRON 600MDX 万能拉伸试验机、JB-30B 低温摆锤冲击试验机测试Q890D 的强度及冲击功，在屈服强度以下拉伸速率为0.1mm/min，超过屈服强度后拉伸速率0.6mm/min，每组测试3 个试样取平均值；冲击试样尺寸为（55×10×10）mm，采用V型2mm缺口试样，冲击试验温度分别为20℃、0℃、-10℃、-20℃、-30℃、-40℃、-50℃，每个冲击温度下测试3个试样取平均值；根据GB/T3075-2021，利用INSTRON 8802 型疲劳试验机进行轴向疲劳试验，疲劳试样尺寸如图2 所示，采用正弦波加载，应力比0.1，频率10Hz，每个应力水平下测试3 个试样取平均值；利用Inspect S50 钨灯丝扫描电子显微镜对拉伸断口、疲劳断口进行分析。

从图3 中可以看出，优化前后的Q890D 组织均为回火索氏体+少量铁素体，这是由于淬火温度的选择直接影响调质钢板的性能，经过870~930℃淬火处理时，Q890D 均能达到奥氏体化，在随后冷却过程中转变为板条马氏体+残余奥氏体+少量铁素体，在550℃高温回火初期，马氏体中的过饱和碳原子析出，形成碳化物，大大减小了马氏体中α 相的晶格畸变，同时残余奥氏体逐渐转变为过饱和固溶体与碳化物；随着回火继续进行，Q890D 中的碳化物聚集长大，得到粒状碳化物与铁素体的机械混合物，即回火索氏体。但金相显微镜最高放大倍数为1000×，分辨率较低，无法进一步分析Q890D 的显微组织和晶粒度，故在扫描电子显微镜下进行再次分析，放大倍数为2000×，如图4 所示。经分析发现，试样的晶粒尺寸随着淬火温度的升高而增大，在870℃淬火时，Q890D 中合金元素未完全融入奥氏体中，部分合金碳化物钉扎在晶界处，阻碍晶粒长大，晶粒呈细小等轴状，但存在个别较粗大晶粒；在900℃淬火时，合金元素大部分融于奥氏体中，晶粒开始长大，但900℃淬火温度较低，无法提供足够的驱动力，因此900℃淬火后的Q890D 晶粒仍较细小；在930℃淬火时，较高的淬火温度为Q890D 提供了足够的驱动力，晶粒尺寸成倍增加，导致最终晶粒粗大。

2.2 洛氏硬度分析

从表3可以看出，随着淬火温度的升高，Q890D 的洛氏硬度均有所提高，且硬度均匀。这是由于870℃淬火温度较低时，合金元素无法完全融入奥氏体中，在随后的冷却过程中形成的碳化物较少，导致硬度较低；在900℃淬火时，大部分合金元素融入奥氏体中，在随后的冷却过程中形成的碳化物较多，所以3#硬度相对2#提高较多；在930℃淬火时，合金元素全部融入奥氏体中，在随后的冷却过程中形成的碳化物最多，所以4#硬度相对3#硬度有所提高。

2.3 拉伸及断口分析

Q890D 进行拉伸试验结果如表4和图5所示。根据霍尔—佩奇公式：

上述??0取决于晶体结构和位错密度，常数；K 与材料种类性质及晶粒尺寸有关，常数；d 为晶粒的平均直径。从公式可以看出，晶粒越大，材料的屈服强度越小。如果从晶粒尺寸角度的分析会得出，Q890D 的屈服强度随着淬火温度的提高。但当淬火温度由870℃升至900℃时，抗拉强度和屈服强度提高较多，这是由于合金元素的固溶以及第二相析出也会影响试样的强度。在870℃淬火时，Q890D 晶粒虽然细小，但其合金元素扩散能力较弱，无法进行大规模的固溶，因此在回火过程中第二相的析出较小，所以强度相对提高较少；在900℃淬火时，Mn、Ni、Cr、Mo 等合金元素的扩散能力增强，融入奥氏体中形成较多的碳化物，并提高了奥氏体的稳定性，在冷却过程中，部分奥氏体转变成板条马氏体。在随后的回火过程中，合金元素以碳化物的形式扩散析出，碳化物弥散均匀分布在基体上，再加上900℃淬火时Q890D 的晶粒未明显长大，较细的晶粒+弥散分布的碳化物共同导致Q890D 强度大幅提高。在930℃淬火时，合金元素的扩散能力继续提高，在随后的回火过程中形成更多的弥散分布的碳化物，但由于其淬火温度较高，晶粒尺寸较粗大，且其对强度的作用远大于第二相分布的作用，因此其强度有所降低。

图6 为Q890D的拉伸断口扫描图，宏观上断口表面颜色灰暗，粗糙不平，有剪切唇存在，为韧性断裂。微观上可以看出断口形貌由韧窝+撕裂棱组成，韧窝较浅，且断面均出现孔洞（裂纹），这属于微孔聚集型断裂，当应力超过屈服强度时Q890D 试样会产生塑性变形，在塑性变形过程中夹杂物与金属界面处会分离产生微孔，随着应力的持续，微孔聚集成孔洞，孔洞形成裂缝，直至Q890D 试样断裂。

2.4 冲击结果分析

Q890D 冲击试验结果如表5 和图7。从结果可以看出，经过热处理优化后Q890D 冲击功均提高，且随着淬火温度的提高冲击功先升后降，900℃淬火处理的Q890D 试样冲击功最优。从20℃至-30℃，Q890D 试样随着试验温度的降低其冲击功下降较少，说明在此温度范围内Q890D 的温度敏感度较小，经过热处理的Q890D 韧脆转变温度均在-40℃至-50℃之间。这是由于870℃淬火处理的Q890D 试样虽然晶粒尺寸较小，但其强度也低，从而抵抗外力冲击的能力较弱；900℃淬火处理的Q890D 试样强度最高，晶粒尺寸细小，具有较强的抵抗外力冲击的能力，因而具有最高的冲击功；随着淬火温度的继续升高，930℃淬火处理的Q890D 试样的晶粒尺寸会增大，从而使位错在移动过程中所受的阻力减小，导致受到冲击外力时容易断裂，具有较小的冲击功。

2.5 疲劳性能分析

Q890D 疲劳试验的结果如表6 所示。疲劳试验最大载荷为700MPa。从表6可知，热处理优化后的Q890D 轴向疲劳循环次数是未优化前的1.87 倍、3.47 倍和2.36 倍，表明热处理优化提高了Q890D 的疲劳性能。经扫描电镜分析发现，900℃淬火处理的Q890D 试样晶粒（3#试样）较未优化的提高1个级别，晶粒细化会提高材料的强度和塑韧性，同时900℃淬火处理的Q890D 试样析出较多弥散分布的碳化物，试样晶粒越细小，晶界就越多，位错集群中位错个数就越少，应力集中就越小。在位错在移动时，会遇到较多的晶界和弥散分布的碳化物阻碍位错移动，从而提高Q890D 的疲劳性能。

从图8（a）可看出，未热处理优化的Q890D 试样（1#试样）裂纹从气孔处萌生（A），裂纹向内部扩展形成疲劳扩展区（B 区），斜断面为瞬断区（C 区），位于主疲劳源的对面。图8（c）和图8（d）分别是裂纹扩展区和瞬断区，瞬时断裂断口形貌凸凹较大，具有韧窝特征，说明1#试样韧性较好。

从图9（a）可以看出，900℃淬火处理的Q890D 试样（3#试样）疲劳裂纹起始于试样表面，裂纹源沿断口周边分布（A 区），为多源特征。裂纹向内部扩展形成疲劳扩展区（B 区），该区约占整个断口面积的2/3，3#试样疲劳扩展区远大于1#试样，说明在相同载荷下3#试样可有效抵抗疲劳裂纹扩展，疲劳寿命高于1#试样，斜断面为瞬断区（C 区），位于主疲劳源的对面。图9（c）和图9（d）分别是裂纹扩展区和瞬断区，瞬时断裂断口形貌凸凹较大，具有韧窝特征，说明3#试样韧性较好。