軋制加熱溫度對(duì)高強(qiáng)度低合金鋼組織及沖擊性能的影響

陳 剛， 羅小兵， 柴 鋒， 楊才福， 張正延， 楊 麗

(1. 鋼鐵研究總院有限公司 工程用鋼研究院, 北京 100081；2. 清華大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 北京 100084)

高強(qiáng)度低合金(HSLA)鋼采用降C加Cu的成分設(shè)計(jì)，以其優(yōu)良的強(qiáng)韌性和焊接性能，廣泛應(yīng)用于造船、管線和采油平臺(tái)等領(lǐng)域[1-4]。近些年為保障海洋資源的開發(fā)，船體結(jié)構(gòu)用鋼朝著高速化、大型化的方向發(fā)展。由于特殊的極地服役環(huán)境，對(duì)船體結(jié)構(gòu)用鋼的強(qiáng)韌性提出了更高的要求。而對(duì)于以Cu沉淀強(qiáng)化鋼為代表的船體結(jié)構(gòu)鋼，針對(duì)其強(qiáng)度升級(jí)和強(qiáng)韌化機(jī)理的研究一直是該領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)[5-6]。HSLA鋼采用超低C的成分設(shè)計(jì)，雖然降低了碳當(dāng)量，改善了鋼板的焊接性能，但是C和部分其他合金元素含量的降低對(duì)鋼的淬透性造成了較大的影響。同時(shí)海洋工程的開發(fā)需要用到更多大厚規(guī)格的鋼板，而厚板的生產(chǎn)過(guò)程中由于軋制不同位置處的變形量不同、淬火冷速的不同等都會(huì)顯著影響其顯微組織，從而造成性能的不均勻性，導(dǎo)致韌性控制問(wèn)題比強(qiáng)度更為突出[7-9]。

鋼的軋制工藝是影響鋼板性能的關(guān)鍵工序，其決定了鋼板的變形過(guò)程，從而影響了鋼板的表面和心部變形程度的差異，最終會(huì)對(duì)鋼板的性能產(chǎn)生影響。一般情況下，較低的軋制加熱溫度有利于細(xì)化鋼的原始奧氏體晶粒尺寸。然而奧氏體晶粒尺寸的大小同時(shí)又會(huì)影響軋制過(guò)程中的相變過(guò)程。對(duì)于HSLA鋼，相變后的組織類型、大角度晶界密度、板條寬度、殘留奧氏體含量和M/A島形態(tài)及分布均會(huì)影響鋼的韌性[10-11]。本文利用掃描電鏡(SEM)、電子背散射衍射(EBSD)及透射電鏡(TEM)研究了不同軋制加熱溫度條件下HSLA鋼的相變組織和板條亞結(jié)構(gòu)的變化規(guī)律，探究其與低溫韌性的關(guān)系。通過(guò)統(tǒng)計(jì)不同軋制加熱溫度條件下試驗(yàn)鋼的原始奧氏體晶粒尺寸、M/A島的尺寸分布及大小角度晶界密度的變化趨勢(shì)，分析了不同軋制加熱溫度下HSLA鋼中相變組織及亞結(jié)構(gòu)對(duì)韌性的協(xié)同影響機(jī)制。

1 試驗(yàn)材料及方法

HSLA試驗(yàn)鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.05C、0.67Mn、0.21Si、2.01Ni、1.36Cu、0.027Nb、0.014Ti，以及適量的Cr和Mo，余量Fe。從工業(yè)鑄坯取樣，然后對(duì)鑄坯進(jìn)行不同溫度(1000～1250 ℃)加熱，采用相同的道次及變形量進(jìn)行軋制。然后對(duì)不同加熱溫度軋制條件下的熱軋板測(cè)試-40 ℃的Charpy沖擊吸收能量。在不同軋制加熱溫度下的熱軋板上截取試樣，經(jīng)研磨拋光后采用4%硝酸酒精溶液浸蝕，在S-4300場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)下觀察顯微組織。將從沖擊試樣上切割的試樣電解拋光后，進(jìn)行電子背散射衍射(EBSD)分析，加速電壓20 kV，工作距離17.6 mm，傾轉(zhuǎn)角70°，掃描步長(zhǎng)0.2 μm，試驗(yàn)數(shù)據(jù)用CHANNEL-5軟件包進(jìn)行分析處理。用H-800透射電鏡對(duì)試樣的板條形貌及M/A 島形態(tài)進(jìn)行觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

HSLA鋼-40 ℃的Charpy沖擊吸收能量與軋制加熱溫度的關(guān)系如圖1所示。可見，隨著軋制加熱溫度的提高，沖擊性能呈現(xiàn)降低的趨勢(shì)。當(dāng)加熱溫度從1000 ℃升高到1150 ℃時(shí)，沖擊吸收能量緩慢降低，當(dāng)軋制加熱溫度高于1150 ℃時(shí)，沖擊吸收能量呈現(xiàn)急劇下降的趨勢(shì)。

圖1 試驗(yàn)HSLA鋼-40 ℃沖擊吸收能量與軋制加熱溫度的關(guān)系Fig.1 Relationship between impact absorbed energy at -40 ℃ and rolling heating temperature of the tested HSLA steel

HSLA鋼在1000～1250 ℃加熱條件下的原始奧氏體晶粒如圖2所示。由圖2可知，加熱溫度越高，試驗(yàn)鋼的晶粒尺寸越大，奧氏體晶粒發(fā)生了明顯的長(zhǎng)大過(guò)程。在這個(gè)過(guò)程中，晶界由彎曲態(tài)逐漸趨于平直態(tài)，晶粒的形狀和尺寸也逐漸趨于穩(wěn)定。

不同加熱溫度下選取5張顯微組織照片，對(duì)試驗(yàn)鋼的奧氏體平均晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)和對(duì)比，結(jié)果如圖3 所示。在相同的保溫時(shí)間下，當(dāng)加熱溫度由1000 ℃升高至1250 ℃時(shí)，奧氏體平均晶粒尺寸由8.1 μm增加到了36.4 μm，晶粒尺寸隨溫度的變化呈近似指數(shù)型增長(zhǎng)規(guī)律?？梢钥闯?，在1000～1100 ℃溫度范圍內(nèi)，加熱溫度較低，晶粒長(zhǎng)大較緩慢，晶粒尺寸僅增加4.6 μm。隨著加熱溫度的升高，在1150 ℃時(shí)，奧氏體長(zhǎng)大速度逐漸增大，平均晶粒尺寸達(dá)到17.6 μm。當(dāng)溫度超過(guò)1150 ℃時(shí)，晶粒呈現(xiàn)急劇長(zhǎng)大的趨勢(shì)，從17.6 μm增加到36.4 μm。

HSLA鋼采用相同的軋制工藝，經(jīng)不同加熱溫度軋制后的顯微組織如圖4所示。熱軋后的試驗(yàn)鋼主要有少量的準(zhǔn)多邊形鐵素體及粒狀貝氏體構(gòu)成，其中可以清晰地看到粗大的粒狀M/A島。隨著軋制加熱溫度的升高，M/A島的尺寸呈現(xiàn)增大的趨勢(shì)。當(dāng)加熱溫度從1000 ℃升高到1150 ℃，M/A島呈粒狀，趨于彌散分布。當(dāng)加熱溫度進(jìn)一步升高至1200 ℃及1250 ℃時(shí)，M/A島尺寸明顯增大，為2.6～3.4 μm。

圖4 不同軋制加熱溫度下試驗(yàn)HSLA鋼的SEM圖像Fig.4 SEM images of the tested HSLA steel at different rolling heating temperatures(a) 1000 ℃; (b) 1050 ℃; (c) 1100 ℃; (d) 1150 ℃; (e) 1200 ℃; (f) 1250 ℃

對(duì)不同軋制條件下的試驗(yàn)鋼進(jìn)行TEM觀察，如圖5所示，可見隨著軋制溫度的升高，試驗(yàn)鋼板條寬度增加，同時(shí)在試驗(yàn)鋼基體中可以觀察到多邊形的M/A島分布。關(guān)于M/A島對(duì)性能的影響已有較多研究[12-15]，由于較高的硬度，M/A島易成為裂紋形核源[12]，且它們?cè)谙嘧兒笃谏?，因此，也易于在相鄰基體內(nèi)造成顯著的應(yīng)力集中，從而誘發(fā)裂紋[12-13]，對(duì)沖擊性能有害；目前的普遍觀點(diǎn)認(rèn)為，相較于粗大的M/A島，細(xì)小彌散的M/A島對(duì)于沖擊性能損害更少[14-15]。單純從M/A 島形態(tài)的角度考慮，可以定性解釋隨著軋制加熱溫度的升高，試驗(yàn)鋼低溫韌性降低的現(xiàn)象。M/A島并非影響沖擊性能的唯一因素，除了M/A島之外，已經(jīng)證明大角晶界能夠有效阻擋、偏折解理裂紋，阻礙裂紋擴(kuò)展，從而提高沖擊性能[16-17]，大角度晶界(HAB)密度被認(rèn)為是另一個(gè)影響沖擊性能的指標(biāo)[18]，在大角度晶界的分割下，晶界兩側(cè)晶粒內(nèi)脆性裂紋通常沿{100}解理面擴(kuò)展，它們之間具有較大取向差，裂紋不易通過(guò)大角度晶界從一個(gè)晶粒擴(kuò)展到另一個(gè)晶粒，大角度晶界對(duì)材料的沖擊性能具有重要影響，并已被證實(shí)[19]。通常認(rèn)為取向差大于15°的晶界為大角度晶界，在對(duì)不同角度晶界對(duì)裂紋擴(kuò)展阻礙能力的研究中，Sarikaya等[16]發(fā)現(xiàn)能夠有效阻礙裂紋的大角度晶界為有效大角度晶界，或有效晶粒邊界。圖6為HSLA鋼在不同軋制加熱溫度條件下的EBSD分析，圖7為大小角度晶界密度的分布情況?？梢钥闯鲭S著軋制加熱溫度的升高，有效晶粒尺寸增加，大角度晶界密度明顯降低。

圖5 不同軋制加熱溫度下試驗(yàn)HSLA鋼的TEM圖像Fig.5 TEM images of the tested HSLA steel at different rolling heating temperatures(a,d) 1000 ℃; (b,e) 1100 ℃; (c,f) 1250 ℃

圖6 不同軋制加熱溫度下試驗(yàn)HSLA鋼的EBSD圖像Fig.6 EBSD images of the tested HSLA steel at different rolling heating temperatures(a) 1000 ℃; (b) 1050 ℃; (c) 1100 ℃; (d) 1150 ℃; (e) 1200 ℃; (f) 1250 ℃

圖7 不同軋制加熱溫度下試驗(yàn)HSLA鋼中晶界分布Fig.7 Grain boundary distribution of the tested HSLA steel at different rolling heating temperatures

大角度晶界有效阻止裂紋擴(kuò)展，有利于提高材料韌性[17]。選取1100 ℃軋制加熱條件下試驗(yàn)鋼的沖擊斷口，鍍鎳后進(jìn)行EBSD分析，如圖8所示?？梢悦黠@看到裂紋擴(kuò)展到大角度的板條束界或者板條塊界時(shí)，裂紋擴(kuò)展被板條界抑制或者產(chǎn)生偏折，這表明板條束界可以有效阻礙解理裂紋的擴(kuò)展。板條束界均為大角度界面，從EBSD分析結(jié)果可以看出，隨著板坯加熱溫度的降低，大角度晶界密度升高，因此在斷裂過(guò)程中更好地抑制裂紋的擴(kuò)展，從而吸收更高的能量，獲得良好的沖擊性能。

圖8 試驗(yàn)HSLA鋼沖擊試樣裂紋擴(kuò)展形貌(軋制加熱溫度1100 ℃)Fig.8 Crack propagation morphologies of the tested HSLA steel impact specimen (rolling heating temperature is 1100 ℃)

綜合考慮大角度晶界以及M/A島的微結(jié)構(gòu)變化，可以較好地理解沖擊性能的變化：當(dāng)板坯加熱溫度在1000～1150 ℃范圍內(nèi)，隨著加熱溫度的升高，M/A島尺寸雖略有增加，但相變后生成的大角度晶界密度較高，同時(shí)M/A島趨于均勻分布，尺寸較小，沖擊性能較好；當(dāng)板坯加熱溫度升高到1150 ℃時(shí)，M/A島尺寸明顯增大，同時(shí)大角度晶界密度降低，導(dǎo)致沖擊性能急劇惡化。因此在實(shí)際生產(chǎn)中雖然板坯低溫軋制能大幅度節(jié)能，降低生產(chǎn)成本，但是為了保證良好的沖擊性能，同時(shí)考慮軋機(jī)安全扭矩，軋制溫度不宜過(guò)高，建議選擇1100～1150 ℃比較適宜。

3 結(jié)論

1) HSLA鋼沖擊性能與軋制加熱溫度相關(guān)，加熱溫度從1000 ℃升高到1150 ℃，沖擊吸收能量開始降低，-40 ℃沖擊吸收能量均在100 J以上。當(dāng)加熱溫度超過(guò)1150 ℃，沖擊吸收能量急劇下降。

2) 隨著軋制加熱溫度的升高，HSLA鋼的組織中細(xì)小彌散分布的顆粒狀M/A島逐漸粗化；當(dāng)軋制加熱溫度超過(guò)1150 ℃時(shí)，M/A島尺寸出現(xiàn)明顯粗化。同時(shí)HSLA鋼中大角度晶界密度呈現(xiàn)降低的趨勢(shì)。

3) M/A島尺寸粗化及大角度晶界密度降低的綜合作用導(dǎo)致HSLA鋼低溫沖擊性能隨軋制加熱溫度的升高而降低。