形變對(duì)低碳微合金化熱處理鋼組織和性能的影響

嚴(yán) 翔，李德發(fā)，官計(jì)生，楊治爭(zhēng)

（1.寶鋼股份 中央研究院（青山），湖北 武漢 430080；2.皖西學(xué)院 機(jī)械與車輛工程學(xué)院，安徽 六安 237012）

高強(qiáng)度船體用鋼一般是在低碳低合金鋼的基礎(chǔ)上添加較高含量的Ni、Cr、Mo等合金元素，采用調(diào)質(zhì)熱處理工藝獲得低碳回火馬氏體組織來(lái)達(dá)到高強(qiáng)度高韌性的配合，合金元素不僅能起到強(qiáng)化作用，還能提高鋼板的淬透性[1-2]。鋼的強(qiáng)度級(jí)別越高，添加的合金元素含量也要增加，相應(yīng)船體用鋼的碳當(dāng)量大幅增加至0.5%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）以上，導(dǎo)致鋼的焊接性能惡化。兼顧高強(qiáng)度船體用鋼的強(qiáng)韌性和焊接性，是船體用鋼研發(fā)的一個(gè)難點(diǎn)。

隨著超低碳和超純凈鋼冶煉、微合金化和控軋控冷等冶金技術(shù)的發(fā)展，逐步開發(fā)出了新一代船體用鋼，碳當(dāng)量顯著降低，同時(shí)采用了對(duì)韌塑性沒(méi)有明顯損害的時(shí)效硬化效應(yīng)，使該鋼兼具強(qiáng)韌性和更好的焊接性，而且由于合金元素含量較低，生產(chǎn)成本大幅降低[3-4]。

然而，采用低碳甚至是超低碳（w（C）≤0.06%）以及微合金化的成分設(shè)計(jì)，也帶來(lái)了生產(chǎn)工藝方面的技術(shù)難題，沿用傳統(tǒng)的調(diào)質(zhì)熱處理工藝，由于淬透性不足，難以獲得均勻的低碳回火馬氏體組織，造成強(qiáng)度不能滿足要求[5]。為此，本文采用控軋控冷與熱處理相結(jié)合的工藝，與傳統(tǒng)調(diào)質(zhì)熱處理工藝對(duì)比，研究了形變對(duì)低碳微合金化鋼組織和性能的影響。

1 試驗(yàn)材料和方法

采用“轉(zhuǎn)爐頂?shù)讖?fù)合吹煉→LF爐處理→RH真空處理→連鑄”工藝流程生產(chǎn)尺寸為250 mm×1600 mm斷面的鑄坯，冶煉成分見表1，可以看出，C含量較低，添加了少量Ni和Cr，不含Mo，復(fù)合添加了微量具有析出作用的Cu、Nb、V、Ti，該成分有效降低了碳當(dāng)量、增加了析出強(qiáng)化作用并可細(xì)化晶粒和組織。

表1 試驗(yàn)鋼化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 1 Chemical composition of the tested steel（mass fraction，%）

采用“鑄坯加熱（加熱至1180℃保溫1.2 h）→控制軋制（CR，兩階段控制軋制，一階段在再結(jié)晶溫度以上軋到厚度80 mm，待溫后在再結(jié)晶溫度以下進(jìn)行二階段軋制，終軋溫度約890℃）→控制冷卻和熱處理（軋后采用不同冷卻速度冷卻并進(jìn)行適當(dāng)熱處理，如圖1所示的工藝1和工藝2）”工藝流程生產(chǎn)20 mm厚鋼板。工藝1：控制軋制后直接在線淬火（DQ，冷速約50℃/s），然后加熱至630℃保溫70 min進(jìn)行回火。工藝2：控制軋制后空氣緩冷（AC，冷速3℃/s）至室溫，然后離線再加熱淬火（RQ，加熱溫度870℃，保溫30 min），再加熱至630℃保溫70 min進(jìn)行回火。

圖1 工藝示意圖Fig.1 Flow chart of the process

取樣進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試和微觀組織分析。拉伸試樣為直徑φ8 mm的圓棒，試驗(yàn)溫度為室溫，沖擊試樣為10 mm×10 mm×55 mm標(biāo)準(zhǔn)樣，試驗(yàn)溫度為-40℃，拉伸和沖擊試樣長(zhǎng)度方向均垂直于鋼板軋制方向。微觀組織形貌和結(jié)構(gòu)采用光學(xué)顯微鏡和JEM-2100F型透射電鏡觀察，并采用掃描電鏡配備的EBSD設(shè)備對(duì)試樣有效晶粒尺寸和取向分布進(jìn)行統(tǒng)計(jì)。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 形變對(duì)力學(xué)性能的影響

表2為每種工藝下試驗(yàn)鋼淬火態(tài)和回火態(tài)的力學(xué)性能，可以看出，兩種工藝回火態(tài)屈服強(qiáng)度均高于淬火態(tài)，而工藝2回火態(tài)抗拉強(qiáng)度卻降低，工藝1強(qiáng)度級(jí)別顯著高于工藝2；工藝1伸長(zhǎng)率和低溫沖擊性能回火后降低，而工藝2升高?？傮w上來(lái)說(shuō)，工藝1的性能更好，達(dá)到了590 MPa級(jí)船體用鋼性能要求（Rp0.2≥590 MPa，KV2（-40℃）≥120 J/cm2，A≥20%），工藝2塑韌性更好，但強(qiáng)度不足，只能滿足440 MPa級(jí)船體用鋼的性能指標(biāo)（Rp0.2≥440 MPa，KV2（-40℃）≥120 J/cm2，A≥20%）。工藝1和工藝2的顯著區(qū)別在于淬火前鋼板狀態(tài)不同，工藝1淬火前鋼板保持軋制形變狀態(tài)，而工藝2淬火前鋼板經(jīng)過(guò)空氣緩冷和再加熱奧氏體化，形變特征基本消除。因此，形變是引起低碳微合金化鋼性能變化的主要原因。

表2 試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the tested steel

2.2 形變對(duì)微觀組織的影響

圖2為工藝1和工藝2兩種試驗(yàn)鋼不同狀態(tài)的光學(xué)顯微組織，圖3為兩種工藝最終態(tài)的透射形貌?？梢钥闯觯瑢?duì)于工藝1，DQ態(tài)試驗(yàn)鋼為板條貝氏體組織，回火后板條貝氏體略有合并，透射電鏡照片顯示，板條間有顆粒狀和長(zhǎng)條狀的碳化物，板條上分布著較多的納米級(jí)析出相及團(tuán)絮狀高密度位錯(cuò)；對(duì)于工藝2，RQ態(tài)試驗(yàn)鋼為鐵素體+粒狀貝氏體組織，回火后鐵素體晶粒更均勻并出現(xiàn)少量粒狀珠光體組織，透射電鏡照片顯示，鐵素體基體上有少量的納米級(jí)析出相和較多位錯(cuò)，碳化物呈顆粒狀分布于鐵素體邊界處，與碳化物顆粒連接處的鐵素體上位錯(cuò)密度高于基體。試驗(yàn)鋼經(jīng)工藝1和工藝2處理后回火態(tài)的有效晶粒尺寸和晶界分布見圖4，工藝1和工藝2有效晶粒尺寸分別為5.61μm和2.44μm，且工藝2晶粒更均勻并呈現(xiàn)等軸化，兩種工藝單位面積晶界總長(zhǎng)度分別為2.11 mm和2.32 mm，其中小于15°晶界（小角度晶界）長(zhǎng)度分別為0.92 mm和0.42 mm，工藝2晶粒更細(xì)而工藝1亞結(jié)構(gòu)更多。從以上對(duì)比可見，形變導(dǎo)致低碳微合金化鋼微觀組織形態(tài)、析出相、位錯(cuò)密度、晶粒細(xì)化程度、晶粒等軸化程度及晶界特征等發(fā)生較大變化。

圖2 試驗(yàn)鋼經(jīng)工藝1（a，b）和工藝2（c，d）處理后不同狀態(tài)下的顯微組織Fig.2 Microstructure of the tested steel treated by process 1（a，b）and process 2（c，d）at different states

圖3 試驗(yàn)鋼經(jīng)工藝1（a）和工藝2（b）處理后回火態(tài)的微觀形貌Fig.3 Micromorphologies of the tested steel treated by process 1（a）and process 2（b）at tempered state

圖4 試驗(yàn)鋼經(jīng)工藝1（a，c）和工藝2（b，d）處理后回火態(tài)的晶粒（a，b）和晶界（c，d）分布Fig.4 Grain（a，b）and grain boundary（c，d）distributions of the tested steel treated by process 1（a，c）and process 2（b，d）at tempered state

2.3 低碳微合金化鋼強(qiáng)韌化機(jī)制

鋼的淬透性可用格羅斯曼和霍洛曼提出的理想臨界直徑相乘系數(shù)法來(lái)定量估算：

式中：Dr為理想臨界直徑；D0為基本臨界直徑，主要取決于奧氏體的碳含量和晶粒度，晶粒越大、碳含量越高，D0越大；f為合金元素的淬火系數(shù)（均大于1），合金元素含量越多貢獻(xiàn)越大[6-7]。

低碳微合金化試驗(yàn)鋼的碳含量和提高淬透性的合金元素含量均較低，決定了試驗(yàn)鋼即使在淬火的快速冷卻條件下也難以得到馬氏體組織，只能產(chǎn)生鐵素體、貝氏體混合組織。DQ態(tài)和RQ態(tài)試驗(yàn)鋼的區(qū)別在于淬火前由于形變導(dǎo)致的奧氏體晶粒形態(tài)不同，導(dǎo)致了熱處理后微觀組織結(jié)構(gòu)的差異。工藝1中DQ前奧氏體保留了軋制引起的形變結(jié)構(gòu)，形變儲(chǔ)能提高了相變驅(qū)動(dòng)力、形變?nèi)毕菰黾恿讼嘧冃魏寺?，因此DQ后形成了精細(xì)的板條貝氏體組織并保留了形變產(chǎn)生的高密度位錯(cuò)，添加的微合金元素在淬火過(guò)程中來(lái)不及析出，只能在隨后高溫回火時(shí)逐漸析出，形變同樣對(duì)析出起到了促進(jìn)作用[8]。工藝2中RQ前軋制形變結(jié)構(gòu)經(jīng)歷了緩慢冷卻和再加熱奧氏體化，形變結(jié)構(gòu)全部消失，但形變結(jié)構(gòu)在再加熱奧氏體化過(guò)程中起到了提高奧氏體形核率的作用，使奧氏體晶粒更細(xì)，奧氏體晶粒細(xì)化和形變的消除，進(jìn)一步降低了低碳微合金化鋼的淬透性，因此RQ后形成了鐵素體和粒狀貝氏體組織以及密度相對(duì)較低的位錯(cuò)，隨后高溫回火使粒狀貝氏體中的碳化物進(jìn)一步球化和長(zhǎng)大、鐵素體晶粒更均勻，最終形成鐵素體和珠光體組織，與DQ相似，添加的微合金元素也只能在隨后高溫回火時(shí)逐漸析出，但由于缺少形變作用，析出相數(shù)量相對(duì)較少。

材料的強(qiáng)度主要由組織強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化等多種強(qiáng)化機(jī)制決定，在提高強(qiáng)度的同時(shí)提高韌性通常采用細(xì)化晶粒的方法。微觀組織結(jié)構(gòu)導(dǎo)致回火前后性能的變化以及兩種工藝最終性能的差異。

多相組織材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度主要由組織中的軟硬相主導(dǎo)。兩種工藝回火態(tài)屈服強(qiáng)度均高于淬火態(tài)，主要是由于回火后基體中的析出相與位錯(cuò)相互作用引起的，DQ工藝回火后，貝氏體板條基體上有較多的納米級(jí)析出相和較高的位錯(cuò)，在拉伸過(guò)程中析出相釘扎位錯(cuò)并使位錯(cuò)纏結(jié)和增殖，強(qiáng)化作用顯著，RQ工藝回火后，鐵素體基體上也有納米級(jí)析出相和位錯(cuò)，但數(shù)量和密度均少于DQ+回火，屈服強(qiáng)度增量也相對(duì)較小。材料屈服后位錯(cuò)和析出相的進(jìn)一步強(qiáng)化作用減弱，不足以彌補(bǔ)組織形態(tài)變化導(dǎo)致的強(qiáng)度損失，因此回火前后抗拉強(qiáng)度的變化主要由組織形態(tài)的變化起主導(dǎo)作用，而且組織形態(tài)的變化也是塑性和韌性變化的主要原因，DQ工藝回火后貝氏體板條逐漸合并長(zhǎng)大使塑性和韌性均略有降低、抗拉強(qiáng)度略有升高，RQ工藝回火后形成粒狀珠光體組織使抗拉強(qiáng)度降低更明顯，鐵素體晶粒均勻化和碳化物球化使塑性和韌性得到提高。最終，工藝1在形變作用下，獲得貝氏體組織強(qiáng)化和較高的位錯(cuò)強(qiáng)化、析出強(qiáng)化，使強(qiáng)度高于工藝2，而“工藝2”具有更細(xì)的晶粒，塑韌性較好?？傮w上，采用DQ+回火工藝更能發(fā)揮低碳微合金化鋼的性能水平，既保證了優(yōu)良的焊接性和良好的低溫韌性，同時(shí)又提高了強(qiáng)度級(jí)別。

3 結(jié)論

1）相對(duì)于傳統(tǒng)調(diào)質(zhì)工藝，采用在線淬火+回火工藝可以提高低碳微合金化鋼性能，既保證了優(yōu)良的焊接性和良好的低溫韌性，同時(shí)又增加了強(qiáng)度，總體性能（Rp0.2=599 MPa，KV2（-40℃）=272 J/cm2，A=24.5%）達(dá)到了590 MPa級(jí)船體用鋼的要求。

2）形變是提高低碳微合金化鋼強(qiáng)度的主要原因，控制軋制產(chǎn)生的形變結(jié)構(gòu)提高了淬火冷卻過(guò)程中的相變驅(qū)動(dòng)力和形核率，從而可以獲得精細(xì)的板條貝氏體組織，并且有利于形成納米級(jí)析出相和高密度位錯(cuò)。