淬火冷卻工藝對(duì)F460鋼調(diào)質(zhì)厚板組織與性能的影響

馮 贊，脫臣德，歐陽(yáng)藩

（湖南華菱湘潭鋼鐵有限公司，湖南 湘潭 411101）

隨著以鋼結(jié)構(gòu)為主體的海工，船舶等工程的大型化發(fā)展，作業(yè)環(huán)境復(fù)雜化，對(duì)低合金高強(qiáng)特厚板的需求逐漸增加，要求也逐漸提高。強(qiáng)度級(jí)別逐漸從355 MPa級(jí)別提高提到460 MPa及以上，最大厚度需求超過100 mm以上，F(xiàn)級(jí)甚至是更高級(jí)別鋼材的需求量將大增[1]，還要求有較好的焊接性能。以往采用正火方式生產(chǎn)460 MPa級(jí)別的特厚板，需要添加大量的貴重合金，不僅生產(chǎn)成本較高，韌性不佳，鋼板的可焊性也較差[2]。

采用調(diào)質(zhì)的方法生產(chǎn)460 MPa級(jí)別的厚鋼板，鋼板的冷卻速率受限于鋼板內(nèi)部的熱傳導(dǎo)，淬火后無法得到板條貝氏體、板條馬氏體等理想的淬火態(tài)組織。相比于上貝氏體、粒狀貝氏體等中溫轉(zhuǎn)變組織，珠光體鐵素體雙相組織雖然強(qiáng)度較低，但是韌性更好，焊接過程中晶粒不容易長(zhǎng)大，是460 MPa強(qiáng)度級(jí)別高強(qiáng)鋼厚板的理想組織。為確保鋼板強(qiáng)度以及韌性，制定合理的調(diào)質(zhì)工藝就成了實(shí)現(xiàn)該鋼種厚板生產(chǎn)的關(guān)鍵環(huán)節(jié)。

本文通過對(duì)特厚板淬火冷速?gòu)募s2℃/s降低到1℃/s的調(diào)整試驗(yàn)，對(duì)比不同冷速下鋼板各位置的性能及對(duì)應(yīng)的顯微組織，摸索該鋼種的最佳熱處理工藝。

1 材料及生產(chǎn)工藝

材料選用低合金高強(qiáng)F460鋼，其主要化學(xué)成分如表1所示。工藝流程為煉鋼-模鑄-開坯-二火軋制-淬火-回火。其中煉鋼爐為120 t頂?shù)讖?fù)吹轉(zhuǎn)爐，具備副槍以及終點(diǎn)預(yù)測(cè)功能。鋼水經(jīng)LF+RH精煉后澆鑄，模鑄錠厚度大于800 mm，澆鑄后自然冷卻。經(jīng)均熱爐加熱后開坯到350～500 mm，二次加熱后軋成成品。軋機(jī)為雙機(jī)架100 kN往復(fù)式軋機(jī)，采用二階段軋制工藝，一階段軋制最大單道次壓下率≥20%，二階段軋制累計(jì)壓下率≥20%，最終軋成成品厚度120 mm。

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

鋼板軋后在輥底式熱處理爐進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理。淬火機(jī)為某大學(xué)研制的特厚板輥式淬火機(jī)，具備多段式冷卻，間隙冷卻功能。鋼板淬火溫度為900℃，在爐時(shí)間為240 min，出爐后分別采用3種冷卻模式A、B、C進(jìn)行冷卻，冷卻速度A>B>C，其中A模式冷速約2℃/s，C模式冷速約1℃/s。淬火后統(tǒng)一采用630℃回火，在爐時(shí)間300 min。

對(duì)熱處理之后的鋼板進(jìn)行試樣加工，檢驗(yàn)厚度1/4位置的強(qiáng)度與-60℃沖擊性能。拉伸試驗(yàn)在室溫下zwick Z-250E全自動(dòng)拉力機(jī)上進(jìn)行，試樣以板厚1/4為中心軸，加工直徑為φ14 mm的圓形拉伸。沖擊試驗(yàn)以板厚1/4為中心軸，按GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》加工KV2型橫向沖擊試樣。采用酒精浸泡冷卻，到達(dá)-60℃之后保溫10 min，在NI-750F沖擊試驗(yàn)機(jī)上檢驗(yàn)。并對(duì)鋼板的厚度1/4位置取金相試樣，研磨拋光后用體積分?jǐn)?shù)為3%的硝酸酒精腐蝕，用Imager M2m光學(xué)顯微鏡檢驗(yàn)鋼板的顯微組織。此外，利用MMS-200熱模擬試驗(yàn)機(jī)，對(duì)鋼板取樣進(jìn)行連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變?cè)囼?yàn)，根據(jù)組織與膨脹點(diǎn)描繪CCT曲線，分析鋼板不同冷速下的組織演變過程。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 力學(xué)性能分析

在不同冷卻速度下淬火，鋼板回火后強(qiáng)度和低溫韌性有明顯的變化，各工藝下的鋼板性能見圖1。

圖1 冷卻模式對(duì)回火態(tài)試驗(yàn)鋼強(qiáng)度（a）和-60℃沖擊性能（b）的影響Fig.1 Effect of cooling mode on strength（a）and impact property at-60℃（b）of the tempered tested steel

從圖1可以看出，當(dāng)采用冷速約2℃/s的A模式進(jìn)行冷卻時(shí)，鋼板回火后屈服強(qiáng)度達(dá)到500 MPa左右，抗拉強(qiáng)度達(dá)到600 MPa以上，但是鋼板的-60℃沖擊性能較差，平均值低于20 J。采用B模式進(jìn)行淬火，降低鋼板的淬火冷卻速度，鋼板回火后的屈服強(qiáng)度降低到480 MP左右，抗拉強(qiáng)度降低到600 MPa左右，但是沖擊吸收能量急劇提升到180 J左右，此時(shí)鋼板具有較好的強(qiáng)韌性匹配。后續(xù)繼續(xù)降低淬火冷卻速度，鋼板回火后屈服強(qiáng)度下降到420 MPa左右，抗拉強(qiáng)度下降到550 MPa左右，韌性得到進(jìn)一步提升，但沖擊性能的提升比較有限。

2.2 顯微組織分析

對(duì)鋼板厚度1/4位置進(jìn)行金相檢驗(yàn)，分析鋼板顯微組織，如圖2所示。

圖2 不同淬火冷卻模式下的鋼板630℃回火后的顯微組織Fig.2 Microstructure of the steel plates quenched under different cooling modes and tempered at 630℃

由圖2可以看出，鋼板采用A冷卻模式時(shí)，鋼板回火后的組織以為鐵素體+貝氏體組織，其中貝氏體組織包含粒狀貝氏體及上貝氏體。采用B冷卻模式時(shí)，鋼板回火后的組織變?yōu)殍F素體+珠光體組織，其中的珠光體主要為退化珠光體，是由殘留奧氏體在回火過程中分解而成[3]。采用C冷卻模式時(shí)，鋼板回火后組織類型同樣為珠光體+鐵素體組織，但是鐵素體組織所占比例更大，體積分?jǐn)?shù)約80%。

在以上組織類型中，貝氏體組織與退化珠光體組織均為脆性相[4]，鐵素體組織為韌性相。鐵素體的占比和分布對(duì)鋼板的韌性影響較大，同時(shí)對(duì)鋼板的強(qiáng)度也有一定影響。采用A冷卻模式時(shí)，鋼板冷速較快，組織中的先共析鐵素體含量較少，中溫轉(zhuǎn)變的貝氏體占比較大，因此鋼板強(qiáng)度較高。粒狀貝氏體組織中的M/A島影響了組織的連續(xù)性，M/A島顆粒與鐵素體基體中易產(chǎn)生裂紋[5]，上貝氏體組織回火后碳化物呈長(zhǎng)條狀析出，易成為裂紋快速擴(kuò)展的通道，降低鋼板的韌性。

采用B模式與C模式冷卻時(shí)，鋼板冷速降低，組織中鐵素體含量依次增多。鐵素體的增多，殘留奧氏體在回火時(shí)充分轉(zhuǎn)變生成的細(xì)小珠光體，均有利于鋼板的低溫韌性的提升[6-7]，但是組織中貝氏體和珠光體含量的減少，使鋼板的強(qiáng)度呈下降趨勢(shì)。

從以上分析可知，采用B模式冷卻并回火后，組織中各個(gè)相的組成與比例更為合理，鋼板擁有最佳的強(qiáng)韌性匹配。為進(jìn)一步分析鋼板在冷卻過程中的相變過程，對(duì)鋼板進(jìn)行了連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變分析。

2.3 CCT曲線分析

從鋼板的厚度1/4位置取樣，采用MMS-200熱模擬試驗(yàn)機(jī)和C-Strain傳感器檢測(cè)了不同冷速下的相變溫度區(qū)間，并對(duì)相變組織進(jìn)行觀察，分析冷速對(duì)組織的影響。試驗(yàn)鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變?cè)囼?yàn)工藝如圖3所示。

圖3 連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變?cè)囼?yàn)工藝Fig.3 Continuous cooling transition curve test process

將經(jīng)過熱模擬試驗(yàn)的試樣從中間剖開，經(jīng)鑲嵌-磨削-拋光后，再利用體積分?jǐn)?shù)為3%硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，最后用Imager M2m光學(xué)顯微鏡觀察其顯微組織，結(jié)果如圖4（a～k）所示。

從圖4（a，b）可以看出，當(dāng)冷速為0.5℃/s和1℃/s時(shí)，顯微組織以鐵素體+珠光體為主，冷速為1℃/s時(shí)鋼板組織變細(xì)；由圖4（c）可以看出，冷速為2℃/s時(shí)，顯微組織以鐵素體+殘留奧氏體為主，還有少量珠光體與粒狀組織；從圖4（d）可以看出，冷速達(dá)到3℃/s時(shí)，鋼板中鐵素體與殘留奧氏體減少，粒狀組織增加；從圖4（f～h）可以看出，隨著冷速的進(jìn)一步增大，鋼板中的組織以貝氏體為主；從圖4（i～k）可以看出當(dāng)冷速超過15℃/s，出現(xiàn)較明顯的板條馬氏體，且含量隨冷速增加而增加。

圖4 不同冷速下試驗(yàn)鋼的顯微組織Fig.4 Microstructure of the tested steel under different cooling rates

根據(jù)試驗(yàn)采集的膨脹量-溫度數(shù)據(jù)，測(cè)定出不同冷速下的相變開始溫度和結(jié)束溫度。再根據(jù)這些測(cè)定結(jié)果與顯微組織分析，利用Origin軟件作出F460鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（靜態(tài)CCT曲線），見圖5。

從圖5連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線可以看出，冷速較慢時(shí)（≤1℃/s），試驗(yàn)鋼以鐵素體、珠光體為主。冷速達(dá)到2℃/s時(shí)，珠光體相變消失，發(fā)生了貝氏體相變。隨著冷速的增加，相變開始點(diǎn)與終點(diǎn)都下降，鐵素體相變開始溫度由729℃（0.5℃/s）下降到633℃（30℃/s）左右；用膨脹法測(cè)得該試驗(yàn)鋼的臨界點(diǎn)溫度為Ac1=742℃，Ac3=846℃。

圖5 試驗(yàn)鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線Fig.5 CCT curves of the tested steel

綜上可知，該鋼種在冷速小于30℃/s的淬火冷卻時(shí)，先發(fā)生鐵素體相變，殘留奧氏體中溶質(zhì)濃度的增加并提高了奧氏體的穩(wěn)定性[8]。在鋼板緩慢冷卻時(shí)，殘留奧氏體發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，形成珠光體組織。隨著鋼板冷速的增加，部分奧氏體未轉(zhuǎn)變完全，保留至室溫，形成殘留奧氏體和部分粒狀M/A島。鋼板冷速進(jìn)一步加大，殘留奧氏體含量增大，形成較多的M/A島。當(dāng)冷速大于2℃/s時(shí)，低溫下奧氏體內(nèi)部發(fā)生塊狀轉(zhuǎn)變，塊狀轉(zhuǎn)變的鐵素體組織中殘留部分球狀M/A島，形成粒狀貝氏體[9-10]。當(dāng)冷速達(dá)到15℃/s時(shí)，鋼板中出現(xiàn)板條馬氏體。

可知在F460特厚鋼板生產(chǎn)中，淬火過程無法避免形成鐵素體，鐵素體的含量既提高了鋼板的韌性，又降低了鋼板的強(qiáng)度。合適的鐵素體含量，配合一定量的退化珠光體，避免大顆粒粒狀貝氏體的形成，就可以在保證鋼板沖擊性能的情況下，提高鋼板的強(qiáng)度，從而達(dá)到最佳的強(qiáng)韌性組合。

3 結(jié)論

在特厚F460鋼鋼板的調(diào)質(zhì)過程中，無法淬透形成單一的組織，因此淬火工藝并不是追求最大的冷速并避免殘留M/A島的產(chǎn)生。在合理的冷卻工藝下，鋼板淬火后形成一定量的殘留奧氏體，在后續(xù)的回火過程中繼續(xù)轉(zhuǎn)變，從而形成鐵素體與退化珠光體的雙相組織，實(shí)現(xiàn)鋼板的最佳強(qiáng)韌性匹配。

1）特厚F460鋼板在淬火過程中受鋼板傳熱限制，無法全部淬透，必定會(huì)有一定的鐵素體組織存在。

2）在較低的淬火冷卻速度下，回火后的鋼板主要組織為鐵素體+退化珠光體組織。這樣的組織具有較好的強(qiáng)韌性匹配?？估瓘?qiáng)度在550 MPa以上，-60℃低溫沖擊吸收能量在180 J以上。

3）較大的淬火冷卻速度下，回火后鋼板主要組織為鐵素體+粒狀貝氏體組織。粒狀貝氏體中具有較大的內(nèi)應(yīng)力，因此在鋼板抗拉強(qiáng)度提高到600 MPa以上的同時(shí)，沖擊性能急劇惡化，不能滿足F級(jí)鋼材需求。