時(shí)效對(duì)10Ni10Mn2CuAl鋼組織及性能的影響

董艷伍, 彭 飛, 田家龍, 姜周華

(東北大學(xué) 冶金學(xué)院, 遼寧 沈陽(yáng) 110819)

世界大型水面艦船用鋼的發(fā)展方向?yàn)楦邚?qiáng)度、高塑性和易焊性能.隨著現(xiàn)代冶金技術(shù)的不斷進(jìn)步,艦船用鋼的綜合性能不斷提高,艦船的防御性、戰(zhàn)斗性和安全性都顯著提升.經(jīng)過近70年的研究與發(fā)展,我國(guó)經(jīng)歷了從進(jìn)口、仿制到自主研制,形成一系列應(yīng)用于核潛艇和水面艦船的鋼材,屈服強(qiáng)度在390～785 MPa級(jí)別不等[1-2].

美國(guó)HSLA(高強(qiáng)度低合金鋼)系列鋼通過低碳低合金的設(shè)計(jì)思路,采用DQT或Q&T工藝,使得屈服強(qiáng)度最高達(dá)到了890 MPa,并同時(shí)有效消除或減少了焊接時(shí)的預(yù)熱溫度,改善了焊接性能,焊接時(shí)抑制了焊縫熱影響區(qū)的開裂[3-4].近年來(lái)美國(guó)西北大學(xué)[5]通過添加Ni-Al元素實(shí)現(xiàn)NiAl與Cu復(fù)合沉淀析出強(qiáng)化開發(fā)了NUCu-140,其中銅質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.36%,使得材料的屈服強(qiáng)度達(dá)到965 MPa,可應(yīng)用于核潛艇耐壓殼體的建造.Hou等[6-7]通過改進(jìn)含銅7Ni鋼的熱處理工藝,將屈服強(qiáng)度提高到819 MPa,發(fā)現(xiàn)富銅相的析出對(duì)強(qiáng)度的提高有重要的貢獻(xiàn),對(duì)含銅6Ni鋼采取多步熱處理的工藝改進(jìn)試驗(yàn),將韌性由8 J提高到38 J,發(fā)現(xiàn)強(qiáng)度的下降可能與位錯(cuò)密度有直接關(guān)系.

相比國(guó)外艦船用鋼的發(fā)展與現(xiàn)狀,我國(guó)現(xiàn)役鋼種主要依賴碳強(qiáng)化,從而導(dǎo)致材料的焊接性能差,在Cu析出強(qiáng)化超高強(qiáng)鋼方面的基礎(chǔ)研究剛剛起步.目前國(guó)內(nèi)外關(guān)于富Cu相和NiAl(Mn)復(fù)合沉淀強(qiáng)化對(duì)高強(qiáng)度艦船用鋼性能的影響亟需試驗(yàn)驗(yàn)證.因此本文以超低碳設(shè)計(jì)為基礎(chǔ),添加Mn元素,以富Cu相和NiAl(Mn)復(fù)合析出強(qiáng)化的方式[8],探究熱處理工藝對(duì)其組織與性能的影響.

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)鋼使用25 kg真空感應(yīng)爐熔煉并澆注成型,使用氮氧測(cè)試儀、磷硫分析儀、直讀光譜儀對(duì)成分及元素進(jìn)行測(cè)定,其主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為:C 0.02,Si 0.03,Mn 1.99,Al 0.78,Cu 1.48,Ni 10.28,V 0.12,Cr 1.11,Mo 0.96,S 0.009,P 0.004,O 0.000 5,N 0.004 2,其余為Fe.采用鎢燈絲掃描電子顯微鏡對(duì)夾雜物形貌觀察,使用ASPEX軟件對(duì)夾雜物尺寸和數(shù)量統(tǒng)計(jì)分析.

將鑄錠加熱到1 250 ℃保溫5 h,隨爐冷卻后鍛造成尺寸24 mm×80 mm的鍛坯,沿鍛坯橫向取得試樣,在箱式電阻爐中1 050 ℃保溫1 h后水淬,冷卻至室溫后,在450～550 ℃進(jìn)行1～24 h的時(shí)效處理,之后空冷至室溫.熱處理后試樣使用4%硝酸乙醇溶液腐蝕,采用光學(xué)顯微鏡對(duì)組織觀察分析,使用洛氏硬度計(jì)進(jìn)行顯微硬度測(cè)試并繪制時(shí)效硬化曲線.

分析時(shí)效硬化曲線對(duì)理論上最佳性能的試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn).根據(jù)GB/T228.1—2010《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》制備標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣,尺寸如圖1所示.使用島津AGS-X電子拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行試驗(yàn),采用位移加載控制方式,拉伸速度為1 mm·min-1,采用掃描電子顯微鏡對(duì)拉伸測(cè)試后的斷口形貌觀察分析.

圖1 拉伸試樣尺寸圖(單位:mm)

2 結(jié)果與討論

2.1 理論計(jì)算分析

使用Thermo-Calc軟件對(duì)其平衡相圖及析出相進(jìn)行理論計(jì)算分析,計(jì)算結(jié)果如圖2所示.對(duì)析出相的析出溫度進(jìn)行理論計(jì)算.根據(jù)圖2可以看出,400～1 200 ℃溫度范圍內(nèi),除鐵素體和奧氏體外,還存在M6C碳化物相、Laves相、G相、富Cu相和M(C, N)相的析出.在763～1 470 ℃溫度范圍內(nèi),奧氏體是唯一存在的平衡相.在763 ℃以下,奧氏體向鐵素體開始轉(zhuǎn)變.M(C, N)相的析出溫度區(qū)間為760～559 ℃.700 ℃時(shí),M6C碳化物逐漸開始析出,550 ℃開始趨于穩(wěn)定,質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.8%.606 ℃時(shí),富Cu相開始析出.G相在347 ℃開始析出,Laves相在420 ℃開始析出.雖然Laves相使材料具有優(yōu)異的高溫力學(xué)性能,但其通常會(huì)導(dǎo)致鋼的室溫脆性傾向大和斷裂韌性低[9-10],為避免其他析出相對(duì)鋼的性能的影響,時(shí)效溫度會(huì)依次進(jìn)行調(diào)整,確定時(shí)效溫度為450,500,550 ℃,此時(shí)富銅相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0.94%,0.72%,0.45%.

圖2 300～1 600 ℃之間的平衡相圖

2.2 夾雜物分析

鋼中非金屬夾雜物的分布密度、尺寸和種類是影響其性能的關(guān)鍵因素,通過引入元素,調(diào)整工藝等方法控制鋼中非金屬夾雜物是提高性能的關(guān)鍵[11].使用掃描電鏡對(duì)鋼中典型夾雜物進(jìn)行分析,如圖3所示,鋼中的典型夾雜物呈球形的Al2O3,SiO2,MnS和微量的鈣硅酸鹽夾雜物.其中MnS夾雜物直徑為1～4 μm,為菱形有尖角邊和長(zhǎng)條狀無(wú)尖角兩種形貌,部分MnS中含有2%～3%的銅元素,5%左右的Ni元素.S與Mn的結(jié)合,有效消除了低熔點(diǎn)FeS帶來(lái)的危害.Al2O3和Al2O3-MnS復(fù)合夾雜物呈不規(guī)則形狀其直徑大小約為2 μm,SiO2夾雜物主要呈球形其直徑約為5 μm.

圖3 典型夾雜物形貌和成分圖

采用ASPEX軟件對(duì)鋼中夾雜物數(shù)目、尺寸進(jìn)行了統(tǒng)計(jì)分析.結(jié)果表明鋼中夾雜物尺寸較小,平均直徑為2.22 μm,總面積占比百分?jǐn)?shù)為0.08%.夾雜物尺寸分布如圖4所示,其中大部分夾雜物尺寸為0～5 μm,占比81.6%,尺寸大于10 μm的夾雜物全部為Al2O3,占比0.9%.鋼中典型夾雜物Al2O3,MnS和SiO2占比分別達(dá)到64.3%,14.7%和3.9%,其中90.1%的Al2O3夾雜尺寸為1～3 μm,這與眾多鋁脫氧鋼的規(guī)律性一致[12-14].

圖4 夾雜物尺寸分布圖

2.3 時(shí)效時(shí)間對(duì)組織的影響

對(duì)時(shí)效溫度為500 ℃不同時(shí)間的試樣顯微組織觀察,如圖5所示,結(jié)果表明,未時(shí)效(固溶態(tài))的試樣(圖5a),馬氏體板條位向明顯,板條束細(xì)小且分布均勻,時(shí)效時(shí)間為2 h時(shí)(圖5c),馬氏體板條粗化,板條束發(fā)生合并現(xiàn)象,隨時(shí)效時(shí)間的增加(圖5f～圖5h),板條束細(xì)化并趨于平穩(wěn),其原因可能是隨時(shí)效時(shí)間的增加,粗大的板條束發(fā)生溶解,由于復(fù)合析出相的形核,使板條束發(fā)生細(xì)化.板條束細(xì)化有利于單個(gè)晶粒內(nèi)板條界增多,晶界阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的能力增強(qiáng),從而對(duì)塑形有一定的提升作用.

圖5 500 ℃下不同時(shí)效時(shí)間下的金相組織圖

2.4 時(shí)效處理對(duì)硬度的影響

時(shí)效處理后的時(shí)效硬化曲線如圖6所示,在三種時(shí)效溫度短時(shí)間內(nèi),硬度迅速升高到峰值硬度范圍.500 ℃時(shí)效時(shí),HRC硬度迅速上升后在4 h 達(dá)到峰值50.4,而后緩慢下降.550 ℃時(shí)效時(shí),HRC硬度僅在2 h達(dá)到峰值44.97,而后迅速下降.450 ℃時(shí)效時(shí),隨時(shí)效時(shí)間的增加,硬度先增加達(dá)到峰值后存在小幅度下降趨于穩(wěn)定,峰值時(shí)效時(shí)間為12 h,峰值HRC硬度為52.84.由圖可見,隨時(shí)效溫度的提高,硬度達(dá)峰值時(shí)間逐漸縮短,說明溫度對(duì)時(shí)效的影響較大.

時(shí)效處理過程中,銅、鎳、鋁、錳等元素充分溶解到基體中形成過飽和固溶體,短時(shí)間時(shí)效后,由于元素間強(qiáng)烈的相互作用,元素在基體中形成溶質(zhì)團(tuán)簇[15],隨時(shí)效時(shí)間增加,團(tuán)簇密度不斷增加,分解為NiAl(Mn)相和富Cu相,復(fù)合沉淀析出,此時(shí)硬度達(dá)到峰值[16-17].

硬度的變化與時(shí)效過程中組織演變有直接的關(guān)聯(lián),根據(jù)2.3節(jié)組織的演變規(guī)律分析,時(shí)效初期,馬氏體板條先是迅速粗化,此時(shí)硬度迅速升高達(dá)到峰值,隨著時(shí)效的進(jìn)行,板條逐漸細(xì)化,硬度緩慢下降后趨于穩(wěn)定,因此可以推斷馬氏體板條越細(xì),硬度值越低.

圖6 不同時(shí)效溫度下硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線

2.5 時(shí)效處理對(duì)拉伸性能的影響

根據(jù)時(shí)效硬化曲線優(yōu)選出的試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn),屈服強(qiáng)度和延伸率的關(guān)系如圖7所示.固溶(GR)態(tài)時(shí),屈服強(qiáng)度為749.66 MPa,延伸率為16%,時(shí)效溫度450 ℃時(shí),時(shí)效時(shí)間由2 h增加到峰值時(shí)效12 h,屈服強(qiáng)度提高了453.30 MPa,延伸率提高了2%.500 ℃時(shí)效12 h時(shí),屈服強(qiáng)度為1 452.23 MPa,延伸率為3.9%,隨時(shí)效溫度的增加,強(qiáng)度有所降低,塑性增加到3.9%,500 ℃時(shí)效24 h時(shí),屈服強(qiáng)度1 435.50 MPa,延伸率為8%,綜合性能達(dá)到最佳.結(jié)合前述結(jié)果綜合來(lái)看,隨著時(shí)效時(shí)間從12 h到24 h,由于析出相的沉淀析出和板條束的細(xì)化共同作用,使塑性有明顯提高.

圖7 不同時(shí)效處理制度的拉伸性能

2.6 斷口形貌分析

對(duì)優(yōu)選試樣的斷口形貌觀察分析,如圖8所示.450 ℃下時(shí)效2 h時(shí),如圖8b圈中所示,其斷裂方式為沿晶斷裂和解理斷裂方式結(jié)合.時(shí)效12 h,如圖8d所示,晶界處出現(xiàn)大量韌窩,斷裂方式為沿晶斷裂和韌窩型斷裂相結(jié)合.500 ℃時(shí)效12 h,如圖8f所示,斷裂方式為典型的準(zhǔn)解理性斷裂,可以觀察到大量的“河流狀花樣”形貌.繼續(xù)時(shí)效到24 h,如圖8g,圖8h所示,出現(xiàn)大量韌窩,斷裂方式為塑性斷裂,韌窩密度較大,但深度較淺,界面內(nèi)存在少量舌狀裂紋,韌窩深度較淺是影響塑性的主要原因,這與上述的拉伸性能是一致的.

圖8 拉伸斷口觀察

3 結(jié) 論

1) 在優(yōu)化的熱處理工藝下(固溶和500 ℃時(shí)效24 h),新型艦船用鋼的屈服強(qiáng)度為1 435.5 MPa,延伸率為8%.

2) 隨時(shí)效時(shí)間增加,馬氏體板條存在由細(xì)化到粗化到細(xì)化的轉(zhuǎn)變,為復(fù)合析出相易在界面析出的現(xiàn)象提供了有益的條件.硬度先升高后降低,之后逐漸趨于穩(wěn)定,延伸率由3.9%升高到8%,斷裂方式由“河流花樣”型解理斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g窩型斷裂.

3) 隨時(shí)效溫度升高,達(dá)到硬度峰值的時(shí)間由12 h向2 h逐漸縮短,溫度的升高促進(jìn)了復(fù)合析出相的形核與長(zhǎng)大,欠時(shí)效到過時(shí)效的進(jìn)程加快,峰值硬度不斷下降,時(shí)效溫度為550 ℃時(shí),析出相析出后快速長(zhǎng)大和粗化,導(dǎo)致硬度迅速下降.