船用高強(qiáng)韌鋼二次淬火過程對屈強(qiáng)比的影響

李朝陽， 郭呈宇， 康永林， 王書桓， 于浩

(1.華北理工大學(xué) 冶金與能源學(xué)院，河北 唐山 063210； 2.北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100083)

高強(qiáng)度、高韌性鋼材(如船板、管線鋼、抗震鋼板、鍋爐用鋼板等)被廣泛應(yīng)用于冶金、礦山、工程機(jī)械、電力和造船等工業(yè)領(lǐng)域。超高強(qiáng)韌鋼更是在一些代表高新技術(shù)和新型材料的關(guān)鍵領(lǐng)域有所應(yīng)用，如飛機(jī)起落架用鋼、高端軸承鋼、高壓柱塞泵用鋼和火箭發(fā)動(dòng)機(jī)用高強(qiáng)度不銹鋼等[1-2]。為了獲得高強(qiáng)度、高韌性的性能，淬火+回火熱處理工藝被廣泛應(yīng)用在建筑用板[3]、螺栓鋼[4]、彈簧鋼[5]、軸承鋼[6]、模具鋼[7]、石墨鋼[8]等高強(qiáng)韌鋼材的生產(chǎn)中。為了獲得更好的強(qiáng)度與韌性的匹配，在傳統(tǒng)的完全奧氏體化淬火+回火工藝的基礎(chǔ)上，改變淬火介質(zhì)(油淬、錫淬[9])、調(diào)整淬火溫度(亞溫淬火[10-12])、增加淬火次數(shù)(循環(huán)淬火[13])、調(diào)整回火溫度(臨界區(qū)回火[14])等手段被大量應(yīng)用。更進(jìn)一步的，結(jié)合亞溫淬火與循環(huán)淬火思路的兩相區(qū)二次淬火工藝[15-16]能夠通過細(xì)化晶粒，顯著提高低溫韌性，并擴(kuò)寬強(qiáng)韌性匹配的溫度區(qū)間。785 MPa及以上級(jí)別船用高強(qiáng)韌低合金鋼，通常都通過合金化和調(diào)質(zhì)工藝，獲得良好的強(qiáng)韌性匹配。但傳統(tǒng)的調(diào)質(zhì)工藝獲得的屈強(qiáng)比較高，通常都大于0.93，甚至達(dá)到0.98。本文通過一次淬火+兩相區(qū)二次淬火+回火熱處理工藝，細(xì)化晶粒并引入軟相鐵素體，實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度、高低溫韌性與低屈強(qiáng)比，并分析熱處理過程中的組織轉(zhuǎn)變及其對性能與屈強(qiáng)比的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

船用高強(qiáng)韌鋼采用真空感應(yīng)爐冶煉，經(jīng)電渣重熔后，軋制成25 mm厚鋼板。化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：0.06C, 0.15Si, 1.3Mn, 5.8(Ni+Cr+Mo), 0.12(V+Nb+Al)。

從熱軋板上切取尺寸為70 mm×25 mm×25 mm的試樣進(jìn)行熱處理實(shí)驗(yàn)。熱處理實(shí)驗(yàn)在箱式電阻爐中進(jìn)行，熱處理工藝為(所有淬火均采用水淬)：

1)860 ℃×1 h+一次淬火；

2)860 ℃×1 h+一次淬火+(700、720、740、760 ℃)×1 h+二次淬火；

3)860 ℃×1 h+一次淬火+(700、720、740、760 ℃)×1 h+二次淬火+560 ℃×1 h+空冷。

對第3組一次淬火+二次淬火+回火后的試樣進(jìn)行室溫拉伸性能及低溫沖擊性能測試，拉伸實(shí)驗(yàn)在萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，依據(jù)GB/T 228-2002，采用φ5 mm國標(biāo)拉伸試樣進(jìn)行實(shí)驗(yàn)。低溫沖擊實(shí)驗(yàn)在沖擊試驗(yàn)機(jī)上依據(jù)GB/T 229-2007進(jìn)行，采用尺寸為55 mm×10 mm×10 mm的國標(biāo)沖擊試樣進(jìn)行實(shí)驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)溫度為-50 ℃。

從熱軋板及3組熱處理后試樣上用線切割切取尺寸為10 mm×10 mm×10 mm的金相試樣，經(jīng)砂紙打磨與機(jī)械拋光后，使用4%(體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精侵蝕，在掃描電鏡下觀察不同熱處理工藝后的組織形貌。

從熱軋板上切取尺寸5 mm×5 mm×3 mm的高溫金相試樣，經(jīng)砂紙打磨與機(jī)械拋光后，在高溫共聚焦金相顯微鏡上進(jìn)行高溫金相實(shí)驗(yàn)并對全過程進(jìn)行觀察，實(shí)驗(yàn)工藝為：860 ℃×10 min+2 000 ℃/min一次淬火+740 ℃×10 min+2 000 ℃/min二次淬火+560 ℃×10 min+120 ℃/min空冷。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 力學(xué)性能分析

熱處理實(shí)驗(yàn)采用860 ℃一次淬火+(700、720、740、760 ℃)二次淬火+560 ℃回火工藝時(shí)，不同二次淬火溫度熱處理后試樣的屈服強(qiáng)度Rp0.2、抗拉強(qiáng)度Rm、屈強(qiáng)比(Rp0.2/Rm)、伸長率A、斷面收縮率Z及-50 ℃沖擊功(KV2)如表1所示。高強(qiáng)韌鋼的整體屈服強(qiáng)度均高于800 MPa，-50 ℃沖擊功均高于200 J，且屈強(qiáng)比最低可達(dá)0.92。強(qiáng)度(屈服強(qiáng)度Rp0.2、抗拉強(qiáng)度Rm)及屈強(qiáng)比(Rp0.2/Rm)隨二次淬火溫度的趨勢變化如圖1所示。隨二次淬火溫度的升高，屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度升高且屈強(qiáng)比升高。屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度的差值隨二次淬火溫度的升高而變小，導(dǎo)致了屈強(qiáng)比隨二次淬火溫度的升高。屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度的變化源于組織的變化。

表1 不同二次淬火溫度熱處理試樣的力學(xué)性能

圖1 熱處理試樣強(qiáng)度及屈強(qiáng)比隨二次淬火溫度的變化

2.2 顯微組織分析

對高強(qiáng)韌鋼熱軋態(tài)及熱處理過程中不同階段的組織進(jìn)行觀察。分別觀察了熱軋態(tài)組織、860 ℃一次淬火態(tài)組織、經(jīng)860 ℃一淬后700 ℃、720 ℃、740 ℃二次淬火態(tài)組織、經(jīng)860 ℃一淬與700 ℃、720 ℃、740 ℃二淬后560 ℃回火態(tài)組織，如圖2所示。高強(qiáng)韌鋼熱軋態(tài)的組織為典型的以鐵素體為基體，晶界處分布有M/A島與粒狀碳化物等組成的粒狀貝氏體組織。860 ℃一次淬火態(tài)的組織為板條馬氏體。二次淬火后的組織為板條馬氏體與鐵素體，且較一次淬火后的板條馬氏體，二次淬火后獲得的板條馬氏體含量降低，馬氏體板條尺寸減小?；鼗疬^程中板條馬氏體部分分解，組織為回火板條馬氏體與鐵素體。

圖2 高強(qiáng)韌鋼熱處理過程中不同階段組織觀察

隨二次淬火溫度的升高，二次淬火后組織中的位錯(cuò)增加，使得整體強(qiáng)度升高。而組織中產(chǎn)生的軟相鐵素體，使得經(jīng)過兩相區(qū)二次淬火熱處理后的試驗(yàn)鋼屈強(qiáng)比與傳統(tǒng)一次淬火+回火熱處理后獲得的屈強(qiáng)比相比降低。在兩相區(qū)內(nèi)，隨二次淬火溫度的升高，在二次加熱保溫過程中產(chǎn)生的軟相鐵素體比例降低，使得最終熱處理后的屈強(qiáng)比升高。

2.3 高溫金相組織分析

對高強(qiáng)韌鋼高溫金相實(shí)驗(yàn)觀察中不同階段的組織進(jìn)行實(shí)時(shí)觀察。選取其中初始態(tài)、860 ℃一次加熱保溫態(tài)、一次淬火態(tài)、740 ℃二次加熱保溫態(tài)、二次淬火態(tài)及560 ℃回火態(tài)組織如圖3所示。采用拋光后的試樣組織作為初始態(tài)，更容易看到高溫時(shí)的組織變化。在860 ℃一次加熱保溫時(shí)發(fā)生完全奧氏體化，組織由熱軋態(tài)的粒狀貝氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。部分區(qū)域還會(huì)發(fā)生奧氏體形核，形成的奧氏體尺寸更細(xì)小(圖3 (b)中的黑色區(qū)域)，但由于熱軋態(tài)組織中位錯(cuò)與析出相較少，細(xì)小奧氏體也較少。

一次淬火后組織由奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體。在740 ℃二次加熱保溫時(shí)發(fā)生部分奧氏體化，組織由板條馬氏體向鐵素體+奧氏體轉(zhuǎn)變。在該過程中，因一次淬火積累了大量位錯(cuò)與馬氏體板條界作為形核點(diǎn)，形成了大量細(xì)小的奧氏體(圖3 (d)中黑色區(qū)域)，使得整體組織細(xì)化。二次淬火后組織由奧氏體+鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體+鐵素體?；鼗疬^程中板條馬氏體部分分解，組織由板條馬氏體+鐵素體向回火板條馬氏體+鐵素體轉(zhuǎn)變。

3 組織轉(zhuǎn)變機(jī)理討論

結(jié)合熱處理過程中不同階段掃描電鏡(scanning electron microscope,SEM)組織觀察及高溫金相實(shí)驗(yàn)組織觀察，分析高強(qiáng)韌鋼兩相區(qū)二次淬火過程中的組織轉(zhuǎn)變：

高強(qiáng)韌鋼熱軋態(tài)的組織為粒狀貝氏體(圖2 (a))，合金成分的起伏導(dǎo)致了粒狀碳化物的不均勻分布(圖2 (a))中藍(lán)圈為密集區(qū)域，合金成分較高；紅色為稀疏區(qū)域，合金成分較低)。860 ℃一次加熱保溫時(shí)組織由粒狀貝氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體(圖3 (b))，密集的粒狀碳化物能促進(jìn)奧氏體形核、細(xì)化晶粒、細(xì)小密集的奧氏體區(qū)域在低倍數(shù)觀察下呈黑色(圖3 (b)中藍(lán)圈)。一次淬火態(tài)的組織為板條馬氏體(圖2 (b))，奧氏體密集形核區(qū)域的板條組織混亂且密集(圖2 (b)中藍(lán)圈)，合金成分較低區(qū)域晶粒未得到細(xì)化，板條組織較規(guī)則且稀疏(圖2 (b)中紅圈)，但晶粒內(nèi)大量的板條界可以作為形核質(zhì)點(diǎn)。740 ℃二次加熱保溫時(shí)組織由板條馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體+奧氏體(圖2 (d))，奧氏體在晶粒內(nèi)以馬氏體板條界為形核質(zhì)點(diǎn)大量形核，晶粒進(jìn)一步細(xì)化(圖2(d)中紅圈)；同時(shí)，合金成分極低的區(qū)域在該過程中轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體，并在淬火后穩(wěn)定存在。二次淬火態(tài)的組織為鐵素體+板條馬氏體(圖2(g))，有效晶粒尺寸(馬氏體板條塊尺寸)較小?；鼗饝B(tài)的組織為鐵素體+回火板條馬氏體(圖2 (h))，回火過程中晶粒尺寸變化不大，板條馬氏體發(fā)生部分分解，鐵素體保持穩(wěn)定。經(jīng)一次淬火+兩相區(qū)二次淬火+回火后，高強(qiáng)韌鋼熱處理板的組織為鐵素體+回火板條馬氏體。

圖3 強(qiáng)韌鋼高溫金相下不同階段組織觀察

結(jié)合上述分析與力學(xué)性能結(jié)果，分析高強(qiáng)韌鋼兩相區(qū)二次淬火過程中組織轉(zhuǎn)變對力學(xué)性能尤其是屈強(qiáng)比的影響。在二次淬火過程中的組織轉(zhuǎn)變主要體現(xiàn)在一次淬火產(chǎn)生的大量馬氏體板條界在二次加熱時(shí)促進(jìn)奧氏體形核導(dǎo)致的晶粒細(xì)化，及兩相區(qū)二次加熱保溫時(shí)產(chǎn)生的軟相鐵素體。經(jīng)二次淬火后整體組織晶粒細(xì)化，一方面起到細(xì)晶強(qiáng)化的作用，提高整體強(qiáng)度，為熱處理工藝的調(diào)節(jié)提供強(qiáng)度基礎(chǔ)；另一方面能夠提高低溫韌性，在降低屈強(qiáng)比的同時(shí)實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)韌。高強(qiáng)韌鋼該組工藝下整體的屈服強(qiáng)度均高于800 MPa，-50 ℃沖擊功均高于200 J。經(jīng)兩相區(qū)二次淬火后產(chǎn)生的軟相鐵素體比回火板條馬氏體組織更容易發(fā)生屈服現(xiàn)象，降低整體的屈服強(qiáng)度從而降低屈強(qiáng)比。隨二次淬火溫度的降低，軟相鐵素體的比例升高，屈強(qiáng)比降低，最低可達(dá)0.92。

4 結(jié)論

1)高強(qiáng)韌鋼兩相區(qū)二次淬火熱處理過程中,一次淬火形成的馬氏體板條界通過促進(jìn)奧氏體形核細(xì)化晶粒，從而獲得了較高的強(qiáng)度與低溫韌性，在該組工藝下高強(qiáng)韌鋼整體的屈服強(qiáng)度均高于800 MPa，-50 ℃沖擊功均高于200 J。

2)高強(qiáng)韌鋼在兩相區(qū)二次加熱保溫時(shí)組織為鐵素體+奧氏體兩相組織，并在后續(xù)二次淬火及回火過程中轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體+回火板條馬氏體，鐵素體的存在導(dǎo)致了屈強(qiáng)比的降低。隨二次淬火溫度的降低，鐵素體比例升高、強(qiáng)度降低、屈強(qiáng)比降低，最低可達(dá)0.92。

因此，采用合理的二次淬火熱處理工藝可以在保證韌性的前提下獲得較低的屈強(qiáng)比。