快速回火工藝條件下超高強(qiáng)低碳貝氏體鋼的組織與性能

鄒 航, 劉 曼, 田俊羽, 徐 光

(1. 武漢科技大學(xué) 省部共建耐火材料與冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 湖北 武漢 430081;2. 寶鋼股份 中央研究院 熱軋所, 湖北 武漢 430080)

貝氏體鋼自發(fā)現(xiàn)以來(lái),一直受到鋼鐵行業(yè)重視,其中中碳-高錳-高硅含量超級(jí)貝氏體(納米貝氏體板條+薄膜狀殘留奧氏體組織)的相關(guān)研究是近20年來(lái)行業(yè)熱點(diǎn)之一[1-8]。但由于超級(jí)貝氏體相變時(shí)間以小時(shí)乃至天計(jì)算[9-11],使得其在常規(guī)熱連軋產(chǎn)線生產(chǎn)變得不切實(shí)際;并且過(guò)高的碳當(dāng)量導(dǎo)致其焊接困難,工程應(yīng)用范圍受限。因而針對(duì)具有更快相變速率、碳含量更低的超高強(qiáng)低碳貝氏體鋼的研究,具有較高的工程應(yīng)用價(jià)值,同樣也是近20年來(lái)研發(fā)應(yīng)用的熱點(diǎn)[12-16]。作者以前期研究中開(kāi)發(fā)的超高強(qiáng)低碳貝氏體鋼為試驗(yàn)鋼[17],進(jìn)一步研究超高強(qiáng)低碳貝氏體鋼的回火組織與性能。

工業(yè)生產(chǎn)中,超高強(qiáng)鋼回火的主要目的是減小、消除應(yīng)力,但回火后材料的強(qiáng)度、塑性等可能發(fā)生重大變化,且超高強(qiáng)鋼原始組織不同,回火后組織性能的演變亦會(huì)體現(xiàn)出較大差異。目前,國(guó)內(nèi)外學(xué)者針對(duì)貝氏體鋼的回火組織與性能已有部分研究,但主要采用長(zhǎng)時(shí)加熱、保溫回火工藝[18-25],工藝效率相對(duì)較低,且不夠節(jié)能環(huán)保,不符合低碳排放的行業(yè)發(fā)展趨勢(shì)。為此,本文以超高強(qiáng)低碳貝氏體鋼為試驗(yàn)材料,研究了快速回火工藝條件下,超高強(qiáng)低碳貝氏體鋼的組織和強(qiáng)塑性演變規(guī)律,為超高強(qiáng)低碳貝氏體鋼快速回火工藝下的組織和強(qiáng)塑性?xún)?yōu)化提供參考依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方案

為獲得試驗(yàn)所需的超高強(qiáng)低碳貝氏體鋼,設(shè)計(jì)試驗(yàn)鋼的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為0.13C-1.55Mn-0.35Si-0.55Cr-0.35Mo-0.1(Nb+V+Ti微量),在貝氏體區(qū)間采用不同的相變溫度,獲得不同的貝氏體組織。試驗(yàn)鋼采用50 kg真空感應(yīng)爐進(jìn)行冶煉,鑄錠冷卻至室溫后隨爐加熱至1250 ℃保溫1 h,在試驗(yàn)軋機(jī)上軋制為45 mm厚板坯,空冷至室溫分切后,再次加熱至1150 ℃(Jmat Pro計(jì)算A3溫度為824 ℃,在此溫度下鋼已完全奧氏體化)保溫1 h,在試驗(yàn)軋機(jī)上軋制為4 mm 厚鋼板,以約50 ℃/s(采用高冷速以避免鐵素體相變和共析轉(zhuǎn)變)分別冷卻至510 ℃和450 ℃(依據(jù)MUCG83程序計(jì)算貝氏體和馬氏體相變開(kāi)始溫度分別為552 ℃和418 ℃,終冷溫度在貝氏體相變區(qū)間,溫度差異為60 ℃,以此獲得不同貝氏體組織),隨后立即分別置于預(yù)先加熱至510 ℃和450 ℃的加熱爐中保溫5 min(在此溫度和時(shí)間范圍內(nèi)完成貝氏體相變)后隨爐緩冷。510 ℃終冷試樣(以下簡(jiǎn)稱(chēng)試樣H)組織以粒狀貝氏體為主,450 ℃終冷試樣(以下簡(jiǎn)稱(chēng)試樣L)組織以板條貝氏體為主。

將試樣H和L分別加工成寬度為20 mm,長(zhǎng)度為200 mm試樣,然后進(jìn)行熱處理試驗(yàn)。熱處理試驗(yàn)在鹽浴爐中進(jìn)行,研究快速加熱條件下的熱處理工藝。加熱溫度為500～800 ℃(JmatPro計(jì)算A1溫度為703 ℃,A3溫度為824 ℃,因此所涉及的回火溫度范圍包括兩相區(qū)回火),保溫時(shí)間為30 s,空冷至400 ℃(馬氏體相變溫度以下)后立即放入室溫冷卻水中冷卻至室溫。

在熱軋態(tài)和熱處理態(tài)試樣上取樣,采用配有Symmetry型EBSD配件的Nova400 Nano場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡和JEM-2100F透射電鏡進(jìn)行組織觀察;加工拉伸段寬度為12.5 mm的拉伸試樣,在Instron-3382拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn),拉伸速度為3 mm/min。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 微觀組織

圖1為熱軋態(tài)試樣H和L的微觀組織,組織類(lèi)型包括粒狀貝氏體(Granular bainite,GB)、板條狀貝氏體(Lath bainite,LB)和馬氏體(M)。試樣H終冷溫度為510 ℃,組織以GB和M為主,并含有部分LB,且GB和M組織相對(duì)較為粗大,M以多邊形為主,少量條狀M介于貝氏體板條之間(見(jiàn)圖1(a));試樣L終冷溫度為450 ℃,同試樣H組織類(lèi)型相同,但LB比例顯著提升(見(jiàn)圖1(d))。試樣H和L的EBSD平均晶粒尺寸(按臨界取向差角15°區(qū)分)分別為1.30和1.33 μm,尺寸相當(dāng)(見(jiàn)圖1(b,e));但晶界位相差分布統(tǒng)計(jì)結(jié)果表明,兩者組織中5°以下亞晶界比例分別為27.3%和36.6%(見(jiàn)圖1(c,f)),即試樣L組織中具有更高比例的亞結(jié)構(gòu)。此外,EBSD分析結(jié)果表明,兩者殘留奧氏體比例均<1%,可認(rèn)為組織中幾乎不含有殘留奧氏體。圖2為兩者的TEM組織,進(jìn)一步顯示了GB、LB、M 3種組織的微觀構(gòu)成,其中部分LB板條間和LB內(nèi)含有少量碳化物,析出物顆粒數(shù)量較少。

圖1 試驗(yàn)鋼熱軋態(tài)組織及晶界位相差分布

圖2 試驗(yàn)鋼熱軋態(tài)TEM組織

圖3、圖4為試樣H和L分別在500～800 ℃進(jìn)行快速鹽浴回火熱處理后的SEM組織。對(duì)于試樣H,隨著熱處理溫度由500 ℃升高至700 ℃,M比例顯著減少,并在試樣中出現(xiàn)少量碳化物(見(jiàn)圖3(a～c));當(dāng)溫度進(jìn)一步升高至750 ℃和800 ℃,試樣中的M比例大幅增加(見(jiàn)圖3(d,e))。對(duì)于試樣L,隨著熱處理溫度由500 ℃升高至700 ℃,原本比例較低的M逐步完全分解,組織中出現(xiàn)大量碳化物(見(jiàn)圖4(a～c));當(dāng)溫度進(jìn)一步升高至750 ℃和800 ℃,試樣中M比例同樣大幅增加(見(jiàn)圖4(d,e))。對(duì)比試樣H和L熱處理后組織特征,試樣L熱處理后的組織更為粗大,尤其熱處理溫度達(dá)到700 ℃以上時(shí),兩者差異更為顯著。

圖3 不同回火溫度下H試樣的組織

圖4 不同回火溫度下L試樣的組織

以試樣H為典型試樣觀察了500～800 ℃進(jìn)行快速鹽浴回火熱處理后GB、LB、M的組織變化,見(jiàn)圖5。結(jié)果表明,500～700 ℃回火時(shí),LB中存在碳化物析出,同時(shí)隨溫度的升高,M分解比例提高,在M島內(nèi)形成大量顆粒狀或短棒狀碳化物,且組織中位錯(cuò)密度顯著降低(見(jiàn)圖5(a～c));當(dāng)回火溫度進(jìn)一步升高至750 ℃和800 ℃時(shí),形成重構(gòu)型F(鐵素體)和M,且均較為粗大(見(jiàn)圖5(d,e))。試樣H回火過(guò)程中,在GB內(nèi)、相界面以及LB內(nèi)均發(fā)生Nb、Ti的析出(見(jiàn)圖6)。

圖5 試樣H不同回火溫度下的TEM組織

圖6 600 ℃回火時(shí)試樣H中析出相形貌及EDS分析

2.2 拉伸性能

試樣H和L熱軋態(tài)和500～800 ℃快速鹽浴回火后的拉伸性能如圖7所示。隨著回火溫度升高,屈服強(qiáng)度均呈先上升后降低的趨勢(shì),試樣H在600 ℃回火時(shí)屈服強(qiáng)度達(dá)到峰值,試樣L在500 ℃回火時(shí)屈服強(qiáng)度達(dá)到峰值(見(jiàn)圖7(a));隨回火溫度進(jìn)一步升高,兩者屈服強(qiáng)度均降低,但試樣L屈服強(qiáng)度的降低幅度更大,至750 ℃時(shí),兩者屈服強(qiáng)度接近;繼續(xù)升高至800 ℃時(shí),試樣H的屈服強(qiáng)度基本保持,試樣L的屈服強(qiáng)度大幅降低?？估瓘?qiáng)度的變化呈現(xiàn)不同的趨勢(shì),試樣H回火溫度在750 ℃以下時(shí),抗拉強(qiáng)度基本保持不變,當(dāng)回火溫度進(jìn)一步升高至800 ℃時(shí),抗拉強(qiáng)度大幅提升;試樣L在500 ℃回火時(shí)抗拉強(qiáng)度大幅提升,隨回火溫度的升高,抗拉強(qiáng)度逐步降低,750 ℃回火時(shí)達(dá)到最低值,繼續(xù)升高至800 ℃時(shí),抗拉強(qiáng)度再次大幅升高。試樣H回火前后伸長(zhǎng)率整體相對(duì)穩(wěn)定,試樣L回火后伸長(zhǎng)率大幅上升,之后趨于穩(wěn)定。試樣H和L的屈強(qiáng)比隨回火溫度升高,均在600 ℃左右達(dá)到峰值,隨后快速下降;試樣H和L的屈強(qiáng)比峰值分別為0.90和0.99;回火溫度達(dá)到750 ℃時(shí)兩者屈強(qiáng)比相當(dāng);回火溫度進(jìn)一步升高至800 ℃時(shí),試樣L的屈強(qiáng)比低于試樣H。

圖7 試驗(yàn)鋼不同回火溫度下的拉伸性能

3 討論

3.1 熱軋態(tài)組織性能

基于前期關(guān)于控冷工藝對(duì)低碳貝氏體鋼組織性能(微拉伸性能)的影響研究結(jié)果[17],本研究采用中試軋制和控冷,以510 ℃和450 ℃終冷條件獲得GB、LB、M構(gòu)成存在顯著差異的試樣H和試樣L(見(jiàn)圖1(a,d))。試樣H含有更多的GB和M組織,試樣L含有更多的LB組織,組織構(gòu)成的差異導(dǎo)致了熱軋態(tài)試樣性能的顯著差異。試樣H含有大量GB組織,其α相和LB組織相比更為粗大(見(jiàn)圖1(a)、圖2(a)),位錯(cuò)滑移更為容易,展現(xiàn)出更好的可變形能力,但是其屈服強(qiáng)度更低(見(jiàn)圖7(a));同時(shí)高強(qiáng)度M及少量LB組織的存在(見(jiàn)圖1(a)),使得材料仍具有較高的抗拉強(qiáng)度,因而其屈強(qiáng)比也更低,塑性更好(見(jiàn)圖7(b))。試樣L由于組織中含有大量LB板條(見(jiàn)圖1(d)、圖2(b)),相當(dāng)于細(xì)化了晶粒尺寸(見(jiàn)圖1,450 ℃終冷時(shí)含有更高的小角晶界比例,或更多的亞結(jié)構(gòu)),進(jìn)而獲得了更高的屈服和抗拉強(qiáng)度,但同時(shí)板條中高密度位錯(cuò)及板條間和板條內(nèi)片狀碳化物(見(jiàn)圖2(b))的存在降低了材料的塑性(見(jiàn)圖7(b))。

3.2 回火組織性能

試驗(yàn)鋼隨回火溫度的變化,展現(xiàn)出顯著的性能差異;且原始組織不同,性能變化規(guī)律也存在一定的差異性。通過(guò)分析發(fā)現(xiàn),回火過(guò)程伴隨著貝氏體和馬氏體中過(guò)飽和碳的析出、鐵素體和馬氏體的重構(gòu)以及微合金析出物的析出,而上述組織的形成與演變使得材料的性能顯著不同。整體而言,以GB組織為主的試樣H展現(xiàn)出更好的回火穩(wěn)定性。

500 ℃回火時(shí),碳從過(guò)飽和LB板條中開(kāi)始脫溶,形成針狀/短棒狀碳化物,但在GB組織中卻較少發(fā)現(xiàn)碳化物(見(jiàn)圖3(a)、圖4(a)))。這與兩種貝氏體的相變溫度有關(guān),LB相變溫度低,其γ-α相平衡碳濃度更高,因而其相變后LB板條中碳的過(guò)飽和度更高,在回火過(guò)程中析出碳化物(見(jiàn)圖5(a));與此相反的是,GB組織中碳含量相對(duì)較低,回火過(guò)程中碳化物的析出較少(見(jiàn)圖5(a))。但試樣H和L終冷試樣中均含有LB組織,其中碳化物的析出均會(huì)對(duì)強(qiáng)度的提升產(chǎn)生貢獻(xiàn)。由于LB中細(xì)小碳化物的析出,以及伴隨著回火過(guò)程中微合金元素的析出(見(jiàn)圖6),構(gòu)成了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙,因而試樣H和L在500 ℃回火后屈服強(qiáng)度均有所提升;但與此同時(shí),試樣H中M組織部分分解(見(jiàn)圖5(a)),導(dǎo)致其抗拉強(qiáng)度未發(fā)生顯著提升。另一方面,LB組織中高密度位錯(cuò)的回復(fù),使得位錯(cuò)的滑移更容易進(jìn)行,試樣L回火后塑性有所提升。

回火溫度升高至600 ℃時(shí),碳的擴(kuò)散能力進(jìn)一步提升,M組織開(kāi)始大量分解,大量針形/薄片形/球形滲碳體顆粒在M組織中形成(見(jiàn)圖5(b)),LB板條內(nèi)部較少發(fā)現(xiàn)碳化物的析出,較粗大碳化物開(kāi)始在相界面形成。由于試樣L含有更高比例的LB組織,LB中碳的大量脫溶及粗大碳化物的析出,導(dǎo)致LB強(qiáng)度降低,進(jìn)而試樣L在600 ℃回火后強(qiáng)度降低(見(jiàn)圖7(a))。試樣H中GB組織碳含量低,因而較少有碳化物析出;LB比例又少,其碳的脫溶和析出對(duì)強(qiáng)度的影響相對(duì)較小;組織演變主要為M組織的進(jìn)一步分解(見(jiàn)圖5(b));與此同時(shí),隨回火溫度的升高,碳化物析出增多,成為位錯(cuò)滑移的阻礙,對(duì)材料屈服強(qiáng)度的提升做出貢獻(xiàn);總體而言,試樣H在600 ℃及以下溫度回火過(guò)程中抗拉強(qiáng)度基本不變,但屈服強(qiáng)度上升。

回火溫度進(jìn)一步升高至700 ℃時(shí),M組織進(jìn)一步分解,碳化物進(jìn)一步粗化/球化(見(jiàn)圖5(c)),試樣H和L的強(qiáng)度均呈下降趨勢(shì),但試樣L的強(qiáng)度降低幅度遠(yuǎn)大于試樣H(見(jiàn)圖7(a))。由SEM組織觀察可知,試樣L經(jīng)700 ℃回火后鐵素體尺寸顯著增大(見(jiàn)圖3(c)、圖4(c)))。由于450 ℃終冷試樣中含有大量亞結(jié)構(gòu)(見(jiàn)圖1(f)),隨著回火溫度升高,亞結(jié)構(gòu)得以回復(fù),臨近的亞結(jié)構(gòu)合并為更大尺寸鐵素體(見(jiàn)圖4(c)、圖5(c)),進(jìn)而造成強(qiáng)度大幅降低,于此同時(shí)屈強(qiáng)比開(kāi)始下降。

當(dāng)回火溫度升高至750 ℃和800 ℃后,溫度進(jìn)入兩相區(qū),部分區(qū)域重新奧氏體化,并在隨后冷卻中發(fā)生相變,形成PF(多邊形鐵素體)和M組織;另外,原本的GB和LB亞結(jié)構(gòu)消失與合并,組織重構(gòu)為新的QF(準(zhǔn)多邊形鐵素體)組織。由于M的增多,試樣H和L兩相區(qū)高溫回火后材料的抗拉強(qiáng)度均大幅提升;與此同時(shí),粗大PF和QF的形成以及位錯(cuò)密度的降低,使得位錯(cuò)的滑移更加容易,材料的屈服強(qiáng)度顯著下降,相應(yīng)地屈強(qiáng)比大幅降低。但由于試樣L中PF/QF晶粒更為粗大,當(dāng)回火溫度升高至800 ℃時(shí),試樣L的屈服強(qiáng)度進(jìn)一步降低。

4 結(jié)論

1) 以粒狀貝氏體(GB)組織為主的復(fù)相貝氏體鋼具有更好的回火穩(wěn)定性,因而超高強(qiáng)低碳貝氏體鋼進(jìn)行快速回火時(shí),其熱軋態(tài)組織應(yīng)以GB組織為主。

2) 以GB為主的復(fù)相貝氏體高強(qiáng)鋼在700 ℃以下快速回火,具有更好的回火穩(wěn)定性,其抗拉強(qiáng)度波動(dòng)不顯著;以板條狀貝氏體(LB)為主的復(fù)相貝氏體鋼,由于碳化物的大量析出、粗化,以及亞結(jié)構(gòu)的回復(fù)和鐵素體重構(gòu),隨回火溫度升高,強(qiáng)度先上升后大幅降低?？焖倩鼗饻囟冗_(dá)到兩相區(qū)(750～800 ℃)后,組織大量重構(gòu),形成大量多邊形鐵素體/準(zhǔn)多邊形鐵素體(PF/QF),以及粗大馬氏體(M),導(dǎo)致屈服強(qiáng)度大幅降低,抗拉強(qiáng)度大幅提升;且以LB為主的組織在兩相區(qū)回火后具有更為粗大的鐵素體晶粒以及更低的屈服強(qiáng)度。

3) 低碳復(fù)相貝氏體鋼在500～800 ℃快速回火過(guò)程中發(fā)生貝氏體和馬氏體中過(guò)飽和碳的析出、鐵素體和馬氏體的重構(gòu)以及微合金析出物的析出,進(jìn)而影響材料的強(qiáng)度和塑性。

4) 與以GB為主的低碳復(fù)相貝氏體鋼相比,以LB為主的低碳復(fù)相貝氏體鋼具有類(lèi)似的大角度(15°)晶粒尺寸,但亞結(jié)構(gòu)比例更高。