感應(yīng)淬火條件下Cu-Ni低碳低合金鋼的強化機制

孫銘璇, 孟 利, 張 寧, 張 波, 梁豐瑞, 羅小兵

(1. 鋼鐵研究總院有限公司 冶金工藝研究所, 北京 100081;2. 鋼鐵研究總院有限公司 工程用鋼研究院, 北京 100081)

近年來,在造船業(yè)所需要的結(jié)構(gòu)用鋼領(lǐng)域,與含碳量較高的傳統(tǒng)高強鋼和CrNiMo鋼相比,新開發(fā)出的含Cu、Ni低碳高強鋼不僅可以在保證較高強度的同時,還具備良好的焊接性能和低溫韌性[1-3]。其設(shè)計理念為通過降低C當(dāng)量改善合金鋼的焊接性能,加入Cu形成大量納米級Cu粒子用以彌補降低C當(dāng)量所造成的強度損失,加入Ni對Cu粒子起到促進析出和抑制粗化作用,進一步提高鋼的強度[4-6]。

為滿足材料高強高韌的性能要求,這類含Cu-Ni低碳低合金鋼需要經(jīng)歷高溫加熱淬火及時效處理。高溫加熱的方式分兩種,一種是傳統(tǒng)加熱爐加熱(后稱傳統(tǒng)加熱),另一種是電磁感應(yīng)加熱(后稱感應(yīng)加熱)。通常來說,感應(yīng)加熱被用于材料表面熱處理工藝,但近年間,感應(yīng)加熱也被研究用來逐步代替?zhèn)鹘y(tǒng)加熱爐加熱用于材料整體的熱處理工藝。與傳統(tǒng)加熱淬火相比,感應(yīng)加熱淬火的突出優(yōu)勢為節(jié)能環(huán)保高效[7]。同時,感應(yīng)加熱可以顯著細(xì)化組織,進一步改善合金鋼的力學(xué)性能[8-9]。但對經(jīng)感應(yīng)加熱淬火得到的含Cu-Ni低碳低合金鋼的顯微組織、Cu粒子析出及性能研究仍相對較少。

關(guān)于含Cu鋼中Cu粒子的作用機制,目前已有眾多研究[10-14],涉及到Cu粒子形核、析出、長大、熟化等一系列演化過程;在此過程中,隨著Cu粒子尺寸變化,Cu粒子與位錯的交互作用發(fā)生轉(zhuǎn)變,不同尺寸的Cu粒子對鋼的力學(xué)性能產(chǎn)生不同影響。明確Cu粒子在不同工藝下的演化及其與力學(xué)性能的關(guān)系對材料開發(fā)及性能提升具有重要意義。目前,低碳含Cu鋼中Cu粒子在不同工藝下對強化的貢獻(xiàn)仍不明確,尤其是感應(yīng)加熱速度快、熱效率高對Cu元素固溶和顯微組織的影響不同于傳統(tǒng)加熱條件。

本文采用SEM、EBSD和XRD等技術(shù)分析不同感應(yīng)加熱淬火+時效的含Cu-Ni低碳鋼等效晶粒尺寸、析出相尺寸、位錯密度等微觀組織,結(jié)合TEM原位拉伸試驗觀測Cu粒子與位錯的交互作用;計算各強化機制對應(yīng)強度增量,并將計算值與實際測得屈服強度進行對比,定量分析經(jīng)歷不同熱處理工藝所得含Cu-Ni 低碳低合金鋼強度差異的原因。該研究可為調(diào)控材料強度、制備優(yōu)良綜合性能的含Cu低碳鋼提供參考。

1 試驗材料和方法

試驗材料是一種經(jīng)歷熱軋+空冷+感應(yīng)加熱淬火+時效的含Cu-Ni低碳低合金鋼板,鋼板厚度為10 mm,其化學(xué)成分見表1。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

基于前期工作[15]對試驗鋼板感應(yīng)淬火+不同時效處理Cu粒子的研究,本文設(shè)計了兩種具有工程意義的整體感應(yīng)加熱+時效處理工藝,對比分析不同感應(yīng)淬火溫度和時效溫度下試驗鋼的顯微組織和Cu粒子與強度的關(guān)系。將10 mm厚的試驗鋼板放入電磁感應(yīng)加熱裝置,進行二級線圈感應(yīng)加熱-水淬-時效處理,工藝I為980 ℃感應(yīng)加熱1～2 min,水淬后于670 ℃時效2 h;工藝Ⅱ為1030 ℃感應(yīng)加熱1～2 min,水淬后于680 ℃時效2 h。

在兩種感應(yīng)加熱+時效處理的試驗鋼板心部線切割切取10 mm (RD)×3 mm (ND)×5 mm (TD)試樣,進行力學(xué)性能測試和顯微組織觀測。試樣使用800～2000號砂紙逐級打磨,再用5%(體積分?jǐn)?shù))高氯酸酒精溶液進行電解拋光,然后使用GeminiSEM 500型場發(fā)射掃描電鏡配備的HKL Nordlys Max3 EBSD探測器進行精細(xì)電子背散射衍射(EBSD)取向成像分析,掃描區(qū)域為400 μm×400 μm,掃描步長為0.6 μm。使用AZtec Crystal軟件得到組織信息,并統(tǒng)計試樣的小角晶界密度和等效晶粒尺寸。使用Bruker D8 Advance X射線衍射儀測試試樣的位錯密度。使用FEI Quanta 650FEG熱場發(fā)熱掃描電鏡(SEM)及其附帶的能譜儀(EDS)觀測析出粒子,使用Image Pro Plus 6.0軟件對采集的大量SEM圖片進行處理分析,統(tǒng)計析出相粒子的分布情況。使用FEI Tecani F30場發(fā)射透射電鏡進行TEM原位拉伸試驗,觀測第二相粒子與位錯的交互作用。采用EV500-2A半自動維氏硬度計對金相試樣表面進行連續(xù)硬度測試,加載載荷為5 kg,保載時間為10 s。每種試樣測試10組數(shù)據(jù)取平均值作為最終硬度值。采用WE-300型萬能試驗機,按照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分:室溫試驗方法》進行室溫(25 ℃)拉伸試驗,試樣尺寸為220 mm×30 mm×10 mm,得到屈服強度數(shù)據(jù)。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 力學(xué)性能

圖1為兩種感應(yīng)加熱+時效處理鋼板心部試樣的屈服強度和硬度。從圖1可知,試驗鋼經(jīng)980 ℃感應(yīng)淬火+670 ℃時效(工藝I)的強度比1030 ℃感應(yīng)淬火+680 ℃時效(工藝Ⅱ)高15.10 MPa,硬度高8.23 HV5。從力學(xué)性能來看,對于本試驗含Cu-Ni低碳鋼來說,工藝Ⅰ為更適宜的熱處理工藝。

圖1 不同熱處理工藝下含Cu-Ni低碳低合金鋼的屈服強度和硬度

2.2 顯微組織

通常認(rèn)為,合金鋼淬火后一個原始奧氏體晶粒(PAG)可以包含3～5個馬氏體包(Packet),每個馬氏體包由若干馬氏體板條塊(Block)組成,而每個板條塊由若干馬氏體板條(Lath)組成[16]。其中板條塊是決定板條結(jié)構(gòu)力學(xué)性能的最小亞單元[17]。使用EBSD技術(shù)對含Cu-Ni低碳鋼時效試樣進行精細(xì)測試,并以15°晶界界定等效晶粒尺寸、2°～15°劃分小角晶界范圍[16-18],圖2為兩種感應(yīng)加熱+時效處理鋼板心部試樣的晶界分布圖,其中黑線表示>15°的大角晶界,紅線表示2°～15°的小角晶界。從圖2可以看出,兩種熱處理工藝下試樣的顯微組織均主要為板條狀鐵素體,但是板條塊的尺寸存在差異。通過對比可知,工藝Ⅰ得到的顯微組織比工藝Ⅱ明顯細(xì)化。使用AZtec Crystal軟件對小角晶界和等效晶粒尺寸進行統(tǒng)計,結(jié)果如表2 所示。與工藝Ⅱ相比,工藝Ⅰ得到的平均晶粒尺寸明顯更小,小角晶界占比則相差不多。參考張正延等[19]提出的根據(jù)小角晶界所占比例計算位錯密度的方法,基于XRD測試標(biāo)準(zhǔn)樣品的位錯密度,確定本試驗鋼的比例系數(shù)k為9.14×10-7mm-2·μm,據(jù)此計算出工藝Ⅰ、工藝Ⅱ試樣的位錯密度分別為12.49×107mm-2和11.68×107mm-2。

圖2 不同熱處理工藝下含Cu-Ni低碳低合金鋼的EBSD取向成像圖

表2 不同熱處理工藝下含Cu-Ni低碳低合金鋼的晶界占比和等效晶粒尺寸

使用高分辨掃描電鏡對兩種感應(yīng)加熱+時效處理鋼板心部試樣的顯微組織進行觀測,典型形貌如圖3所示?？梢钥闯?兩種熱處理工藝下均觀測到大量納米級尺寸的析出相,呈球狀或短棒狀形貌,尺寸主要分布于10～60 nm?；谇捌诠ぷ骺芍?該類型的析出相為富Cu粒子[15]。通過統(tǒng)計得出,工藝Ⅰ試樣中析出的Cu粒子平均尺寸為(30.78±15.42) nm,工藝Ⅱ試樣中析出的Cu粒子平均尺寸為(32.78±17.41) nm。標(biāo)準(zhǔn)差較大的原因是該體系含Cu-Ni低碳低合金鋼中同時存在較小尺寸Cu粒子(<20 nm)和較大尺寸Cu粒子(>20 nm)。

圖3 不同熱處理工藝下含Cu-Ni低碳低合金鋼的SEM圖

3 討論

3.1 理論計算

一般地,低合金鋼的強度主要包括5部分的貢獻(xiàn),分別是位錯運動的點陣阻力、固溶強化、晶界強化、位錯強化和沉淀強化[20],但這5部分對鋼強度的貢獻(xiàn)并非簡單的線性疊加[13]。

本低合金鋼的屈服強度σy可通過公式(1)計算[13]:

(1)

式中:σ0代表純鐵在室溫下的點陣阻力,為57 MPa[20];σs為固溶強化增量;σg為晶界強化增量;σd為位錯強化增量;σp為沉淀強化增量。

鐵素體基體中,固溶強化增量σs可用經(jīng)驗公式(2)計算[21]:

σs=32[Mn]+678[P]+83[Si]+39[Cu]-31[Cr]+11[Mo]+5544[C]

(2)

式中:[X]為X元素在鋼中的平衡固溶度。按照Thermo Calc計算結(jié)果,低于680 ℃時奧氏體均已轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體,因此對于670～680 ℃時效2 h的試驗鋼,基體為鐵素體。代入鐵素體中各元素固溶度的計算結(jié)果,分別計算得出[Cu]和[C]數(shù)值。對于其他元素,考慮到P和Si為鐵素體形成元素,在鐵素體基體中一般以固溶態(tài)存在,微量Mn、Ni原子雖然偏聚在Cu/基體界面,但是大部分仍固溶,而本低碳鋼中C當(dāng)量低,碳化物很少,Mo、Cr同樣視為固溶,因此使用上述元素在鋼中的含量代替平衡固溶度[X][12],通過公式(2)計算出σs在670 ℃和680 ℃時分別為89.53 MPa和98.20 MPa?？梢?工藝Ⅰ與工藝Ⅱ的時效溫度相差10 ℃,產(chǎn)生的固溶強化增量差異約10 MPa。

晶界強化增量σg可通過霍爾-佩奇公式計算:

(3)

式中:ky為比例系數(shù),低合金高強鋼的比例系數(shù)通常為17.4 MPa·mm1/2[12];d為等效晶粒尺寸,根據(jù)EBSD統(tǒng)計得到。通過公式(3)計算得出,工藝Ⅰ和工藝Ⅱ下σg分別為196.94 MPa和185.07 MPa?？梢?熱處理工藝的不同理論上可造成約10 MPa的強度差異。

位錯強化增量σd可通過式(4)計算[21]:

(4)

式中:α為比例系數(shù),范圍在0.3～0.5,對大多數(shù)鋼鐵材料來說,數(shù)值大約為0.5[20];G為基體切變模量,純鐵的室溫切變彈性模量約為81.6 GPa;b為伯氏矢量,為0.248 nm;ρ為位錯密度[13]。根據(jù)EBSD統(tǒng)計出的小角晶界百分比和XRD計算出的位錯密度,求得工藝Ⅰ和工藝Ⅱ下σd分別為71.53 MPa和69.17 MPa。可見,由位錯密度導(dǎo)致的位錯強化效果差異非常小。

沉淀強化機制相對較為復(fù)雜,對Cu粒子來說,其作為析出相起到的強化作用的本質(zhì)為阻礙位錯移動,但隨著Cu粒子尺寸的長大,強化機制存在由位錯切過第二相的切過機制(Cutting)到繞過第二相的Orowan機制(Looping)的轉(zhuǎn)變過程[13],對含Cu鋼體系來說,化學(xué)成分和工藝參數(shù)選取的不同,使得臨界尺寸存在差異,如劉慶東[11]計算出臨界半徑為2.9 nm;Zhou等[14]計算出臨界半徑為13 nm;李振團等[10]計算出臨界半徑為6.7 nm。

沉淀強化增量σp可通過式(5)計算:

σp=min(σshear,σorowan)

(5)

式中:σshear和σorowan分別為切過機制和繞過機制產(chǎn)生的強度增量。

在析出相尺寸較小時,位錯切過析出相產(chǎn)生強化增量σshear,需要考慮化學(xué)強化σchemical、層錯強化σstacking fault、共格強化σcoherency、模量強化σmodulus和有序強化σorder5個部分的貢獻(xiàn)?？紤]到本試驗鋼的基體為BCC結(jié)構(gòu)的鐵素體,不易產(chǎn)生層錯,因此σstacking fault可不考慮[1];理論上σchemical和σorder所產(chǎn)生的強度增量與合金鋼的屈服強度σy相比也很小,常忽略不計[11]。因此共格強化和模量強化起主要強化作用[10],由二者得到的強化增量σshear可通過式(6)～式(8)計算:

(6)

(7)

(8)

式中:M為泰勒因子,為2.75;ε為晶格畸變參數(shù),為0.0057;ΔG為基體和析出相的剪切模量差,鐵素體的剪切模量G為81.6 GPa,Cu析出相的剪切模量G為71 GPa[11];k′為切邊機制指數(shù),為1.25[10];f為Cu析出粒子的體積分?jǐn)?shù);r為析出相半徑。

σorowan強化增量可由式(9)計算[13]:

(9)

當(dāng)切過機制和繞過機制產(chǎn)生的強度增量相等時,強化機制發(fā)生轉(zhuǎn)變,即:

σshear=σorowan

(10)

此時,可求得Cu析出相的臨界半徑為14.25 nm,換算成臨界尺寸(直徑)為28.50 nm,如圖4所示。

圖4 隨顆粒尺寸變化的強化機制轉(zhuǎn)變規(guī)律

對于本文的合金體系,時效2 h后,含Cu鋼各部位析出Cu粒子的平均尺寸均超過30 nm[8,15],大于臨界尺寸,因此σorowan強化增量即為沉淀強化增量σp。在計算σorowan強化增量時,考慮到參數(shù)的選擇會對最終計算臨界尺寸產(chǎn)生影響[10-14],本文計算過程中,最終選擇的參數(shù)與實測結(jié)果最相符(公式(9)),而即使代入其他不同的參數(shù),計算出本體系合金鋼的臨界尺寸也均小于30 nm,證明了使用σorowan強化增量代替沉淀強化增量σp計算是更合理的。

基于本試驗鋼前期大量工作[8,15],時效2 h后Cu粒子幾乎全部析出,采用公式(11)計算Cu析出粒子的體積分?jǐn)?shù)f[20]:

(11)

式中:dFe和dCu為Fe基體和Cu析出相的密度,分別近似為7.874 g/cm3和8.960 g/cm3;Cu為合金鋼中Cu元素濃度;[Cu]根據(jù)Thermo Calc計算結(jié)果得出。將根據(jù)公式(11)計算出的f代入公式(9),求得工藝 Ⅰ 和工藝 Ⅱ 下σp分別為336.37 MPa和322.99 MPa,兩種工藝之間σp差異約15 MPa。

3.2 分析與討論

為研究Cu粒子與位錯的交互作用,對本試驗所用含Cu鋼進行TEM原位拉伸試驗,拉伸方向為水平方向,以一個尺寸為44.57 nm的Cu粒子為研究對象,在拉伸過程中,試驗成功捕捉到位錯經(jīng)過該Cu粒子的過程,如圖5所示。由圖5(a)可以看出,所觀察到的該組位錯從右下角向左上角進行移動,當(dāng)位錯移向Cu粒子時與Cu粒子發(fā)生交互作用,在Cu粒子的左下角可以看到明顯的位錯環(huán),同時在Cu粒子的旁邊觀測到新出現(xiàn)的位錯塞積群,如圖5(b)所示。塞積群是因為同一個位錯源產(chǎn)生的位錯在障礙前受阻而在障礙前排列起來所形成的[18]。位錯環(huán)和塞積群的產(chǎn)生證明了兩個事實,一是位錯按照Orowan機制繞過尺寸為44.57 nm的Cu粒子,與計算出本試驗體系低碳含Cu鋼的臨界尺寸為28.50 nm的信息符合;二是Cu粒子作為一種障礙,阻礙位錯的滑動,說明本試驗鋼中大量納米級的Cu粒子析出對含Cu鋼的強度有貢獻(xiàn)。

圖5 含Cu-Ni低碳低合金鋼原位拉伸試驗的TEM結(jié)果

考慮5 部分強度貢獻(xiàn),根據(jù)公式(1)得出工藝Ⅰ和工藝 Ⅱ 下含Cu鋼的計算屈服強度分別為687.36 MPa和670.59 MPa。與試驗所得的屈服強度σ進行對比發(fā)現(xiàn),計算結(jié)果較實際測量結(jié)果低40 MPa左右,如圖6所示。造成差異的其中一部分原因可能包括:本文忽略了其他可能存在的第二相;暫時未考慮N、S等微量元素對固溶強化的作用;本試驗鋼組織為板條狀鐵素體,但在使用霍爾-佩奇公式計算晶界強化增量時,代入基于等效圓原理的EBSD計算晶粒尺寸,等效晶粒尺寸>實際晶粒寬度,從而使計算出的晶界強化增量低于實際晶界強化增量。雖然存在以上幾方面的問題,但兩種體系下計算結(jié)果與實測結(jié)果表現(xiàn)出相似的差異,即工藝 Ⅰ 和工藝 Ⅱ 的屈服強度計算差值(16.77 MPa)和實際測試差值(15.10 MPa)很接近,可以認(rèn)為計算結(jié)果能較為合理地解釋試驗現(xiàn)象。由結(jié)果來看,本試驗所用的低碳含Cu鋼體系中,沉淀及位錯強化、晶界強化、固溶強化和點陣阻力分別約按50%、28%、14%和8%起作用。沉淀強化和晶界強化為主要強化方式,雖然沉淀強化需要和位錯強化共同考慮,但是位錯強化增量的數(shù)值偏小,同時帶來的強化效果差異也非常小,因此不將其歸為主要強化方式。工藝Ⅰ和工藝Ⅱ?qū)Ρ却嬖?5 MPa左右的強度差異,分析認(rèn)為,差異主要來源于沉淀強化和晶界強化。因此通過熱處理工藝調(diào)控Cu粒子析出尺寸、分布及等效晶粒尺寸是改善低碳含Cu鋼性能的有效手段。

圖6 強化方式疊加分析

4 結(jié)論

1) 含Cu-Ni低碳低合金鋼經(jīng)980 ℃感應(yīng)淬火+670 ℃時效和1030 ℃感應(yīng)淬火+680 ℃時效后得到不同顯微組織、析出Cu粒子和晶界特征,等效晶粒尺寸、小角晶界占比和Cu粒子平均尺寸分別為63.5 μm2、57.0%、30.78 nm和79.5 μm2、56.5%、32.78 nm。經(jīng)980 ℃感應(yīng)淬火+670 ℃時效處理后的顯微組織明顯細(xì)化,彌散析出的Cu粒子平均尺寸更小,綜合性能更優(yōu),屈服強度和硬度分別比1030 ℃感應(yīng)淬火+680 ℃時效處理時高出16.77 MPa和8.23 HV5。

2) 含Cu-Ni低碳低合金鋼在670、680 ℃時效的條件下,沉淀及位錯強化、晶界強化、固溶強化和點陣阻力分別約按50%、28%、14%和8%起作用,沉淀強化和晶界強化為主要強化方式,二者占比超過70%。沉淀強化和晶界強化也是造成670、680 ℃時效條件下強度差異的主要原因,提供了約25 MPa的差值。

3) 理論計算出含Cu-Ni低碳低合金鋼中Orowan繞過機制Cu粒子臨界尺寸為28.50 nm,位錯遵循Orowan繞過機制與大于臨界尺寸的Cu粒子發(fā)生交互作用,TEM原位拉伸試驗觀測到尺寸為44.57 nm的Cu粒子周圍產(chǎn)生位錯塞積群,位錯繞過并在Cu粒子周圍留下位錯環(huán)。