鎮(zhèn) 凡,劉 靜,賈 涓,程吉浩,徐進橋,郭 斌

(1.武漢科技大學材料與冶金學院,湖北武漢,430081;2.武漢鋼鐵(集團)公司研究院,湖北武漢,430080)

低合金高強鋼(high strength low alloy steels,HSLA)是一類應用領域極為廣泛的低碳工程結構用鋼,其含碳量通常小于0.25%,合金元素總含量不大于5%。與普通碳素結構鋼相比,HSLA鋼有較高的屈服強度和屈強比(0.65～0.95),較好的冷熱加工成型性、焊接性,較低的冷脆傾向、缺口和時效敏感性,以及較強的抗大氣、海水等腐蝕能力[1]。

合金元素含量及成分配比是影響HSLA鋼組織和性能的重要因素之一,本文在實驗室條件下試制了不同成分的C-M n-Mo系HSLA鋼,分析了合金元素Mo和B對試驗鋼種的組織和性能的影響,以期為生產(chǎn)工藝的制定提供依據(jù)。

1 試驗材料及方法

在50 kg真空感應爐中冶煉得到兩種不同成分的HSLA鋼(見表1)。鋼種采用C-M n-Mo系,同時添加Cu等微量合金元素,其中1#試樣的Mo、B含量均小于2#試樣。

表1 試驗鋼種的化學成分(w B/%)Table 1 Chemical compositions of experimental steels

將鋼坯加熱至1 200℃,保溫后,按兩段式控制軋制工藝進行軋制,粗軋壓下量大于25%,精軋壓下量大于70%,終軋溫度為840℃,采用層流冷卻方式進行冷卻,終冷溫度低于450℃,得到板厚為12 mm的試樣。

沿軋向截取圓棒狀拉伸試樣,標距為50 mm,采用CM T5105型電子萬能試驗機進行拉伸試驗;沿軋向截取沖擊試樣,為標準夏比V型缺口試樣,缺口方向垂直于軋面,采用JB-30B型沖擊試驗機進行沖擊試驗。拉伸和沖擊試驗均在室溫下進行。采用光學顯微鏡和掃描電子顯微鏡(SEM)觀察兩種試樣的微觀結構,觀察面為軋板側面。

2 結果與分析

2.1 力學性能

表2 試驗鋼種的力學性能Table 2 Mechanical properties of experimental steels

根據(jù)拉伸和沖擊試驗,得到兩組試樣的力學性能參數(shù)如表2所示。從表2可以看出,兩個鋼種均具有較高的屈服強度和抗拉強度(尤其是2#試樣),同時具有較好的塑性,其延伸率均超過17%。2#試樣的強度明顯高于1#試樣(尤其是屈服強度Rp0.2),因此其具有較高的屈強比。另外,兩個鋼種的沖擊功均高于200 J,表明其具有一定的韌性。因此,試驗鋼種具有很好的強韌性匹配。

在含Nb鋼中,Mo能提高Nb(C、N)在奧氏體中的溶度積,使大量的Nb保持在固溶體中,以便在低溫轉變中彌散析出,從而產(chǎn)生較高的沉淀強化效果。Mo在鋼中還能增加碳化物的形核位置,使形成的碳化物更細小、更多[2]。2#試樣中含有較多的Mo,因此其強度較高。

2.2 拉伸斷口

采用SEM觀察試樣的拉伸斷口形貌,如圖1所示。在拉應力作用下,當應力超過材料的屈服強度之后,材料開始產(chǎn)生范性形變,在非金屬夾雜物存在的地方發(fā)生位錯塞積,產(chǎn)生應力集中,進而在夾雜物和鋼基體的交界面處產(chǎn)生微孔。隨著應變的增加,微孔不斷增大,最后通過韌窩互相聯(lián)合導致斷裂,在正應力作用下形成等軸韌窩。1#和2#試樣的拉伸斷口均粗糙不平,呈纖維狀,為等軸韌窩斷口,表明兩個鋼種有較好的塑性。在圖1(a)和圖1(b)中可以觀察到兩個試樣的拉伸斷口上韌窩均很小,且數(shù)量多,呈等軸、無規(guī)則分布。在圖1(c)和圖1(d)中可以觀察到2#試樣中的韌窩部分相對較平滑、纖維組織較少,而1#試樣中,韌窩形貌大而深,表明1#試樣的塑性比2#試樣稍好。

圖1 試驗鋼種的拉伸斷口形貌Fig.1 Fractography of experimental steels under the tension

2.3 沖擊斷口

采用SEM觀察試樣的沖擊斷口形貌,如圖2所示。兩組試樣斷口均為韌窩斷口,在切應力下形成拋物線型韌窩。斷口上韌窩的拋物線凸向相同,并指向裂紋源。韌窩的形核與鋼中非金屬夾雜物有關,夾雜物顆粒與韌窩幾乎是一一對應的,一個夾雜物就是一個韌窩的形核位置。韌窩的形狀與大小取決于夾雜物本身的形狀和大小。有時韌窩的大小相差也很懸殊,往往在大韌窩周圍群集許多小的韌窩[3]。1#試樣中韌窩尺寸大而深,大韌窩中均有一個大顆粒夾雜物與之對應,旁邊聚集著許多小韌窩。2#試樣中大韌窩相對有所減少,韌窩尺寸小而淺。這表明1#試樣具有更好的韌性。

2.4 顯微組織

圖3為兩組試樣的顯微組織照片,其中箭頭表示軋制方向。兩組試樣的晶粒均沿軋制方向被拉長,具有明顯的取向性,晶粒大小均勻,2#試樣晶粒尺寸比1#試樣稍大。通過高倍SEM觀察發(fā)現(xiàn),1#試樣的顯微組織為較紊亂的針狀鐵素體類型的貝氏體,針片互相交錯,有些地方晶界不夠明顯;2#試樣的顯微組織為板條貝氏體,晶界較明顯,晶粒較大且等軸分布,貝氏體板條清晰可見,在同一個晶粒中均平行分布,平行的貝氏體板條貫穿于整個奧氏體晶粒,板條束較細密,板條間距小,且與奧氏體晶界呈一定角度分布。

圖2 試驗鋼種的沖擊斷口形貌Fig.2 Fractography of experimental steels under the impact

圖3 試驗鋼種的顯微組織Fig.3 M icrostructures of experimen tal steels

貝氏體組織主要由控軋控冷工藝所決定,而合金元素的存在可以促進貝氏體組織的形成。合金元素Mo可以使C曲線的珠光體轉變右移,抑制先共析鐵素體的形成,但對貝氏體轉變的推遲較小,同時升高了珠光體轉變速度最大時的溫度,降低了貝氏體轉變速度最大時的溫度,從而把珠光體轉變和貝氏體轉變的C曲線明顯分離開來,使得在相同的冷卻條件下能促進中溫轉變組織的形成,更容易發(fā)生貝氏體轉變。微量B的加入可明顯抑制鐵素體在奧氏體晶界上的形核,使得奧氏體分解轉變的孕育期延長,因此鋼的等溫轉變C曲線開始向右移,同時還使貝氏體轉變曲線變得扁平,這樣,即使在低碳的情況下,在一個較大的冷卻范圍之內(nèi)也能獲得貝氏體組織[4-8]。兩個試驗鋼種經(jīng)過控軋控冷工藝后均得到貝氏體組織。2#試樣中Mo、B含量較高,利于板條貝氏體組織的形成。板條狀貝氏體可視為貝氏體鋼中轉變溫度最低的組織,組織中可見平行的貝氏體鐵素體板條,其中富碳相對較少,并且不含碳化物,板條直接接觸,板條間為位錯構成的小角度晶界,板條組織很細,具有良好的強韌性匹配[9-10]。

晶界是一個排列疏松的區(qū)域,B原子半徑(為0.97 nm)比Fe、Cr等要小,但比間隙元素C、N要大。它無論以置換式還是以間隙式固溶于基體,引起的點陣畸變都較大,向晶界的偏聚驅(qū)動力大,即競爭偏聚能力強,因此B易于偏聚在晶界,從而強化晶界,提高晶界結合力[11]。對比兩組試樣,1#試樣中,w(B)<0.000 5%;2#試樣中,w(B)=0.001 1%。從圖3(d)中可以看出,2#試樣晶界較明顯且較為完整,這是2#試樣強度較高的原因之一。對組織的進一步觀察發(fā)現(xiàn),該貝氏體組織既不屬于上貝氏體組織,也不屬于下貝氏體組織,而是屬于退化了的上貝氏體,其與傳統(tǒng)上貝氏體的主要不同在于貝氏體鐵素體束片之間的析出物類型及形態(tài)。退化了的上貝氏體為呈連續(xù)分布的片層狀殘留奧氏體或M A組織,且片層尺寸細小,而傳統(tǒng)上貝氏體為非連續(xù)分布的典型滲碳體。研究表明,這種具有特殊亞結構的退化上貝氏體雖不能像下貝氏體那樣提供優(yōu)異的高強度、高韌性匹配,但也可以保證鋼板具有足夠的強韌性平衡,是工藝適應性較強的組織。

3 結論

(1)通過控制鋼種的成分和工藝,可得到具有高強度、高韌性匹配的C-M n-Mo系HSLA鋼,其拉伸斷口為等軸韌窩斷口,沖擊斷口為拋物線型韌窩斷口,斷口形貌顯示該鋼種具有良好的塑韌性。

(2)在C-M n-Mo系HSLA鋼中,Mo和B的添加,可抑制先共析鐵素體的形成,促進貝氏體轉變,使其在一個較大的冷卻范圍之內(nèi)也能獲得貝氏體組織,且有足夠的強韌性。

(3)在C-M n-Mo系HSLA鋼中,適當增加Mo和B的含量,可以明顯提高鋼種的強度,并且不損害其塑韌性。

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