王兆華 謝章龍 陳 鋒
(1東南大學(xué)江蘇省先進(jìn)金屬材料高技術(shù)研究重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 南京 211189)(2南京鋼鐵股份有限公司, 南京 210035)
超高強(qiáng)度船板鋼因其高強(qiáng)度、高低溫韌性、優(yōu)良的焊接性能及低成本等特性,成為船舶制造領(lǐng)域及海洋工程領(lǐng)域不可或缺的材料,被廣泛應(yīng)用于造船、海洋平臺(tái)和海洋能源設(shè)備建設(shè)[1-4].采用合理的成分設(shè)計(jì)和控軋控冷工藝,可使船板鋼具備優(yōu)異的強(qiáng)韌性組合和良好的焊接性能.但對(duì)于中厚板,軋后組織通常不均勻,需要進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理(quenching and tempering, QT)以保證其組織均勻性和性能穩(wěn)定性[5-8].雖然調(diào)質(zhì)處理是生產(chǎn)高強(qiáng)高韌厚板的有利手段,但是回火溫度范圍窄,淬火、回火熱處理的能源消耗大.
近年來(lái),以得到鐵素體和馬氏體雙相組織為目的的亞溫淬火及回火(intercritical quenching and tempering, IQT)工藝在汽車(chē)用和管線用雙相鋼的開(kāi)發(fā)中得到廣泛應(yīng)用[9-10].該工藝既利用了鐵素體相高韌性的特點(diǎn),又利用了馬氏體相(或硬質(zhì)回火組織)高強(qiáng)度的特點(diǎn),使鋼材得到了較為優(yōu)異的強(qiáng)韌性組合[11-12].但是目前該工藝在船板鋼中的應(yīng)用報(bào)道不多,主要集中在亞溫淬火溫度對(duì)組織和性能的影響,而對(duì)回火工藝的研究較少[13-15].本文以E550級(jí)超高強(qiáng)度船板鋼為研究對(duì)象,重點(diǎn)研究了亞溫淬火后寬回火溫度范圍內(nèi)顯微組織和力學(xué)性能的演變規(guī)律,為制定節(jié)能、合理的熱處理工藝提供依據(jù).
試驗(yàn)所需材料為控軋控冷態(tài)33 mm厚E550級(jí)超高強(qiáng)度船板鋼,其化學(xué)成分如表1所示.表2為GB 712—2011[16]中對(duì)E550船板鋼的性能要求.鋼廠內(nèi)控標(biāo)準(zhǔn)中要求伸長(zhǎng)率大于等于17%,橫向沖擊韌性(-40 ℃)大于等于100 J,其余性能要求與表2所列相同.
表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分 %
表2 E550級(jí)船板鋼的力學(xué)性能要求
在板厚1/4處垂直于軋制方向切取5 mm×5 mm×10 mm的金相試樣,利用TMA 402 F3熱機(jī)械分析儀測(cè)得試驗(yàn)鋼的相變平衡溫度A1點(diǎn)為719 ℃,A3點(diǎn)為852 ℃.根據(jù)A1和A3點(diǎn)確定完全奧氏體化淬火溫度和亞溫淬火溫度,分別為930 ℃和820 ℃(由于820 ℃淬火時(shí)多邊形鐵素體含量適中,馬氏體板條細(xì)小),淬火保溫均為30 min;930 ℃淬火試樣回火溫度為600~670 ℃,820 ℃淬火試樣回火溫度為440~670 ℃,回火保溫時(shí)間均為45 min.上述熱處理工藝如圖1所示.
(a) QT
(b) IQT
一般而言,橫向沖擊韌性值要低于縱向沖擊韌性值,要求也更為苛刻,本文按供貨要求和鋼廠內(nèi)控標(biāo)準(zhǔn)取橫向沖擊韌性值.按GB/T 2975—1998[17]規(guī)定在板厚1/4處切取橫向拉伸試樣和橫向標(biāo)準(zhǔn)Charpy沖擊試樣并進(jìn)行熱處理.拉伸試樣尺寸以ASTM E8/E8M-16a[18]中小試樣尺寸為基礎(chǔ),并考慮到切取位置和板材厚度來(lái)設(shè)計(jì)(見(jiàn)圖2).拉伸試驗(yàn)按GB/T 228.1—2011[19]在CMT5105電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,拉伸速率為4 mm/min(取2個(gè)樣均值).Charpy沖擊試驗(yàn)按照GB/T 229—2007[20]在ZBC2303-1擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,試驗(yàn)溫度為-40 ℃(取3個(gè)樣均值).金相試樣用400#~1500#水磨砂紙打磨并拋光,經(jīng)4%硝酸酒精溶液侵蝕后,利用Sirion 200場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)分析顯微組織.將試樣機(jī)械減薄至80 μm,并經(jīng)雙噴電解減薄(電解液為5%~10%高氯酸酒精),采用Tecnai G2 T20型透射電子顯微鏡(TEM)觀察精細(xì)組織.
圖2 拉伸試樣示意圖(單位:mm)
表3給出了試驗(yàn)鋼在不同熱處理工藝下的室溫拉伸性能和-40 ℃的沖擊吸收功.可看出,在IQT工藝下,隨著回火溫度降低,試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度逐漸升高,伸長(zhǎng)率和低溫沖擊韌性逐漸降低.回火溫度在635~670 ℃時(shí),IQT試樣的強(qiáng)度明顯低于QT試樣.回火溫度在440~600 ℃時(shí),IQT試樣的強(qiáng)度與QT試樣相當(dāng),但伸長(zhǎng)率和低溫沖擊韌性更優(yōu)異,力學(xué)性能滿足E550船板的要求.總體上,IQT試樣在440~635 ℃的寬回火溫度范圍內(nèi)具有優(yōu)異的強(qiáng)韌性組合.QT試驗(yàn)鋼在600~670 ℃回火后力學(xué)性能良好,滿足E550船板的要求.
表3 不同熱處理工藝下的力學(xué)性能
為研究亞溫淬火后寬回火溫度范圍內(nèi)顯微組織的變化規(guī)律,同時(shí)為對(duì)比相同回火溫度下IQT試樣和QT試樣顯微組織上的差異,本文重點(diǎn)對(duì)820 ℃淬火+460,540,635 ℃回火的IQT試樣(670 ℃回火時(shí)屈服強(qiáng)度不達(dá)標(biāo))和930 ℃淬火+635 ℃回火的QT試樣進(jìn)行微觀組織對(duì)比分析.
2.2.1 淬火組織
由圖3可見(jiàn),820 ℃的淬火組織為板條馬氏體(lath martensite, LM)+準(zhǔn)多邊形鐵素體(quasi-polygonal ferrite, QPF)的雙相組織,其中鐵素體的體積分?jǐn)?shù)為18.8%(利用Image-J軟件統(tǒng)計(jì)得到);930 ℃淬火組織為典型的板條馬氏體.圖4給出了試驗(yàn)鋼在不同淬火溫度下所得馬氏體中碳含量的示意圖.根據(jù)杠桿定律,可估算出820 ℃淬火時(shí)馬氏體的碳含量(Cγ′)約為0.26%,明顯高于930 ℃淬火時(shí)馬氏體的碳含量(Cγ=0.14%).兩者碳含量的差異也為顯微硬度測(cè)試所證實(shí):820 ℃淬火馬氏體的硬度為484 HV,930 ℃淬火馬氏體的硬度為440 HV.
(a) 820 ℃
圖4 不同淬火溫度下試驗(yàn)鋼的碳含量示意圖
2.2.2 回火組織
圖5顯示了試驗(yàn)鋼經(jīng)IQT和QT處理后的SEM顯微組織,其中滲碳體(Fe3C)的析出情況如圖中亮色點(diǎn)所示.可看出,820 ℃淬火+460 ℃回火時(shí),馬氏體表面浮突仍細(xì)小清晰;微細(xì)片狀Fe3C沿馬氏體板條邊界和馬氏體/鐵素體邊界析出(見(jiàn)圖5(a)).540 ℃回火時(shí),馬氏體表面浮突逐漸合并,板條展寬,呈現(xiàn)出粗大板條狀;Fe3C開(kāi)始在馬氏體板條內(nèi)部析出,呈細(xì)小球狀(見(jiàn)圖5(b)).635 ℃回火時(shí),板條組織完全消失;Fe3C聚集球化,最大尺寸超過(guò)200 nm(見(jiàn)圖5(c)).930 ℃淬火+635 ℃回火時(shí),F(xiàn)e3C在板條邊界和內(nèi)部呈球狀析出,但尺寸較小(見(jiàn)圖5(d)).
Fe3C的析出行為在TEM照片中顯示得更為清晰.可見(jiàn)820 ℃淬火試樣在460 ℃回火時(shí),F(xiàn)e3C呈片狀(見(jiàn)圖6(a)),這是因?yàn)檩^低溫度下碳原子擴(kuò)散遷移困難,F(xiàn)e3C易形核但是難以長(zhǎng)大.540 ℃回火時(shí),碳原子擴(kuò)散遷移獲得更大的驅(qū)動(dòng)力,更易作長(zhǎng)距離遷移,相鄰薄片狀Fe3C逐漸聚集長(zhǎng)大;同時(shí)為降低界面能,這些Fe3C更趨向于形成球狀(見(jiàn)圖6(b)).635 ℃回火時(shí),F(xiàn)e3C發(fā)生嚴(yán)重粗化(見(jiàn)圖6(c)).對(duì)比發(fā)現(xiàn),930 ℃淬火試樣在635 ℃回火時(shí)Fe3C呈球狀析出,但尺寸較小(見(jiàn)圖6(d)),這是因?yàn)?30 ℃淬火所得馬氏體中的碳含量較820 ℃淬火時(shí)低(見(jiàn)圖4),在相同溫度回火時(shí)Fe3C的聚集長(zhǎng)大較為困難.
(a) 820 ℃淬火+460 ℃回火
(b) 820 ℃淬火+540 ℃回火
(c) 820 ℃淬火+635 ℃回火
(d) 930 ℃淬火+635 ℃回火
圖7給出了不同溫度回火時(shí)IQT和QT鋼中淬火馬氏體組織的轉(zhuǎn)變過(guò)程.可見(jiàn)820 ℃淬火+460 ℃回火時(shí),馬氏體板條清晰可見(jiàn),板條內(nèi)仍保持高密度的位錯(cuò)(見(jiàn)圖7(a)).由于薄片狀Fe3C大量析出(見(jiàn)圖5(a)和圖6(a)),這意味著該溫度下馬氏體已轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹎象wT′(板條狀鐵素體+片狀Fe3C).當(dāng)回火溫度升高到540 ℃時(shí),鐵素體的板條形態(tài)仍存在,但板條內(nèi)已基本看不到位錯(cuò)(見(jiàn)圖7(b)),且Fe3C變?yōu)榧?xì)小球狀(見(jiàn)圖6(b)),即馬氏體已轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹚魇象wS′.至635 ℃回火時(shí),鐵素體板條發(fā)生再結(jié)晶而完全轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S狀晶粒(equiaxed grain, EG),晶粒尺寸在500 nm左右(見(jiàn)圖7(c)).圖7(d)為930 ℃淬火+635 ℃回火工藝下的組織,可看出鐵素體仍保留板條形態(tài),但板條內(nèi)部有細(xì)小的亞晶粒(sub-grain, SG)形成,亞晶粒的尺寸約為170 nm.淬火馬氏體在回火時(shí)鐵素體板條的再結(jié)晶過(guò)程如下:隨溫度的升高,板條內(nèi)部的位錯(cuò)不斷遷移并逐漸形成了亞晶界,這些晶界將鐵素體板條分割成大小不等的亞晶(見(jiàn)圖7(d));隨著保溫過(guò)程的進(jìn)行,這些亞晶作為再結(jié)晶形核的基礎(chǔ),逐漸長(zhǎng)大為如圖7(c)的細(xì)小等軸晶粒,使板條形態(tài)完全消失.由此可見(jiàn),820 ℃和930 ℃淬火馬氏體在635 ℃的相同回火溫度下,前者鐵素體板條的再結(jié)晶過(guò)程比后者進(jìn)行得更快,這歸因于820 ℃淬火馬氏體的碳含量更高,由此造成的畸變能更大,使其回火時(shí)鐵素體板條的再結(jié)晶過(guò)程發(fā)生得更快.
(a) 820 ℃淬火+460 ℃回火
(b) 820 ℃淬火+540 ℃回火
(c) 820 ℃淬火+635 ℃回火
(d) 930 ℃淬火+635 ℃回火
圖6 回火溫度對(duì)Fe3C析出形貌的影響
(a) 820 ℃淬火+ 460 ℃回火
(b) 820 ℃淬火+ 540 ℃回火
(c) 820 ℃淬火+ 635 ℃回火
(d) 930 ℃淬火+635 ℃回火
圖7 回火溫度對(duì)馬氏體轉(zhuǎn)變的影響
如前所述,820 ℃淬火組織中含有體積分?jǐn)?shù)為18.8%的QPF,而QPF在隨后的回火組織中繼續(xù)保留(見(jiàn)圖5(a)~(c)).較高含量的鐵素體使IQT試驗(yàn)鋼在寬溫度范圍回火后都具有較好的伸長(zhǎng)率和沖擊韌性.研究表明,QPF作為韌性相,與通常的硬相不同,其存在的尖角不會(huì)對(duì)基體起割裂作用,鐵素體與馬氏體相間分布的組織,減緩了界面處的應(yīng)力集中,而且鐵素體內(nèi)部位錯(cuò)密度較低,對(duì)裂紋擴(kuò)展起到鈍化作用[21-23].同時(shí)裂紋大多繞過(guò)馬氏體以微孔聚集的方式在馬氏體/鐵素體相界擴(kuò)展,而相界又為微孔形核提供了眾多位置,導(dǎo)致微孔細(xì)小,不易聚集生長(zhǎng)成大的韌窩,延緩了裂紋的擴(kuò)展[24].此外,馬氏體/鐵素體相界多為大角度晶界,大角度晶界對(duì)裂紋擴(kuò)展的阻礙作用更大[13, 25].
對(duì)于IQT試驗(yàn)鋼而言,460 ℃回火時(shí),馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹎象wT′,其中薄片狀Fe3C的數(shù)量多、細(xì)小而彌散,同時(shí)鐵素體板條內(nèi)仍保持高密度的位錯(cuò),因而T′的強(qiáng)度很高,此時(shí)QPF+T′的雙相組織使試驗(yàn)鋼具有高強(qiáng)度和良好的伸長(zhǎng)率及低溫沖擊韌性.540 ℃回火時(shí),馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹚魇象wS′,F(xiàn)e3C呈細(xì)小球狀彌散分布,鐵素體保持板條形態(tài),僅發(fā)生了回復(fù),因而S′的強(qiáng)度較高,塑性較好.這種QPF+S′的雙相組織使試驗(yàn)鋼具有較高強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率及沖擊韌性.635 ℃回火時(shí),S′中的鐵素體板條通過(guò)再結(jié)晶已完全轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶,且球狀Fe3C發(fā)生聚集和粗化,導(dǎo)致QPF+S′雙相組織的強(qiáng)度明顯降低,而伸長(zhǎng)率和沖擊韌性顯著提高.通過(guò)對(duì)比可見(jiàn),QT試驗(yàn)鋼經(jīng)635 ℃回火后,馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)镾′,但球狀Fe3C更為細(xì)小,且鐵素體大部分仍保持板條形態(tài),僅少部分開(kāi)始發(fā)生再結(jié)晶,這使得試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能優(yōu)良,強(qiáng)度明顯超過(guò)相同溫度回火的IQT試驗(yàn)鋼.
IQT試驗(yàn)鋼經(jīng)440~600 ℃的寬溫度范圍回火處理后具有優(yōu)異的強(qiáng)韌性,與QT試驗(yàn)鋼相比,二者強(qiáng)度相當(dāng),但是伸長(zhǎng)率和低溫韌性更優(yōu)異.由上述結(jié)果可知,合理的IQT處理工藝不僅能確保鋼材的性能優(yōu)良,還可顯著節(jié)省熱處理工藝成本.
1) 與調(diào)質(zhì)處理相比,試驗(yàn)鋼經(jīng)亞溫淬火后含有18.8%的準(zhǔn)多邊形鐵素體,確保鋼材即使在較低溫度回火后仍保持較高的伸長(zhǎng)率和優(yōu)異的低溫韌性.
2) 試驗(yàn)鋼經(jīng)亞溫淬火后,隨回火溫度升高,馬氏體板條逐漸分解轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹎象w和回火索氏體,其中Fe3C由薄片狀轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙?,并不斷粗化;鐵素體板條的位錯(cuò)密度下降,最終再結(jié)晶成為等軸晶粒.上述變化導(dǎo)致材料強(qiáng)度下降,伸長(zhǎng)率和低溫韌性提高.
3) 試驗(yàn)鋼經(jīng)820 ℃淬火和440~600 ℃的寬溫度范圍回火處理后具有優(yōu)異的強(qiáng)韌性,與QT試驗(yàn)鋼相比,強(qiáng)度相當(dāng),而伸長(zhǎng)率和低溫韌性更優(yōu)異,可顯著節(jié)省熱處理工藝成本.