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        低碳高強(qiáng)艦船用鋼固溶時(shí)效后的組織與性能

        2022-07-26 08:41:44李夢(mèng)歡張露友徐海衛(wèi)董欣欣楊子旋田亞強(qiáng)陳連生
        金屬熱處理 2022年7期
        關(guān)鍵詞:板條貝氏體鐵素體

        李夢(mèng)歡, 張露友, 徐海衛(wèi), 董欣欣, 楊子旋, 田亞強(qiáng), 陳連生

        (1. 華北理工大學(xué) 教育部現(xiàn)代冶金技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 河北 唐山 063210;2. 首鋼京唐鋼鐵聯(lián)合有限責(zé)任公司 技術(shù)中心, 河北 唐山 063200;3. 唐山科技職業(yè)技術(shù)學(xué)院 材料工程系, 河北 唐山 063000;4. 寧波大學(xué) 沖擊與安全工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 浙江 寧波 315211)

        目前世界各國(guó)對(duì)艦船用鋼的質(zhì)量要求都非常嚴(yán)格,不但對(duì)其化學(xué)成分、力學(xué)性能有嚴(yán)格的規(guī)定,還規(guī)定必須對(duì)生產(chǎn)過(guò)程進(jìn)行嚴(yán)格的質(zhì)量控制。為了不斷滿(mǎn)足艦船對(duì)船體用鋼的更高要求,世界各國(guó)都在進(jìn)行更加深化完善的研究工作,對(duì)現(xiàn)有成熟鋼種進(jìn)行不斷的改進(jìn)[1-2]。美國(guó)率先研制出了HSLA系列高強(qiáng)度艦船用鋼,HSLA鋼在具有高強(qiáng)度和高韌性的同時(shí),還能保障優(yōu)良的焊接性和耐腐蝕性能,受到了研究者們的廣泛研究和關(guān)注[3-5]。有研究發(fā)現(xiàn)[6-8],固溶后的艦船鋼組織中有著高密度的位錯(cuò),這為時(shí)效過(guò)程中第二相的析出提供了形核點(diǎn)位,有助于第二相的析出。由于鐵素體組織有著更加優(yōu)異的塑性,能夠采用熱機(jī)械控制(TMCP)工藝獲得細(xì)小的鐵素體組織,再配合后續(xù)的固溶時(shí)效處理來(lái)獲得更優(yōu)的組織以及細(xì)小的納米富Cu相,從而改善鋼板的塑性和韌性[7-9]。但是由于時(shí)效溫度區(qū)間較小,很難確定最佳的時(shí)效溫度范圍以控制組織形貌,從而找到最佳的強(qiáng)韌性能。因此,本文以TMCP工藝處理后的低碳艦船用高強(qiáng)鋼為研究對(duì)象,對(duì)其進(jìn)行固溶處理后,采用不同溫度的時(shí)效處理工藝,研究時(shí)效處理參數(shù)對(duì)艦船鋼的組織及性能的影響規(guī)律,為低碳高強(qiáng)艦船鋼的固溶時(shí)效熱處理工藝提供理論依據(jù)和實(shí)踐參考。

        1 試驗(yàn)材料與方法

        試驗(yàn)用艦船高強(qiáng)鋼的化學(xué)成分設(shè)計(jì)如表1所示。由于C含量較低,強(qiáng)度會(huì)有較大的降低,但通過(guò)Cu的添加來(lái)實(shí)現(xiàn)富Cu相的析出,彌補(bǔ)強(qiáng)度損失。Mn、Ni和Si都有提高淬透性的作用,同時(shí)Ni也可以消除Cu所帶來(lái)的熱脆現(xiàn)象,并提高鋼的韌性,Cr和Mo的加入能夠抑制多邊形鐵素體相變[8-9]。

        表1 試驗(yàn)材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)%)Table 1 Chemical composition of the tested steel (mass fraction, %)

        試驗(yàn)鋼使用50 kg真空感應(yīng)爐冶煉澆鑄,將鑄坯鍛造成斷面尺為40 mm×160 mm的方坯,在氬氣氛圍加熱爐中加熱至1250 ℃并保溫3 h使鍛坯成分均勻化,避免偏析。圖1為試驗(yàn)鋼鍛坯的顯微組織,為多邊形鐵素體。鋼板的開(kāi)軋溫度為1150 ℃,終軋溫度為850 ℃,終軋厚度5 mm,試驗(yàn)鋼熱軋后以20 ℃·s-1的冷卻速率冷卻至600 ℃后空冷至室溫,得到的顯微組織如圖2所示,主要為較細(xì)小的貝氏體鐵素體和多邊形鐵素體組織。

        圖1 鍛態(tài)試驗(yàn)鋼的原始顯微組織Fig.1 Original microstructure of the as-forged tested steel

        圖2 熱軋后試驗(yàn)鋼顯微組織Fig.2 Microstructure of the tested steel after hot-rolling process

        為了獲得不同時(shí)效溫度對(duì)試驗(yàn)鋼組織和力學(xué)性能的影響以及最佳的時(shí)效工藝,采用DK-7716F數(shù)控線(xiàn)切割機(jī)從熱軋態(tài)試樣上切取尺寸為160 mm×50 mm×12 mm的板狀試樣,先進(jìn)行900 ℃×30 min一次固溶淬火處理,然后在400、450、500、550和600 ℃時(shí)效處理1 h,時(shí)效后水冷。從固溶態(tài)和時(shí)效態(tài)試樣上切取金相試樣、標(biāo)距為34 mm的工字形拉伸試樣與2.5 mm×10 mm×55 mm的V型缺口沖擊試樣。拉伸試驗(yàn)在SUNS-UTM5305萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上完成,拉伸速率1 mm/min。低溫沖擊性能測(cè)試采用JB-500沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行,試驗(yàn)溫度為-20 ℃。金相試樣依次進(jìn)行粗磨、細(xì)磨、拋光和體積分?jǐn)?shù)為4%硝酸酒精溶液腐蝕(腐蝕時(shí)間約為20 s),采用FEI SCIOS 03040702 聚焦離子束場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)進(jìn)行顯微組織觀察,同時(shí)對(duì)鋼中的第二相粒子進(jìn)行EDS分析。

        2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

        2.1 固溶態(tài)組織與性能

        對(duì)于含Cu艦船用鋼而言,適宜的固溶處理和時(shí)效處理是非常重要的。含Cu艦船用鋼因?yàn)椴捎昧说吞己康某煞衷O(shè)計(jì),其主要強(qiáng)化方式為沉淀析出強(qiáng)化,而富Cu相主要通過(guò)時(shí)效處理獲得。固溶處理的目的是獲得過(guò)飽和固溶體,對(duì)時(shí)效過(guò)程中得到細(xì)小的富Cu相起著非常重要的作用,可以進(jìn)一步提高強(qiáng)度。析出相的外形和大小主要由時(shí)效處理控制,所以合適的固溶時(shí)效處理工藝才可以得到細(xì)小彌散的析出相,從而提高含Cu鋼的性能[9-11]。

        試驗(yàn)鋼經(jīng)900 ℃保溫30 min固溶淬火后的顯微組織如圖3所示。從圖3可以看出,固溶處理后的組織中雖然存在著部分馬氏體/貝氏體組織,但依然有較多的多邊形鐵素體,主要是由于試驗(yàn)鋼的C含量過(guò)低,無(wú)法使全部奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體/貝氏體組織,最終呈現(xiàn)出多邊形鐵素體和貝氏體/馬氏體的混合組織。

        圖3 固溶態(tài)試驗(yàn)鋼的顯微組織Fig.3 Microstructure of the tested steel after solid solution treatment

        圖4為試驗(yàn)鋼固溶態(tài)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn),可以得出抗拉強(qiáng)度為625 MPa,屈服強(qiáng)度為505 MPa,斷后伸長(zhǎng)率為15.2%。試驗(yàn)鋼經(jīng)過(guò)固溶處理后的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率均不高,強(qiáng)度較低的原因是固溶態(tài)的組織中沒(méi)有第二相的析出強(qiáng)化作用,只有貝氏體的相變強(qiáng)化作用。而塑性較差的原因是組織中產(chǎn)生了貝氏體/馬氏體,導(dǎo)致斷后伸長(zhǎng)率并不高。

        圖4 試驗(yàn)鋼固溶態(tài)的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)Fig.4 Engineering stress-engineering strain curve of the tested steel after solid solution treatment

        2.2 時(shí)效工藝對(duì)組織形貌的影響

        試驗(yàn)鋼經(jīng)固溶和不同溫度時(shí)效處理后的顯微組織如圖5所示。從圖5可以看到,當(dāng)時(shí)效溫度為400~500 ℃時(shí),與固溶態(tài)組織(如圖3(b)所示)相比,板條狀組織變少,這是由于在中溫區(qū)間保溫1 h時(shí),大量位錯(cuò)具有足夠的能量發(fā)生遷移,位錯(cuò)之間相互作用甚至相互抵消,導(dǎo)致位錯(cuò)密度下降,且一些相鄰板條之間的邊界變得模糊甚至消失,使板條更加容易合并,導(dǎo)致了板條變粗的現(xiàn)象,此時(shí)組織為鐵素體和貝氏體。當(dāng)時(shí)效溫度升高到500~600 ℃時(shí),此時(shí)時(shí)效溫度較高,貝氏體基體中出現(xiàn)了細(xì)小的島狀組織,為逆轉(zhuǎn)變奧氏體,分布在奧氏體界面上,其形成的主要原因是時(shí)效過(guò)程中局部的成分起伏使奧氏體在晶界處形核,在隨后的水冷過(guò)程中穩(wěn)定下來(lái)或者轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w。

        圖5 試驗(yàn)鋼不同溫度時(shí)效處理后的顯微組織Fig.5 Microstructure of the tested steel aged at different temperatures(a) 400 ℃; (b) 450 ℃; (c) 500 ℃; (d) 550 ℃; (e) 600 ℃

        2.3 不同時(shí)效溫度下的力學(xué)性能

        試驗(yàn)鋼經(jīng)固溶和不同溫度時(shí)效處理后的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)如圖6所示,表2為不同時(shí)效溫度下的力學(xué)性能。可以看出,隨著時(shí)效溫度的提高,試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度出現(xiàn)了先升高后降低的變化趨勢(shì)。當(dāng)時(shí)效溫度為400 ℃和450 ℃時(shí),基體為貝氏體組織,并且保持板條狀形貌。在此溫度區(qū)間,過(guò)飽和的間隙原子在取得了充足的能量后,開(kāi)始擴(kuò)散到位錯(cuò)或者缺陷處,從而降低晶格畸變的程度,釋放出晶粒內(nèi)部?jī)?chǔ)能,造成了基體強(qiáng)化效果減弱的現(xiàn)象。第二相在板條貝氏體邊界和奧氏體晶界處析出,大小和數(shù)量不好控制,導(dǎo)致析出強(qiáng)化效果較弱。雖然析出強(qiáng)化效果較弱,也足以彌補(bǔ)貝氏體基體軟化導(dǎo)致的強(qiáng)度降低,所以此時(shí)效溫度區(qū)間試驗(yàn)鋼強(qiáng)度比固溶態(tài)的略高。

        圖6 試驗(yàn)鋼不同時(shí)效溫度下的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)Fig.6 Engineering stress-strain curves of the tested steel after aging at different temperatures

        表2 試驗(yàn)鋼不同時(shí)效溫度下的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the tested steel agedat different temperatures

        當(dāng)時(shí)效溫度為500 ℃時(shí),試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度達(dá)到了峰值,抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為783 MPa和747 MPa。這是由于鋼中有較多的Cu,在時(shí)效處理之前,鋼中的大多數(shù)Cu固溶在過(guò)飽和鐵素體中,起到固溶強(qiáng)化作用。時(shí)效處理后以細(xì)小彌散的顆粒形式析出而引起應(yīng)變,產(chǎn)生顯著的沉淀強(qiáng)化效果。析出相的大小與時(shí)效溫度密切相關(guān)[8-10],時(shí)效溫度太高會(huì)導(dǎo)致第二相的長(zhǎng)大合并,而時(shí)效溫度太低會(huì)使第二相分布不均勻,使析出強(qiáng)化效果降低,因此時(shí)效溫度對(duì)第二相的析出有較大影響,需要調(diào)控時(shí)效溫度來(lái)使沉淀相尺寸和數(shù)量達(dá)到最佳,沉淀強(qiáng)化效果達(dá)到最大。

        圖7為試驗(yàn)鋼在500 ℃時(shí)效后的析出相形貌及能譜分析,可以看到,在板條貝氏體邊界和鐵素體組織內(nèi)存在大量的Cu析出相,此溫度下析出相細(xì)小且呈彌散分布狀態(tài)。析出相的尺寸大小及分布狀態(tài)對(duì)試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度有較大影響[9-12],當(dāng)?shù)诙喑叽巛^小時(shí),界面增加使得阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙增多,位錯(cuò)密度增大且聚集,位錯(cuò)將切過(guò)粒子使之隨同基體一起變形并產(chǎn)生新的表面積而使總的界面能升高,且粒子內(nèi)發(fā)生原子錯(cuò)排而產(chǎn)生新的割階增加位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力,從而達(dá)到強(qiáng)化效果。另外,當(dāng)析出相粒子呈彌散分布時(shí),包圍粒子的位錯(cuò)環(huán)會(huì)對(duì)原位錯(cuò)源的開(kāi)動(dòng)起阻礙作用。但當(dāng)?shù)诙嗔W娱L(zhǎng)大到一定程度,會(huì)與基體失去共格關(guān)系,位錯(cuò)將會(huì)繞過(guò)粒子繼續(xù)運(yùn)動(dòng),強(qiáng)化效果不明顯[10-12]。因此在500 ℃時(shí)效時(shí),析出強(qiáng)化效果非常顯著,強(qiáng)度達(dá)到了峰值。

        圖7 500 ℃時(shí)效時(shí)試驗(yàn)鋼中的析出相形貌(a)及EDS分析(b) Fig.7 Morphology(a) and EDS analysis(b) of precipitated phase in the tested steel after aging at 500 ℃

        當(dāng)時(shí)效溫度為550 ℃和600 ℃時(shí),析出的富Cu相隨著時(shí)效溫度的升高也在不斷的粗化與合并,導(dǎo)致析出相的數(shù)量減少,析出強(qiáng)化效果減弱。并且由于時(shí)效溫度較高,位錯(cuò)密度出現(xiàn)大幅度的下降,貝氏體發(fā)生了回復(fù)和再結(jié)晶現(xiàn)象,板條形貌也逐漸消失,從而基體強(qiáng)化效果大大減弱?;w軟化與析出相的粗化這兩個(gè)方面的作用導(dǎo)致了試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度隨著時(shí)效溫度的升高而降低。與500 ℃時(shí)效相比,550和600 ℃時(shí)效時(shí)抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均下降了150 MPa左右。

        從表2可以看出,隨著時(shí)效溫度的提高,-20 ℃沖擊吸收能量呈現(xiàn)先下降再上升的趨勢(shì),時(shí)效溫度為500 ℃時(shí)的-20 ℃沖擊吸收能量最低為96 J,而時(shí)效溫度為600 ℃時(shí)的沖擊吸收能量最高為136 J。在400~500 ℃時(shí)效時(shí)出現(xiàn)了低溫脆性所以韌性有所下降,550 ℃和600 ℃時(shí)效時(shí)的韌性大幅度升高的原因是逆轉(zhuǎn)變奧氏體的生成,基體中穩(wěn)定奧氏體元素向奧氏體中擴(kuò)散,使基體組織得到相對(duì)的“凈化”,改善了低溫韌性[11-13]。圖8為試驗(yàn)鋼經(jīng)過(guò)不同溫度時(shí)效處理后的沖擊斷口形貌。從圖8可以看出,不同時(shí)效溫度下的沖擊斷口形貌均由韌窩組成,為韌性斷裂。其中600 ℃時(shí)效時(shí)的韌窩尺寸最大且最深(如圖8(e)所示),表現(xiàn)出最好的沖擊性能,這與表2中的沖擊吸收能量最大所對(duì)應(yīng)。

        圖8 不同時(shí)效溫度下試驗(yàn)鋼的-20 ℃沖擊斷口形貌Fig.8 Fracture morphologies of the tested steel impacted at -20 ℃ after aging at different temperatures (a) 400 ℃; (b) 450 ℃; (c) 500 ℃; (d) 550 ℃; (e) 600 ℃

        3 結(jié)論

        1) 試驗(yàn)鋼在鍛態(tài)顯微組織為多邊形鐵素體,經(jīng)熱軋?zhí)幚砗蟮慕M織為較細(xì)小的貝氏體和多邊形鐵素體,再經(jīng)900 ℃×30 min固溶處理后得到多邊形鐵素體和貝氏體/馬氏體組織,無(wú)法形成全貝氏體/馬氏體組織,且屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度較低,分別為505 MPa和625 MPa。

        2) 試驗(yàn)鋼經(jīng)固溶和不同溫度時(shí)效處理后的顯微組織為鐵素體和貝氏體,時(shí)效溫度越高,鐵素體越多且尺寸越大,貝氏體的板條狀邊界越模糊。板條貝氏體邊界和鐵素體內(nèi)存在著大量的析出相,并且呈彌散分布狀態(tài),時(shí)效溫度會(huì)改變析出相大小和分布狀態(tài)從而影響性能。

        3) 試驗(yàn)鋼在時(shí)效溫度為500 ℃時(shí)的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度最高,分別為783 MPa和747 MPa,斷后伸長(zhǎng)率為11.5%,-20 ℃沖擊吸收能量為96 J。

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