張偉鋒,何肖飛,尉文超,李 莉,王毛球
(1. 昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,云南 昆明 654199;2. 鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院,北京 100081)
Cr-Ni-Mo-V系高強(qiáng)鋼作為一類常用的高強(qiáng)鋼,是高承載結(jié)構(gòu)件、大型鍛件等關(guān)鍵零部件的主要原材料,在交通、航天、建筑等領(lǐng)域均有廣泛應(yīng)用[1-2]。隨著相關(guān)行業(yè)的發(fā)展,對原料用鋼的力學(xué)性能要求越來越高,如更高的強(qiáng)度、韌性和疲勞性能等。一些Cr-Ni-Mo-V系高強(qiáng)鋼的抗拉強(qiáng)度高達(dá)2000 MPa,但是室溫及低溫沖擊吸收能量僅在38 J左右,因此韌性的改善對提高這些材料的綜合力學(xué)性能具有重要意義。
現(xiàn)有研究表明,Nb微合金化是提高鋼材綜合力學(xué)性能的有效方法之一[3],在鋼中加入適量的Nb,可產(chǎn)生大量彌散的析出相,抑制組織粗化,改善材料韌性,進(jìn)而提升材料綜合性能[4-5]。Chen等[6]通過研究高強(qiáng)鋼的Nb微合金化,發(fā)現(xiàn)NbC的析出可有效細(xì)化組織,提高材料韌性。衣忠文等[7]研究發(fā)現(xiàn)在NM500高強(qiáng)鋼中加入適量的Nb能使組織細(xì)化,獲得了40 J以上的低溫沖擊吸收能量。張朝磊等[8]研究發(fā)現(xiàn)Nb在中高碳鋼中以固溶或析出的形式存在均能提高鋼材的綜合性能。Huang等[9]在0.4C-5Cr-1.2Mo-1V鋼中加入適量的Nb,發(fā)現(xiàn)(Nb,V)C細(xì)化組織的效果要優(yōu)于VC。張正延等[10]在高強(qiáng)鋼的微合金化研究中發(fā)現(xiàn),Nb可有效改善析出相尺寸分布。石可偉等[11]研究發(fā)現(xiàn)延長軋制過程中高溫固溶處理的時間,可提高軋制或軋后冷卻過程中NbC的析出量。曹燕光等[12]研究發(fā)現(xiàn)在高鐵車軸鋼中加入適量的Nb可以提高M(jìn)C相的析出量并抑制M3C相析出。由此可見,Nb微合金化可提高析出相含量,有效細(xì)化組織,進(jìn)而優(yōu)化鋼的綜合力學(xué)性能。
Cr-Ni-Mo-V鋼屬于超高強(qiáng)度鋼范疇,針對該類型鋼強(qiáng)度的研究已有大量的文獻(xiàn)及資料,但是利用Nb微合金化提高韌性的研究并不多見。因此本文在原有Cr-Ni-Mo-V系高強(qiáng)鋼中加入0.035wt%Nb,通過SEM、EBSD、TEM和物理化學(xué)相分析等手段系統(tǒng)地研究了Nb對試驗鋼組織、析出相及力學(xué)性能的影響,從而為Nb在Cr-Ni-Mo-V系高強(qiáng)鋼中的應(yīng)用提供一定的參考。
試驗用Cr-Ni-Mo-V系高強(qiáng)鋼采用200 kg真空感應(yīng)爐熔煉,并最終鍛造成φ40 mm圓棒,始鍛溫度為1150 ℃,終鍛溫度為900 ℃,其主要化學(xué)成分如表1所示。試驗鋼經(jīng)900 ℃保溫1 h的正火處理后,在圓棒R/2位置附近切取若干金相試樣、相分析試樣、拉伸試樣和沖擊試樣,之后將所有試樣分批裝入加熱爐中進(jìn)行880 ℃×1 h淬火和300 ℃×3 h回火。
表1 Cr-Ni-Mo-V高強(qiáng)鋼主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)
金相試樣經(jīng)機(jī)械研磨拋光后用體積分?jǐn)?shù)為4%硝酸酒精溶液浸蝕5~10 s,然后使用Quanta 650 FEG掃描電鏡(SEM)、Nordlys F+電子背散射衍射(EBSD)進(jìn)行組織觀察分析。相分析試樣先用化學(xué)萃取法濾出析出相并進(jìn)行定性、定量及粒度分析,再對其進(jìn)行機(jī)械打磨拋光及深腐蝕后制備萃取復(fù)型碳膜,然后用JEM 2100型透射電鏡(TEM)對析出相尺寸形態(tài)及分布進(jìn)行分析表征。拉伸試樣和沖擊試樣分別加工成φ5 mm標(biāo)準(zhǔn)室溫拉伸試樣和標(biāo)準(zhǔn)夏比U型缺口沖擊試樣,參照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分:室溫試驗方法》和GB/T 229—2007《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》進(jìn)行室溫拉伸性能、室溫及低溫(-40 ℃) 沖擊性能測試。
試驗鋼淬火和回火后的顯微組織如圖1所示。由圖1(a, b)可以看出,兩種試驗鋼均為典型的中碳馬氏體組織,由許多束尺寸相近且?guī)缀跗叫信帕械募?xì)板條組成。為了更加清晰地表征Nb對馬氏體組織的影響,利用EBSD對大小角度晶界進(jìn)行表征,如圖1(c, d) 所示,可見試驗鋼的檢測面被大小角度晶界劃分為若干個小區(qū)域,也就是馬氏體的亞結(jié)構(gòu)[13],其中0Nb鋼的大小角度晶界分布情況在檢測面內(nèi)與0.035Nb 鋼較為接近,仔細(xì)觀察可發(fā)現(xiàn),0.035Nb鋼在檢測區(qū)域內(nèi)出現(xiàn)少量比0Nb鋼更細(xì)的組織。
馬氏體板條塊尺寸是馬氏體有效晶粒尺寸的重要依據(jù)[14],對EBSD數(shù)據(jù)進(jìn)一步處理分析,得到0Nb和0.035Nb鋼的馬氏體板條塊尺寸分布,如圖2所示。由圖2可知,0Nb鋼中尺寸為1~2 μm的板條塊數(shù)量最多,0.035Nb鋼中尺寸為0~1 μm的板條塊數(shù)量最多。0Nb和0.035Nb鋼在4 μm以下的板條塊總數(shù)基本一致,4 μm以上的板條塊數(shù)量隨著板條塊尺寸增大逐漸減少,其中0Nb鋼沒有尺寸為13~14 μm的板條塊,而0.035Nb鋼中仍存在一定數(shù)量尺寸為13~14 μm板條塊,說明添加Nb之后,0.035Nb鋼中出現(xiàn)更多尺寸特別細(xì)的板條塊,但仍存在少量尺寸較大的板條塊。另外,0Nb和0.035Nb鋼馬氏體板條塊平均尺寸分別為3.1 μm和2.9 μm,0.035Nb鋼馬氏體板條塊約細(xì)化了6.5%,說明Nb對試驗鋼的組織起到了一定的細(xì)化效果。
2.2.1 化學(xué)萃取相分析
Nb與C、N有極強(qiáng)的親和力,在熱處理過程中能與C、N等元素結(jié)合形成第二相。為表征Nb在試驗鋼中的析出情況,采用化學(xué)萃取法提取試驗鋼中的第二相,并進(jìn)行物相分析,結(jié)果如表2所示。由表2可得,0Nb和0.035Nb鋼的第二相顆粒都有M3C相和MC相。通過對比可以發(fā)現(xiàn),0.035Nb鋼的M3C相含量明顯低于0Nb鋼,特別是Mo含量明顯下降,而MC相中Cr、V含量較為相似,有接近50%的V以MC相的形式析出。0.035Nb鋼中的MC相含有0.032%Nb,表明Nb接近于全析出狀態(tài),同時Mo的析出也有所提高,因而MC相的總量有了明顯增加。Nb在鍛造的過程中幾乎完全析出,同時少量的Mo協(xié)同Nb共同析出,產(chǎn)生富Mo的NbC析出相,MC相的析出會占用部分碳原子[12],抑制了M3C相析出,導(dǎo)致0.035Nb鋼M3C相總量及Mo都明顯減少。
圖1 試驗鋼經(jīng)淬火和回火后的顯微組織(a, b)和晶界分布(c, d)Fig.1 Microstructures(a, b) and grain boundary distribution(c, d) of the tested steels after quenching and tempering process(a,c) 0Nb; (b,d) 0.035Nb
圖2 試驗鋼經(jīng)淬火和回火后的馬氏體板條塊尺寸分布Fig.2 Size distribution of the martensite lath block in the tested steels after quenching and tempering process(a) 0Nb;(b) 0.035Nb
為了探究Nb對試驗鋼析出相尺寸的影響,對0Nb和0.035Nb鋼的化學(xué)萃取的MC相進(jìn)行小角度X射線散射法測定,根據(jù)GB/T 13221—2004《納米粉末粒度分布的測定 X射線小角散射法》把粒徑在0~300 nm的MC相劃分成9個區(qū)間,結(jié)果如圖3所示。由圖3可知,0.035Nb鋼中粒徑在200~300 nm的MC相質(zhì)量分?jǐn)?shù)要比0Nb鋼少;而粒徑在18~200 nm的MC相質(zhì)量分?jǐn)?shù)則要比0Nb鋼多;粒徑在1~18 nm內(nèi)的MC相質(zhì)量分?jǐn)?shù)則與0Nb鋼相近。
根據(jù)Gibbs-Thomson效應(yīng)可知[15],在析出相的析出及回溶過程中,整體的界面能具有逐漸降低的趨勢,因此在淬火保溫的過程中,奧氏體基體中的小顆粒MC相會發(fā)生回溶,而大顆粒的MC相會發(fā)生長大。VC相在800 ℃以上時會發(fā)生溶解,而NbC則在1150 ℃以上發(fā)生溶解。試驗鋼的淬火溫度為880 ℃,因此發(fā)生回溶與長大的主要是VC相。
表2 試驗鋼中析出相的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)
圖3 試驗鋼中MC相的粒徑分布Fig.3 Particle size distribution of MC phase in the tested steel(a) 0Nb; (b) 0.035Nb
圖4為Thermo-Calc模擬計算出的加熱過程中V、Nb平衡固溶曲線,可見0Nb鋼中的VC相在825 ℃左右快速析出,并在840~1000 ℃的范圍內(nèi)逐漸回溶,在1000 ℃時基本全部回溶到基體中。0.035Nb鋼中的VC在接近800 ℃時就開始快速析出,并在810~1000 ℃的范圍內(nèi)逐漸回溶,同樣在1000 ℃左右全部回溶到基體中,而NbC在800~1150 ℃的范圍內(nèi)呈現(xiàn)出先緩慢析出再緩慢回溶的趨勢,在1000 ℃左右析出量最大。結(jié)合兩種試驗鋼的鍛造及熱處理工藝,在880 ℃淬火保溫時,部分V會以VC析出的形式存在,而NbC主要是在鍛造過程加熱至1150 ℃時析出,并且一直保留在基體中,在880 ℃淬火保溫的過程中無明顯變化。在淬火保溫階段,0.035Nb鋼中細(xì)小的NbC可作為形核質(zhì)點,其他合金元素可以附著在其表面生成復(fù)合析出相。因為NbC的存在,0.035Nb鋼的形核質(zhì)點要比0Nb鋼更多,使得可析出的合金元素消耗得更快,導(dǎo)致析出相的長大受到限制。因此0.035Nb鋼中尺寸為200~300 nm的MC相含量比0Nb鋼少,而尺寸為36~200 nm的MC相含量比較多。
圖4 V和Nb平衡固溶曲線Fig.4 Equilibrium solid solubility curves of V and Nb(a) 0Nb; (b) 0.035Nb
圖5 試驗鋼中析出相的顯微形貌(a, c)及能譜分析(b, d)Fig.5 Micro morphologies(a, c) and EDS analysis(b, d) of precipitates in the tested steels(a,b) 0Nb;(c,d) 0.035Nb
2.2.2 析出相形貌及分布
為了更加直觀地研究試驗鋼中析出相的尺寸、形貌及分布狀態(tài),使用TEM對萃取復(fù)型碳膜進(jìn)行觀察,如圖5所示。從圖5可以看出,0Nb和0.035Nb鋼中的析出相形貌相近,均為球形或橢球形,彌散分布于馬氏體基體中。0Nb鋼的析出相主要為VC相與富V的(Mo,V)C相復(fù)合析出,0.035Nb鋼的析出相能譜中出現(xiàn)了明顯的Nb衍射峰,主要析出相為VC相與富V的(Mo,V,Nb)C相復(fù)合析出。另外,能譜中出現(xiàn)Cu的衍射峰主要是制備萃取復(fù)型碳膜時銅網(wǎng)引入的,并非試驗鋼中原有的成分。
采用截線法分別對0Nb和0.035Nb鋼5個TEM視場中析出相的尺寸進(jìn)行統(tǒng)計,結(jié)果如圖6所示。從圖6可以看出,在20~200 nm的統(tǒng)計區(qū)間范圍內(nèi),0.035Nb 鋼在各個尺寸區(qū)間內(nèi)的析出相數(shù)量均稍高于0Nb鋼,尤其在20~40 nm和40~60 nm范圍內(nèi)的析出相數(shù)量明顯提高,這與圖3分析的MC相粒徑分布統(tǒng)計結(jié)果相吻合。
圖6 0Nb和0.035Nb鋼的析出相數(shù)量統(tǒng)計Fig.6 Precipitated phase number statistics of the 0Nb and 0.035Nb steel
0Nb和0.035Nb鋼的室溫拉伸和沖擊性能如表3所示。由表3可以看出,添加Nb之后,0.035Nb鋼強(qiáng)度稍低,但是抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度仍超過2000 MPa和1680 MPa,而低溫和室溫沖擊性能均優(yōu)于0Nb鋼,其中室溫沖擊吸收能量從39 J提升至44 J,-40 ℃低溫沖擊吸收能量從37 J提高至44 J。鑒于該鋼種為超高強(qiáng)鋼,韌性的改善對于提高材料的綜合力學(xué)性能具有重要的意義。
表3 試驗鋼的力學(xué)性能
通過相分析結(jié)果可以得出,0Nb和0.035Nb鋼中固溶C和析出C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)如表4所示。因為0.035Nb鋼實測化學(xué)成分中C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)要稍微低于0Nb鋼,而析出C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)要高于0Nb鋼,兩方面的綜合影響下0.035Nb鋼中C的固溶量少于0Nb鋼。固溶強(qiáng)化是高強(qiáng)馬氏體鋼的主要強(qiáng)化機(jī)制[16],固溶C含量的輕微波動也會導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度的改變。因此0.035Nb 鋼中固溶C含量的減少導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度稍微低于0Nb鋼。雖然添加Nb之后試驗鋼的強(qiáng)度稍有下降,但是韌性得到明顯提升,結(jié)合析出相的形貌和尺寸分析,0Nb和0.035Nb鋼均有尺寸不同的彌散細(xì)小顆粒析出相,其中0Nb鋼在200~300 nm尺寸范圍內(nèi)的析出相含量要高于0.035Nb鋼,大尺寸的析出相在沖擊過程中會使得位錯塞積,進(jìn)而導(dǎo)致應(yīng)力集中,應(yīng)力集中處更容易產(chǎn)生微裂紋,使得沖擊試樣斷裂[17]。而0.035Nb鋼中200 nm以上的析出相明顯少于0Nb鋼,同時0.035Nb鋼的馬氏體板條塊稍有細(xì)化,細(xì)化的組織可以進(jìn)一步改善韌性,因此其韌性明顯優(yōu)于0Nb鋼。因此,該Cr-Ni-Mo-V系高強(qiáng)鋼添加0.035%Nb之后,強(qiáng)度仍保持在較高的水平,韌性得到顯著提高,綜合力學(xué)性能進(jìn)一步優(yōu)化。
表4 試驗鋼中固溶C和析出C的含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)
1) 添加Nb之后,淬火回火后試驗鋼的馬氏體平均板條塊尺寸有所下降,從3.1 μm下降至2.9 μm,組織得到細(xì)化。
2) 添加Nb之后,淬火回火后試驗鋼的MC相析出量明顯增加,且析出相尺寸分布得以改善,在18~200 nm尺寸范圍內(nèi)的析出相含量明顯增加,而200~300 nm 尺寸范圍內(nèi)的析出相含量有所減少。
3) 添加Nb之后,淬火回火后試驗鋼的強(qiáng)度仍保持在2000 MPa水平,且沖擊性能得到顯著提升,室溫和低溫沖擊吸收能量(KU2)均到達(dá)44 J。