鄒 航, 劉 曼, 田俊羽, 徐 光

(1. 武漢科技大學 省部共建耐火材料與冶金國家重點實驗室, 湖北 武漢 430081;2. 寶鋼股份 中央研究院 熱軋所, 湖北 武漢 430080)

貝氏體鋼自發(fā)現(xiàn)以來,一直受到鋼鐵行業(yè)重視,其中中碳-高錳-高硅含量超級貝氏體(納米貝氏體板條+薄膜狀殘留奧氏體組織)的相關(guān)研究是近20年來行業(yè)熱點之一[1-8]。但由于超級貝氏體相變時間以小時乃至天計算[9-11],使得其在常規(guī)熱連軋產(chǎn)線生產(chǎn)變得不切實際;并且過高的碳當量導(dǎo)致其焊接困難,工程應(yīng)用范圍受限。因而針對具有更快相變速率、碳含量更低的超高強低碳貝氏體鋼的研究,具有較高的工程應(yīng)用價值,同樣也是近20年來研發(fā)應(yīng)用的熱點[12-16]。作者以前期研究中開發(fā)的超高強低碳貝氏體鋼為試驗鋼[17],進一步研究超高強低碳貝氏體鋼的回火組織與性能。

工業(yè)生產(chǎn)中,超高強鋼回火的主要目的是減小、消除應(yīng)力,但回火后材料的強度、塑性等可能發(fā)生重大變化,且超高強鋼原始組織不同,回火后組織性能的演變亦會體現(xiàn)出較大差異。目前,國內(nèi)外學者針對貝氏體鋼的回火組織與性能已有部分研究,但主要采用長時加熱、保溫回火工藝[18-25],工藝效率相對較低,且不夠節(jié)能環(huán)保,不符合低碳排放的行業(yè)發(fā)展趨勢。為此,本文以超高強低碳貝氏體鋼為試驗材料,研究了快速回火工藝條件下,超高強低碳貝氏體鋼的組織和強塑性演變規(guī)律,為超高強低碳貝氏體鋼快速回火工藝下的組織和強塑性優(yōu)化提供參考依據(jù)。

1 試驗材料與方案

為獲得試驗所需的超高強低碳貝氏體鋼,設(shè)計試驗鋼的主要化學成分(質(zhì)量分數(shù),%)為0.13C-1.55Mn-0.35Si-0.55Cr-0.35Mo-0.1(Nb+V+Ti微量),在貝氏體區(qū)間采用不同的相變溫度,獲得不同的貝氏體組織。試驗鋼采用50 kg真空感應(yīng)爐進行冶煉,鑄錠冷卻至室溫后隨爐加熱至1250 ℃保溫1 h,在試驗軋機上軋制為45 mm厚板坯,空冷至室溫分切后,再次加熱至1150 ℃(Jmat Pro計算A3溫度為824 ℃,在此溫度下鋼已完全奧氏體化)保溫1 h,在試驗軋機上軋制為4 mm 厚鋼板,以約50 ℃/s(采用高冷速以避免鐵素體相變和共析轉(zhuǎn)變)分別冷卻至510 ℃和450 ℃(依據(jù)MUCG83程序計算貝氏體和馬氏體相變開始溫度分別為552 ℃和418 ℃,終冷溫度在貝氏體相變區(qū)間,溫度差異為60 ℃,以此獲得不同貝氏體組織),隨后立即分別置于預(yù)先加熱至510 ℃和450 ℃的加熱爐中保溫5 min(在此溫度和時間范圍內(nèi)完成貝氏體相變)后隨爐緩冷。510 ℃終冷試樣(以下簡稱試樣H)組織以粒狀貝氏體為主,450 ℃終冷試樣(以下簡稱試樣L)組織以板條貝氏體為主。

將試樣H和L分別加工成寬度為20 mm,長度為200 mm試樣,然后進行熱處理試驗。熱處理試驗在鹽浴爐中進行,研究快速加熱條件下的熱處理工藝。加熱溫度為500～800 ℃(JmatPro計算A1溫度為703 ℃,A3溫度為824 ℃,因此所涉及的回火溫度范圍包括兩相區(qū)回火),保溫時間為30 s,空冷至400 ℃(馬氏體相變溫度以下)后立即放入室溫冷卻水中冷卻至室溫。

在熱軋態(tài)和熱處理態(tài)試樣上取樣,采用配有Symmetry型EBSD配件的Nova400 Nano場發(fā)射掃描電鏡和JEM-2100F透射電鏡進行組織觀察;加工拉伸段寬度為12.5 mm的拉伸試樣,在Instron-3382拉伸試驗機上進行室溫拉伸試驗,拉伸速度為3 mm/min。

2 試驗結(jié)果

2.1 微觀組織

圖1為熱軋態(tài)試樣H和L的微觀組織,組織類型包括粒狀貝氏體(Granular bainite,GB)、板條狀貝氏體(Lath bainite,LB)和馬氏體(M)。試樣H終冷溫度為510 ℃,組織以GB和M為主,并含有部分LB,且GB和M組織相對較為粗大,M以多邊形為主,少量條狀M介于貝氏體板條之間(見圖1(a));試樣L終冷溫度為450 ℃,同試樣H組織類型相同,但LB比例顯著提升(見圖1(d))。試樣H和L的EBSD平均晶粒尺寸(按臨界取向差角15°區(qū)分)分別為1.30和1.33 μm,尺寸相當(見圖1(b,e));但晶界位相差分布統(tǒng)計結(jié)果表明,兩者組織中5°以下亞晶界比例分別為27.3%和36.6%(見圖1(c,f)),即試樣L組織中具有更高比例的亞結(jié)構(gòu)。此外,EBSD分析結(jié)果表明,兩者殘留奧氏體比例均<1%,可認為組織中幾乎不含有殘留奧氏體。圖2為兩者的TEM組織,進一步顯示了GB、LB、M 3種組織的微觀構(gòu)成,其中部分LB板條間和LB內(nèi)含有少量碳化物,析出物顆粒數(shù)量較少。

圖1 試驗鋼熱軋態(tài)組織及晶界位相差分布

圖2 試驗鋼熱軋態(tài)TEM組織

圖3、圖4為試樣H和L分別在500～800 ℃進行快速鹽浴回火熱處理后的SEM組織。對于試樣H,隨著熱處理溫度由500 ℃升高至700 ℃,M比例顯著減少,并在試樣中出現(xiàn)少量碳化物(見圖3(a～c));當溫度進一步升高至750 ℃和800 ℃,試樣中的M比例大幅增加(見圖3(d,e))。對于試樣L,隨著熱處理溫度由500 ℃升高至700 ℃,原本比例較低的M逐步完全分解,組織中出現(xiàn)大量碳化物(見圖4(a～c));當溫度進一步升高至750 ℃和800 ℃,試樣中M比例同樣大幅增加(見圖4(d,e))。對比試樣H和L熱處理后組織特征,試樣L熱處理后的組織更為粗大,尤其熱處理溫度達到700 ℃以上時,兩者差異更為顯著。

圖3 不同回火溫度下H試樣的組織

圖4 不同回火溫度下L試樣的組織

以試樣H為典型試樣觀察了500～800 ℃進行快速鹽浴回火熱處理后GB、LB、M的組織變化,見圖5。結(jié)果表明,500～700 ℃回火時,LB中存在碳化物析出,同時隨溫度的升高,M分解比例提高,在M島內(nèi)形成大量顆粒狀或短棒狀碳化物,且組織中位錯密度顯著降低(見圖5(a～c));當回火溫度進一步升高至750 ℃和800 ℃時,形成重構(gòu)型F(鐵素體)和M,且均較為粗大(見圖5(d,e))。試樣H回火過程中,在GB內(nèi)、相界面以及LB內(nèi)均發(fā)生Nb、Ti的析出(見圖6)。

圖5 試樣H不同回火溫度下的TEM組織

圖6 600 ℃回火時試樣H中析出相形貌及EDS分析

2.2 拉伸性能

試樣H和L熱軋態(tài)和500～800 ℃快速鹽浴回火后的拉伸性能如圖7所示。隨著回火溫度升高,屈服強度均呈先上升后降低的趨勢,試樣H在600 ℃回火時屈服強度達到峰值,試樣L在500 ℃回火時屈服強度達到峰值(見圖7(a));隨回火溫度進一步升高,兩者屈服強度均降低,但試樣L屈服強度的降低幅度更大,至750 ℃時,兩者屈服強度接近;繼續(xù)升高至800 ℃時,試樣H的屈服強度基本保持,試樣L的屈服強度大幅降低?？估瓘姸鹊淖兓尸F(xiàn)不同的趨勢,試樣H回火溫度在750 ℃以下時,抗拉強度基本保持不變,當回火溫度進一步升高至800 ℃時,抗拉強度大幅提升;試樣L在500 ℃回火時抗拉強度大幅提升,隨回火溫度的升高,抗拉強度逐步降低,750 ℃回火時達到最低值,繼續(xù)升高至800 ℃時,抗拉強度再次大幅升高。試樣H回火前后伸長率整體相對穩(wěn)定,試樣L回火后伸長率大幅上升,之后趨于穩(wěn)定。試樣H和L的屈強比隨回火溫度升高,均在600 ℃左右達到峰值,隨后快速下降;試樣H和L的屈強比峰值分別為0.90和0.99;回火溫度達到750 ℃時兩者屈強比相當;回火溫度進一步升高至800 ℃時,試樣L的屈強比低于試樣H。

圖7 試驗鋼不同回火溫度下的拉伸性能

3 討論

3.1 熱軋態(tài)組織性能

基于前期關(guān)于控冷工藝對低碳貝氏體鋼組織性能(微拉伸性能)的影響研究結(jié)果[17],本研究采用中試軋制和控冷,以510 ℃和450 ℃終冷條件獲得GB、LB、M構(gòu)成存在顯著差異的試樣H和試樣L(見圖1(a,d))。試樣H含有更多的GB和M組織,試樣L含有更多的LB組織,組織構(gòu)成的差異導(dǎo)致了熱軋態(tài)試樣性能的顯著差異。試樣H含有大量GB組織,其α相和LB組織相比更為粗大(見圖1(a)、圖2(a)),位錯滑移更為容易,展現(xiàn)出更好的可變形能力,但是其屈服強度更低(見圖7(a));同時高強度M及少量LB組織的存在(見圖1(a)),使得材料仍具有較高的抗拉強度,因而其屈強比也更低,塑性更好(見圖7(b))。試樣L由于組織中含有大量LB板條(見圖1(d)、圖2(b)),相當于細化了晶粒尺寸(見圖1,450 ℃終冷時含有更高的小角晶界比例,或更多的亞結(jié)構(gòu)),進而獲得了更高的屈服和抗拉強度,但同時板條中高密度位錯及板條間和板條內(nèi)片狀碳化物(見圖2(b))的存在降低了材料的塑性(見圖7(b))。

3.2 回火組織性能

試驗鋼隨回火溫度的變化,展現(xiàn)出顯著的性能差異;且原始組織不同,性能變化規(guī)律也存在一定的差異性。通過分析發(fā)現(xiàn),回火過程伴隨著貝氏體和馬氏體中過飽和碳的析出、鐵素體和馬氏體的重構(gòu)以及微合金析出物的析出,而上述組織的形成與演變使得材料的性能顯著不同。整體而言,以GB組織為主的試樣H展現(xiàn)出更好的回火穩(wěn)定性。

500 ℃回火時,碳從過飽和LB板條中開始脫溶,形成針狀/短棒狀碳化物,但在GB組織中卻較少發(fā)現(xiàn)碳化物(見圖3(a)、圖4(a)))。這與兩種貝氏體的相變溫度有關(guān),LB相變溫度低,其γ-α相平衡碳濃度更高,因而其相變后LB板條中碳的過飽和度更高,在回火過程中析出碳化物(見圖5(a));與此相反的是,GB組織中碳含量相對較低,回火過程中碳化物的析出較少(見圖5(a))。但試樣H和L終冷試樣中均含有LB組織,其中碳化物的析出均會對強度的提升產(chǎn)生貢獻。由于LB中細小碳化物的析出,以及伴隨著回火過程中微合金元素的析出(見圖6),構(gòu)成了位錯運動的阻礙,因而試樣H和L在500 ℃回火后屈服強度均有所提升;但與此同時,試樣H中M組織部分分解(見圖5(a)),導(dǎo)致其抗拉強度未發(fā)生顯著提升。另一方面,LB組織中高密度位錯的回復(fù),使得位錯的滑移更容易進行,試樣L回火后塑性有所提升。

回火溫度升高至600 ℃時,碳的擴散能力進一步提升,M組織開始大量分解,大量針形/薄片形/球形滲碳體顆粒在M組織中形成(見圖5(b)),LB板條內(nèi)部較少發(fā)現(xiàn)碳化物的析出,較粗大碳化物開始在相界面形成。由于試樣L含有更高比例的LB組織,LB中碳的大量脫溶及粗大碳化物的析出,導(dǎo)致LB強度降低,進而試樣L在600 ℃回火后強度降低(見圖7(a))。試樣H中GB組織碳含量低,因而較少有碳化物析出;LB比例又少,其碳的脫溶和析出對強度的影響相對較小;組織演變主要為M組織的進一步分解(見圖5(b));與此同時,隨回火溫度的升高,碳化物析出增多,成為位錯滑移的阻礙,對材料屈服強度的提升做出貢獻;總體而言,試樣H在600 ℃及以下溫度回火過程中抗拉強度基本不變,但屈服強度上升。

回火溫度進一步升高至700 ℃時,M組織進一步分解,碳化物進一步粗化/球化(見圖5(c)),試樣H和L的強度均呈下降趨勢,但試樣L的強度降低幅度遠大于試樣H(見圖7(a))。由SEM組織觀察可知,試樣L經(jīng)700 ℃回火后鐵素體尺寸顯著增大(見圖3(c)、圖4(c)))。由于450 ℃終冷試樣中含有大量亞結(jié)構(gòu)(見圖1(f)),隨著回火溫度升高,亞結(jié)構(gòu)得以回復(fù),臨近的亞結(jié)構(gòu)合并為更大尺寸鐵素體(見圖4(c)、圖5(c)),進而造成強度大幅降低,于此同時屈強比開始下降。

當回火溫度升高至750 ℃和800 ℃后,溫度進入兩相區(qū),部分區(qū)域重新奧氏體化,并在隨后冷卻中發(fā)生相變,形成PF(多邊形鐵素體)和M組織;另外,原本的GB和LB亞結(jié)構(gòu)消失與合并,組織重構(gòu)為新的QF(準多邊形鐵素體)組織。由于M的增多,試樣H和L兩相區(qū)高溫回火后材料的抗拉強度均大幅提升;與此同時,粗大PF和QF的形成以及位錯密度的降低,使得位錯的滑移更加容易,材料的屈服強度顯著下降,相應(yīng)地屈強比大幅降低。但由于試樣L中PF/QF晶粒更為粗大,當回火溫度升高至800 ℃時,試樣L的屈服強度進一步降低。

4 結(jié)論

1) 以粒狀貝氏體(GB)組織為主的復(fù)相貝氏體鋼具有更好的回火穩(wěn)定性,因而超高強低碳貝氏體鋼進行快速回火時,其熱軋態(tài)組織應(yīng)以GB組織為主。

2) 以GB為主的復(fù)相貝氏體高強鋼在700 ℃以下快速回火,具有更好的回火穩(wěn)定性,其抗拉強度波動不顯著;以板條狀貝氏體(LB)為主的復(fù)相貝氏體鋼,由于碳化物的大量析出、粗化,以及亞結(jié)構(gòu)的回復(fù)和鐵素體重構(gòu),隨回火溫度升高,強度先上升后大幅降低?？焖倩鼗饻囟冗_到兩相區(qū)(750～800 ℃)后,組織大量重構(gòu),形成大量多邊形鐵素體/準多邊形鐵素體(PF/QF),以及粗大馬氏體(M),導(dǎo)致屈服強度大幅降低,抗拉強度大幅提升;且以LB為主的組織在兩相區(qū)回火后具有更為粗大的鐵素體晶粒以及更低的屈服強度。

3) 低碳復(fù)相貝氏體鋼在500～800 ℃快速回火過程中發(fā)生貝氏體和馬氏體中過飽和碳的析出、鐵素體和馬氏體的重構(gòu)以及微合金析出物的析出,進而影響材料的強度和塑性。

4) 與以GB為主的低碳復(fù)相貝氏體鋼相比,以LB為主的低碳復(fù)相貝氏體鋼具有類似的大角度(15°)晶粒尺寸,但亞結(jié)構(gòu)比例更高。