王 毅, 韓 杰, 劉 超, 鄧玲蕊, 李 輝, 許榮昌

(1. 山東鋼鐵股份有限公司 山鋼研究院, 山東 濟(jì)南 271100;2. 山東理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 山東 淄博 255000)

高強(qiáng)鋼產(chǎn)品在市場(chǎng)上應(yīng)用頗為廣泛,在工程機(jī)械、汽車(chē)制造、船舶、石油管線、電力、建筑等行業(yè)用量日益增大[1-3]。高強(qiáng)韌度、優(yōu)異的焊接性能以及簡(jiǎn)化的生產(chǎn)方式、節(jié)約的合金設(shè)計(jì),是人們?cè)诟邚?qiáng)鋼設(shè)計(jì)生產(chǎn)和應(yīng)用過(guò)程中的主要訴求。

控制軋制和控制冷卻技術(shù)是世界公認(rèn)的最主要的鋼鐵生產(chǎn)技術(shù),對(duì)生產(chǎn)高品質(zhì)鋼鐵產(chǎn)品具有重要意義[4-5]。直接淬火-回火工藝(Direct quenching-tempering,DQ-T)是將鋼板軋制后快速冷卻到室溫,避免鐵素體和珠光體相變,得到貝氏體、馬氏體等組織,隨后進(jìn)行不同溫度回火獲得相應(yīng)力學(xué)性能產(chǎn)品的生產(chǎn)工藝[6-8]。DQ-T工藝一般用于高強(qiáng)鋼生產(chǎn),該工藝能充分發(fā)揮固溶合金元素對(duì)淬透性的有利作用,大量節(jié)約了能源和合金元素的使用,降低了碳當(dāng)量,有利于焊接工藝的制定,簡(jiǎn)化了生產(chǎn)流程,控制手段方便,提高生產(chǎn)效率,并且產(chǎn)品綜合使用性能優(yōu)異,在目前鋼廠的實(shí)際生產(chǎn)中得到廣泛應(yīng)用,發(fā)展前景十分廣闊[9-11]。

近年來(lái),國(guó)內(nèi)部分鋼鐵企業(yè)已開(kāi)展了高強(qiáng)鋼直接淬火-回火工藝的研究和工業(yè)化應(yīng)用,但大多數(shù)是針對(duì)800 MPa級(jí)別以下的高強(qiáng)鋼,并實(shí)現(xiàn)了穩(wěn)定供貨,且性能優(yōu)良;而針對(duì)1000 MPa級(jí)及以上高強(qiáng)鋼直接淬火-回火工藝的研究卻鮮有報(bào)道,基本上采用的都是離線調(diào)質(zhì)熱處理工藝。本文設(shè)計(jì)了一種1000 MPa級(jí)高強(qiáng)度鋼的化學(xué)成分和在線淬火工藝,并系統(tǒng)研究了回火制度對(duì)試驗(yàn)鋼微觀組織演變和力學(xué)性能的影響及強(qiáng)韌化機(jī)理,旨在為其工業(yè)化穩(wěn)定生產(chǎn)提供一定的理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)鋼化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

試驗(yàn)鋼隨爐加熱至1200 ℃,保溫30 min后進(jìn)行兩階段控制軋制,軋后在850 ℃直接淬火至室溫,試驗(yàn)方案如圖1所示。設(shè)計(jì)11道次軋制工藝,其中前5道次為再結(jié)晶區(qū)控軋,后6道次為未再結(jié)晶控軋,第二階段開(kāi)軋溫度設(shè)定為950 ℃,坯料尺寸為100 mm×100 mm×100 mm,終軋厚度為8 mm。

圖1 直接淬火-回火(DQ-T)工藝示意圖Fig.1 Scheme of direct quenching and tempering (DQ-T) process

軋制冷卻完成后,將淬火態(tài)試驗(yàn)鋼板在箱式電阻加熱爐中進(jìn)行回火試驗(yàn),分別隨爐加熱至250、350、400、450、500、600 ℃,回火保溫30 min后出爐空冷至室溫。拉伸試驗(yàn)在CMT5105微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,利用HV-50A維氏硬度計(jì)(硬度載荷砝碼30 kg)測(cè)試試樣表面硬度。

切料取樣、鑲嵌、研磨、拋光,并用4%(體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精溶液腐蝕拋光面,在Leica光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行組織表征。將試樣打磨至50 μm厚度后進(jìn)行電解雙噴,在Tecnai F30透射電鏡下進(jìn)行精細(xì)微觀組織的表征。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 回火溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

圖2為試驗(yàn)鋼維氏硬度與回火溫度的關(guān)系。由圖2可知,隨回火溫度的上升,試驗(yàn)鋼的硬度顯著下降,整體的下降趨勢(shì)可分為3個(gè)階段(h代表hardness),即Ⅰh階段(室溫～350 ℃)、Ⅱh階段(350～500 ℃)和Ⅲh階段(500～600 ℃以上)。Ⅰh階段,試驗(yàn)鋼的硬度隨回火溫度的上升下降較慢,將近350 ℃的溫差,硬度變化不超過(guò)35 HV30;Ⅱh階段,硬度下降迅速,尤其是在350～500 ℃之間,硬度迅速下降了62 HV30;第Ⅲh階段,硬度基本上處于穩(wěn)定狀態(tài),隨回火溫度的繼續(xù)上升,硬度變化不明顯。

圖2 不同回火溫度下試驗(yàn)鋼的維氏硬度Fig.2 Vickers hardness of the tested steels tempered at different temperatures

圖3為試驗(yàn)鋼強(qiáng)度隨回火溫度的變化規(guī)律。由圖3可知,可將強(qiáng)度的變化劃分為3個(gè)主要區(qū)域(σ代表強(qiáng)度):Ⅰσ階段(室溫～350 ℃)、Ⅱσ階段(350～500 ℃)、Ⅲσ階段(500 ℃以上)。Ⅰσ階段內(nèi),抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)緩慢下降趨勢(shì),而屈服強(qiáng)度卻有一定的上升,屈服強(qiáng)度在250～400 ℃之間存在峰值,屈強(qiáng)比上升明顯;Ⅱσ階段內(nèi),屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均出現(xiàn)大范圍的下降,且抗拉強(qiáng)度的下降更為明顯,引起屈強(qiáng)比的攀升;Ⅲσ階段內(nèi),抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的變化趨于緩和,屈服強(qiáng)度下降態(tài)勢(shì)較抗拉強(qiáng)度略微加強(qiáng),兩者差別甚小,引起極高的屈強(qiáng)比(0.98以上)。

圖3 試驗(yàn)鋼強(qiáng)度與回火溫度的關(guān)系Fig.3 Relationship between strength of the tested and tempering temperture

如圖4所示,隨回火溫度的上升,試驗(yàn)鋼在250 ℃附近伸長(zhǎng)率低。隨回火溫度繼續(xù)上升,伸長(zhǎng)率不斷提高,塑性得到改善。當(dāng)回火溫度為250 ℃時(shí),強(qiáng)度值最高,塑性最低(伸長(zhǎng)率A≈12%);當(dāng)回火溫度達(dá)到500 ℃時(shí),伸長(zhǎng)率可達(dá)到15%以上。

圖4 試驗(yàn)鋼伸長(zhǎng)率與回火溫度的關(guān)系Fig.4 Relationship between elongation of the tested steel and tempering temperature

2.2 回火溫度對(duì)微觀組織的影響

直接淬火后,試驗(yàn)鋼組織主要為馬氏體,如圖5(a)所示,原奧氏體晶粒沿軋制方向壓扁,晶內(nèi)馬氏體板條清晰可見(jiàn)。圖5(b)為試驗(yàn)鋼250 ℃回火后的顯微組織,板條依然清晰存在,基本維持著淬火態(tài)形貌,未發(fā)現(xiàn)明顯的碳化物析出,理論上,這一階段馬氏體組織經(jīng)歷了時(shí)效后的低溫回火階段,形成和馬氏體板條具有共格或半共格關(guān)系的碳化物,該類(lèi)碳化物細(xì)小且與基體差異不大,故難以腐蝕和觀察,在TEM下可觀察到如圖6(a)所示的析出物,板條間的碳化物尺寸可達(dá)20 nm。圖5(c)為試驗(yàn)鋼350 ℃回火后的顯微組織,此時(shí)依然可分辨出板條形貌,同時(shí)可看到有較多的碳化物析出。馬氏體為C的過(guò)飽和間隙固溶體,該組織與穩(wěn)態(tài)組織鐵素體/滲碳體(α+θ-Cementite)存在著很大的自由焓,有向鐵素體/滲碳體轉(zhuǎn)變的潛力,在該溫度附近轉(zhuǎn)變過(guò)程中會(huì)形成ε-碳化物,并會(huì)繼續(xù)向θ-碳化物轉(zhuǎn)變[12],這些黑色碳化物表明馬氏體已較明顯地發(fā)生回火行為。圖5(d)為試驗(yàn)鋼450 ℃回火后的顯微組織,馬氏體(或貝氏體)板條狀形貌依然存在,有較大面積的區(qū)域板條形貌變得模糊不清,黑色點(diǎn)狀碳化物略見(jiàn)增多,甚至有粗化跡象,但總體和350 ℃回火后顯微組織區(qū)別不大。在450 ℃下回火,如圖6(b)所示,θ-滲碳體(Fe3C)與基體依然保持著一定的位向關(guān)系,且在此溫度下無(wú)明顯的合金元素析出物,如圖6(c)所示,部分位置的碳化物粗化并球化,尺寸可達(dá)150 nm以上,長(zhǎng)大趨勢(shì)明顯,此時(shí)的組織為回火屈氏體。圖5(e)為試驗(yàn)鋼500 ℃回火后的顯微組織,發(fā)現(xiàn)點(diǎn)狀碳化物普遍存在,難以分辨清楚板條的存在,只能依稀看到原始板條形貌,仔細(xì)辨別可看到原奧氏體晶界,如圖6(e)所示。這與前面各個(gè)回火溫度下的顯微組織有顯著不同。圖5(f)為試驗(yàn)鋼600 ℃回火后的顯微組織,此時(shí),板條內(nèi)位錯(cuò)大量消失,板條甚至出現(xiàn)類(lèi)似再結(jié)晶現(xiàn)象,出現(xiàn)新的塊狀的鐵素體晶粒,碳化物進(jìn)一步粗化,大多均勻地分布在鐵素體(包括板條和塊狀兩種形貌)邊界上,為回火索氏體,如圖6(d)所示。這些細(xì)小的塊狀鐵素體亞晶由馬氏體板條回復(fù)再結(jié)晶產(chǎn)生,也能起到有效的細(xì)化強(qiáng)化作用[13]。較大范圍的板條逐漸消亡,取向一致或者相近的板條組成一個(gè)個(gè)晶粒,板條之間的差異更加弱化,可很明顯地看到,在這些基體上存在很多較大的碳化物,這些碳化物已經(jīng)長(zhǎng)成為明顯的滲碳體粒子,圖6(e)中一些尺寸較大的棒狀碳化物甚至發(fā)生了熔斷并有球化現(xiàn)象[14]。該回火溫度下仍然存在大量的板條組織,回火過(guò)程的進(jìn)度在基體內(nèi)部是不均勻的、不徹底的,如圖6(f)所示?；鼗疠^明顯的區(qū)域類(lèi)似孤島一樣分布在基體上,板條邊界模糊甚至消失,周?chē)廊挥休^清晰的板條形貌。

圖6 不同溫度回火后試樣的TEM照片F(xiàn)ig.6 TEM images of the specimens tempered at different temperatures(a) 250 ℃; (b,c) 450 ℃; (d-f) 600 ℃

影響材料塑性的因素很多,包括化學(xué)成分、組織結(jié)構(gòu)、應(yīng)力狀態(tài)等。室溫下馬氏體組織內(nèi)部存在大量的位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu),這些位錯(cuò)中含有一定量的可動(dòng)位錯(cuò),能夠緩解局部應(yīng)力集中,從而降低微裂紋形成的可能性,從而能使材料獲得較大的均勻塑性變形,另一方面,一般低碳馬氏體鋼中能保持較少的殘留奧氏體,這種高韌性能夠阻止已產(chǎn)生的裂紋繼續(xù)擴(kuò)展,對(duì)塑性變形有利。當(dāng)回火溫度達(dá)到200～300 ℃時(shí),殘留奧氏體穩(wěn)定性下降、發(fā)生分解引起塑性降低。隨著回火溫度的繼續(xù)上升,當(dāng)溫度分別達(dá)到450、600 ℃時(shí),析出碳化物粗化、球化,彌散程度降低,如圖7所示,位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)形成位錯(cuò)網(wǎng)格,位錯(cuò)可移動(dòng)距離增大,同時(shí),在更高的溫度下馬氏體板條發(fā)生再結(jié)晶軟化,這些內(nèi)在的軟化過(guò)程都促進(jìn)了塑性的提高[15]。

圖7 試驗(yàn)鋼回火過(guò)程中產(chǎn)生的位錯(cuò)網(wǎng)格Fig.7 Dislocation grid of the tested steel in tempered at different temperatures(a) 450 ℃; (b) 600 ℃

3 結(jié)論

1) 隨回火溫度的升高,試驗(yàn)鋼硬度和抗拉強(qiáng)度整體下降趨勢(shì)可分為3個(gè)階段:緩慢下降的Ⅰσ階段(室溫～350 ℃)、快速下降的Ⅱσ階段(350～500 ℃)和基本穩(wěn)定的Ⅲσ階段(500 ℃以上),屈服強(qiáng)度在250～400 ℃之間存在峰值,屈強(qiáng)比上升明顯;回火溫度達(dá)到500 ℃時(shí),伸長(zhǎng)率可達(dá)到15%以上。

2) 在850 ℃終軋(隨即淬火)可獲得較好的強(qiáng)度和韌性,隨回火溫度的升高,基體經(jīng)歷碳化物析出、長(zhǎng)大、球化等過(guò)程,350～450 ℃回火30～60 min,可獲得良好的強(qiáng)韌性組合,達(dá)到1000 MPa高強(qiáng)鋼的性能指標(biāo)。

3) 馬氏體組織內(nèi)部存在大量的位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu),其中可動(dòng)位錯(cuò)能緩解局部應(yīng)力集中,降低微裂紋形成可能性,從而使材料獲得較大的均勻塑性變形。