690 MPa級海洋平臺用特厚齒條鋼的回火穩(wěn)定性

劉 庚， 李慧杰， 王慶海， 葉其斌

(東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室， 遼寧 沈陽 110819)

齒條鋼是自升式海洋平臺和海上風電安裝床升降系統(tǒng)的關(guān)鍵材料，要長期承受整個平臺的重量，并處于海洋腐蝕疲勞惡劣工況中，要求具有高強度、高韌性、可焊接性、耐腐蝕、耐疲勞等優(yōu)異綜合性能[1].目前海洋平臺樁腿結(jié)構(gòu)的齒條鋼板厚度為127～256 mm，屈服強度不低于690 MPa，-60 ℃ 沖擊功不小于69 J[2].

齒條鋼生產(chǎn)采用淬火+回火的調(diào)質(zhì)工藝，以獲得回火馬氏體為主的基體組織，保證良好的強韌性匹配.回火工藝是齒條鋼生產(chǎn)的最后一道工序，對其性能和服役壽命起關(guān)鍵作用.由于齒條鋼厚度較大，回火時間普遍較長(6～12 h)，不僅占用熱處理產(chǎn)能較多，同時基體組織和碳化物易于粗化，導(dǎo)致強度和韌性降低.鄧建軍等[3]發(fā)現(xiàn)，在相同的淬火工藝下，回火溫度由630 ℃升高到670 ℃時，A514 GrQ鋼板的屈服強度、抗拉強度、硬度不斷降低.鄭東升等[4]研究了回火溫度對碳化物分布和析出的影響：當回火溫度從200 ℃增加到500 ℃時，馬氏體板條內(nèi)的針狀碳化物減少，粒狀碳化物增多，分布更加彌散.Kroupá等[5]研究了回火時間對C-Cr-V低合金鋼碳化物析出行為的影響，發(fā)現(xiàn)在回火過程中出現(xiàn)了六種碳化物(M2C，MC，M6C，M7C3，M23C6和M3C)，其中回火工藝和化學(xué)成分決定了碳化物的尺寸和類型.Maddi等[6]發(fā)現(xiàn)回火時間的增加會導(dǎo)致M23C6碳化物發(fā)生Ostwald熟化從而降低表面能，最終減小碳化物顆粒在板條邊界和位錯網(wǎng)絡(luò)的釘扎力，導(dǎo)致鋼板屈服強度降低.

回火過程中馬氏體板條回復(fù)和碳化物析出顯著改變了鋼板的力學(xué)性能.目前針對特厚齒條鋼的研究大部分都是在特定的回火時間下，而對不同回火時間對顯微組織和力學(xué)性能的影響進行系統(tǒng)研究的較少.本文研究了回火時間對馬氏體基體組織演變、碳化物析出行為和性能穩(wěn)定性的影響，以期為特厚板齒條鋼實際生產(chǎn)中的長時間回火工藝提供指導(dǎo)，優(yōu)化熱處理工藝.

1 實驗材料和實驗方法

實驗鋼為210 mm厚工業(yè)淬火態(tài)A514 GrQ齒條鋼，在(910±10)℃保溫7 h后，通過東北大學(xué)自主研發(fā)的300 mm輥式淬火機淬火.實驗鋼化學(xué)成分如表1所示.在鋼板厚度的1/4處制備截面尺寸為11 mm×11 mm的試樣，在600 ℃條件下，分別保溫2，4和8 h，回火后的試樣進行空冷處理.

表1 實驗鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù))

金相試樣經(jīng)標準砂紙研磨和機械拋光后用4%(體積分數(shù))的硝酸酒精溶液進行腐蝕.利用奧林巴斯BX53MRF光學(xué)顯微鏡(OM)、Jeol JXA 8530F電子探針(EPMA)、掃描電子顯微鏡(SEM)、電子背散射衍射(EBSD)技術(shù)，以及Tecnai G2 F200透射電子顯微鏡(TEM)觀察顯微組織.TEM樣品是直徑3 mm、厚度約600～700 μm的薄片，隨后研磨至約50 μm；利用TenuPol-5電解雙噴減薄儀減薄，電解液為10%(體積分數(shù))高氯酸酒精溶液.電子背散射衍射(EBSD)試樣尺寸為5 mm×10 mm，經(jīng)砂紙研磨后用電解拋光液進行電解拋光，電解拋光液為12.5%(體積分數(shù))高氯酸酒精溶液，掃描步長為0.2 μm.采用Thermo-Calc 2017 b中的TCFE9數(shù)據(jù)庫對實驗鋼在600 ℃回火時進行熱力學(xué)計算.

沿垂直軋向加工標準拉伸試樣(直徑d0=5 mm，標距l(xiāng)0=30 mm)，沿軋向加工Charpy V型缺口沖擊試樣(10 mm×10 mm×55 mm).在萬能拉伸試驗機(CTM5105)上進行室溫拉伸試驗，拉伸速率3 mm/min.-60 ℃低溫沖擊試驗在Instron Dynatup 9250落錘試驗機上進行.

2 結(jié)果與討論

2.1 回火時間對顯微組織的影響

實驗鋼淬火態(tài)的OM和SEM顯微組織如圖1所示，淬火態(tài)組織的原奧氏體晶界如圖1a所示，測得實驗鋼平均原始奧氏體晶粒尺寸為19.3 μm.淬火態(tài)的SEM圖像(圖1b)表明實驗鋼的原始組織主要為板條馬氏體.

圖2為實驗鋼回火2，4和8 h的SEM組織.經(jīng)2 h回火后，原始奧氏體晶界和馬氏體板條形貌清晰可見，組織較淬火態(tài)更加均勻(圖2a和2b).板條狀馬氏體為主要組成相，原始奧氏體晶粒被不同取向的板條束分割，這種板條狀馬氏體具有很高的強度和硬度，并具有良好的韌性[7].白色的碳化物分布在原始奧氏體晶界(grain boundary，GB)、板條界(lath boundary，LB)、板條束界.隨著回火時間的增加(4和8 h)，板條束合并，馬氏體板條界和原始奧氏體晶界變模糊.沿圖2b，2d和2f)的箭頭方向進行線掃描，得到C，Cr，Mo和V元素在不同位置的分布情況(圖3).回火態(tài)實驗鋼原始奧氏體晶界、板條界和板條束界的元素的質(zhì)量分數(shù)明顯偏高.在原始奧氏體晶界和板條界處，C的偏析比較嚴重，證明奧氏體晶界和板條界處存在碳化物，這主要是因為回火過程中C在原始奧氏體晶界處更容易擴散，進而形成碳化物.

圖1 實驗鋼淬火態(tài)OM和SEM圖像

GB：晶界；LB：板條界

圖3 實驗鋼不同回火時間元素分布情況

圖4為實驗鋼回火2，4和8 h的反極圖(IPF)和晶粒邊界取向分布圖.15°為劃分小角度晶界(LAGB)和大角度晶界(HAGB)的閾值，2°～15°之間為小角度晶界，大于15°為大角度晶界.實驗鋼在不同回火時間下的取向差主要分布在小于10°和大于50°范圍內(nèi)，并且隨著回火時間的增加，小角度晶界(2°～15°)比例略有降低.這表明在長時間回火過程中，馬氏體板條發(fā)生回復(fù)，相鄰的馬氏體板條相互合并，板條的取向逐漸趨于一致.圖5為不同回火時間實驗鋼取向差的分布頻率.統(tǒng)計結(jié)果顯示，2，4和8 h下大角度晶界的比例分別為57.8%，60.1%和61.2%.

2.2 回火時間對力學(xué)性能的影響

圖6a為實驗鋼在淬火態(tài)和回火態(tài)的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線.相比淬火態(tài)實驗鋼，回火態(tài)實驗鋼存在明顯的屈服階段，且隨著回火時間的增加，屈服強度(YS)由回火2 h的900 MPa下降到回火8 h的725 MPa.圖6b為實驗鋼的抗拉強度、屈服強度和延伸率的統(tǒng)計結(jié)果.淬火態(tài)實驗鋼經(jīng)回火處理后，抗拉強度和屈服強度呈明顯的下降趨勢.回火2 h后，屈服強度由淬火態(tài)的931 MPa下降到900 MPa，抗拉強度從1 100 MPa下降到了968 MPa，屈強比由0.82上升到0.93，延伸率從15.2%上升到16.7%；繼續(xù)增加回火時間，屈服強度和抗拉強度繼續(xù)下降.回火4 h，屈服強度和抗拉強度進一步下降到833 MPa和919 MPa，延伸率則進一步增加到18.5%.回火8 h后，屈服強度和抗拉強度最小，分別為725 MPa和813 MPa，但是屈服強度仍然大于690 MPa，而延伸率則增加到19.5%.圖6c為實驗鋼的強度隨回火參數(shù)(T(20+lgt)×10-3)的變化曲線，其中T為回火溫度，K，本研究中T為常數(shù)；t為回火時間，h.實驗鋼的屈服強度和抗拉強度隨著回火參數(shù)的增加呈線性下降趨勢.由此可知，繼續(xù)增加回火時間，實驗鋼的強度也會大致分布在圖6c的曲線上，對于實際工程具有指導(dǎo)意義.

圖7為實驗鋼-60 ℃的低溫沖擊性能.淬火態(tài)實驗鋼經(jīng)過回火熱處理后，沖擊功由淬火態(tài)的187 J上升到回火2 h時的238 J.隨著回火時間繼續(xù)增加，沖擊功趨于穩(wěn)定，為245 J左右.在8 h回火過程中，實驗鋼的-60 ℃沖擊功始終大于69 J.圖8為實驗鋼在回火2，4和8 h后-60 ℃的沖擊斷口形貌：各回火條件下均為韌性斷裂，沖擊斷口存在明顯的韌窩和韌性撕裂帶，不同回火時間下纖維區(qū)占比分別為46%，50%和48%(圖8a～8c).實驗鋼在600 ℃下回火2，4和8 h的-60 ℃沖擊功分別為238，225和248 J.回火4 h的沖擊斷口中韌窩數(shù)量最少，沖擊功最低.回火8 h的放射區(qū)中存在大量又大又深的韌窩，沖擊性能最好且沖擊行為穩(wěn)定.

在600 ℃回火時，隨著回火時間的增加，淬火態(tài)試樣中的馬氏體逐漸分解并發(fā)生合并，板條界變得模糊，內(nèi)應(yīng)力、晶格畸變及位錯密度減小，發(fā)生具有軟化效果的回復(fù)現(xiàn)象，降低了實驗鋼的強度和硬度[8-9].馬氏體板條合并變寬的同時，合金元素原子進行擴散，實現(xiàn)原子的重新排列組合，使不穩(wěn)定的不平衡組織逐步轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的平衡組織.過飽

圖4 不同回火時間實驗鋼的IPF圖和大小角度晶界分布圖

圖5 由EBSD獲得的取向差相對頻率分布圖

和的C通過擴散，析出碳化物，起到析出強化的作用，使實驗鋼強度增加.因此軟化與硬化的相互作用決定了實驗鋼的最終強度.不同碳化物對實驗鋼的析出強化效果不同.根據(jù)Ashby-Orowan機制[10]，析出強化引起的強度σppt可表示為

(1)

式中：M為Taylor常數(shù)；G為剪切模量；b為Burgers矢量模；v為Poisson比；

(2)

(3)

式中：r為析出相尺寸；φ為析出相的體積分數(shù).將式(2)和式(3)代入式(1)并整理得

圖6 實驗鋼的拉伸性能隨著回火時間的變化

圖7 不同回火時間實驗鋼的沖擊性能(-60 ℃)

(4)

式中a和c均為常數(shù).由式(4)可知，強度σppt主要由φ和r決定，即析出相的體積分數(shù)越大、尺寸越小，強化效果越顯著.

根據(jù)Thermo-Calc軟件計算和相似研究[11-14]，實驗鋼的碳化物主要為MC，M2C和M23C6.MC和M2C主要在晶內(nèi)析出，尺寸不超過140 nm，強化效果顯著；M23C6主要在晶界和板條界處析出[12]，尺寸為30～310 nm，強化效果不明顯[13].實驗中隨著回火時間增加，碳元素發(fā)生擴散，原始奧氏體晶界和馬氏體板條界處形成的M23C6碳化物尺寸逐漸增加，面密度降低，發(fā)生Ostwald熟化現(xiàn)象，使碳化物的表面能降低，減小了碳化物顆粒在馬氏體板條界和位錯網(wǎng)絡(luò)上的釘扎力，強化效果不明顯.回復(fù)軟化和Ostwald熟化對強度的影響遠大于析出強化作用，表現(xiàn)為回火后實驗鋼屈服強度和抗拉強度明顯下降.

由圖2實驗鋼SEM圖像可知，原始奧氏體晶粒被分成不同的馬氏體板條塊，并被不同取向的馬氏體板條和板條束分割，這種不同取向的馬氏體板條和板條束可以有效阻礙裂紋的擴展，防止裂紋集中.有研究認為[15-16]，在低碳馬氏體板條組織中，控制韌性的主要亞結(jié)構(gòu)為馬氏體板條束和板條塊.由圖4的EBSD分析結(jié)果可知，馬氏體板條塊和板條束的邊界多為大角度晶界，裂紋在擴展過程中遇到這些大角度晶界將發(fā)生大角度的轉(zhuǎn)折；大角度晶界的數(shù)量越多，裂紋轉(zhuǎn)折的次數(shù)越多，消耗的能量越多，沖擊韌性就越高.因此實驗鋼原始奧氏體晶粒內(nèi)部的大角度晶界對提高實驗鋼的回火穩(wěn)定性是有益的[17]，表現(xiàn)為實驗鋼在2～8 h回火過程中始終具有良好的沖擊韌性.隨著回火時間的增加，馬氏體板條束和板條塊邊界(大角度晶界)分布比例(圖5)保持穩(wěn)定，不同取向的馬氏體板條始終起到阻礙裂紋擴展的作用，實驗鋼的沖擊韌性基本保持不變.

淬火態(tài)實驗鋼存在高密度位錯結(jié)構(gòu).在高溫回火時，馬氏體發(fā)生回復(fù)，板條內(nèi)和板條界上的位錯合并和重新排列，發(fā)生軟化效應(yīng)，降低了強度.由圖3線掃描結(jié)果可知，馬氏體板條內(nèi)和板條界存在Cr，Mo，V等元素，這些合金元素能夠有效減緩馬氏體的分解過程[18]，提高回火穩(wěn)定性，在保證韌性的同時具有很高的強度，從而實現(xiàn)良好的強韌性匹配.

圖8 實驗鋼在不同回火狀態(tài)下的沖擊斷口

2.3 回火時間對碳化物的影響

圖9為實驗鋼在不同工藝下的TEM顯微組織.淬火態(tài)實驗鋼中馬氏體板條清晰可見，板條中具有較高密度的位錯，位錯以纏結(jié)形式形成位錯胞結(jié)構(gòu).如圖9a所示，少量球狀碳化物和長條狀碳化物在板條中析出.回火2 h后，位錯密度顯著降低，馬氏體中的碳以碳化物的形式在原始奧氏體晶界和板條界處析出.鋼中可見彌散分布的球狀碳化物；少量長條狀碳化物相互連接，形成類板條界的鏈狀.表2為實驗鋼不同形狀碳化物的尺寸和馬氏體板條束的寬度.根據(jù)表2可知，隨著回火時間的增加，碳化物數(shù)量明顯增多，尺寸增加，發(fā)生Ostwald熟化現(xiàn)象；馬氏體板條發(fā)生了明顯的回復(fù)現(xiàn)象，板條束發(fā)生合并.

表3為采用Thermo-Calc軟件計算的實驗鋼在600 ℃回火時出現(xiàn)的析出相類型、含量及組成成分.600 ℃回火時，析出相主要為MC，M2C，M23C6型碳化物和鐵素體.擴散是一個動力學(xué)過程，在600 ℃回火時，鋼中的主要合金元素C，Cr，Mo，V，Ni等均已開始擴散[19].碳化物主要以球狀和長條狀的形式在基體、馬氏體板條和原始奧氏體晶界中析出.回火剛開始時，在晶界和晶內(nèi)析出不穩(wěn)定的M3C型碳化物，隨著回火時間的延長(2 h)，合金元素充分擴散，更多元素進入M3C型碳化物中，形成更穩(wěn)定的M23C6型碳化物；而不穩(wěn)定的M3C型碳化物逐漸分解，并析出穩(wěn)定的MC和M2C型碳化物.回火時間越長[20-21]，越傾向于析出更穩(wěn)定的碳化物[22].

圖9 實驗鋼不同回火時間的TEM圖像和EDS能譜

表3 Thermo-Calc計算600 ℃析出相的化學(xué)元素組成和摩爾分數(shù)

3 結(jié) 論

1) 隨著回火時間的增加，實驗鋼的強度由淬火態(tài)的1 100 MPa下降到回火8 h時的813 MPa；強度的降低是由于回火過程中組織發(fā)生回復(fù)及碳化物發(fā)生Ostwald熟化.

2) 經(jīng)過回火熱處理后，實驗鋼的-60 ℃沖擊功由淬火態(tài)的187 J升高到回火2 h時的238 J，并且隨著回火時間增加，沖擊功保持穩(wěn)定；延伸率由淬火態(tài)時的15.2%上升至回火8 h時的19.5%.

3) 實驗鋼在600 ℃回火2 h后，碳化物類型趨于穩(wěn)定，主要為MC，M2C和M23C6型碳化物；M23C6型碳化物主要在原始奧氏體晶界和板條界處析出，并隨著回火時間增加發(fā)生Ostwald熟化現(xiàn)象.

4) 實驗鋼在600 ℃回火2～8 h過程中，具有良好的回火穩(wěn)定性，實現(xiàn)了強韌性匹配.在盡可能縮短回火時間的前提下，最佳回火時間為2 h.