低碳高強(qiáng)艦船用鋼固溶時(shí)效后的組織與性能

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，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)變曲線如圖6所示，表2為不同時(shí)效溫度下的力學(xué)性能?？梢钥闯?，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。基體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。