發布時間：2022-04-16所屬分類：電工職稱論文瀏覽：1次
摘 要： 摘 要 采用低碳(C0.05)NiCrMo設計并使用Thermo-Calc軟件、光學顯微鏡、掃描以及透射電鏡等手段，研究了淬火工藝對超高強海工用鋼組織細化和力學性能的影響。結果表明，這種鋼在910℃淬火和525℃時效發生二次硬化，其最高峰值硬度為369 HV，在700℃時效空冷后得到二次馬
摘 要 采用低碳(C<0.05)NiCrMo設計并使用Thermo-Calc軟件、光學顯微鏡、掃描以及透射電鏡等手段，研究了淬火工藝對超高強海工用鋼組織細化和力學性能的影響。結果表明，這種鋼在910℃淬火和525℃時效發生二次硬化，其最高峰值硬度為369 HV，在700℃時效空冷后得到二次馬氏體組織，其峰值硬度達到361 HV。在 820~910℃淬火時，隨著淬火溫度的降低使用Thermo-Calc軟件計算出的(Nb,Ti)C平均粒子半徑明顯減小，細小的(Nb,Ti)C粒子能有效抑制奧氏體晶粒的長大，提高基體中大小角度晶界密度，強韌性提高，其中820℃淬火強度最高達到1084 MPa，-80℃ V型沖擊功為76 J，斷口纖維率為100%。斷口形貌和裂紋擴展結果表明，細化的組織和第二相能阻礙韌窩的擴展斷裂，細化的板條束和板條塊能顯著改變裂紋擴展方向，裂紋擴展路徑的最大單位長度為15 μm，因此具有較高的低溫韌性。
關鍵詞 金屬材料，低碳超高強度海工鋼，淬火溫度，組織細化，裂紋擴展
使用高韌超高強度海工鋼不僅可降低船舶構件自身的重量、節約能源，還能增大船舶的載重量、推動海洋浮式結構的大型化、增加深潛器的下潛深度[1]。對于強度較低的海工用鋼，其韌性提高的潛力尚大。但是，隨著其強度和合金含量的不斷提高，解決超高強海工鋼的韌性、焊接性成為矛盾的焦點。目前，國內使用的海工用鋼的強度都低于1000 MPa[2,3]，尤其對于高韌超高強度海工鋼的使用和研究比較少。為了提高傳統的超高強度鋼的強度，增加C和其它合金元素的含量導致其韌性和焊接性降低[4,5]。本文對傳統海工用鋼合金成分體系進行優化設計，大幅度降低C(<0.05)含量，使材料位于Gravile易焊接區[6]。C是影響強度和淬透性最強的合金元素，必須合理配置Ni、Cr、Mo的含量以彌補降低C含量引起的強度和淬透性的降低。采用多元少量(高Ni、低 Cr、Mo)合金化的原則提高淬透性，通過Cr、Mo的固溶、析出提高強度并用高Ni和在回火過程中形成的富Ni逆轉變奧氏體提高韌性，發揮微合金元素Nb、 Ti復合析出細化晶粒的作用以進一步提高強韌性，在此基礎上探索淬火工藝對低碳超高強海工鋼的微觀組織和力學性能的影響。
1 實驗方法
使用50 kg真空冶煉爐冶煉實驗用鋼，其化學成分列于表1。
鍛坯的尺寸為 60 mm×110 mm×150 mm。將鍛坯加熱到 1150℃保溫 2 h，經過 7 道次熱連軋軋制成 12 mm 厚度的板坯，終軋溫度為 900℃，軋后空冷。沿軋制鋼板的橫向取樣，將其在 910℃保溫 1 h 后淬火，在 400~700℃(間隔 25℃)進行2 h時效，在溫度分別為820、850、880、910℃的箱式爐中保溫 1 h 后淬火，并在 550℃回火 2 h 后空冷。按照國標 GB/T228.1-2010、GB/T229-2007 要求分別進行室溫拉伸、-80℃低溫Charpy沖擊實驗。使用VH-5型維氏硬度計測試910℃淬火后在不同溫度時效的試樣的硬度，載荷為5 kg。用濃度為4%(體積分數)的硝酸酒精溶液侵蝕熱處理后的試樣，然后用S4300冷場發射掃描電鏡(SEM)觀測顯微組織，并用過飽和苦味酸腐蝕不同溫度淬火試樣并對其晶粒尺寸進行測量統計。拋光的樣品在10%(體積分數)高氯酸酒精溶液中電解拋光(時間10 s，電壓20 V)，用電子背散射衍射(EBSD)測定大小角度界面以及界面密度等，掃描區域為120 μm×120 μm，步長為0.2 μm;透射電鏡試樣經機械減薄后在-20℃，35 V高氯酸乙醇溶液進行“雙噴”減薄，用HITACHI H-800和F30透射電鏡觀察精細結構。
2 實驗結果
2.1 時效硬度及其組織變化
圖 1 給出了910℃淬火后不同時效溫度變化的硬度曲線。可以看出，在低碳 NiCrMo 鋼的時效過程中硬度先下降后上升，隨著時效溫度的提高硬度重新下降后又上升。在525℃時效時出現了二次硬化，最高峰值硬度為 369 HV，625℃時效時硬度最低，最低硬度為322 HV;在700℃時效重新出現峰值硬度，最高硬度達到361 HV。
圖2給出了不同時效溫度的組織形貌。可見在 450~525℃時效時馬氏板條發生回復和合并并變得模糊，還觀察到少量碳化物在晶界和板條間開始析出，如圖2a, b所示。在600℃時效時晶界和板條間開始形成粗大的白色偏聚物，如圖 2c 所示。在700℃時效時已經超過Ac1，一部分組織重新奧氏體化，在隨后的空冷過程中重新生成了板條狀的二次馬氏體，如圖2d中箭頭所示。依據時效硬度的變化范圍，設定回火溫度為550℃，以實現最佳的強韌性匹配。
2.2 淬火溫度對力學性能的影響
隨著淬火溫度的提高試驗鋼的抗拉強度和屈服強度不斷降低(圖3a)，而淬火溫度對-80℃低溫沖擊功影響較小，沖擊功的波動范圍為 63~91 J(圖 3b)。從圖中還可以看出，在820℃淬火時抗拉和屈服強度最高，最高強度達到 1084 MPa，同時仍保持較高的沖擊功，平均沖擊功為79 J，具有最佳的強韌性匹配。
2.3 淬火溫度對晶粒度和組織形貌的影響
圖 4 給出了淬火溫度對晶粒形貌、組織及分布頻率的影響。從圖中可以看出，隨著淬火溫度的降低原奧氏體晶粒得到細化，如圖 4a、b 所示。在 820℃淬火時 50%以上的晶粒尺寸在 2~6 μm，細小晶粒所占的比例提高,晶粒的平均尺寸為8.2 μm;在 910℃淬火時得到相對粗大的原奧氏體晶粒，只有不到30%的晶粒尺寸在2~6 μm，40%左右的晶粒尺寸在 6~12 μm 之間，如圖 4e 所示，平均晶粒尺寸為 11.8 μm。試驗鋼淬火后組織形貌均為板條狀馬氏體，在820℃淬火時，淬火溫度較低使原始奧氏體晶粒細小，在隨后的冷卻過程中轉變為細小的馬氏體板條，在 910℃淬火后基體的組織為粗大的板條馬氏體，如圖4c、d所示。
3 分析和討論
3.1 時效溫度對組織性能的影響
910℃淬火后在400~575℃時效，組織形貌無明顯變化(圖2)。600℃時效后在馬氏體板條邊界和晶界處出現了大量的白色偏聚物，如圖5a所示。由于基體中的合金元素含量高在時效過程中Ni、Cr、Mo、 Mn等合金元素發生長程或短程擴散[7]，在原始奧氏體界面和馬氏體板條間開始富集形成白亮色的元素富集區，最大長度可以達到 1 μm，如圖 5a 箭頭所示。能譜分析表明，這些粗大的富集區中C原子分數高達29.3%，主要為粗大的合金滲碳體(Fe，Cr，Mo)3C 和碳化物組成，如圖5b所示。透射電鏡對600℃時效試驗鋼組織形貌的觀察結果表明，組織形貌為高密度位錯的回火板條馬氏體，具有相同位向的馬氏體板條界面消失，相鄰馬氏體板條合并變寬，板條尺寸可以達到 2 μm 以上，如圖 5c 所示。由于基體中 Ni 的含量高達 9.2%，高溫時效中奧氏體元素 Ni 發生擴散[8]而形成穩定的奧氏體相，如圖 5c, d 所示。在 600℃高溫時效后硬度明顯下降，因為馬氏體板條發生合并并粗化，在基體中出現的奧氏體軟化相導致基體發生明顯軟化;此外，鋼中的 Cr、Mo 等合金元素在板條界和晶界偏聚并粗化形成粗大的合金滲碳體(Fe，Cr，Mo)3C和碳化物，使硬度大幅下降。在 700℃時效重新生成了二次馬氏體組織，二次馬氏體組織具有較高的硬度，使硬度重新提高。
3.2 組織細化對性能的影響
在試驗鋼中添加了微量的合金元素 Nb、Ti 可形成(Nb,Ti)C 粒子，在重新奧氏體化過程中鋼中 (Nb,Ti)C對晶粒的長大具有釘扎作用，使晶粒細化。
使用Thermo-Calc計算了試驗鋼的性質圖。結果表明，試驗鋼在 820℃、910℃淬火時已充分奧氏體化，只有(Nb,Ti)C未溶解，到1150℃左右(Nb,Ti)C 全部溶解，如圖6所示。在820℃淬火時(Nb,Ti)C仍然保持較小的尺寸為 7.2 nm，如圖 7a、b 所示。圖 8 給出了 Thermo-Calc 計算的不同淬火溫度-時間對 (Nb,Ti)C粒子半徑的影響。可以看出，在820℃淬火保溫1 h(Nb,Ti)C粒子的直徑為9.8 nm，與實際測量的相吻合;在 910℃淬火保溫 1 h(Nb,Ti)C 粒子的直徑為21.5 nm;隨著淬火溫度的提高(Nb,Ti)C粒子的 直徑明顯增大，對晶粒的釘扎作用減弱[9]。試驗鋼在g相區均勻加熱時奧氏體晶粒正常長大，選取Z值為 1.7。用上面計算 Dc的公式對第二相(Nb,Ti)C 控制晶粒長大的設計計算結果表明，820℃的 Dc 為 4.82 μm，910℃的 Dc為 10.44 μm，晶粒尺寸計算值與實驗值吻合。
圖9給出了在不同溫度淬火的EBSD晶界分布圖，圖中黑色線條表示大角度晶界(取向差>15°)，紅色線條表示小角度晶界(取向差2～15°)。從圖9可以看出，隨著淬火溫度的降低大角度晶界比例顯著增多。EBSD測定結果表明，在820℃淬火和910℃ 淬火后有效晶粒尺寸分別為2.35 μm和3.56 μm，在 820℃淬火后有效晶粒尺寸明顯減小。圖10給出了使用EBSD中的數據繪制的晶界密度和晶界微觀取向差的關系圖[10]，從圖中可以看出，大角度晶界主要分布在45°<θ < 65°范圍內[11]，并且820℃淬火大角度晶界密度(45°<θ < 65°)顯著高于910℃淬火。同時，在820℃淬火時小角度晶界密度也高于910℃淬火，分別為3.0、2.44 μm-1 。
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與在910℃淬火相比，在820℃淬火時同時得到超高強度和高韌性。其原因是，隨著淬火溫度的降低原奧氏體晶粒細化，強度提高。由圖10還可以看出，在 820℃淬火時小角度晶界密度顯著提高。根據小角度界面的錯位模型，位錯密度與小角度界面成正比，位錯密度提高則強度提高;因此，晶粒細化和小角度晶界密度的提高共同導致強度提高。對于高韌性，NiCrMo系低碳馬氏體鋼中板條束邊界和板條塊邊界均為大角度晶界[12]，在820℃淬火奧氏體晶粒細化的同時馬氏體板條束和板條塊尺寸隨之細化，大角度晶界密度顯著(取向差>50°)提高。大角度晶界(取向差>50°)能阻止裂紋的擴展，而且大角度晶界越多裂紋轉折越多，則裂紋在擴展過程中消耗的能量增多，使低溫韌性提高。
3.3 淬火溫度對低溫斷口形貌和裂紋擴展的影響
圖 11a、c 給出了宏觀斷口形貌。可以看出，試驗鋼的纖維率都為100%，在820℃淬火后出現更大的剪切唇區。剪切唇區所占的面積比例越大，表明材料的韌性越好。圖11b給出了試驗鋼在 820℃淬火后沖擊斷口微觀形貌，可見斷口形貌主要由小的韌窩組成。在剪切力的作用下韌窩發生了較大的塑性變形拉長，在韌窩壁上可觀察到許多滑移線，塑性變形吸收了更多的裂紋擴展能量，韌性提高[13]。在 910℃淬火時斷口形貌以較大的韌窩為主，如圖 8d 所示。在820℃淬火細化的組織抑制了韌窩在斷裂中的擴展，在910℃淬火的抑制作用較小。從圖11e 可以觀察到，在韌窩的底部分布一些第二相粒子，尺寸在 1 μm 以下，屬于中等第二相粒子(d < 1 μm)。 EDS 結果表明主要為(Nb,Ti)(N,C)，如圖 11f 所示。在同等變形條件下空洞易在大的第二相粒子處形成，小的粒子需要更大的塑性變形才能形成空洞，而且空洞形核后也不易長大，增大了小粒子被穿透的可能性，控制第二相粒子尺寸對斷裂有顯著的影響，細小的第二相顆粒能提高試驗鋼的低溫韌性，但是不影響其強化效果。
圖12分別給出了820℃淬火550℃回火時沖擊斷口橫截面的板條馬氏體組織和裂紋擴展的 SEM 和EBSD分析圖像。從圖中可以看出，在裂紋的擴張過程中擴展方向發生多次轉變，當遇到細化的板條束時擴展方向發生了大角度轉折，還可觀察到板條束發生了明顯的彎曲變形，如圖 12a 中箭頭所示，在 820℃淬火時裂紋擴展路徑的最大單位長度為15 μm。從圖12b可以看出，裂紋在擴展過程中可橫穿整個板條塊，板條塊中的板條界對裂紋擴展沒有阻礙作用。AB線點與點之間的大角度晶界較少，裂紋擴展成折線，而 CD 線點與點之間大角度晶界明顯增多，裂紋擴展方向多次發生轉變，如圖12b所示，導致裂紋擴展路徑的單位長度將減少，消耗的能量增多。可以看出，板條塊邊界能阻礙裂紋擴展，板條塊尺寸是影響低溫韌性的“有效晶粒尺寸”[14]。在 820℃淬火后板條束、板條塊同時細化，顯著地阻礙裂紋的擴展，使低溫韌性提高。
4 結論
(1) 低碳NiCrMo鋼在525℃時效時出現二次硬化現象，最高峰值硬度為 369 HV;在 600℃時效基體發生軟化并出現粗大合金滲碳體(Fe,Cr,Mo)3C，硬度最低為 322 HV;在 700℃時效后在空冷過程中部分組織轉變成硬化相二次馬氏體，峰值硬度為 361 HV。
(2) 隨著淬火溫度的降低(Nb,Ti)C 粒子平均半徑顯著減小，對晶粒的釘扎作用增強，晶粒尺寸和有效晶粒尺寸減小，大小角度晶界比例同時增大，強韌性提高，最高強度達到 1084 MPa，-80℃平均 AKv最高為79 J。
(3) 低碳NiCrMo鋼在820℃ 淬火后細化的組織抑制韌窩在斷裂中的擴展，在較小韌窩的底部分布著一些中等粒徑的第二相粒子(Nb,Ti)(N,C)，不易誘發韌窩的擴展斷裂。細化的板條束和板條塊使裂紋擴展方向發生大角度轉折，裂紋擴展的最大單位長度為15 μm，提高了低溫韌性。——論文作者：李振團 柴 鋒 楊才福 羅小兵 楊 麗 蘇 航
參 考 文 獻
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