王亞超，吳開明

(1.武漢科技大學(xué)國際鋼鐵研究院，湖北 武漢，430081；2.武漢科技大學(xué)高性能鋼鐵材料及其應(yīng)用湖北省協(xié)同創(chuàng)新中心，湖北 武漢，430081)

近年來，為滿足船舶輕量化、大型化及低成本化的發(fā)展要求，開發(fā)強(qiáng)韌性配合良好、低溫韌性及焊接性能優(yōu)異的船體結(jié)構(gòu)鋼已成為國內(nèi)外冶金工作者關(guān)注的重點(diǎn)課題之一[1-2]。美國于20世紀(jì)50年代起開始研制的HY系列超高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)鋼，通過高Ni低Mn的合金設(shè)計(jì)理念及淬火+回火的熱處理工藝，實(shí)現(xiàn)了高強(qiáng)和高韌的匹配，但由于成分設(shè)計(jì)不合理，導(dǎo)致該系列鋼焊接性能較差，如HY-80鋼的強(qiáng)度級別為550 MPa，-84 ℃的沖擊吸收功為47 J，但碳當(dāng)量Ceq約為0.70～0.80[3]。為解決這一問題，美國隨后研發(fā)了HSLA系列鋼，該鋼種采用高Cu設(shè)計(jì)，即利用Cu元素的析出強(qiáng)化作用來彌補(bǔ)Ni、Cr含量減少引起的強(qiáng)度下降，如HSLA-100鋼，強(qiáng)度級別達(dá)到690 MPa，-84 ℃的沖擊功為81 J[4]。另一方面，國內(nèi)近些年開發(fā)的超高強(qiáng)韌船體結(jié)構(gòu)鋼也多采用高Cu高Ni的設(shè)計(jì)理念，如F550鋼的強(qiáng)度級別為550 MPa，-60 ℃的沖擊功為55 J[5]。

為更好地實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)鋼的強(qiáng)韌性配合，本課題組自主研發(fā)了一種新型超高強(qiáng)韌船體結(jié)構(gòu)鋼，為保證低溫韌性及焊接性，特采用了低C設(shè)計(jì)，一定量的Ni、Mn添加有利于提高鋼的韌性，而Nb、Mo、W合金化則是為了在達(dá)到強(qiáng)化作用的同時改善析出粒子對韌性的影響，最終采用淬火+高溫回火的熱處理工藝達(dá)到高強(qiáng)度與高韌性匹配，鋼的屈服強(qiáng)度超過785 MPa，-80 ℃的沖擊吸收功達(dá)到64 J。本文以該新型超高強(qiáng)韌船體結(jié)構(gòu)鋼為研究對象，借助OM、SEM、EBSD及力學(xué)性能測試等手段，重點(diǎn)考察了回火溫度對其顯微組織及力學(xué)性能的影響，以期為該新型超高強(qiáng)韌船體結(jié)構(gòu)鋼的研發(fā)及實(shí)際應(yīng)用提供指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)材料與方法

本研究用鋼的主要化學(xué)成分見表1。利用Gleeble 3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)測得試驗(yàn)鋼在平衡態(tài)下奧氏體化開始溫度Ac1和結(jié)束溫度Ac3分別為690 ℃和897 ℃。結(jié)合試驗(yàn)鋼的成分體系及相變點(diǎn)，設(shè)計(jì)了如圖1所示的熱處理工藝流程。

試驗(yàn)鋼熱處理在箱式電阻爐中進(jìn)行，奧氏體化溫度為950 ℃，回火溫度分別設(shè)置為500、550、600、650 ℃。將熱處理后的鋼坯(50 mm×50 mm×200 mm)加工成拉伸、V型沖擊試樣和金相試樣，依據(jù)GB/T 228.1—2010和GB/T 229—2007測試鋼樣的室溫拉伸性能和沖擊韌性，金相試樣經(jīng)打磨、拋光并用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精侵蝕后，使用Olympus BM51型光學(xué)顯微鏡(OM)和Nova 400 Nano型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)進(jìn)行顯微組織觀察。在Merlin Compact型場發(fā)射掃描電鏡下，利用牛津Nordlys MAX型背散射電子衍射分析儀(EBSD)及配備的HKL Channel 5 EBSD系統(tǒng)，統(tǒng)計(jì)分析鋼樣的晶粒取向差，掃描步長為0.5 μm，利用電解拋光方法制EBSD樣品，電解液為8%高氯酸酒精，電解電壓為30 V，時間為20 s。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(wB/%)

圖1 試驗(yàn)鋼的熱處理工藝

2 結(jié)果與分析

2.1 微觀組織

不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的OM與SEM照片分別如圖2和圖3所示。從圖2可以觀察到，試驗(yàn)鋼高溫回火后的組織均為回火索氏體，主要是由于淬火馬氏體經(jīng)過高溫回火處理后，板條馬氏體束中的板條不斷合并，針狀形態(tài)逐漸消失，形成了多邊形鐵素體，滲碳體也不斷析出并在鐵素體中聚集，呈現(xiàn)典型的回火索氏體組織。結(jié)合圖3進(jìn)一步可以看出，隨著回火溫度的升高，組織中馬氏體板條合并逐漸變寬，板條束間的方向分布趨于雜亂，馬氏體板條結(jié)構(gòu)逐漸不明顯。

另外，從圖3還可以觀察到，不同回火溫度下鋼樣中均有滲碳體析出，在視場中隨機(jī)選取4 μm×4 μm的區(qū)域統(tǒng)計(jì)尺寸大于0.1 μm的滲碳體數(shù)量，各選取5個不同的位置求平均值，結(jié)果列于表2中。從表2可以看出，隨著回火溫度的升高，試驗(yàn)鋼中析出滲碳體的數(shù)量逐漸增加?；鼗饻囟葹?50 ℃時，原奧氏體晶界附近聚集著大量球化的滲碳體(見圖3(d))，而在500～600 ℃回火時，滲碳體主要在原奧氏體內(nèi)部的馬氏體板條間析出。

(a)500 ℃ (b)550 ℃

(c)600 ℃ (d)650 ℃

圖2 不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的金相照片

Fig.2 OM images of the investigated steel after tempering at different temperatures

(a)500 ℃ (b)550 ℃

(c)600 ℃ (d)650 ℃

圖3 不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的SEM照片

Fig.3 SEM images of the investigated steel after tempering at different temperatures

表2 所選視場中滲碳體的平均數(shù)量

2.2 晶粒取向差分布

經(jīng)不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的晶粒取向差分布情況如圖4所示，通常定義取向差在3°～15°為小角度晶界，大于15°為大角度晶界，得到鋼樣中大角度晶界含量列于表3中。結(jié)合圖4和表3可見，隨著回火溫度的升高，鋼樣中大角度晶界含量逐漸增多。

(b)550 ℃

(c)600 ℃ (d)650 ℃

圖4 不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的取向差角分布

Fig.4 Misorientation distribution of the investigated steel after tempering at different temperatures

從圖4還可以看出，各回火鋼樣中晶粒取向差角均主要集中在5°和55°附近，在20°～47°之間的晶粒取向差很少，符合經(jīng)典γ→α轉(zhuǎn)變晶體學(xué)特征；大角度晶界范圍內(nèi)，60°附近的晶界含量較高，這是由于淬火過程主要發(fā)生的是馬氏體相變，相變后原始奧氏體晶界和新生成的板條馬氏體符合K-S取向關(guān)系[6]。

表3 大角度晶界含量

2.3 力學(xué)性能

試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度回火后的室溫拉伸性能如圖5所示。由圖5可以看出，隨著回火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均呈現(xiàn)下降的趨勢，延伸率則逐漸提高，且當(dāng)回火溫度在500～600 ℃范圍時，試驗(yàn)鋼的各項(xiàng)拉伸性能變化趨勢較為平緩，而經(jīng)650 ℃下回火后試驗(yàn)鋼明顯軟化，即抗拉強(qiáng)度與600 ℃回火后相比降低了約15%，而延伸率約提高了5個百分點(diǎn)。

圖5 回火溫度對試驗(yàn)鋼拉伸性能的影響

Fig.5 Effects of tempering temperature on the tensile properties of the investigated steel

試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度回火后的室溫及低溫(-80 ℃)沖擊吸收功變化如圖6所示。從圖6可以看出，室溫條件下，試驗(yàn)鋼的沖擊吸收功隨回火溫度升高的變化趨勢并不顯著，變化范圍為212～227 J；而于-80 ℃下進(jìn)行沖擊實(shí)驗(yàn)時，隨著回火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的低溫沖擊韌性逐漸提升，650 ℃回火鋼樣的沖擊吸收功達(dá)到了64 J。

圖6 回火溫度對試驗(yàn)鋼沖擊吸收功的影響

Fig.6 Effects of tempering temperature on the impact absorbed energy of the investigated steel

3 討論

3.1 回火溫度對試驗(yàn)鋼強(qiáng)度的影響

對比分析不同回火溫度下試驗(yàn)鋼的顯微組織和力學(xué)性能可以發(fā)現(xiàn)，試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能變化趨勢與其組織結(jié)構(gòu)密切相關(guān)。在進(jìn)行回火處理前，試驗(yàn)鋼組織主要為板條馬氏體，即碳元素固溶于α-Fe晶格間隙的過飽和固溶體，在固溶強(qiáng)化和位錯強(qiáng)化的共同作用下，原始馬氏體板條具有很高的強(qiáng)度；高溫回火時，固溶在α-Fe中的碳元素不斷以滲碳體的形式析出，導(dǎo)致碳元素的固溶強(qiáng)化作用變小，且伴隨著回火溫度的升高，鋼中滲碳體析出量增加，并在晶界附近不斷聚集球化，導(dǎo)致試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度降低；與此同時，板條馬氏體中位錯通過攀移和滑移的方式不斷合并，馬氏體板條間位錯密度降低，位錯強(qiáng)化作用變小，進(jìn)一步導(dǎo)致試驗(yàn)鋼強(qiáng)度降低。

3.2 回火溫度對試驗(yàn)鋼韌性的影響

圖7所示為板條馬氏體的顯微晶體學(xué)特征示意圖。由圖7可見，在一個晶體學(xué)束(packet)里，會有幾個具有相似取向的板條束(block)，而在一個板條束里有一些具有不同取向差的板條，這些板條間的晶界角度一般集中在3°～15°間，即小角度晶界或亞晶界；晶粒、晶體學(xué)束和板條束之間的晶界角一般大于15°，即大角度晶界[7]。在一個原始奧氏體晶粒內(nèi)，原始奧氏體界面、晶體學(xué)束和馬氏體板條束之間的晶界為大角度晶界，馬氏體板條束內(nèi)馬氏體板條間的晶界為小角度晶界。研究表明，在小角度晶界范圍內(nèi)，晶界之間的界面能是隨著晶界角度的增加而增加的；晶界取向差為15°時，界面能達(dá)到一個峰值，之后界面能不隨晶界角度的變化而變化，亦即當(dāng)θ≥ 15°時，裂紋穿過界面時需要消耗的能量達(dá)到最大值，此時能有效阻止裂紋擴(kuò)展[8]。裂紋穿過大角度晶界的示意圖如圖8所示。

研究表明，合金鋼的室溫沖擊韌性主要由組織類型及不同組織所占比例決定，而低溫沖擊韌性則受到晶粒取向差分布的影響，若晶粒取向差足夠大，則能有效阻礙裂紋擴(kuò)展并改變裂紋擴(kuò)展方向，從而提高鋼種的低溫韌性[9-11]。各回火溫度下試驗(yàn)鋼的室溫組織無明顯差異，均為回火索氏體，故回火溫度對試驗(yàn)鋼室溫沖擊韌性的影響并不顯著。隨著回火溫度的升高，鋼中大角度晶界含量呈增加的趨勢，主要是由于馬氏體高溫回火過程中，原馬氏體板條內(nèi)由小角度晶界構(gòu)成的亞結(jié)構(gòu)逐漸合并，其間位錯不斷回復(fù)，導(dǎo)致亞晶界之間的取相差角逐漸變大；同時，隨著回火溫度的升高，馬氏體板條束逐漸合并，板條間距增大，并伴隨著多邊形鐵素體的形成，大角度晶界含量也隨之增加，這使得其阻礙裂紋擴(kuò)展的能力增強(qiáng)，因此，試驗(yàn)鋼的低溫韌性隨回火溫度的升高而逐漸提高。

圖7 板條馬氏體的顯微晶體學(xué)特征示意圖

Fig.7 Schematic diagram of microscopic crystallographic characteristics of lath martensite

圖8 裂紋穿過大角度晶界示意圖

Fig.8 Schematic diagram of a crack passing through a large angle grain boundary

4 結(jié)論

(1)試驗(yàn)鋼經(jīng)油淬+高溫回火(500～650 ℃)處理后，組織均為回火索氏體，隨著回火溫度的升高，馬氏體板條束合并變寬，析出滲碳體的數(shù)量逐漸增多。

(2)在500～650 ℃溫度區(qū)間回火后，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度保持在較高水平，兩者均隨著回火溫度的升高而不斷降低，650 ℃回火后試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度仍達(dá)792 MPa；試驗(yàn)鋼的塑性和韌性隨回火溫度的升高而提高，延伸率和室溫沖擊吸收功分別保持在12%和212 J以上，650 ℃回火后試驗(yàn)鋼于-80 ℃下的沖擊吸收功最高可達(dá)64 J。

(3)隨著回火溫度的升高，試驗(yàn)鋼組織中大角度晶界所占比例由54.6%增加至61.8%，阻礙裂紋擴(kuò)展能力增強(qiáng)，有利于提高試驗(yàn)鋼的低溫韌性。