淬火工藝對含Ni中錳鋼組織和性能的影響

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(1. 南京鋼鐵股份有限公司， 江蘇 南京 210035； 2. 北京科技大學 鋼鐵共性技術協同創新中心， 北京 100083)

海洋蘊藏著豐富的石油和天然氣等資源，隨著人們對海洋油氣資源的逐步開發，海洋環境用鋼量將不斷增大。鋼在海洋環境中的服役條件惡劣，對其強度和低溫韌性有很高要求。海洋平臺用高強鋼通常采用 Ni-Cr-Mo-V的合金體系，鋼中C含量一般高于0.1%(質量分數，下同)，使得鋼板的焊接工藝復雜，同時為了提高鋼的低溫韌性，通常添加含量高于4%的Ni元素，從而增加了生產成本[1]。因此，研究新型高性能海洋環境用鋼對海洋資源的開發和利用具有重要意義。

Ni的添加不僅可以提高鋼的強度，使鋼保持良好韌性，且又具有極低的變脆溫度，可使鋼材獲得良好的低溫韌性。王猛等[2]研究了0.055C-3.5Ni鋼調質后的力學性能，其屈服強度、抗拉強度及伸長率分別達到了430 MPa、520 MPa及35%，-110 ℃低溫沖擊吸收能量可達250 J。但是Ni價格昂貴，大量添加Ni會使鋼材生產成本增加。

Mn可以通過固溶強化提高鋼材強度，還可擴大奧氏體區，降低奧氏體轉變為鐵素體的相變溫度，促使鋼材獲得準多邊形鐵素體或針狀鐵素體等中低溫轉變組織，從而提高基體強度。中錳鋼通過淬火-回火工藝(Q-T工藝)或逆相變奧氏體工藝(ART工藝)可獲得細小均勻的鐵素體、馬氏體等混合多相組織，從而獲得優異的強塑性[3]。Hu等[4]研究發現0.04C-5Mn中錳鋼通過淬火+回火處理后，其屈服強度、抗拉強度和伸長率分別可達730 MPa、789 MPa和28.2%，-60 ℃低溫沖擊吸收能量可達120 J。黃龍等[5]研究了0.12C-3.0Mn低碳中錳鋼的力學性能，通過完全淬火+兩相區淬火+臨界區淬火處理，使試驗鋼獲得了馬氏體/貝氏體+殘留奧氏體+鐵素體的復相組織，屈服強度為480 MPa，抗拉強度為625 MPa，均勻延伸率為22%。衣海龍等[6]研究了0.08C-5Mn鋼的力學性能，通過不同淬火及回火工藝，使得試驗鋼屈服強度、抗拉強度及伸長率分別達到了820 MPa、878 MPa及32%。

錳鋼和鎳鋼均可獲得良好的力學性能從而在不同領域得到了應用。為探索錳鋼和鎳鋼在海洋環境中應用的可行性，考慮到鋼的生產成本，采用中錳低碳的合金化設計，同時僅添加少量Ni，結合Mn和Ni的優勢，設計了一種新成分體系的含Ni中錳鋼，主要研究了不同溫度淬火工藝對含Ni中錳鋼微觀組織和力學性能的影響，以期為中錳鋼在海洋環境領域的應用提供一些參考。

1 試驗材料及方法

試驗鋼在實驗室采用25 kg真空感應爐進行冶煉，鑄坯經過1150 ℃均勻化處理2 h后鍛造成尺寸為60 mm×80 mm×80 mm的方坯，在鍛坯上切取試樣粉末進行化學成分分析，測定試驗鋼的化學成分如表1所示。

表1 試驗鋼的化學成分 (質量分數，%)

鍛坯經1200 ℃均勻化處理2 h后，在可逆式熱軋機上進行軋制。依次經過8道次熱軋，由60 mm軋至10 mm厚，隨后空冷至室溫。開軋溫度為1100 ℃，終軋溫度為980 ℃，每道次壓下量均約為20%，總壓下量為83.33%，道次應變速率約為15 s-1。試驗鋼熱軋后進行不同淬火溫度的調質處理，具體工藝：將熱軋鋼板在感應加熱爐中分別加熱至700、750、800、850和900 ℃，保溫80 min，然后水冷淬火到室溫，隨后將不同溫度淬火試樣加熱至600 ℃，保溫60 min，空冷至室溫。試驗鋼的熱處理工藝如圖1所示。

圖1 熱處理工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of heat treatment processes

按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》，在不同溫度淬火+回火熱處理后的試樣上機械加工標準拉伸試樣，在CMT5205拉伸試驗機上進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為5 mm/min。根據GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》在不同溫度淬火+回火熱處理的試樣上機械加工尺寸為10 mm×10 mm×55 mm標準V型缺口沖擊試樣，利用JBS-300B型沖擊試驗機進行沖擊試驗，試驗溫度為-50 ℃。在熱處理試樣上機械加工金相試樣，將軋制方向(RD)×板厚方向(ND)的截面進行砂紙研磨、機械拋光后，使用體積分數為4%的硝酸酒精溶液侵蝕15 s，利用FEI Quanta FEG450型掃描電鏡進行微觀組織觀察。

2 試驗結果與討論

2.1 中錳鋼相圖計算

利用Thermo-Calc熱力學軟件對試驗鋼在0～1600 ℃溫度范圍內的相變過程進行模擬，并計算其各相含量隨溫度的變化關系。經計算得到試驗鋼平衡相圖和不同溫度下各相含量如圖2所示。其中Liquid表示液相，BCC_A2表示鐵素體相(α)，FCC_A1表示奧氏體相(γ)，Cementite_D011表示滲碳體，M23C6_D84表示碳化物。

從圖2(a)可以看出，當平衡溫度約為1520 ℃時，γ相開始在液相中形成，隨著溫度降低，γ相增多，在1520～760 ℃范圍內液相轉變成了γ相，即此溫度下組織為單相奧氏體；760 ℃時奧氏體開始發生轉變，形成α相，即發生了γ→α-鐵素體相變，試驗鋼在平衡冷卻下的室溫組織為α-鐵素體、奧氏體和M23C6。從圖2(b) 可以看出，平衡冷卻轉變后，試驗鋼中α-鐵素體體積分數高于95%，而奧氏體相和M23C6相含量極少。由于C含量極少，且Mn不易形成碳化物，實際冷卻過程中很難發現析出的碳化物；此外Mn和Ni的添加能擴大試驗鋼奧氏體相區，同時會降低奧氏體轉變為鐵素體的相變溫度，這將會促使試驗鋼獲得準多邊形鐵素體或針狀鐵素體等組織。

按照YB/T 5127—1993《鋼的臨界點測定(膨脹法)》在DIL 805A型膨脹儀上測定試驗鋼的臨界溫度Ac1和Ac3。采用尺寸為φ4 mm×10 mm的標準試樣，以10 ℃/s加熱到500 ℃，然后以3 ℃/min加熱到1000 ℃，保溫15 min后，以3 ℃/min冷卻到500 ℃，最后以10 ℃/s冷卻到室溫，得到膨脹量和溫度關系曲線。用切線法測得試樣的Ac1和Ac3溫度分別為645.7 ℃和783.9 ℃。實際測量的Ac1和Ac3值比計算值要偏高一些，但整體區間較為接近，可見理論計算能對試驗鋼的相變過程有一個較為合理的預測。

2.2 淬火溫度對中錳鋼力學性能的影響

圖3為試驗鋼在不同溫度淬火并于600 ℃回火調質后的拉伸試驗結果和沖擊試驗結果。從圖3(a)可以看出，隨著淬火溫度升高，試驗鋼的屈服強度和抗拉強度先增大后減小，隨后又逐步增大，伸長率的變化情況則與強度變化情況相反。在淬火溫度低于750 ℃時，試驗鋼屈服強度和抗拉強度隨淬火溫度升高而增大，在淬火溫度高于800 ℃時，試驗鋼屈服強度和抗拉強度也隨淬火溫度升高而增大，但在750 ℃淬火時出現一個極大值。試驗鋼在900 ℃淬火，600 ℃回火調質時，獲得了最優的力學性能，其屈服強度、抗拉強度和伸長率分別為560 MPa、640 MPa和21.8%。從圖3(b) 可以看出，隨著淬火溫度升高，試驗鋼在-50 ℃的低溫沖擊吸收能量先升高后降低，隨后又逐漸升高，同樣在750 ℃淬火時出現一個極大值；當在900 ℃淬火，600 ℃回火調質時，沖擊吸收能量值最高，達到了270 J，試驗鋼獲得了良好的低溫韌性。

圖3 試驗鋼在不同溫度淬火并于600 ℃回火調質后的力學性能(a)拉伸性能；(b)沖擊性能Fig.3 Mechanical properties of the tested steel quenched at different temperatures then tempered at 600 ℃(a) tensile properties; (b) impact property

圖4 試驗鋼在不同溫度淬火并于600 ℃回火后的顯微組織(a)熱軋態；(b)700 ℃；(c)750 ℃；(d)800 ℃；(e)850 ℃；(f)900 ℃Fig.4 Microstructure of the tested steel quenched at different temperatures then tempered at 600 ℃(a) hot-rolled; (b) 700 ℃; (c) 750 ℃; (d) 800 ℃; (e) 850 ℃; (f) 900 ℃

2.3 淬火溫度對中錳鋼顯微組織的影響

圖4為試驗鋼熱軋態及在不同溫度淬火并于600 ℃回火調質后的顯微組織。圖4(a)表明試驗鋼熱軋態的組織主要為鐵素體，統計得晶粒尺寸約為15 μm。從圖4(b～f)可以看出，試驗鋼在700、750、800、850和900 ℃淬火，隨后在600 ℃回火后，室溫組織主要由多邊形鐵素體和回火馬氏體組成。鐵素體組織有利于降低裂紋尖端應力，提高裂紋擴展功，從而有效提高了試驗鋼的沖擊性能[7]。在淬火溫度低于750 ℃時，隨著淬火溫度升高，回火馬氏體含量有所增大，同時鐵素體晶粒尺寸細化，因此試驗鋼的強度和韌性升高；在淬火溫度高于800 ℃時，隨著淬火溫度升高，回火馬氏體含量逐漸增多，且整體晶粒尺寸逐漸細化，因此試驗鋼的強度和韌性逐漸增大。在900 ℃淬火后回火，試驗鋼獲得較多的回火馬氏體和部分粒狀貝氏體組織，鐵素體含量減少，同時晶粒尺寸也更為細小，使試驗鋼的強度和韌性均獲得了較大提升，其屈服強度、抗拉強度及伸長率分別達到560 MPa、640 MPa及21.8%，-50 ℃沖擊吸收能量達到270 J，綜合力學性能最好。

2.4 討論

從力學性能測試結果可知，試驗鋼在經不同淬火+回火工藝熱處理后，整體上隨著淬火溫度升高，其屈服強度和抗拉強度均逐漸增大，同時低溫沖擊性能也逐漸增大，但是強度和低溫韌性均在750 ℃時出現一個拐點。根據Thermo-Calc計算，試驗鋼的Ac1和Ac3溫度分別約為600 ℃和760 ℃。當在750 ℃以下進行淬火熱處理時，熱軋態獲得的鐵素體組織沒有完全奧氏體化，仍然保留較多的鐵素體組織，在進行淬火后，部分奧氏體轉變為馬氏體，因此在回火后，室溫組織得到鐵素體和少量回火馬氏體，且隨著淬火溫度升高，馬氏體所占比例有所增多，晶粒尺寸有所細化，使得試驗鋼強度和韌性升高；在800 ℃以上進行淬火處理時，淬火溫度已經高于完全奧氏體化溫度，熱軋組織基本轉變為奧氏體，在進行淬火后能形成馬氏體組織，此外，由于Mn和Ni的添加擴大了奧氏體相區，降低了奧氏體向鐵素體轉變的相變溫度，因此在淬火+回火后，試驗鋼最終組織主要為回火馬氏體和準多邊形鐵素體，且隨著淬火溫度升高，馬氏體比例增大，鐵素體數量逐漸減少，平均晶粒尺寸減小，也使得試驗鋼強度和韌性逐漸提高；由于750 ℃淬火溫度位于試驗鋼相變的兩相區附近，在此溫度淬火后組織變化相對復雜，從而使得試驗鋼的力學性能出現一個極大值的拐點。

隨著淬火溫度升高，試驗鋼強度和韌性逐漸增大，但伸長率稍有降低，這主要是由于鐵素體含量降低，在變形過程中在低應變區較少量的鐵素體發生變形并很快屈服，使得馬氏體組織參與到塑性變形中。同時，大量的奧氏體轉變為馬氏體時，引起體積膨脹，馬氏體本身會產生大量位錯、位錯纏結和孿晶等，在拉伸時大量的位錯在低應變階段就塞積在了晶界處引起應力集中，從而致使馬氏體很可能在低應變階段就開始參與塑性變形行為，從而降低試驗鋼的伸長率[8]。

3 結論

1) 含Ni中錳鋼在不同溫度淬火調質后室溫組織主要由鐵素體和回火馬氏體組成，隨著淬火溫度升高，回火馬氏體含量逐漸增加，且整體晶粒尺寸逐漸細化。

2) 試驗鋼的屈服強度、抗拉強度和沖擊吸收能量先增大后減小，隨后又逐步增大；試驗鋼在900 ℃淬火，600 ℃回火時獲得了最優的力學性能，其屈服強度、抗拉強度和伸長率分別為560 MPa、640 MPa和21.8%，-50 ℃沖擊吸收能量為270 J。