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(xué) 鋼鐵共性技術(shù)協(xié)同創(chuàng)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(fā)，海洋環(huán)境用鋼量將不斷增大。鋼在海洋環(huán)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(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，使得鋼板的焊接工藝復(fù)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(chǎn)成本[1]。因此，研究新型高性能海洋環(huán)境用鋼對海洋資源的開發(fā)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(diào)質(zhì)后的力學(xué)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(chǎn)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(qū)，降低奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體的相變溫度，促使鋼材獲得準(zhǔn)多邊形鐵素體或針狀鐵素體等中低溫轉(zhuǎn)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(xì)小均勻的鐵素體、馬氏體等混合多相組織，從而獲得優(yōu)異的強塑性[3]。Hu等[4]研究發(fā)現(xiàn)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(xué)性能，通過完全淬火+兩相區(qū)淬火+臨界區(qū)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(fù)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(xué)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(xué)性能從而在不同領(lǐng)域得到了應(yīng)用。為探索錳鋼和鎳鋼在海洋環(huán)境中應(yīng)用的可行性，考慮到鋼的生產(chǎn)成本，采用中錳低碳的合金化設(shè)計，同時僅添加少量Ni，結(jié)合Mn和Ni的優(yōu)勢，設(shè)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(xué)性能的影響，以期為中錳鋼在海洋環(huán)境領(lǐng)域的應(yīng)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(yīng)爐進行冶煉，鑄坯經(jīng)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(xué)成分分析，測定試驗鋼的化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

鍛坯經(jīng)1200 ℃均勻化處理2 h后，在可逆式熱軋機上進行軋制。依次經(jīng)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(yīng)變速率約為15 s-1。試驗鋼熱軋后進行不同淬火溫度的調(diào)質(zhì)處理，具體工藝：將熱軋鋼板在感應(yīng)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(biāo)準(zhǔn)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(jù)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(biāo)準(zhǔn)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?jǐn)?shù)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(jié)果與討論

2.1 中錳鋼相圖計算

利用Thermo-Calc熱力學(xué)軟件對試驗鋼在0～1600 ℃溫度范圍內(nèi)的相變過程進行模擬，并計算其各相含量隨溫度的變化關(guān)系。經(jīng)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)，F(xiàn)CC_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(dāng)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(nèi)液相轉(zhuǎn)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(fā)生轉(zhuǎn)變，形成α相，即發(fā)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(zhuǎn)變后，試驗鋼中α-鐵素體體積分?jǐn)?shù)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(fā)現(xiàn)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(qū)，同時會降低奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體的相變溫度，這將會促使試驗鋼獲得準(zhǔn)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(biāo)準(zhǔn)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(guān)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(qū)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(yù)測。

2.2 淬火溫度對中錳鋼力學(xué)性能的影響

圖3為試驗鋼在不同溫度淬火并于600 ℃回火調(diào)質(zhì)后的拉伸試驗結(jié)果和沖擊試驗結(jié)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(xiàn)一個極大值。試驗鋼在900 ℃淬火，600 ℃回火調(diào)質(zhì)時，獲得了最優(yōu)的力學(xué)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(xiàn)一個極大值；當(dāng)在900 ℃淬火，600 ℃回火調(diào)質(zhì)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(diào)質(zhì)后的力學(xué)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(tài)；(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(tài)及在不同溫度淬火并于600 ℃回火調(diào)質(zhì)后的顯微組織。圖4(a)表明試驗鋼熱軋態(tài)的組織主要為鐵素體，統(tǒng)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(yīng)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(xì)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(xì)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(xì)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(xué)性能最好。

2.4 討論

從力學(xué)性能測試結(jié)果可知，試驗鋼在經(jīng)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(xiàn)一個拐點。根據(jù)Thermo-Calc計算，試驗鋼的Ac1和Ac3溫度分別約為600 ℃和760 ℃。當(dāng)在750 ℃以下進行淬火熱處理時，熱軋態(tài)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(zhuǎn)變?yōu)轳R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(xì)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(jīng)高于完全奧氏體化溫度，熱軋組織基本轉(zhuǎn)變?yōu)閵W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(qū)，降低了奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)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(zhǔn)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(shù)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(qū)附近，在此溫度淬火后組織變化相對復(fù)雜，從而使得試驗鋼的力學(xué)性能出現(xiàn)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(yīng)變區(qū)較少量的鐵素體發(fā)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(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體時，引起體積膨脹，馬氏體本身會產(chǎn)生大量位錯、位錯纏結(jié)和孿晶等，在拉伸時大量的位錯在低應(yīng)變階段就塞積在了晶界處引起應(yīng)力集中，從而致使馬氏體很可能在低應(yīng)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(jié)論

1) 含Ni中錳鋼在不同溫度淬火調(diào)質(zhì)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(xì)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(yōu)的力學(xué)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。