形變對低碳微合金化熱處理鋼組織和性能的影響

嚴 翔，李德發，官計生，楊治爭

（1.寶鋼股份 中央研究院（青山），湖北 武漢 430080；2.皖西學院 機械與車輛工程學院，安徽 六安 237012）

高強度船體用鋼一般是在低碳低合金鋼的基礎上添加較高含量的Ni、Cr、Mo等合金元素，采用調質熱處理工藝獲得低碳回火馬氏體組織來達到高強度高韌性的配合，合金元素不僅能起到強化作用，還能提高鋼板的淬透性[1-2]。鋼的強度級別越高，添加的合金元素含量也要增加，相應船體用鋼的碳當量大幅增加至0.5%（質量分數）以上，導致鋼的焊接性能惡化。兼顧高強度船體用鋼的強韌性和焊接性，是船體用鋼研發的一個難點。

隨著超低碳和超純凈鋼冶煉、微合金化和控軋控冷等冶金技術的發展，逐步開發出了新一代船體用鋼，碳當量顯著降低，同時采用了對韌塑性沒有明顯損害的時效硬化效應，使該鋼兼具強韌性和更好的焊接性，而且由于合金元素含量較低，生產成本大幅降低[3-4]。

然而，采用低碳甚至是超低碳（w（C）≤0.06%）以及微合金化的成分設計，也帶來了生產工藝方面的技術難題，沿用傳統的調質熱處理工藝，由于淬透性不足，難以獲得均勻的低碳回火馬氏體組織，造成強度不能滿足要求[5]。為此，本文采用控軋控冷與熱處理相結合的工藝，與傳統調質熱處理工藝對比，研究了形變對低碳微合金化鋼組織和性能的影響。

1 試驗材料和方法

采用“轉爐頂底復合吹煉→LF爐處理→RH真空處理→連鑄”工藝流程生產尺寸為250 mm×1600 mm斷面的鑄坯，冶煉成分見表1，可以看出，C含量較低，添加了少量Ni和Cr，不含Mo，復合添加了微量具有析出作用的Cu、Nb、V、Ti，該成分有效降低了碳當量、增加了析出強化作用并可細化晶粒和組織。

表1 試驗鋼化學成分（質量分數，%）Table 1 Chemical composition of the tested steel（mass fraction，%）

采用“鑄坯加熱（加熱至1180℃保溫1.2 h）→控制軋制（CR，兩階段控制軋制，一階段在再結晶溫度以上軋到厚度80 mm，待溫后在再結晶溫度以下進行二階段軋制，終軋溫度約890℃）→控制冷卻和熱處理（軋后采用不同冷卻速度冷卻并進行適當熱處理，如圖1所示的工藝1和工藝2）”工藝流程生產20 mm厚鋼板。工藝1：控制軋制后直接在線淬火（DQ，冷速約50℃/s），然后加熱至630℃保溫70 min進行回火。工藝2：控制軋制后空氣緩冷（AC，冷速3℃/s）至室溫，然后離線再加熱淬火（RQ，加熱溫度870℃，保溫30 min），再加熱至630℃保溫70 min進行回火。

圖1 工藝示意圖Fig.1 Flow chart of the process

取樣進行力學性能測試和微觀組織分析。拉伸試樣為直徑φ8 mm的圓棒，試驗溫度為室溫，沖擊試樣為10 mm×10 mm×55 mm標準樣，試驗溫度為-40℃，拉伸和沖擊試樣長度方向均垂直于鋼板軋制方向。微觀組織形貌和結構采用光學顯微鏡和JEM-2100F型透射電鏡觀察，并采用掃描電鏡配備的EBSD設備對試樣有效晶粒尺寸和取向分布進行統計。

2 試驗結果與討論

2.1 形變對力學性能的影響

表2為每種工藝下試驗鋼淬火態和回火態的力學性能，可以看出，兩種工藝回火態屈服強度均高于淬火態，而工藝2回火態抗拉強度卻降低，工藝1強度級別顯著高于工藝2；工藝1伸長率和低溫沖擊性能回火后降低，而工藝2升高。總體上來說，工藝1的性能更好，達到了590 MPa級船體用鋼性能要求（Rp0.2≥590 MPa，KV2（-40℃）≥120 J/cm2，A≥20%），工藝2塑韌性更好，但強度不足，只能滿足440 MPa級船體用鋼的性能指標（Rp0.2≥440 MPa，KV2（-40℃）≥120 J/cm2，A≥20%）。工藝1和工藝2的顯著區別在于淬火前鋼板狀態不同，工藝1淬火前鋼板保持軋制形變狀態，而工藝2淬火前鋼板經過空氣緩冷和再加熱奧氏體化，形變特征基本消除。因此，形變是引起低碳微合金化鋼性能變化的主要原因。

表2 試驗鋼的力學性能Table 2 Mechanical properties of the tested steel

2.2 形變對微觀組織的影響

圖2為工藝1和工藝2兩種試驗鋼不同狀態的光學顯微組織，圖3為兩種工藝最終態的透射形貌。可以看出，對于工藝1，DQ態試驗鋼為板條貝氏體組織，回火后板條貝氏體略有合并，透射電鏡照片顯示，板條間有顆粒狀和長條狀的碳化物，板條上分布著較多的納米級析出相及團絮狀高密度位錯；對于工藝2，RQ態試驗鋼為鐵素體+粒狀貝氏體組織，回火后鐵素體晶粒更均勻并出現少量粒狀珠光體組織，透射電鏡照片顯示，鐵素體基體上有少量的納米級析出相和較多位錯，碳化物呈顆粒狀分布于鐵素體邊界處，與碳化物顆粒連接處的鐵素體上位錯密度高于基體。試驗鋼經工藝1和工藝2處理后回火態的有效晶粒尺寸和晶界分布見圖4，工藝1和工藝2有效晶粒尺寸分別為5.61μm和2.44μm，且工藝2晶粒更均勻并呈現等軸化，兩種工藝單位面積晶界總長度分別為2.11 mm和2.32 mm，其中小于15°晶界（小角度晶界）長度分別為0.92 mm和0.42 mm，工藝2晶粒更細而工藝1亞結構更多。從以上對比可見，形變導致低碳微合金化鋼微觀組織形態、析出相、位錯密度、晶粒細化程度、晶粒等軸化程度及晶界特征等發生較大變化。

圖2 試驗鋼經工藝1（a，b）和工藝2（c，d）處理后不同狀態下的顯微組織Fig.2 Microstructure of the tested steel treated by process 1（a，b）and process 2（c，d）at different states

圖3 試驗鋼經工藝1（a）和工藝2（b）處理后回火態的微觀形貌Fig.3 Micromorphologies of the tested steel treated by process 1（a）and process 2（b）at tempered state

圖4 試驗鋼經工藝1（a，c）和工藝2（b，d）處理后回火態的晶粒（a，b）和晶界（c，d）分布Fig.4 Grain（a，b）and grain boundary（c，d）distributions of the tested steel treated by process 1（a，c）and process 2（b，d）at tempered state

2.3 低碳微合金化鋼強韌化機制

鋼的淬透性可用格羅斯曼和霍洛曼提出的理想臨界直徑相乘系數法來定量估算：

式中：Dr為理想臨界直徑；D0為基本臨界直徑，主要取決于奧氏體的碳含量和晶粒度，晶粒越大、碳含量越高，D0越大；f為合金元素的淬火系數（均大于1），合金元素含量越多貢獻越大[6-7]。

低碳微合金化試驗鋼的碳含量和提高淬透性的合金元素含量均較低，決定了試驗鋼即使在淬火的快速冷卻條件下也難以得到馬氏體組織，只能產生鐵素體、貝氏體混合組織。DQ態和RQ態試驗鋼的區別在于淬火前由于形變導致的奧氏體晶粒形態不同，導致了熱處理后微觀組織結構的差異。工藝1中DQ前奧氏體保留了軋制引起的形變結構，形變儲能提高了相變驅動力、形變缺陷增加了相變形核率，因此DQ后形成了精細的板條貝氏體組織并保留了形變產生的高密度位錯，添加的微合金元素在淬火過程中來不及析出，只能在隨后高溫回火時逐漸析出，形變同樣對析出起到了促進作用[8]。工藝2中RQ前軋制形變結構經歷了緩慢冷卻和再加熱奧氏體化，形變結構全部消失，但形變結構在再加熱奧氏體化過程中起到了提高奧氏體形核率的作用，使奧氏體晶粒更細，奧氏體晶粒細化和形變的消除，進一步降低了低碳微合金化鋼的淬透性，因此RQ后形成了鐵素體和粒狀貝氏體組織以及密度相對較低的位錯，隨后高溫回火使粒狀貝氏體中的碳化物進一步球化和長大、鐵素體晶粒更均勻，最終形成鐵素體和珠光體組織，與DQ相似，添加的微合金元素也只能在隨后高溫回火時逐漸析出，但由于缺少形變作用，析出相數量相對較少。

材料的強度主要由組織強化、固溶強化、析出強化、位錯強化和細晶強化等多種強化機制決定，在提高強度的同時提高韌性通常采用細化晶粒的方法。微觀組織結構導致回火前后性能的變化以及兩種工藝最終性能的差異。

多相組織材料的屈服強度和抗拉強度主要由組織中的軟硬相主導。兩種工藝回火態屈服強度均高于淬火態，主要是由于回火后基體中的析出相與位錯相互作用引起的，DQ工藝回火后，貝氏體板條基體上有較多的納米級析出相和較高的位錯，在拉伸過程中析出相釘扎位錯并使位錯纏結和增殖，強化作用顯著，RQ工藝回火后，鐵素體基體上也有納米級析出相和位錯，但數量和密度均少于DQ+回火，屈服強度增量也相對較小。材料屈服后位錯和析出相的進一步強化作用減弱，不足以彌補組織形態變化導致的強度損失，因此回火前后抗拉強度的變化主要由組織形態的變化起主導作用，而且組織形態的變化也是塑性和韌性變化的主要原因，DQ工藝回火后貝氏體板條逐漸合并長大使塑性和韌性均略有降低、抗拉強度略有升高，RQ工藝回火后形成粒狀珠光體組織使抗拉強度降低更明顯，鐵素體晶粒均勻化和碳化物球化使塑性和韌性得到提高。最終，工藝1在形變作用下，獲得貝氏體組織強化和較高的位錯強化、析出強化，使強度高于工藝2，而“工藝2”具有更細的晶粒，塑韌性較好。總體上，采用DQ+回火工藝更能發揮低碳微合金化鋼的性能水平，既保證了優良的焊接性和良好的低溫韌性，同時又提高了強度級別。

3 結論

1）相對于傳統調質工藝，采用在線淬火+回火工藝可以提高低碳微合金化鋼性能，既保證了優良的焊接性和良好的低溫韌性，同時又增加了強度，總體性能（Rp0.2=599 MPa，KV2（-40℃）=272 J/cm2，A=24.5%）達到了590 MPa級船體用鋼的要求。

2）形變是提高低碳微合金化鋼強度的主要原因，控制軋制產生的形變結構提高了淬火冷卻過程中的相變驅動力和形核率，從而可以獲得精細的板條貝氏體組織，并且有利于形成納米級析出相和高密度位錯。