感應淬火條件下Cu-Ni低碳低合金鋼的強化機制

孫銘璇, 孟 利, 張 寧, 張 波, 梁豐瑞, 羅小兵

(1. 鋼鐵研究總院有限公司 冶金工藝研究所, 北京 100081;2. 鋼鐵研究總院有限公司 工程用鋼研究院, 北京 100081)

近年來,在造船業所需要的結構用鋼領域,與含碳量較高的傳統高強鋼和CrNiMo鋼相比,新開發出的含Cu、Ni低碳高強鋼不僅可以在保證較高強度的同時,還具備良好的焊接性能和低溫韌性[1-3]。其設計理念為通過降低C當量改善合金鋼的焊接性能,加入Cu形成大量納米級Cu粒子用以彌補降低C當量所造成的強度損失,加入Ni對Cu粒子起到促進析出和抑制粗化作用,進一步提高鋼的強度[4-6]。

為滿足材料高強高韌的性能要求,這類含Cu-Ni低碳低合金鋼需要經歷高溫加熱淬火及時效處理。高溫加熱的方式分兩種,一種是傳統加熱爐加熱(后稱傳統加熱),另一種是電磁感應加熱(后稱感應加熱)。通常來說,感應加熱被用于材料表面熱處理工藝,但近年間,感應加熱也被研究用來逐步代替傳統加熱爐加熱用于材料整體的熱處理工藝。與傳統加熱淬火相比,感應加熱淬火的突出優勢為節能環保高效[7]。同時,感應加熱可以顯著細化組織,進一步改善合金鋼的力學性能[8-9]。但對經感應加熱淬火得到的含Cu-Ni低碳低合金鋼的顯微組織、Cu粒子析出及性能研究仍相對較少。

關于含Cu鋼中Cu粒子的作用機制,目前已有眾多研究[10-14],涉及到Cu粒子形核、析出、長大、熟化等一系列演化過程;在此過程中,隨著Cu粒子尺寸變化,Cu粒子與位錯的交互作用發生轉變,不同尺寸的Cu粒子對鋼的力學性能產生不同影響。明確Cu粒子在不同工藝下的演化及其與力學性能的關系對材料開發及性能提升具有重要意義。目前,低碳含Cu鋼中Cu粒子在不同工藝下對強化的貢獻仍不明確,尤其是感應加熱速度快、熱效率高對Cu元素固溶和顯微組織的影響不同于傳統加熱條件。

本文采用SEM、EBSD和XRD等技術分析不同感應加熱淬火+時效的含Cu-Ni低碳鋼等效晶粒尺寸、析出相尺寸、位錯密度等微觀組織,結合TEM原位拉伸試驗觀測Cu粒子與位錯的交互作用;計算各強化機制對應強度增量,并將計算值與實際測得屈服強度進行對比,定量分析經歷不同熱處理工藝所得含Cu-Ni 低碳低合金鋼強度差異的原因。該研究可為調控材料強度、制備優良綜合性能的含Cu低碳鋼提供參考。

1 試驗材料和方法

試驗材料是一種經歷熱軋+空冷+感應加熱淬火+時效的含Cu-Ni低碳低合金鋼板,鋼板厚度為10 mm,其化學成分見表1。

表1 試驗鋼的化學成分 (質量分數,%)

基于前期工作[15]對試驗鋼板感應淬火+不同時效處理Cu粒子的研究,本文設計了兩種具有工程意義的整體感應加熱+時效處理工藝,對比分析不同感應淬火溫度和時效溫度下試驗鋼的顯微組織和Cu粒子與強度的關系。將10 mm厚的試驗鋼板放入電磁感應加熱裝置,進行二級線圈感應加熱-水淬-時效處理,工藝I為980 ℃感應加熱1～2 min,水淬后于670 ℃時效2 h;工藝Ⅱ為1030 ℃感應加熱1～2 min,水淬后于680 ℃時效2 h。

在兩種感應加熱+時效處理的試驗鋼板心部線切割切取10 mm (RD)×3 mm (ND)×5 mm (TD)試樣,進行力學性能測試和顯微組織觀測。試樣使用800～2000號砂紙逐級打磨,再用5%(體積分數)高氯酸酒精溶液進行電解拋光,然后使用GeminiSEM 500型場發射掃描電鏡配備的HKL Nordlys Max3 EBSD探測器進行精細電子背散射衍射(EBSD)取向成像分析,掃描區域為400 μm×400 μm,掃描步長為0.6 μm。使用AZtec Crystal軟件得到組織信息,并統計試樣的小角晶界密度和等效晶粒尺寸。使用Bruker D8 Advance X射線衍射儀測試試樣的位錯密度。使用FEI Quanta 650FEG熱場發熱掃描電鏡(SEM)及其附帶的能譜儀(EDS)觀測析出粒子,使用Image Pro Plus 6.0軟件對采集的大量SEM圖片進行處理分析,統計析出相粒子的分布情況。使用FEI Tecani F30場發射透射電鏡進行TEM原位拉伸試驗,觀測第二相粒子與位錯的交互作用。采用EV500-2A半自動維氏硬度計對金相試樣表面進行連續硬度測試,加載載荷為5 kg,保載時間為10 s。每種試樣測試10組數據取平均值作為最終硬度值。采用WE-300型萬能試驗機,按照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分:室溫試驗方法》進行室溫(25 ℃)拉伸試驗,試樣尺寸為220 mm×30 mm×10 mm,得到屈服強度數據。

2 試驗結果與分析

2.1 力學性能

圖1為兩種感應加熱+時效處理鋼板心部試樣的屈服強度和硬度。從圖1可知,試驗鋼經980 ℃感應淬火+670 ℃時效(工藝I)的強度比1030 ℃感應淬火+680 ℃時效(工藝Ⅱ)高15.10 MPa,硬度高8.23 HV5。從力學性能來看,對于本試驗含Cu-Ni低碳鋼來說,工藝Ⅰ為更適宜的熱處理工藝。

圖1 不同熱處理工藝下含Cu-Ni低碳低合金鋼的屈服強度和硬度

2.2 顯微組織

通常認為,合金鋼淬火后一個原始奧氏體晶粒(PAG)可以包含3～5個馬氏體包(Packet),每個馬氏體包由若干馬氏體板條塊(Block)組成,而每個板條塊由若干馬氏體板條(Lath)組成[16]。其中板條塊是決定板條結構力學性能的最小亞單元[17]。使用EBSD技術對含Cu-Ni低碳鋼時效試樣進行精細測試,并以15°晶界界定等效晶粒尺寸、2°～15°劃分小角晶界范圍[16-18],圖2為兩種感應加熱+時效處理鋼板心部試樣的晶界分布圖,其中黑線表示>15°的大角晶界,紅線表示2°～15°的小角晶界。從圖2可以看出,兩種熱處理工藝下試樣的顯微組織均主要為板條狀鐵素體,但是板條塊的尺寸存在差異。通過對比可知,工藝Ⅰ得到的顯微組織比工藝Ⅱ明顯細化。使用AZtec Crystal軟件對小角晶界和等效晶粒尺寸進行統計,結果如表2 所示。與工藝Ⅱ相比,工藝Ⅰ得到的平均晶粒尺寸明顯更小,小角晶界占比則相差不多。參考張正延等[19]提出的根據小角晶界所占比例計算位錯密度的方法,基于XRD測試標準樣品的位錯密度,確定本試驗鋼的比例系數k為9.14×10-7mm-2·μm,據此計算出工藝Ⅰ、工藝Ⅱ試樣的位錯密度分別為12.49×107mm-2和11.68×107mm-2。

圖2 不同熱處理工藝下含Cu-Ni低碳低合金鋼的EBSD取向成像圖

表2 不同熱處理工藝下含Cu-Ni低碳低合金鋼的晶界占比和等效晶粒尺寸

使用高分辨掃描電鏡對兩種感應加熱+時效處理鋼板心部試樣的顯微組織進行觀測,典型形貌如圖3所示。可以看出,兩種熱處理工藝下均觀測到大量納米級尺寸的析出相,呈球狀或短棒狀形貌,尺寸主要分布于10～60 nm。基于前期工作可知,該類型的析出相為富Cu粒子[15]。通過統計得出,工藝Ⅰ試樣中析出的Cu粒子平均尺寸為(30.78±15.42) nm,工藝Ⅱ試樣中析出的Cu粒子平均尺寸為(32.78±17.41) nm。標準差較大的原因是該體系含Cu-Ni低碳低合金鋼中同時存在較小尺寸Cu粒子(<20 nm)和較大尺寸Cu粒子(>20 nm)。

圖3 不同熱處理工藝下含Cu-Ni低碳低合金鋼的SEM圖

3 討論

3.1 理論計算

一般地,低合金鋼的強度主要包括5部分的貢獻,分別是位錯運動的點陣阻力、固溶強化、晶界強化、位錯強化和沉淀強化[20],但這5部分對鋼強度的貢獻并非簡單的線性疊加[13]。

本低合金鋼的屈服強度σy可通過公式(1)計算[13]:

(1)

式中:σ0代表純鐵在室溫下的點陣阻力,為57 MPa[20];σs為固溶強化增量;σg為晶界強化增量;σd為位錯強化增量;σp為沉淀強化增量。

鐵素體基體中,固溶強化增量σs可用經驗公式(2)計算[21]:

σs=32[Mn]+678[P]+83[Si]+39[Cu]-31[Cr]+11[Mo]+5544[C]

(2)

式中:[X]為X元素在鋼中的平衡固溶度。按照Thermo Calc計算結果,低于680 ℃時奧氏體均已轉變為鐵素體,因此對于670～680 ℃時效2 h的試驗鋼,基體為鐵素體。代入鐵素體中各元素固溶度的計算結果,分別計算得出[Cu]和[C]數值。對于其他元素,考慮到P和Si為鐵素體形成元素,在鐵素體基體中一般以固溶態存在,微量Mn、Ni原子雖然偏聚在Cu/基體界面,但是大部分仍固溶,而本低碳鋼中C當量低,碳化物很少,Mo、Cr同樣視為固溶,因此使用上述元素在鋼中的含量代替平衡固溶度[X][12],通過公式(2)計算出σs在670 ℃和680 ℃時分別為89.53 MPa和98.20 MPa。可見,工藝Ⅰ與工藝Ⅱ的時效溫度相差10 ℃,產生的固溶強化增量差異約10 MPa。

晶界強化增量σg可通過霍爾-佩奇公式計算:

(3)

式中:ky為比例系數,低合金高強鋼的比例系數通常為17.4 MPa·mm1/2[12];d為等效晶粒尺寸,根據EBSD統計得到。通過公式(3)計算得出,工藝Ⅰ和工藝Ⅱ下σg分別為196.94 MPa和185.07 MPa。可見,熱處理工藝的不同理論上可造成約10 MPa的強度差異。

位錯強化增量σd可通過式(4)計算[21]:

(4)

式中:α為比例系數,范圍在0.3～0.5,對大多數鋼鐵材料來說,數值大約為0.5[20];G為基體切變模量,純鐵的室溫切變彈性模量約為81.6 GPa;b為伯氏矢量,為0.248 nm;ρ為位錯密度[13]。根據EBSD統計出的小角晶界百分比和XRD計算出的位錯密度,求得工藝Ⅰ和工藝Ⅱ下σd分別為71.53 MPa和69.17 MPa。可見,由位錯密度導致的位錯強化效果差異非常小。

沉淀強化機制相對較為復雜,對Cu粒子來說,其作為析出相起到的強化作用的本質為阻礙位錯移動,但隨著Cu粒子尺寸的長大,強化機制存在由位錯切過第二相的切過機制(Cutting)到繞過第二相的Orowan機制(Looping)的轉變過程[13],對含Cu鋼體系來說,化學成分和工藝參數選取的不同,使得臨界尺寸存在差異,如劉慶東[11]計算出臨界半徑為2.9 nm;Zhou等[14]計算出臨界半徑為13 nm;李振團等[10]計算出臨界半徑為6.7 nm。

沉淀強化增量σp可通過式(5)計算:

σp=min(σshear,σorowan)

(5)

式中:σshear和σorowan分別為切過機制和繞過機制產生的強度增量。

在析出相尺寸較小時,位錯切過析出相產生強化增量σshear,需要考慮化學強化σchemical、層錯強化σstacking fault、共格強化σcoherency、模量強化σmodulus和有序強化σorder5個部分的貢獻。考慮到本試驗鋼的基體為BCC結構的鐵素體,不易產生層錯,因此σstacking fault可不考慮[1];理論上σchemical和σorder所產生的強度增量與合金鋼的屈服強度σy相比也很小,常忽略不計[11]。因此共格強化和模量強化起主要強化作用[10],由二者得到的強化增量σshear可通過式(6)～式(8)計算:

(6)

(7)

(8)

式中:M為泰勒因子,為2.75;ε為晶格畸變參數,為0.0057;ΔG為基體和析出相的剪切模量差,鐵素體的剪切模量G為81.6 GPa,Cu析出相的剪切模量G為71 GPa[11];k′為切邊機制指數,為1.25[10];f為Cu析出粒子的體積分數;r為析出相半徑。

σorowan強化增量可由式(9)計算[13]:

(9)

當切過機制和繞過機制產生的強度增量相等時,強化機制發生轉變,即:

σshear=σorowan

(10)

此時,可求得Cu析出相的臨界半徑為14.25 nm,換算成臨界尺寸(直徑)為28.50 nm,如圖4所示。

圖4 隨顆粒尺寸變化的強化機制轉變規律

對于本文的合金體系,時效2 h后,含Cu鋼各部位析出Cu粒子的平均尺寸均超過30 nm[8,15],大于臨界尺寸,因此σorowan強化增量即為沉淀強化增量σp。在計算σorowan強化增量時,考慮到參數的選擇會對最終計算臨界尺寸產生影響[10-14],本文計算過程中,最終選擇的參數與實測結果最相符(公式(9)),而即使代入其他不同的參數,計算出本體系合金鋼的臨界尺寸也均小于30 nm,證明了使用σorowan強化增量代替沉淀強化增量σp計算是更合理的。

基于本試驗鋼前期大量工作[8,15],時效2 h后Cu粒子幾乎全部析出,采用公式(11)計算Cu析出粒子的體積分數f[20]:

(11)

式中:dFe和dCu為Fe基體和Cu析出相的密度,分別近似為7.874 g/cm3和8.960 g/cm3;Cu為合金鋼中Cu元素濃度;[Cu]根據Thermo Calc計算結果得出。將根據公式(11)計算出的f代入公式(9),求得工藝 Ⅰ 和工藝 Ⅱ 下σp分別為336.37 MPa和322.99 MPa,兩種工藝之間σp差異約15 MPa。

3.2 分析與討論

為研究Cu粒子與位錯的交互作用,對本試驗所用含Cu鋼進行TEM原位拉伸試驗,拉伸方向為水平方向,以一個尺寸為44.57 nm的Cu粒子為研究對象,在拉伸過程中,試驗成功捕捉到位錯經過該Cu粒子的過程,如圖5所示。由圖5(a)可以看出,所觀察到的該組位錯從右下角向左上角進行移動,當位錯移向Cu粒子時與Cu粒子發生交互作用,在Cu粒子的左下角可以看到明顯的位錯環,同時在Cu粒子的旁邊觀測到新出現的位錯塞積群,如圖5(b)所示。塞積群是因為同一個位錯源產生的位錯在障礙前受阻而在障礙前排列起來所形成的[18]。位錯環和塞積群的產生證明了兩個事實,一是位錯按照Orowan機制繞過尺寸為44.57 nm的Cu粒子,與計算出本試驗體系低碳含Cu鋼的臨界尺寸為28.50 nm的信息符合;二是Cu粒子作為一種障礙,阻礙位錯的滑動,說明本試驗鋼中大量納米級的Cu粒子析出對含Cu鋼的強度有貢獻。

圖5 含Cu-Ni低碳低合金鋼原位拉伸試驗的TEM結果

考慮5 部分強度貢獻,根據公式(1)得出工藝Ⅰ和工藝 Ⅱ 下含Cu鋼的計算屈服強度分別為687.36 MPa和670.59 MPa。與試驗所得的屈服強度σ進行對比發現,計算結果較實際測量結果低40 MPa左右,如圖6所示。造成差異的其中一部分原因可能包括:本文忽略了其他可能存在的第二相;暫時未考慮N、S等微量元素對固溶強化的作用;本試驗鋼組織為板條狀鐵素體,但在使用霍爾-佩奇公式計算晶界強化增量時,代入基于等效圓原理的EBSD計算晶粒尺寸,等效晶粒尺寸>實際晶粒寬度,從而使計算出的晶界強化增量低于實際晶界強化增量。雖然存在以上幾方面的問題,但兩種體系下計算結果與實測結果表現出相似的差異,即工藝 Ⅰ 和工藝 Ⅱ 的屈服強度計算差值(16.77 MPa)和實際測試差值(15.10 MPa)很接近,可以認為計算結果能較為合理地解釋試驗現象。由結果來看,本試驗所用的低碳含Cu鋼體系中,沉淀及位錯強化、晶界強化、固溶強化和點陣阻力分別約按50%、28%、14%和8%起作用。沉淀強化和晶界強化為主要強化方式,雖然沉淀強化需要和位錯強化共同考慮,但是位錯強化增量的數值偏小,同時帶來的強化效果差異也非常小,因此不將其歸為主要強化方式。工藝Ⅰ和工藝Ⅱ對比存在15 MPa左右的強度差異,分析認為,差異主要來源于沉淀強化和晶界強化。因此通過熱處理工藝調控Cu粒子析出尺寸、分布及等效晶粒尺寸是改善低碳含Cu鋼性能的有效手段。

圖6 強化方式疊加分析

4 結論

1) 含Cu-Ni低碳低合金鋼經980 ℃感應淬火+670 ℃時效和1030 ℃感應淬火+680 ℃時效后得到不同顯微組織、析出Cu粒子和晶界特征,等效晶粒尺寸、小角晶界占比和Cu粒子平均尺寸分別為63.5 μm2、57.0%、30.78 nm和79.5 μm2、56.5%、32.78 nm。經980 ℃感應淬火+670 ℃時效處理后的顯微組織明顯細化,彌散析出的Cu粒子平均尺寸更小,綜合性能更優,屈服強度和硬度分別比1030 ℃感應淬火+680 ℃時效處理時高出16.77 MPa和8.23 HV5。

2) 含Cu-Ni低碳低合金鋼在670、680 ℃時效的條件下,沉淀及位錯強化、晶界強化、固溶強化和點陣阻力分別約按50%、28%、14%和8%起作用,沉淀強化和晶界強化為主要強化方式,二者占比超過70%。沉淀強化和晶界強化也是造成670、680 ℃時效條件下強度差異的主要原因,提供了約25 MPa的差值。

3) 理論計算出含Cu-Ni低碳低合金鋼中Orowan繞過機制Cu粒子臨界尺寸為28.50 nm,位錯遵循Orowan繞過機制與大于臨界尺寸的Cu粒子發生交互作用,TEM原位拉伸試驗觀測到尺寸為44.57 nm的Cu粒子周圍產生位錯塞積群,位錯繞過并在Cu粒子周圍留下位錯環。