王兆華 謝章龍 陳 鋒

(1東南大學(xué)江蘇省先進金屬材料高技術(shù)研究重點實驗室， 南京 211189)(2南京鋼鐵股份有限公司， 南京 210035)

超高強度船板鋼因其高強度、高低溫韌性、優(yōu)良的焊接性能及低成本等特性，成為船舶制造領(lǐng)域及海洋工程領(lǐng)域不可或缺的材料，被廣泛應(yīng)用于造船、海洋平臺和海洋能源設(shè)備建設(shè)[1-4].采用合理的成分設(shè)計和控軋控冷工藝，可使船板鋼具備優(yōu)異的強韌性組合和良好的焊接性能.但對于中厚板，軋后組織通常不均勻，需要進行調(diào)質(zhì)處理(quenching and tempering, QT)以保證其組織均勻性和性能穩(wěn)定性[5-8].雖然調(diào)質(zhì)處理是生產(chǎn)高強高韌厚板的有利手段，但是回火溫度范圍窄，淬火、回火熱處理的能源消耗大.

近年來，以得到鐵素體和馬氏體雙相組織為目的的亞溫淬火及回火(intercritical quenching and tempering, IQT)工藝在汽車用和管線用雙相鋼的開發(fā)中得到廣泛應(yīng)用[9-10].該工藝既利用了鐵素體相高韌性的特點，又利用了馬氏體相(或硬質(zhì)回火組織)高強度的特點，使鋼材得到了較為優(yōu)異的強韌性組合[11-12].但是目前該工藝在船板鋼中的應(yīng)用報道不多，主要集中在亞溫淬火溫度對組織和性能的影響，而對回火工藝的研究較少[13-15].本文以E550級超高強度船板鋼為研究對象，重點研究了亞溫淬火后寬回火溫度范圍內(nèi)顯微組織和力學(xué)性能的演變規(guī)律，為制定節(jié)能、合理的熱處理工藝提供依據(jù).

1 試驗材料與方法

試驗所需材料為控軋控冷態(tài)33 mm厚E550級超高強度船板鋼，其化學(xué)成分如表1所示.表2為GB 712—2011[16]中對E550船板鋼的性能要求.鋼廠內(nèi)控標準中要求伸長率大于等于17%，橫向沖擊韌性(-40 ℃)大于等于100 J，其余性能要求與表2所列相同.

表1 試驗鋼的化學(xué)成分 %

表2 E550級船板鋼的力學(xué)性能要求

在板厚1/4處垂直于軋制方向切取5 mm×5 mm×10 mm的金相試樣，利用TMA 402 F3熱機械分析儀測得試驗鋼的相變平衡溫度A1點為719 ℃，A3點為852 ℃.根據(jù)A1和A3點確定完全奧氏體化淬火溫度和亞溫淬火溫度，分別為930 ℃和820 ℃(由于820 ℃淬火時多邊形鐵素體含量適中，馬氏體板條細小)，淬火保溫均為30 min；930 ℃淬火試樣回火溫度為600～670 ℃，820 ℃淬火試樣回火溫度為440～670 ℃，回火保溫時間均為45 min.上述熱處理工藝如圖1所示.

(a) QT

(b) IQT

一般而言，橫向沖擊韌性值要低于縱向沖擊韌性值，要求也更為苛刻，本文按供貨要求和鋼廠內(nèi)控標準取橫向沖擊韌性值.按GB/T 2975—1998[17]規(guī)定在板厚1/4處切取橫向拉伸試樣和橫向標準Charpy沖擊試樣并進行熱處理.拉伸試樣尺寸以ASTM E8/E8M-16a[18]中小試樣尺寸為基礎(chǔ)，并考慮到切取位置和板材厚度來設(shè)計(見圖2).拉伸試驗按GB/T 228.1—2011[19]在CMT5105電子萬能試驗機上進行，拉伸速率為4 mm/min(取2個樣均值).Charpy沖擊試驗按照GB/T 229—2007[20]在ZBC2303-1擺錘式?jīng)_擊試驗機上進行，試驗溫度為-40 ℃(取3個樣均值).金相試樣用400#～1500#水磨砂紙打磨并拋光，經(jīng)4%硝酸酒精溶液侵蝕后，利用Sirion 200場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)分析顯微組織.將試樣機械減薄至80 μm，并經(jīng)雙噴電解減薄(電解液為5%～10%高氯酸酒精)，采用Tecnai G2 T20型透射電子顯微鏡(TEM)觀察精細組織.

圖2 拉伸試樣示意圖(單位：mm)

2 結(jié)果與討論

2.1 力學(xué)性能分析

表3給出了試驗鋼在不同熱處理工藝下的室溫拉伸性能和-40 ℃的沖擊吸收功.可看出，在IQT工藝下，隨著回火溫度降低，試驗鋼的強度逐漸升高，伸長率和低溫沖擊韌性逐漸降低.回火溫度在635～670 ℃時，IQT試樣的強度明顯低于QT試樣.回火溫度在440～600 ℃時，IQT試樣的強度與QT試樣相當(dāng)，但伸長率和低溫沖擊韌性更優(yōu)異，力學(xué)性能滿足E550船板的要求.總體上，IQT試樣在440～635 ℃的寬回火溫度范圍內(nèi)具有優(yōu)異的強韌性組合.QT試驗鋼在600～670 ℃回火后力學(xué)性能良好，滿足E550船板的要求.

表3 不同熱處理工藝下的力學(xué)性能

2.2 顯微組織分析

為研究亞溫淬火后寬回火溫度范圍內(nèi)顯微組織的變化規(guī)律，同時為對比相同回火溫度下IQT試樣和QT試樣顯微組織上的差異，本文重點對820 ℃淬火+460，540，635 ℃回火的IQT試樣(670 ℃回火時屈服強度不達標)和930 ℃淬火+635 ℃回火的QT試樣進行微觀組織對比分析.

2.2.1 淬火組織

由圖3可見，820 ℃的淬火組織為板條馬氏體(lath martensite, LM)+準多邊形鐵素體(quasi-polygonal ferrite, QPF)的雙相組織，其中鐵素體的體積分數(shù)為18.8%(利用Image-J軟件統(tǒng)計得到)；930 ℃淬火組織為典型的板條馬氏體.圖4給出了試驗鋼在不同淬火溫度下所得馬氏體中碳含量的示意圖.根據(jù)杠桿定律，可估算出820 ℃淬火時馬氏體的碳含量(Cγ′)約為0.26%，明顯高于930 ℃淬火時馬氏體的碳含量(Cγ=0.14%).兩者碳含量的差異也為顯微硬度測試所證實：820 ℃淬火馬氏體的硬度為484 HV，930 ℃淬火馬氏體的硬度為440 HV.

(a) 820 ℃

圖4 不同淬火溫度下試驗鋼的碳含量示意圖

2.2.2 回火組織

圖5顯示了試驗鋼經(jīng)IQT和QT處理后的SEM顯微組織，其中滲碳體(Fe3C)的析出情況如圖中亮色點所示.可看出，820 ℃淬火+460 ℃回火時，馬氏體表面浮突仍細小清晰；微細片狀Fe3C沿馬氏體板條邊界和馬氏體/鐵素體邊界析出(見圖5(a)).540 ℃回火時，馬氏體表面浮突逐漸合并，板條展寬，呈現(xiàn)出粗大板條狀；Fe3C開始在馬氏體板條內(nèi)部析出，呈細小球狀(見圖5(b)).635 ℃回火時，板條組織完全消失；Fe3C聚集球化，最大尺寸超過200 nm(見圖5(c)).930 ℃淬火+635 ℃回火時，F(xiàn)e3C在板條邊界和內(nèi)部呈球狀析出，但尺寸較小(見圖5(d)).

Fe3C的析出行為在TEM照片中顯示得更為清晰.可見820 ℃淬火試樣在460 ℃回火時，F(xiàn)e3C呈片狀(見圖6(a))，這是因為較低溫度下碳原子擴散遷移困難，F(xiàn)e3C易形核但是難以長大.540 ℃回火時，碳原子擴散遷移獲得更大的驅(qū)動力，更易作長距離遷移，相鄰薄片狀Fe3C逐漸聚集長大；同時為降低界面能，這些Fe3C更趨向于形成球狀(見圖6(b)).635 ℃回火時，F(xiàn)e3C發(fā)生嚴重粗化(見圖6(c)).對比發(fā)現(xiàn)，930 ℃淬火試樣在635 ℃回火時Fe3C呈球狀析出，但尺寸較小(見圖6(d))，這是因為930 ℃淬火所得馬氏體中的碳含量較820 ℃淬火時低(見圖4)，在相同溫度回火時Fe3C的聚集長大較為困難.

(a) 820 ℃淬火+460 ℃回火

(b) 820 ℃淬火+540 ℃回火

(c) 820 ℃淬火+635 ℃回火

(d) 930 ℃淬火+635 ℃回火

圖7給出了不同溫度回火時IQT和QT鋼中淬火馬氏體組織的轉(zhuǎn)變過程.可見820 ℃淬火+460 ℃回火時，馬氏體板條清晰可見，板條內(nèi)仍保持高密度的位錯(見圖7(a)).由于薄片狀Fe3C大量析出(見圖5(a)和圖6(a))，這意味著該溫度下馬氏體已轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹎象wT′(板條狀鐵素體+片狀Fe3C).當(dāng)回火溫度升高到540 ℃時，鐵素體的板條形態(tài)仍存在，但板條內(nèi)已基本看不到位錯(見圖7(b))，且Fe3C變?yōu)榧毿∏驙?見圖6(b))，即馬氏體已轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹚魇象wS′.至635 ℃回火時，鐵素體板條發(fā)生再結(jié)晶而完全轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S狀晶粒(equiaxed grain, EG)，晶粒尺寸在500 nm左右(見圖7(c)).圖7(d)為930 ℃淬火+635 ℃回火工藝下的組織，可看出鐵素體仍保留板條形態(tài)，但板條內(nèi)部有細小的亞晶粒(sub-grain, SG)形成，亞晶粒的尺寸約為170 nm.淬火馬氏體在回火時鐵素體板條的再結(jié)晶過程如下：隨溫度的升高，板條內(nèi)部的位錯不斷遷移并逐漸形成了亞晶界，這些晶界將鐵素體板條分割成大小不等的亞晶(見圖7(d))；隨著保溫過程的進行，這些亞晶作為再結(jié)晶形核的基礎(chǔ)，逐漸長大為如圖7(c)的細小等軸晶粒，使板條形態(tài)完全消失.由此可見，820 ℃和930 ℃淬火馬氏體在635 ℃的相同回火溫度下，前者鐵素體板條的再結(jié)晶過程比后者進行得更快，這歸因于820 ℃淬火馬氏體的碳含量更高，由此造成的畸變能更大，使其回火時鐵素體板條的再結(jié)晶過程發(fā)生得更快.

(a) 820 ℃淬火+460 ℃回火

(b) 820 ℃淬火+540 ℃回火

(c) 820 ℃淬火+635 ℃回火

(d) 930 ℃淬火+635 ℃回火

圖6 回火溫度對Fe3C析出形貌的影響

(a) 820 ℃淬火+ 460 ℃回火

(b) 820 ℃淬火+ 540 ℃回火

(c) 820 ℃淬火+ 635 ℃回火

(d) 930 ℃淬火+635 ℃回火

圖7 回火溫度對馬氏體轉(zhuǎn)變的影響

2.3 IQT試驗鋼的性能特點分析

如前所述，820 ℃淬火組織中含有體積分數(shù)為18.8%的QPF，而QPF在隨后的回火組織中繼續(xù)保留(見圖5(a)～(c)).較高含量的鐵素體使IQT試驗鋼在寬溫度范圍回火后都具有較好的伸長率和沖擊韌性.研究表明，QPF作為韌性相，與通常的硬相不同，其存在的尖角不會對基體起割裂作用，鐵素體與馬氏體相間分布的組織，減緩了界面處的應(yīng)力集中，而且鐵素體內(nèi)部位錯密度較低，對裂紋擴展起到鈍化作用[21-23].同時裂紋大多繞過馬氏體以微孔聚集的方式在馬氏體/鐵素體相界擴展，而相界又為微孔形核提供了眾多位置，導(dǎo)致微孔細小，不易聚集生長成大的韌窩，延緩了裂紋的擴展[24].此外，馬氏體/鐵素體相界多為大角度晶界，大角度晶界對裂紋擴展的阻礙作用更大[13, 25].

對于IQT試驗鋼而言，460 ℃回火時，馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹎象wT′，其中薄片狀Fe3C的數(shù)量多、細小而彌散，同時鐵素體板條內(nèi)仍保持高密度的位錯，因而T′的強度很高，此時QPF+T′的雙相組織使試驗鋼具有高強度和良好的伸長率及低溫沖擊韌性.540 ℃回火時，馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹚魇象wS′，F(xiàn)e3C呈細小球狀彌散分布，鐵素體保持板條形態(tài)，僅發(fā)生了回復(fù)，因而S′的強度較高，塑性較好.這種QPF+S′的雙相組織使試驗鋼具有較高強度、伸長率及沖擊韌性.635 ℃回火時，S′中的鐵素體板條通過再結(jié)晶已完全轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶，且球狀Fe3C發(fā)生聚集和粗化，導(dǎo)致QPF+S′雙相組織的強度明顯降低，而伸長率和沖擊韌性顯著提高.通過對比可見，QT試驗鋼經(jīng)635 ℃回火后，馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)镾′，但球狀Fe3C更為細小，且鐵素體大部分仍保持板條形態(tài)，僅少部分開始發(fā)生再結(jié)晶，這使得試驗鋼的力學(xué)性能優(yōu)良，強度明顯超過相同溫度回火的IQT試驗鋼.

IQT試驗鋼經(jīng)440～600 ℃的寬溫度范圍回火處理后具有優(yōu)異的強韌性，與QT試驗鋼相比，二者強度相當(dāng)，但是伸長率和低溫韌性更優(yōu)異.由上述結(jié)果可知，合理的IQT處理工藝不僅能確保鋼材的性能優(yōu)良，還可顯著節(jié)省熱處理工藝成本.

3 結(jié)論

1) 與調(diào)質(zhì)處理相比，試驗鋼經(jīng)亞溫淬火后含有18.8%的準多邊形鐵素體，確保鋼材即使在較低溫度回火后仍保持較高的伸長率和優(yōu)異的低溫韌性.

2) 試驗鋼經(jīng)亞溫淬火后，隨回火溫度升高，馬氏體板條逐漸分解轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹎象w和回火索氏體，其中Fe3C由薄片狀轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙睿⒉粩啻只?；鐵素體板條的位錯密度下降，最終再結(jié)晶成為等軸晶粒.上述變化導(dǎo)致材料強度下降，伸長率和低溫韌性提高.

3) 試驗鋼經(jīng)820 ℃淬火和440～600 ℃的寬溫度范圍回火處理后具有優(yōu)異的強韌性，與QT試驗鋼相比，強度相當(dāng)，而伸長率和低溫韌性更優(yōu)異，可顯著節(jié)省熱處理工藝成本.