Ni含量對EQ70海洋工程用鋼CCT曲線的影響

陶素芬， 吳 浩， 孫桂林， 陳 龍， 陳 波

(1. 安徽工業大學 冶金工程學院， 安徽 馬鞍山 243002;2. 安徽工業大學 冶金減排與資源綜合利用教育部重點實驗室， 安徽 馬鞍山 243002)

EQ70鋼作為一種海洋平臺用高強度鋼，對其強度、低溫韌性、耐腐蝕、焊接性能的要求極高[1-3]，目前主要采用控軋控冷+調質處理的生產工藝來達到EQ70鋼所需的性能要求[4]。研究表明[5-7]，通過亞溫淬火+回火處理可使鋼材獲得更好的強韌性匹配[8]。與調質處理相比，亞溫淬火+回火的方式能使鋼材獲得更好的韌性和強度，并且更加節能。但是亞溫淬火在Ni含量為1.5%的EQ70鋼上無法應用[9]，需要將Ni的含量控制在1.5%以上。適當的添加Ni元素可以獲得更好的低溫韌性和耐腐蝕性[10]，但EQ70鋼中Ni的含量較高時，其焊接性能會下降，且成本增加。所以需要尋找一個適當的Ni含量使得EQ70鋼獲得更優的性能。由于Ni提高了過冷奧氏體的穩定性[11]，EQ70鋼中Ni含量增加時，其連續冷卻轉變曲線也將隨之改變[12-13]，在實際生產中軋制工藝的冷速也應做一些相應的調整。但目前關于Ni含量對EQ70鋼CCT曲線影響的研究較少，因此本研究設計了不同Ni含量的EQ70鋼，并測定了其CCT曲線，以期掌握Ni含量變化對EQ70鋼CCT曲線的影響，從而指導EQ70鋼軋制工藝冷速的選擇。

1 試驗材料與方法

試驗采用4組Ni含量不同的EQ70海洋工程用鋼，其化學成分見表1，該鋼冶煉完成后在1200 ℃保溫4 h，然后鍛造成240 mm(寬)×70 mm(厚)的板材。為了保證試樣初始狀態一致，將鍛造后的試樣切割成110 mm×100 mm×70 mm(長×寬×厚)的試樣，在加熱爐中進行1000 ℃×6 h爐冷的退火處理，最終選擇退火態的鋼板作為試驗材料。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)

利用線切割將退火后的鋼板加工成φ4 mm×10 mm的小圓棒，用于測定鋼的熱膨脹曲線，采用DIL 805A熱膨脹儀對不同Ni含量EQ70鋼的熱膨脹曲線進行測量，并利用Origin軟件獲得相變溫度點。為了保證試驗過程中試驗鋼的組織均勻、細小，加熱溫度選擇950 ℃，保溫5 min后以不同的冷速(20、10、7、5、2、1、0.5、0.3、0.1、0.05 ℃/s)冷卻至室溫，具體工藝如圖1所示。將不同冷速冷卻后的試樣沿中心切開，經預磨、拋光后，用4%的硝酸酒精腐蝕，采用MX6光學顯微鏡和JSM-6490LV掃描電鏡進行顯微組織觀察，隨后采用HV-1000維氏硬度計(載荷砝碼為200 g)進行硬度測試，結果為3次測量的平均值。結合相變溫度點、組織形貌和硬度值來確定試樣的組織結構，并利用Origin軟件繪制EQ70鋼的連續冷卻轉變曲線。

圖1 測定試驗鋼CCT曲線的熱處理工藝圖

2 試驗結果與討論

2.1 相變點

根據所得熱膨脹曲線，利用切點法獲得試驗鋼的Ac1和Ac3溫度及各冷速下的相變溫度，如表2所示。

表2 不同冷速下試驗鋼的相變溫度

可以看出，0.05 ℃/s升溫速率下，隨著Ni含量增加，試驗鋼Ac1～Ac3的相變區間增大，即鐵素體向奧氏體開始轉變溫度(Ac1)降低，尤其在Ni含量由1.72%增加至1.81%時降幅明顯，達到29 ℃，而完全奧氏體化溫度(Ac3)變化不大，在842 ℃左右變化。另外，Ni含量增加后，過冷奧氏體的穩定性增加[14]，馬氏體轉變開始溫度(Ms)降低。

2.2 顯微組織

圖2所示為4組試驗鋼經不同冷速冷卻后的顯微組織，由圖2可以看出，在試驗冷速范圍內，試驗鋼的奧氏體冷卻轉變產物只有粒狀貝氏體、板條貝氏體和馬氏體。并且，冷速在0.05～0.1 ℃/s范圍內時(圖2(a, b))，4組鋼的顯微組織均為粒狀貝氏體，其形貌受冷卻速率的影響，表現為隨著冷速的增加，粒狀貝氏體中的M-A組元的分布變得更密集；當冷速超過0.1 ℃/s 時，鋼中的粒狀貝氏體開始轉變為板條貝氏體；當冷速超過0.5 ℃/s時，組織中出現馬氏體，其中1.53Ni鋼在冷速超過1 ℃/s(圖2(e1))時，全部轉變為馬氏體，而另外3組鋼在冷速超過2 ℃/s(圖2(f2～f4))時才完全轉變為馬氏體。

圖2 不同冷速下試驗鋼的光學顯微組織

圖3為掃描電鏡下觀察到的4組鋼不同冷速下的顯微組織。由圖3可見，冷速為0.05、0.1、0.5、1、2 ℃/s時，同一冷速下，隨著Ni含量增加，試驗鋼的組織類型沒有發生變化，但是貝氏體的組織形貌有所不同，粒狀貝氏體分布得更加聚集，板條貝氏體的板條變細，而馬氏體形貌在本試驗條件下變化不大。

2.3 顯微硬度

圖4所示為不同冷速下試驗鋼的硬度，可以看出，試驗冷速下4組鋼的硬度均在300 HV0.2以上，并在冷速為20 ℃/s時達到最大值。在0.05～0.1 ℃/s的冷卻區間內，隨著冷速增加，由于碳和其它合金元素來不及擴散，在貝氏體中的過飽和度增加，因而顯微硬度增加，但因冷速變化不大，硬度的變化幅度也不大。冷速在0.1～0.5 ℃/s的冷卻區間內，由于顯微組織由粒狀貝氏體變為板條狀貝氏體，因而硬度增加。在0.5～2 ℃/s(1.53Ni鋼為0.5～1 ℃/s)冷速范圍內，組織中出現了馬氏體，因而試樣的平均硬度顯著增加。當冷速大于2 ℃/s(1.53Ni鋼為1 ℃/s)時，奧氏體完全轉變為馬氏體，硬度值增幅變小，趨于平穩。

圖4 不同冷速下試驗鋼的硬度

2.4 連續冷卻轉變曲線

結合表2和圖2～圖4所示試驗鋼的相變開始溫度、相變結束溫度、顯微組織及硬度值，繪制不同Ni含量試驗鋼的CCT曲線，如圖5所示。因為試驗鋼中添加了Mo，抑制了冷卻過程中的高溫轉變(鐵素體和珠光體的轉變)，只發生了貝氏體轉變和馬氏體轉變。隨著Ni含量的增加，試驗鋼的貝氏體轉變溫度區間變窄。這是因為Ni元素的加入會降低奧氏體向貝氏體轉變的自由能[15]，貝氏體相變驅動力均降低，且Ni元素的加入會使C曲線往右下移，降低貝氏體開始轉變溫度，低溫下元素在奧氏體中的擴散速率降低，使得奧氏體向貝氏體轉變的時間延長[16]。但是，Ni含量由1.53%增加至1.72%時，形成貝氏體的冷速范圍變寬，這是因為Ni含量增加降低了馬氏體轉變開始溫度。

圖5 試驗鋼的連續冷卻轉變曲線

3 結論

1) 隨著Ni含量增加，EQ70鋼的Ac3溫度幾乎不變，Ac1溫度降低，Ms溫度降低，鐵素體+奧氏體兩相區溫度變寬，在Ni含量由1.72%增加至1.81%時，Ac1降幅明顯，達到29 ℃。

2) 隨著Ni含量增加，EQ70鋼的馬氏體形貌影響不大，貝氏體形貌變化較為明顯，表現為粒狀貝氏體的分布更加聚集，板條貝氏體的板條間距變小。

3) 在0.05 ～20 ℃/s冷速范圍內，不同Ni含量EQ70鋼的組織只有馬氏體和貝氏體，貝氏體的形貌會隨著冷速的增加由粒狀貝氏體變為板條貝氏體。隨著Ni含量增加，貝氏體轉變溫度區間變窄，但是發生轉變的冷速范圍變寬。