低碳高強艦船用鋼的CCT曲線及其組織性能

陳連生， 張露友， 田亞強， 楊子旋， 李紅斌， 潘紅波， 魏英立

(1. 華北理工大學 教育部現代冶金技術重點實驗室， 河北 唐山 063210；2. 寧波大學 沖擊與安全工程教育部重點試驗室， 浙江 寧波 315211；3. 安徽工業大學 冶金減排與資源綜合利用教育部重點試驗室， 安徽 馬鞍山 243002)

海洋在戰略國防中有著重要的地位，是當今國家安全的重要領域。對海洋主權的維護和保障離不開海軍艦艇的發展，而超高強鋼又是海軍艦艇發展的重要基礎材料，因此海軍艦艇用超高強鋼的發展和應用具有重要的意義和價值，同時，艦船用鋼必須具有足夠的強度和韌性、良好的工藝性及耐海水腐蝕性[1-6]。美國海軍艦船用鋼在20世紀50年代前以屈服強度為340 MPa的C-Mn鋼為主，80年代之前均采用具有較高強度和優良低溫韌性的HY系列艦船用鋼，缺點是焊接性能差。20世紀90年代之后，美國與日本開展了TMCP(Thermal-mechanical control process)-DQ(Direct quenching)和AC(Accelerated cooling)等工業試驗，開始工業化生產Cu析出沉淀強化型HSLA-80和HSLA-100等艦船用鋼，顯著提高了焊接性能并降低了生產成本[7-9]。20世紀50～60年代，我國主要依賴進口和仿制，并試制出了390、590 MPa級系列鋼種。70～80年代開始自主研發了我國第一代艦船用錳系無鎳鉻鋼和低鎳鉻鋼，并得到了成功應用。進入80年代，研制了綜合性能更好的第二代艦船用鋼，如440、590和785 MPa級系列鋼種。2000年以后，我國艦船用鋼屈服強度范圍達400～1000 MPa，為新型艦船裝備建設提供了強大的材料基礎。近年來，低碳高屈服強度、高沖擊性能及良好焊接性能的高強鋼開發一直是國內外艦船用鋼研究的熱點。

通過控制軋后快速冷卻的終冷溫度來調控微觀組織，使鋼達到所需的力學性能要求，是提高鋼材性能的有效方法之一。張潤智等[10]研究表明，終冷溫度越低，0.07C-1.87Mn-0.20Cu-0.32Cr-0.16Ti鋼組織中的板條狀貝氏體鐵素體含量越多，終冷溫度為450 ℃時屈服強度為825 MPa，可滿足780 MPa級高強建筑用鋼的要求。

因此，本文以極低C含量，一定量Cr、Ni、Mo和Cu等納米復合析出相合金元素的強化型高強韌鋼為研究對象，通過Gleeble-3500熱模擬試驗機、掃描電鏡等手段，繪制了試驗鋼的連續冷卻轉變曲線，探究了熱軋后終冷溫度對試驗鋼組織和力學性能的影響，為后續試驗鋼的固溶時效處理提供理論依據和實踐參考。

1 試驗材料和方法

試驗鋼在50 kg真空中頻感應熔煉爐中熔化澆注，鑄坯經鍛造成形，橫截面尺寸為50 mm×160 mm，表1為鋼的目標設計化學成分范圍和本研究中的試驗鋼實測化學成分。極低的C含量可以提高材料的焊接性能，同時降低成本。Mn可以降低鋼材脆性轉變溫度，改善沖擊性能，同時提高鋼的淬透性。添加一定量的Cu可以形成第二相，增強析出強化效果，提高鋼的強度。Ni可以消除Cu引起的熱脆現象，保證鋼材良好的沖擊性能。Cr可以提高鋼的強度、耐磨性和耐腐蝕性，Mo和Cr可以提高鋼的淬透性，抑制鐵素體相變，降低貝氏體轉變開始溫度。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)

利用DK-7716F式數控線切割機，將試驗用熱軋板加工成φ6 mm×100 mm熱模擬試樣，通過金相水磨砂紙將加工好的試樣研磨至表面光滑。隨后利用Gleeble-3500熱模擬試驗機以10 ℃·s-1的升溫速度加熱到完全奧氏體化溫度900 ℃，并保溫10 min，之后分別以不同的冷卻速度0.5、1、5、10、20 ℃/s冷卻至室溫，將不同冷卻速度的試樣在焊點處切開，通過熱鑲樣機制成金相試樣以便觀察其顯微組織，并使用維氏顯微硬度計(HV-5SPAT)測試各試樣的維氏硬度(載荷砝碼為5 kg)。根據熱膨脹曲線，采用切線法確定相變溫度，并繪制靜態CCT曲線。

利用數控線切割機從鑄坯上切取50 mm×50 mm×80 mm的方坯。在氬氣氛圍加熱爐中加熱至1200 ℃并保溫1 h使鑄坯成分均勻化。通過φ350 mm×400 mm 二輥軋機經3道次熱軋至12 mm厚的鋼板，開軋溫度為1150 ℃，終軋溫度為850 ℃，軋后以20 ℃/s的冷卻速度分別冷卻至450、500、550、600和650 ℃，隨后空冷至室溫，軋后直接空冷至室溫作為對比試樣，如圖1所示。試樣經研磨拋光，用4%硝酸酒精溶液進行腐蝕，采用FEI聚焦離子束場發射掃描電鏡(SEM)進行組織形貌觀察。切取標距為25 mm紡錘形拉伸試樣，在萬能拉伸試驗機上以1 mm/min的速度進行室溫拉伸試驗，切取2.5 mm×10 mm×55 mm的長方體試樣，并在長方體中心位置沖壓出45°的V型缺口，在JB-500沖擊試驗機上進行沖擊試驗，測量溫度為-20 ℃。

圖1 熱處理工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of heat treatment process

2 試驗結果與分析

2.1 靜態CCT曲線

圖2(a)為試驗鋼靜態CCT曲線。由圖2(a)可知，試驗鋼在所測的冷卻速度中，連續冷卻轉變只發生了鐵素體、貝氏體相變，沒有出現馬氏體相變。隨著冷卻速度的提高，試樣的顯微硬度逐漸從213.5 HV5升高至238.3 HV5。為了獲得精確的相變溫度，在熱膨脹曲線上采用拐點切線法，測得試驗鋼升溫階段奧氏體逆相變開始溫度(Ac1)為763 ℃，奧氏體逆相變終止溫度(Ac3)為843 ℃。以20 ℃/s的冷卻速度測得試樣在降溫過程中貝氏體轉變開始溫度(Bs)為602 ℃，貝氏體轉變終止溫度(Bf)為438 ℃，如圖2(b)所示。

圖2 試驗鋼的靜態CCT曲線(a)及熱膨脹曲線(b)Fig.2 Static CCT curves(a) and thermal expansion curve(b) of the tested steel

試驗鋼在不同冷卻速度下的光學顯微組織如圖3所示。當冷卻速度為0.5 ℃/s時，室溫組織大部分為多邊形鐵素體和塊狀鐵素體，同時含有少量貝氏體。隨著冷卻速度的提高，多邊形鐵素體和塊狀鐵素體逐漸減少，而貝氏體逐漸增加。這是由于隨著冷卻速度的增加，試樣在鐵素體區域停留時間縮短，抑制了多邊形鐵素體和塊狀鐵素體的形成。

圖3 不同冷卻速度下試驗鋼的顯微組織Fig.3 Microstructure of the tested steel at different cooling rates(a) 0.5 ℃/s; (b) 1 ℃/s; (c) 5 ℃/s; (d) 10 ℃/s; (e) 20 ℃/s

2.2 終冷溫度對組織的影響

試驗鋼經軋制后直接空冷至室溫和以20 ℃/s的冷卻速度冷卻到不同溫度(450、500、550、600、650 ℃)再空冷至室溫的SEM組織如圖4所示。當試驗鋼軋后直接空冷至室溫時，多邊形鐵素體組織異常粗大，并且伴有少量粗大的析出相，如圖4(a)中光亮位置。當終冷溫度較低時(450～500 ℃)，室溫組織由多邊形鐵素體、塊狀鐵素體和貝氏體組成，并且以多邊形鐵素體和貝氏體為主，與空冷至室溫的組織相比，晶粒尺寸減小。而隨著終冷溫度降低，貝氏體含量增加，多邊形鐵素體和塊狀鐵素體含量減少，說明快速冷卻到較低的終冷溫度時，多邊形鐵素體相變和塊狀鐵素體相變受到抑制[11]，主要原因是在較低的終冷溫度下C原子和合金元素原子的擴散能力較弱。

圖4 不同終冷溫度下試驗鋼的SEM圖像(a)直接空冷；(b)450 ℃；(c)500 ℃；(d)550 ℃；(e)600 ℃；(f)650 ℃Fig.4 SEM images of the tested steel at different final cooling temperatures(a) direct air cooled; (b) 450 ℃; (c) 500 ℃; (d) 550 ℃; (e) 600 ℃; (f) 650 ℃

當終冷溫度為550 ℃和600 ℃時，顯微組織主要為貝氏體和多邊形鐵素體，并且晶粒相對較細小。隨著終冷溫度繼續升高至650 ℃時，由于緩慢冷卻的時間增長，多邊形鐵素體在原始奧氏體晶界位置形核，在隨后緩慢冷卻的過程中長大，相變機制為擴散型相變，這是因為相變所發生的溫度較高，C原子在較高的溫度下擴散能力較強，擴散型相變更加容易發生。因此，鋼板在較低終冷溫度時顯微組織以貝氏體為主，而當終冷溫度較高時，多邊形鐵素體體積分數較多。

2.3 終冷溫度對力學性能的影響

試驗鋼板熱軋后快速冷卻至不同的終冷溫度，隨后空冷至室溫的工程應力-應變曲線如圖5所示，各項力學性能指標如表2所示。由圖5可知，試驗鋼熱軋后直接空冷的屈服強度為628.40 MPa，抗拉強度為669.85 MPa，而終冷溫度為450、500 ℃試樣的屈服強度、抗拉強度均低于直接空冷試樣的屈服強度和抗拉強度，說明當快速冷卻至較低的終冷溫度時，試樣的力學性能呈下降趨勢。終冷溫度分別為550、600和650 ℃的試樣，與450、500 ℃的試樣相比，所對應的屈服強度和抗拉強度有一定的提升，其中終冷溫度為600 ℃時的屈服強度和抗拉強度最高，分別為644.28 MPa和679.71 MPa。而終冷溫度650 ℃試樣的強度降低，這主要是因為試樣在中溫區停留時間較長，鐵素體有足夠的時間長大，從而降低了試樣的強度。

圖5 不同終冷溫度下試驗鋼的工程應力-應變曲線Fig.5 Engineering stress-strain curves of the tested steel at different final cooling temperatures

表2 不同終冷溫度下試驗鋼的力學性能

由表2可知，軋后直接空冷至室溫試樣的沖擊吸收能量最低，僅為68 J，而快速冷卻至不同終冷溫度的沖擊吸收能量在100 J以上。其中，終冷溫度為600 ℃時，試樣的沖擊吸收能量最高，為112 J，較直接空冷至室溫的提高了約40 J。這是由于軋后快速冷卻可以細化貝氏體和多邊形鐵素體的尺寸，提高材料的沖擊性能[12]。

圖6為試驗鋼經不同終冷溫度處理后的沖擊斷口掃描電鏡圖片。由圖6可知，沖擊斷口均由大小不同的韌窩組成，為金屬塑性斷裂特征，說明沖擊過程發生了塑性變形。在塑性變形開始階段，界面處會先形成一些細小的孔洞。隨著變形程度的增加，這些細小的孔洞會逐漸被拉大，并且相互吞噬長大，最終導致試樣的斷裂，這些導致韌性斷裂的孔洞就是韌窩[13]。圖6(a) 沖擊斷口形貌中大尺寸韌窩數量較少，有著大量的小韌窩，沖擊性能較差。而圖6(b～f)斷口形貌可以看到大小不一的韌窩，并且在大韌窩周圍有許多小韌窩，大尺寸韌窩數量也明顯比圖6(a)中的多，表明試樣的韌性提高。

圖6 不同終冷溫度下試驗鋼的沖擊斷口SEM圖像(a)直接空冷；(b)450 ℃；(c)500 ℃；(d)550 ℃；(e)600 ℃；(f)650 ℃Fig.6 SEM images of impact fracture of the tested steel at different final cooling temperatures(a) direct air cooled; (b) 450 ℃; (c) 500 ℃; (d) 550 ℃; (e) 600 ℃; (f) 650 ℃

3 結論

1) 試驗鋼在0.5～20 ℃/s的冷卻速度范圍內，連續冷卻轉變只發生了鐵素體、貝氏體相變，沒有出現馬氏體相變。隨著冷卻速度的提高，試樣的顯微硬度升高。當冷卻速度為0.5 ℃/s時，室溫組織大部分為多邊形鐵素體和塊狀鐵素體，以及少量貝氏體。隨著冷卻速度的提高，多邊形鐵素體和塊狀鐵素體逐漸減少，貝氏體增加。

2) 試驗鋼在經過軋后快速冷卻至不同終冷溫度再空冷的工藝下，最終得到的組織主要為貝氏體和多邊形鐵素體，并且隨著終冷溫度的降低，組織中多邊形鐵素體的含量逐漸降低，而貝氏體的含量逐漸增多。

3) 與直接空冷至室溫相比，終冷溫度為600 ℃時，屈服強度和抗拉強度達到最高，分別為644.28和679.71 MPa。-20 ℃沖擊吸收能量最優，為112 J。另外，不同終冷溫度下的沖擊斷口形貌與直接空冷至室溫相比，韌窩數量增加，試樣鋼的沖擊斷裂方式為韌性斷裂。