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(xiàn)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(yè)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(zhàn)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(fā)展，而超高強鋼又是海軍艦艇發(fā)展的重要基礎材料，因此海軍艦艇用超高強鋼的發(fā)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(yōu)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(yè)試驗，開始工業(yè)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(fā)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(fā)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(xù)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(xù)試驗鋼的固溶時效處理提供理論依據(jù)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(xiàn)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(shù)，%)

利用DK-7716F式數(shù)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(jù)熱膨脹曲線，采用切線法確定相變溫度，并繪制靜態(tài)CCT曲線。

利用數(shù)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(fā)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(tài)CCT曲線

圖2(a)為試驗鋼靜態(tài)CCT曲線。由圖2(a)可知，試驗鋼在所測的冷卻速度中，連續(xù)冷卻轉變只發(fā)生了鐵素體、貝氏體相變，沒有出現(xiàn)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(tài)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(qū)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(xù)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(fā)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(fā)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(shù)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(qū)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(fā)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(shù)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(shù)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(xù)冷卻轉變只發(fā)生了鐵素體、貝氏體相變，沒有出現(xiàn)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(yōu)，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(shù)量增加，試樣鋼的沖擊斷裂方式為韌性斷裂。