低碳高強艦船用鋼固溶時效后的組織與性能

李夢歡， 張露友， 徐海衛， 董欣欣， 楊子旋， 田亞強， 陳連生

(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. 首鋼京唐鋼鐵聯合有限責任公司 技術中心， 河北 唐山 063200；3. 唐山科技職業技術學院 材料工程系， 河北 唐山 063000；4. 寧波大學 沖擊與安全工程教育部重點實驗室， 浙江 寧波 315211)

目前世界各國對艦船用鋼的質量要求都非常嚴格，不但對其化學成分、力學性能有嚴格的規定，還規定必須對生產過程進行嚴格的質量控制。為了不斷滿足艦船對船體用鋼的更高要求，世界各國都在進行更加深化完善的研究工作，對現有成熟鋼種進行不斷的改進[1-2]。美國率先研制出了HSLA系列高強度艦船用鋼，HSLA鋼在具有高強度和高韌性的同時，還能保障優良的焊接性和耐腐蝕性能，受到了研究者們的廣泛研究和關注[3-5]。有研究發現[6-8]，固溶后的艦船鋼組織中有著高密度的位錯，這為時效過程中第二相的析出提供了形核點位，有助于第二相的析出。由于鐵素體組織有著更加優異的塑性，能夠采用熱機械控制(TMCP)工藝獲得細小的鐵素體組織，再配合后續的固溶時效處理來獲得更優的組織以及細小的納米富Cu相，從而改善鋼板的塑性和韌性[7-9]。但是由于時效溫度區間較小，很難確定最佳的時效溫度范圍以控制組織形貌，從而找到最佳的強韌性能。因此，本文以TMCP工藝處理后的低碳艦船用高強鋼為研究對象，對其進行固溶處理后，采用不同溫度的時效處理工藝，研究時效處理參數對艦船鋼的組織及性能的影響規律，為低碳高強艦船鋼的固溶時效熱處理工藝提供理論依據和實踐參考。

1 試驗材料與方法

試驗用艦船高強鋼的化學成分設計如表1所示。由于C含量較低，強度會有較大的降低，但通過Cu的添加來實現富Cu相的析出，彌補強度損失。Mn、Ni和Si都有提高淬透性的作用，同時Ni也可以消除Cu所帶來的熱脆現象，并提高鋼的韌性，Cr和Mo的加入能夠抑制多邊形鐵素體相變[8-9]。

表1 試驗材料的化學成分(質量分數%)Table 1 Chemical composition of the tested steel (mass fraction, %)

試驗鋼使用50 kg真空感應爐冶煉澆鑄，將鑄坯鍛造成斷面尺為40 mm×160 mm的方坯，在氬氣氛圍加熱爐中加熱至1250 ℃并保溫3 h使鍛坯成分均勻化，避免偏析。圖1為試驗鋼鍛坯的顯微組織，為多邊形鐵素體。鋼板的開軋溫度為1150 ℃，終軋溫度為850 ℃，終軋厚度5 mm，試驗鋼熱軋后以20 ℃·s-1的冷卻速率冷卻至600 ℃后空冷至室溫，得到的顯微組織如圖2所示，主要為較細小的貝氏體鐵素體和多邊形鐵素體組織。

圖1 鍛態試驗鋼的原始顯微組織Fig.1 Original microstructure of the as-forged tested steel

圖2 熱軋后試驗鋼顯微組織Fig.2 Microstructure of the tested steel after hot-rolling process

為了獲得不同時效溫度對試驗鋼組織和力學性能的影響以及最佳的時效工藝，采用DK-7716F數控線切割機從熱軋態試樣上切取尺寸為160 mm×50 mm×12 mm的板狀試樣，先進行900 ℃×30 min一次固溶淬火處理，然后在400、450、500、550和600 ℃時效處理1 h，時效后水冷。從固溶態和時效態試樣上切取金相試樣、標距為34 mm的工字形拉伸試樣與2.5 mm×10 mm×55 mm的V型缺口沖擊試樣。拉伸試驗在SUNS-UTM5305萬能試驗機上完成，拉伸速率1 mm/min。低溫沖擊性能測試采用JB-500沖擊試驗機進行，試驗溫度為-20 ℃。金相試樣依次進行粗磨、細磨、拋光和體積分數為4%硝酸酒精溶液腐蝕(腐蝕時間約為20 s)，采用FEI SCIOS 03040702 聚焦離子束場發射掃描電鏡(SEM)進行顯微組織觀察，同時對鋼中的第二相粒子進行EDS分析。

2 試驗結果與分析

2.1 固溶態組織與性能

對于含Cu艦船用鋼而言，適宜的固溶處理和時效處理是非常重要的。含Cu艦船用鋼因為采用了低碳含量的成分設計，其主要強化方式為沉淀析出強化，而富Cu相主要通過時效處理獲得。固溶處理的目的是獲得過飽和固溶體，對時效過程中得到細小的富Cu相起著非常重要的作用，可以進一步提高強度。析出相的外形和大小主要由時效處理控制，所以合適的固溶時效處理工藝才可以得到細小彌散的析出相，從而提高含Cu鋼的性能[9-11]。

試驗鋼經900 ℃保溫30 min固溶淬火后的顯微組織如圖3所示。從圖3可以看出，固溶處理后的組織中雖然存在著部分馬氏體/貝氏體組織，但依然有較多的多邊形鐵素體，主要是由于試驗鋼的C含量過低，無法使全部奧氏體轉變為馬氏體/貝氏體組織，最終呈現出多邊形鐵素體和貝氏體/馬氏體的混合組織。

圖3 固溶態試驗鋼的顯微組織Fig.3 Microstructure of the tested steel after solid solution treatment

圖4為試驗鋼固溶態的應力-應變曲線，可以得出抗拉強度為625 MPa，屈服強度為505 MPa，斷后伸長率為15.2%。試驗鋼經過固溶處理后的抗拉強度、屈服強度和斷后伸長率均不高，強度較低的原因是固溶態的組織中沒有第二相的析出強化作用，只有貝氏體的相變強化作用。而塑性較差的原因是組織中產生了貝氏體/馬氏體，導致斷后伸長率并不高。

圖4 試驗鋼固溶態的工程應力-應變曲線Fig.4 Engineering stress-engineering strain curve of the tested steel after solid solution treatment

2.2 時效工藝對組織形貌的影響

試驗鋼經固溶和不同溫度時效處理后的顯微組織如圖5所示。從圖5可以看到，當時效溫度為400～500 ℃時，與固溶態組織(如圖3(b)所示)相比，板條狀組織變少，這是由于在中溫區間保溫1 h時，大量位錯具有足夠的能量發生遷移，位錯之間相互作用甚至相互抵消，導致位錯密度下降，且一些相鄰板條之間的邊界變得模糊甚至消失，使板條更加容易合并，導致了板條變粗的現象，此時組織為鐵素體和貝氏體。當時效溫度升高到500～600 ℃時，此時時效溫度較高，貝氏體基體中出現了細小的島狀組織，為逆轉變奧氏體，分布在奧氏體界面上，其形成的主要原因是時效過程中局部的成分起伏使奧氏體在晶界處形核，在隨后的水冷過程中穩定下來或者轉變為貝氏體。

圖5 試驗鋼不同溫度時效處理后的顯微組織Fig.5 Microstructure of the tested steel aged at different temperatures(a) 400 ℃; (b) 450 ℃; (c) 500 ℃; (d) 550 ℃; (e) 600 ℃

2.3 不同時效溫度下的力學性能

試驗鋼經固溶和不同溫度時效處理后的工程應力-應變曲線如圖6所示，表2為不同時效溫度下的力學性能。可以看出，隨著時效溫度的提高，試驗鋼的強度出現了先升高后降低的變化趨勢。當時效溫度為400 ℃和450 ℃時，基體為貝氏體組織，并且保持板條狀形貌。在此溫度區間，過飽和的間隙原子在取得了充足的能量后，開始擴散到位錯或者缺陷處，從而降低晶格畸變的程度，釋放出晶粒內部儲能，造成了基體強化效果減弱的現象。第二相在板條貝氏體邊界和奧氏體晶界處析出，大小和數量不好控制，導致析出強化效果較弱。雖然析出強化效果較弱，也足以彌補貝氏體基體軟化導致的強度降低，所以此時效溫度區間試驗鋼強度比固溶態的略高。

圖6 試驗鋼不同時效溫度下的工程應力-應變曲線Fig.6 Engineering stress-strain curves of the tested steel after aging at different temperatures

表2 試驗鋼不同時效溫度下的力學性能Table 2 Mechanical properties of the tested steel agedat different temperatures

當時效溫度為500 ℃時，試驗鋼的強度達到了峰值，抗拉強度和屈服強度分別為783 MPa和747 MPa。這是由于鋼中有較多的Cu，在時效處理之前，鋼中的大多數Cu固溶在過飽和鐵素體中，起到固溶強化作用。時效處理后以細小彌散的顆粒形式析出而引起應變，產生顯著的沉淀強化效果。析出相的大小與時效溫度密切相關[8-10]，時效溫度太高會導致第二相的長大合并，而時效溫度太低會使第二相分布不均勻，使析出強化效果降低，因此時效溫度對第二相的析出有較大影響，需要調控時效溫度來使沉淀相尺寸和數量達到最佳，沉淀強化效果達到最大。

圖7為試驗鋼在500 ℃時效后的析出相形貌及能譜分析，可以看到，在板條貝氏體邊界和鐵素體組織內存在大量的Cu析出相，此溫度下析出相細小且呈彌散分布狀態。析出相的尺寸大小及分布狀態對試驗鋼的強度有較大影響[9-12]，當第二相尺寸較小時，界面增加使得阻礙位錯運動的障礙增多，位錯密度增大且聚集，位錯將切過粒子使之隨同基體一起變形并產生新的表面積而使總的界面能升高，且粒子內發生原子錯排而產生新的割階增加位錯運動的阻力，從而達到強化效果。另外，當析出相粒子呈彌散分布時，包圍粒子的位錯環會對原位錯源的開動起阻礙作用。但當第二相粒子長大到一定程度，會與基體失去共格關系，位錯將會繞過粒子繼續運動，強化效果不明顯[10-12]。因此在500 ℃時效時，析出強化效果非常顯著，強度達到了峰值。

圖7 500 ℃時效時試驗鋼中的析出相形貌(a)及EDS分析(b) Fig.7 Morphology(a) and EDS analysis(b) of precipitated phase in the tested steel after aging at 500 ℃

當時效溫度為550 ℃和600 ℃時，析出的富Cu相隨著時效溫度的升高也在不斷的粗化與合并，導致析出相的數量減少，析出強化效果減弱。并且由于時效溫度較高，位錯密度出現大幅度的下降，貝氏體發生了回復和再結晶現象，板條形貌也逐漸消失，從而基體強化效果大大減弱。基體軟化與析出相的粗化這兩個方面的作用導致了試驗鋼的強度隨著時效溫度的升高而降低。與500 ℃時效相比，550和600 ℃時效時抗拉強度和屈服強度均下降了150 MPa左右。

從表2可以看出，隨著時效溫度的提高，-20 ℃沖擊吸收能量呈現先下降再上升的趨勢，時效溫度為500 ℃時的-20 ℃沖擊吸收能量最低為96 J，而時效溫度為600 ℃時的沖擊吸收能量最高為136 J。在400～500 ℃時效時出現了低溫脆性所以韌性有所下降，550 ℃和600 ℃時效時的韌性大幅度升高的原因是逆轉變奧氏體的生成，基體中穩定奧氏體元素向奧氏體中擴散，使基體組織得到相對的“凈化”，改善了低溫韌性[11-13]。圖8為試驗鋼經過不同溫度時效處理后的沖擊斷口形貌。從圖8可以看出，不同時效溫度下的沖擊斷口形貌均由韌窩組成，為韌性斷裂。其中600 ℃時效時的韌窩尺寸最大且最深(如圖8(e)所示)，表現出最好的沖擊性能，這與表2中的沖擊吸收能量最大所對應。

圖8 不同時效溫度下試驗鋼的-20 ℃沖擊斷口形貌Fig.8 Fracture morphologies of the tested steel impacted at -20 ℃ after aging at different temperatures (a) 400 ℃; (b) 450 ℃; (c) 500 ℃; (d) 550 ℃; (e) 600 ℃

3 結論

1) 試驗鋼在鍛態顯微組織為多邊形鐵素體，經熱軋處理后的組織為較細小的貝氏體和多邊形鐵素體，再經900 ℃×30 min固溶處理后得到多邊形鐵素體和貝氏體/馬氏體組織，無法形成全貝氏體/馬氏體組織，且屈服強度和抗拉強度較低，分別為505 MPa和625 MPa。

2) 試驗鋼經固溶和不同溫度時效處理后的顯微組織為鐵素體和貝氏體，時效溫度越高，鐵素體越多且尺寸越大，貝氏體的板條狀邊界越模糊。板條貝氏體邊界和鐵素體內存在著大量的析出相，并且呈彌散分布狀態，時效溫度會改變析出相大小和分布狀態從而影響性能。

3) 試驗鋼在時效溫度為500 ℃時的抗拉強度和屈服強度最高，分別為783 MPa和747 MPa，斷后伸長率為11.5%，-20 ℃沖擊吸收能量為96 J。