FH32-HD和FH36-HD高延性船板鋼的開發及控冷工藝

張曉雪, 王恩茂, 武會賓, 趙晉斌, 劉金旭

(1. 南京鋼鐵股份有限公司研究院, 江蘇 南京 210035;2. 北京科技大學 鋼鐵共性技術協同創新中心, 北京 100083)

近年來,隨著全球各國海洋石油產業和海上運輸業的迅猛發展,船舶數量日益增加,船舶行駛速度也在不斷提高,導致海上交通安全事故高發,嚴重威脅了人們的生命財產安全[1-2]。海上事故種類分析顯示,事故以碰撞、觸碰和擱淺為主,其中,碰撞事故造成的損害最為嚴重。特別地,如果是運輸液化天然氣(LNG)、液化石油氣(LPG)的氣體運輸船及原油油輪觸礁或受到撞擊后,還會導致裝載物溢出,給海洋環境帶來嚴重污染[3-5]。

為提高船舶在海上事故中的安全性,已經提出了多種改善船舶碰撞性能的方法。Nataro等[6]使用帶有一層彈性體芯的夾層鋼板;Sch?ttelndreyer等[7]在儲氣容器側面結構中填充多孔玻璃空心球,以此增加碰撞時的反作用力;Rudan等[8]在儲氣容器的每一面安裝縱向鋼板條組成的夾層板。除此之外,還可以在不引入異質材料,不增加船舶質量的情況下,在保證船板鋼高強度的同時,開發高延性(Higher-ductility,HD)鋼板提高撞擊時吸收的碰撞能量,以此來提高碰撞的安全性,但目前國內高延性船板鋼的研究仍處于起步階段,還未有實際應用。

本文根據日本NK船級社《Guidelines for Use of Highly Ductile Steel》的指南[9],采用低C高Mn微合金化設計,同時在中厚船板鋼軋制時在線優化控冷工藝,在FH32和FH36鋼強度級別的基礎上,開發出了FH32-HD和FH36-HD高延性船板鋼,其塑性遠高于傳統高強船板鋼,具有優異的強塑性匹配和低溫韌性,為中國CCS船級社制定相關規范奠定了基礎。

1 試驗材料與方法

1.1 成分設計及熱力學計算

日本NK船級社對FH32-HD和FH36-HD高延性船板鋼化學成分和力學性能的要求如表1[9]和表2[9]所示。試驗鋼采用Nb、Ti的復合添加,軋制過程中可以防止晶粒過度長大,且二者易與C、N結合形成化合物,低溫時起到析出強化的作用,保證了鋼板的高強度;適當的Ni、Cr、Cu添加可以提高鋼板的耐蝕性,Ni還可以降低鋼的韌脆轉變溫度,保證了鋼的低溫韌性[10-11]。在船級社規定范圍內,利用Thermal-Calc軟件計算了不同C含量和不同Mn含量對相變規律的影響,如圖1所示。

表1 FH32-HD和FH36-HD高延性船板鋼的化學成分[9](質量分數,%)Table 1 Chemical composition of the FH32-HD and FH36-HD high ductility ship plate steels[9] (mass fraction, %)

圖1 不同C、Mn含量對相變規律的影響Fig.1 Effects of different C and Mn contents on phase transformation law

如圖1(a)所示,在船規范圍內,隨著C含量的增加,先共析鐵素體開始形成的平衡溫度A3點逐漸降低,相應地在冷卻時會推遲先共析鐵素體的形成;Fe3C開始形成的溫度對應了開始產生珠光體的共析轉變點A1,由圖1(b)可知C含量的變化并未對A1點產生顯著影響,但C含量的增加會導致軋后控冷過程中容易產生更多的珠光體,過多的脆硬相珠光體對塑性不利[12],因此應適當降低C含量。由圖1(c,d)可知,Mn含量的增加會同時導致A3和A1點有相近幅度的降低,先共析鐵素體轉變區間基本不變,且對珠光體的生成量無影響,在避免偏析的情況下,可適當提高Mn含量,在降低C含量的同時保證強度。本試驗鋼在FH32-HD和FH36-HD高延性船板鋼的基礎上確定的最終成分及碳當量如表3所示。

表3 試驗鋼的化學成分及碳當量(質量分數,%)Table 3 Chemical composition and carbon equivalent of the tested steel (mass fraction, %)

1.2 試驗方法

本文設計的試驗鋼所用坯料由國內某鋼鐵集團生產,鋼坯尺寸為100 mm(長)×90 mm(寬)×60 mm(厚),試驗鋼成品厚度為12 mm。在北京科技大學軋制實驗室的二輥熱軋機上對試驗鋼進行制備,軋制工藝為將坯料在1200 ℃保溫1 h,出爐后隨即進行三道次粗軋,軋制道次為60 mm→48 mm→38 mm→30 mm,得到30 mm厚的中間坯,粗軋終軋溫度>1000 ℃,中間坯待溫至920 ℃進行精軋,軋制道次為30 mm→24 mm→18 mm→12 mm,精軋終軋溫度為890～910 ℃,隨后進行“弛豫-層流冷卻-空冷”的三段式冷卻,利用JmatPro模擬了試驗鋼的連續冷卻轉變(CCT)曲線,如圖2所示。根據曲線確定了冷速,并分別將開冷溫度和終冷溫度作為自變量,具體控冷工藝如表4所示。

表4 試驗鋼的控冷工藝參數Table 4 Controlled cooling process parameters of the tested steel

圖2 JmatPro模擬的試驗鋼CCT曲線Fig.2 CCT curve of the tested steel simulated by JmatPro

利用線切割機沿試驗鋼的軋向與法向(RD-ND)截面取樣,試樣尺寸為4 mm×6 mm×3 mm,經240～2000目的砂紙研磨拋光后用4%(體積分數)硝酸酒精溶液侵蝕,在光學顯微鏡(OM)和ZEISS場發射掃描電鏡(SEM)下對其顯微組織和夾雜物進行觀察,并對夾雜物進行EDS能譜分析,利用image pro plus和matlab-linecut軟件對試驗鋼的相比例和鐵素體平均晶粒尺寸進行統計,其中晶粒尺寸根據GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測定法》測得。試樣的顯微硬度通過HV-1000Z顯微維氏硬度計測量,加載載荷為500 N,保載時間10 s。根據GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》制備V型缺口沖擊試樣,試樣尺寸為55 mm×10 mm×10 mm,試樣沖擊前在-60 ℃保溫10 min。按照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分:室溫試驗方法》,以及NK船級社對高延性船板鋼性能檢測的要求,對試驗鋼進行A5比例試樣全厚度拉伸試驗,試樣具體尺寸如圖3所示。

圖3 全厚度A5比例拉伸試樣示意圖Fig.3 Schematic diagram of full thickness A5 proportional tensile specimen

2 試驗結果與分析

2.1 夾雜物分析

通過掃描電鏡的INCA-Feature夾雜物自動分析軟件,對試驗鋼進行了夾雜物種類和數量分析,由表5可知,試驗鋼單位面積夾雜物數量為37,試驗鋼中夾雜物類型和各類夾雜物的數量百分比如圖4所示。試驗鋼中的夾雜物以MC型夾雜物和CaS為主,兩種夾雜物約占60%以上,同時存在部分Fe-O化合物、Al-O化合物以及Ti的夾雜,除此之外還有極少量的CaO、Cr2O3和球狀硫化物。試驗鋼中夾雜物的形貌及能譜分析如圖5所示,夾雜物尺寸較小,幾何尺寸一般為1～3 μm,由能譜分析結果可知,圖5(a)中邊界彎曲的夾雜物為nFeO·mMnO·pSiO2+CaO·Al2O3的復合夾雜;圖5(c)中薄膜片狀夾雜物為(Mn,Fe)S+TiN+MgO+CaO·Al2O3的復合夾雜;圖5(e)中圓形顆粒夾雜物為FeO+CaO+Al2O3的復合夾雜。

表5 試驗鋼夾雜物統計結果Table 5 Statistical results of inclusions in the tested steel

圖4 試驗鋼的夾雜物種類及數量Fig.4 Type and quantity of inclusions in the tested steel

2.2 控冷工藝對顯微組織的影響

圖6為不同控冷工藝下試驗鋼的顯微組織,并對每組試驗鋼進行了相比例和鐵素體(F)平均晶粒尺寸的統計,結果如圖7所示。從圖6(a～c)可以看到,當開冷溫度為830 ℃時,不同終冷溫度下組織均為鐵素體+珠光體(P)+貝氏體,鐵素體平均晶粒尺寸在7～10 μm。終冷溫度從650 ℃降至600 ℃,軟硬相的比例基本不變,但部分珠光體轉變為粒狀貝氏體(GB),由于片狀珠光體為硬脆相,相比于沿鐵素體晶界分布的粒狀貝氏體對塑性不利,且粒狀貝氏體中的M/A島顆粒起到了第二相強化和彌散強化的作用[13];終冷溫度降至550 ℃,軟相鐵素體含量顯著降低,軟硬相比例接近1∶1,且組織中開始出現板條貝氏體(LB),板條貝氏體中的M/A島顆粒軸比較大,與板條鐵素體大致平行排列,聚集了大量高密度位錯,變形過程中容易造成位錯塞積,限制位錯的滑移,使鋼的塑性顯著降低[14-15]。

圖6 不同控冷工藝下試驗鋼的顯微組織開冷溫度:(a～c)830 ℃;(d～f)740 ℃ 終冷溫度:(a,d)650 ℃;(b,e)600 ℃;(c,f)550 ℃Fig.6 Microstructure of the tested steels under different controlled cooling processes Initial cooling temperature: (a-c) 830 ℃; (d-f) 740 ℃ Final cooling temperature: (a, d) 650 ℃; (b, e) 600 ℃; (c, f) 550 ℃

圖7 不同控冷工藝下試驗鋼的相比例及鐵素體平均晶粒尺寸Fig.7 Phase ratio and average grain size of ferrite of the tested steel under different controlled cooling processes

由圖6(d～f)可知,當開冷溫度為740 ℃時,在650和600 ℃終冷得到的是準多邊形鐵素體+片狀珠光體組織,而550 ℃終冷時組織為鐵素體+珠光體+部分長軸比的粒狀貝氏體。經過較長時間的弛豫過程,鐵素體晶粒充分形核長大,平均晶粒尺寸為16～18 μm。隨著終冷溫度的降低,軟相鐵素體的比例逐漸減小,由圖8(a～c)可知,當終冷溫度從650 ℃降至600 ℃時,珠光體片層間距減小,片層間距Sp從325.0 nm縮短至179.2 nm,當終冷溫度繼續降至550 ℃時,珠光體發生退化,片層間距增大至554.4 nm。這是因為隨著終冷溫度降低,即快冷時間的延長,在珠光體轉變過程中平均冷速增大,過冷度降低,珠光體片層間距Sp和過冷度ΔT之間的關系為:

圖8 開冷溫度740 ℃、不同終冷溫度下試驗鋼的珠光體片層間距Fig.8 Lamellar spacing of pearlite of the tested steels at different final cooling temperatures and initial cooling temperature of 740 ℃(a) 650 ℃; (b) 600 ℃; (c) 550 ℃

(1)

式中:k=8.02×103。因此適當提高快冷時的冷速或延長快冷時間,可以使珠光體開始轉變溫度降低,過冷度增大,Fe的自擴散以及C在奧氏體中的擴散速率減小,原子很難遷移較大距離,片層間距減小,會使珠光體的強度和硬度增大[16-17]。但當終冷溫度過低,低至貝氏體轉變區間時,珠光體會發生退化,珠光體片層中的滲碳體顆粒的軸比開始逐漸減小,會使珠光體的硬度和鋼的伸長率有所下降,退化嚴重時甚至開始產生粒狀貝氏體,部分粒狀貝氏體的存在會彌補片層間距增大對強度產生的不利影響[18-19]。

2.3 控冷工藝對力學性能及顯微硬度的影響

表6為不同控冷工藝下試驗鋼的力學性能。當開冷溫度分別為830和740 ℃時,隨著終冷溫度的降低,屈服強度和抗拉強度逐漸升高,伸長率則先升高后降低,且強度和伸長率均在終冷溫度從600 ℃降至550 ℃的范圍內顯著變化。當終冷溫度一定時,隨著開冷溫度從830 ℃降至740 ℃,即隨著弛豫時間的延長,強度有不同程度的降低,伸長率均提高了5%左右。從表6可以看到,6組試驗鋼都具有較好的低溫沖擊性能,-60 ℃測得的沖擊吸收能量均>260 J。根據NK船級社指南可知,1號和6號試驗鋼滿足FH32-HD35的要求,而2號和5號試驗鋼分別滿足FH36-HD50和FH32-HD50的要求。

表6 不同控冷工藝下試驗鋼的力學性能Table 6 Mechanical properties of the tested steel under different controlled cooling processes

圖9為不同控冷工藝下試驗鋼中鐵素體和珠光體的顯微硬度及硬度差。當開冷溫度一定時,隨著終冷溫度的降低,鐵素體硬度變化不大,而珠光體硬度及兩相硬度差均先增大后減小,且當終冷溫度為550 ℃時珠光體硬度相對于650和600 ℃時有明顯減小。當終冷溫度一定時,隨著開冷溫度降低,即弛豫時間的延長,珠光體硬度沒有明顯變化,但鐵素體硬度顯著減小,兩相硬度差增大。在弛豫過程中,先共析鐵素體開始形核并長大,在鐵素體形核和生長過程中,不斷向周圍的奧氏體晶粒排出C原子,形成貧溶質區與富溶質區,使得鐵素體晶粒內部的C含量降低,晶粒內部的滲碳體顆粒減少,整體硬度有所減小[20]。在拉伸過程中,鐵素體晶粒也更容易優先發生屈服,屈強比的降低也有利于伸長率的提高。

圖9 不同控冷工藝下試驗鋼的顯微硬度Fig.9 Microhardness of the tested steel under different controlled cooling processes

3 結論

1) 當終冷溫度一定時,隨著開冷溫度的降低,即弛豫時間的延長,鐵素體會更早地產生屈服,平均晶粒尺寸由7～10 μm增大至16～18 μm,軟相鐵素體與硬相珠光體或貝氏體的比例增大,且更容易在鐵素體晶界處獲得片狀珠光體,粒狀貝氏體含量顯著降低,整體伸長率有所升高,但強度富余量大幅減少。

2) 當開冷溫度一定時,隨著終冷溫度的降低,珠光體片層間距先減小后增大,組織中存在的貝氏體含量逐漸增多,形貌逐漸由粒狀貝氏體轉變為板條狀貝氏體,使得強度一直有所提高,但伸長率在600 ℃達到峰值后顯著降低。

3) 試驗鋼熱軋后在830 ℃開冷,當終冷溫度從650 ℃降至600 ℃時,強度級別由FH32升至FH36,A5伸長率分別為30.1%和32.4%,分別符合FH32-HD50和FH36-HD50的標準;當熱軋后弛豫至740 ℃開冷,終冷溫度從600 ℃降至550 ℃時,強度均為FH32級,A5伸長率分別為37.0%和29.0%,分別符合FH32-HD50和FH32-HD35的要求。試驗鋼在-60 ℃時的沖擊吸收能量均大于260 J,沖擊性能優異。