DQ-T工藝對1000 MPa級高強鋼組織和性能的影響

王 毅, 韓 杰, 劉 超, 鄧玲蕊, 李 輝, 許榮昌

(1. 山東鋼鐵股份有限公司 山鋼研究院, 山東 濟南 271100;2. 山東理工大學 材料科學與工程學院, 山東 淄博 255000)

高強鋼產(chǎn)品在市場上應用頗為廣泛,在工程機械、汽車制造、船舶、石油管線、電力、建筑等行業(yè)用量日益增大[1-3]。高強韌度、優(yōu)異的焊接性能以及簡化的生產(chǎn)方式、節(jié)約的合金設計,是人們在高強鋼設計生產(chǎn)和應用過程中的主要訴求。

控制軋制和控制冷卻技術是世界公認的最主要的鋼鐵生產(chǎn)技術,對生產(chǎn)高品質(zhì)鋼鐵產(chǎn)品具有重要意義[4-5]。直接淬火-回火工藝(Direct quenching-tempering,DQ-T)是將鋼板軋制后快速冷卻到室溫,避免鐵素體和珠光體相變,得到貝氏體、馬氏體等組織,隨后進行不同溫度回火獲得相應力學性能產(chǎn)品的生產(chǎn)工藝[6-8]。DQ-T工藝一般用于高強鋼生產(chǎn),該工藝能充分發(fā)揮固溶合金元素對淬透性的有利作用,大量節(jié)約了能源和合金元素的使用,降低了碳當量,有利于焊接工藝的制定,簡化了生產(chǎn)流程,控制手段方便,提高生產(chǎn)效率,并且產(chǎn)品綜合使用性能優(yōu)異,在目前鋼廠的實際生產(chǎn)中得到廣泛應用,發(fā)展前景十分廣闊[9-11]。

近年來,國內(nèi)部分鋼鐵企業(yè)已開展了高強鋼直接淬火-回火工藝的研究和工業(yè)化應用,但大多數(shù)是針對800 MPa級別以下的高強鋼,并實現(xiàn)了穩(wěn)定供貨,且性能優(yōu)良;而針對1000 MPa級及以上高強鋼直接淬火-回火工藝的研究卻鮮有報道,基本上采用的都是離線調(diào)質(zhì)熱處理工藝。本文設計了一種1000 MPa級高強度鋼的化學成分和在線淬火工藝,并系統(tǒng)研究了回火制度對試驗鋼微觀組織演變和力學性能的影響及強韌化機理,旨在為其工業(yè)化穩(wěn)定生產(chǎn)提供一定的理論依據(jù)。

1 試驗材料與方法

試驗鋼化學成分如表1所示。

表1 試驗鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù),%)

試驗鋼隨爐加熱至1200 ℃,保溫30 min后進行兩階段控制軋制,軋后在850 ℃直接淬火至室溫,試驗方案如圖1所示。設計11道次軋制工藝,其中前5道次為再結(jié)晶區(qū)控軋,后6道次為未再結(jié)晶控軋,第二階段開軋溫度設定為950 ℃,坯料尺寸為100 mm×100 mm×100 mm,終軋厚度為8 mm。

圖1 直接淬火-回火(DQ-T)工藝示意圖Fig.1 Scheme of direct quenching and tempering (DQ-T) process

軋制冷卻完成后,將淬火態(tài)試驗鋼板在箱式電阻加熱爐中進行回火試驗,分別隨爐加熱至250、350、400、450、500、600 ℃,回火保溫30 min后出爐空冷至室溫。拉伸試驗在CMT5105微機控制電子萬能試驗機上進行,利用HV-50A維氏硬度計(硬度載荷砝碼30 kg)測試試樣表面硬度。

切料取樣、鑲嵌、研磨、拋光,并用4%(體積分數(shù))硝酸酒精溶液腐蝕拋光面,在Leica光學顯微鏡下進行組織表征。將試樣打磨至50 μm厚度后進行電解雙噴,在Tecnai F30透射電鏡下進行精細微觀組織的表征。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 回火溫度對力學性能的影響

圖2為試驗鋼維氏硬度與回火溫度的關系。由圖2可知,隨回火溫度的上升,試驗鋼的硬度顯著下降,整體的下降趨勢可分為3個階段(h代表hardness),即Ⅰh階段(室溫～350 ℃)、Ⅱh階段(350～500 ℃)和Ⅲh階段(500～600 ℃以上)。Ⅰh階段,試驗鋼的硬度隨回火溫度的上升下降較慢,將近350 ℃的溫差,硬度變化不超過35 HV30;Ⅱh階段,硬度下降迅速,尤其是在350～500 ℃之間,硬度迅速下降了62 HV30;第Ⅲh階段,硬度基本上處于穩(wěn)定狀態(tài),隨回火溫度的繼續(xù)上升,硬度變化不明顯。

圖2 不同回火溫度下試驗鋼的維氏硬度Fig.2 Vickers hardness of the tested steels tempered at different temperatures

圖3為試驗鋼強度隨回火溫度的變化規(guī)律。由圖3可知,可將強度的變化劃分為3個主要區(qū)域(σ代表強度):Ⅰσ階段(室溫～350 ℃)、Ⅱσ階段(350～500 ℃)、Ⅲσ階段(500 ℃以上)。Ⅰσ階段內(nèi),抗拉強度呈現(xiàn)緩慢下降趨勢,而屈服強度卻有一定的上升,屈服強度在250～400 ℃之間存在峰值,屈強比上升明顯;Ⅱσ階段內(nèi),屈服強度和抗拉強度均出現(xiàn)大范圍的下降,且抗拉強度的下降更為明顯,引起屈強比的攀升;Ⅲσ階段內(nèi),抗拉強度和屈服強度的變化趨于緩和,屈服強度下降態(tài)勢較抗拉強度略微加強,兩者差別甚小,引起極高的屈強比(0.98以上)。

圖3 試驗鋼強度與回火溫度的關系Fig.3 Relationship between strength of the tested and tempering temperture

如圖4所示,隨回火溫度的上升,試驗鋼在250 ℃附近伸長率低。隨回火溫度繼續(xù)上升,伸長率不斷提高,塑性得到改善。當回火溫度為250 ℃時,強度值最高,塑性最低(伸長率A≈12%);當回火溫度達到500 ℃時,伸長率可達到15%以上。

圖4 試驗鋼伸長率與回火溫度的關系Fig.4 Relationship between elongation of the tested steel and tempering temperature

2.2 回火溫度對微觀組織的影響

直接淬火后,試驗鋼組織主要為馬氏體,如圖5(a)所示,原奧氏體晶粒沿軋制方向壓扁,晶內(nèi)馬氏體板條清晰可見。圖5(b)為試驗鋼250 ℃回火后的顯微組織,板條依然清晰存在,基本維持著淬火態(tài)形貌,未發(fā)現(xiàn)明顯的碳化物析出,理論上,這一階段馬氏體組織經(jīng)歷了時效后的低溫回火階段,形成和馬氏體板條具有共格或半共格關系的碳化物,該類碳化物細小且與基體差異不大,故難以腐蝕和觀察,在TEM下可觀察到如圖6(a)所示的析出物,板條間的碳化物尺寸可達20 nm。圖5(c)為試驗鋼350 ℃回火后的顯微組織,此時依然可分辨出板條形貌,同時可看到有較多的碳化物析出。馬氏體為C的過飽和間隙固溶體,該組織與穩(wěn)態(tài)組織鐵素體/滲碳體(α+θ-Cementite)存在著很大的自由焓,有向鐵素體/滲碳體轉(zhuǎn)變的潛力,在該溫度附近轉(zhuǎn)變過程中會形成ε-碳化物,并會繼續(xù)向θ-碳化物轉(zhuǎn)變[12],這些黑色碳化物表明馬氏體已較明顯地發(fā)生回火行為。圖5(d)為試驗鋼450 ℃回火后的顯微組織,馬氏體(或貝氏體)板條狀形貌依然存在,有較大面積的區(qū)域板條形貌變得模糊不清,黑色點狀碳化物略見增多,甚至有粗化跡象,但總體和350 ℃回火后顯微組織區(qū)別不大。在450 ℃下回火,如圖6(b)所示,θ-滲碳體(Fe3C)與基體依然保持著一定的位向關系,且在此溫度下無明顯的合金元素析出物,如圖6(c)所示,部分位置的碳化物粗化并球化,尺寸可達150 nm以上,長大趨勢明顯,此時的組織為回火屈氏體。圖5(e)為試驗鋼500 ℃回火后的顯微組織,發(fā)現(xiàn)點狀碳化物普遍存在,難以分辨清楚板條的存在,只能依稀看到原始板條形貌,仔細辨別可看到原奧氏體晶界,如圖6(e)所示。這與前面各個回火溫度下的顯微組織有顯著不同。圖5(f)為試驗鋼600 ℃回火后的顯微組織,此時,板條內(nèi)位錯大量消失,板條甚至出現(xiàn)類似再結(jié)晶現(xiàn)象,出現(xiàn)新的塊狀的鐵素體晶粒,碳化物進一步粗化,大多均勻地分布在鐵素體(包括板條和塊狀兩種形貌)邊界上,為回火索氏體,如圖6(d)所示。這些細小的塊狀鐵素體亞晶由馬氏體板條回復再結(jié)晶產(chǎn)生,也能起到有效的細化強化作用[13]。較大范圍的板條逐漸消亡,取向一致或者相近的板條組成一個個晶粒,板條之間的差異更加弱化,可很明顯地看到,在這些基體上存在很多較大的碳化物,這些碳化物已經(jīng)長成為明顯的滲碳體粒子,圖6(e)中一些尺寸較大的棒狀碳化物甚至發(fā)生了熔斷并有球化現(xiàn)象[14]。該回火溫度下仍然存在大量的板條組織,回火過程的進度在基體內(nèi)部是不均勻的、不徹底的,如圖6(f)所示。回火較明顯的區(qū)域類似孤島一樣分布在基體上,板條邊界模糊甚至消失,周圍依然有較清晰的板條形貌。

圖6 不同溫度回火后試樣的TEM照片F(xiàn)ig.6 TEM images of the specimens tempered at different temperatures(a) 250 ℃; (b,c) 450 ℃; (d-f) 600 ℃

影響材料塑性的因素很多,包括化學成分、組織結(jié)構(gòu)、應力狀態(tài)等。室溫下馬氏體組織內(nèi)部存在大量的位錯亞結(jié)構(gòu),這些位錯中含有一定量的可動位錯,能夠緩解局部應力集中,從而降低微裂紋形成的可能性,從而能使材料獲得較大的均勻塑性變形,另一方面,一般低碳馬氏體鋼中能保持較少的殘留奧氏體,這種高韌性能夠阻止已產(chǎn)生的裂紋繼續(xù)擴展,對塑性變形有利。當回火溫度達到200～300 ℃時,殘留奧氏體穩(wěn)定性下降、發(fā)生分解引起塑性降低。隨著回火溫度的繼續(xù)上升,當溫度分別達到450、600 ℃時,析出碳化物粗化、球化,彌散程度降低,如圖7所示,位錯的運動形成位錯網(wǎng)格,位錯可移動距離增大,同時,在更高的溫度下馬氏體板條發(fā)生再結(jié)晶軟化,這些內(nèi)在的軟化過程都促進了塑性的提高[15]。

圖7 試驗鋼回火過程中產(chǎn)生的位錯網(wǎng)格Fig.7 Dislocation grid of the tested steel in tempered at different temperatures(a) 450 ℃; (b) 600 ℃

3 結(jié)論

1) 隨回火溫度的升高,試驗鋼硬度和抗拉強度整體下降趨勢可分為3個階段:緩慢下降的Ⅰσ階段(室溫～350 ℃)、快速下降的Ⅱσ階段(350～500 ℃)和基本穩(wěn)定的Ⅲσ階段(500 ℃以上),屈服強度在250～400 ℃之間存在峰值,屈強比上升明顯;回火溫度達到500 ℃時,伸長率可達到15%以上。

2) 在850 ℃終軋(隨即淬火)可獲得較好的強度和韌性,隨回火溫度的升高,基體經(jīng)歷碳化物析出、長大、球化等過程,350～450 ℃回火30～60 min,可獲得良好的強韌性組合,達到1000 MPa高強鋼的性能指標。

3) 馬氏體組織內(nèi)部存在大量的位錯亞結(jié)構(gòu),其中可動位錯能緩解局部應力集中,降低微裂紋形成可能性,從而使材料獲得較大的均勻塑性變形。