海工用低合金高強鋼厚板的組織與力學性能

崔樹剛, 史長鑫, 谷國超, 許文花, 呂宇鵬

(1. 山東大學 材料科學與工程學院, 山東 濟南 250061;2. 山東大學 材料液固結構演變與加工教育部重點實驗室, 山東 濟南 250061)

海洋資源開發是具備巨大潛力的能源發展方向,具有重要的經濟地位。隨著海洋強國戰略的提出,海工裝備對低合金鋼板的需求進一步增加[1-2]。為滿足我國海工裝備的產品向著大型化、高層化、復雜化發展,對海洋工程用特厚鋼板的厚度與各項性能提出了更高的要求[3]。尤其是海洋平臺樁腿、升降齒條等關鍵部件,需用到厚度達127～256 mm的高強或超高強鋼板[4]。

對于中厚、特厚鋼板而言,顯微組織與力學性能在厚度方向上的均勻性問題,是高強鋼寬厚板在生產與應用中面臨的最重要的問題之一。厚板的組織均勻性主要由連鑄偏析、軋制變形量以及熱處理過程決定[5]。目前,生產實際中,除了在冶煉中嚴格控制夾雜物,并配合Nb、V、Ti等元素微合金化的手段以外,在軋鋼過程中也多采取控軋控冷或軋后熱處理以確保厚板顯微組織與力學性能的均勻性[6-8]。鋼板控制軋制是通過控制板坯的變形量與軋制溫度,并調控微合金元素的析出,以細化鋼板的顯微組織。例如,Eman等[9]通過不同的控軋工藝研究了控軋控冷策略對低碳鋼微觀結構細化的影響,并闡明了應變誘導鐵素體相變是鐵素體細化的主要機制。Xiong等[10]報道,在控軋控冷過程中,低碳鋼板中的Nb比V、Ti更能有效地延緩奧氏體晶粒的長大,從而減小晶粒尺寸。然而,由于特厚鋼板過厚,在控制軋制過程中,軋制變形難以傳遞至板坯心部,從而使得心部變形量不足,細化組織的效果并不明顯,影響厚鋼板的質量[11]。相關研究表明,控軋控冷后加入回火步驟可以減輕鋼板的不均勻性,并且兼具低成本和高效率的特點[12]。從多相控制的角度來看,多相微觀結構有利于提高裂紋的起始能量和擴展能量,從而提高低合金高強鋼的低溫韌性[13]。因此,對于厚板來說,對沿厚度方向的組織進行研究,包括微觀組織及第二相的分布和均勻性,對開發具有理想性能的厚鋼板具有重要的理論指導意義。

本文的主要目的是采用控軋控冷+600 ℃回火0.5 h的工藝生產出420 MPa級80 mm厚低合金高強鋼,并沿板厚方向取樣,研究其顯微組織與力學性能隨厚度方向的變化規律,并闡明其微觀結構演變和微觀結構-性能關系?；诶煸囼炂陂g鐵素體晶粒的變形行為,說明多相微觀結構對變形的響應特征。

1 試驗材料及方法

試驗鋼的化學成分如表1所示。采用控軋控冷技術,在4300 mm寬厚板生產線上通過連鑄連軋工藝軋制出厚度(t)為80 mm的厚板,工藝路線如圖1所示。厚板連鑄后,加熱至1190 ℃均溫2 h,而后粗軋成160 mm厚中間坯,且最后三道次粗軋壓下量均大于20%。精軋開軋溫度為860 ℃,終軋溫度為820 ℃,將中間坯軋制至厚度為80 mm。采取加速冷卻工藝(ACC),快速冷卻后,在600 ℃保溫0.5 h。

圖1 軋制工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of the rolling process

表1 試驗鋼板的化學成分(質量分數,%)

利用線切割從試驗鋼板的不同厚度(表面,t/8、t/4、3t/8、t/2)上取金相樣品,經過依次打磨拋光后,用4%的硝酸酒精溶液進行腐蝕,利用Nikon光學顯微鏡及Hitachi SU-70掃描電鏡觀察試樣的顯微組織。依據GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測定方法》測定晶粒平均尺寸。利用FEI Tecnai Remote TCPIP透射電鏡觀察鋼板不同位置試樣經過回火后的納米析出相形貌及分布。依據GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分:室溫試驗方法》測定拉伸性能,板狀拉伸試樣尺寸及取樣位置如圖2所示。采用Zwick Z250SNS 拉伸試驗機,以2 mm/min的速率進行拉伸試驗。將拉伸后的斷口沿中軸線剖開,利用電子背散射衍射技術(EBSD)觀察斷口附近的晶粒取向變化及微孔洞的產生情況,步長設置為0.2 μm,電壓為20 kV。

圖2 拉伸試樣尺寸(a)及取樣位置(b)示意圖Fig.2 Schematic diagram of the tensile specimens(a) and sampling locations(b)

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織演變

鋼板不同厚度位置的光鏡與掃描電鏡所反映出的顯微組織如圖3所示。從圖3中可以看出,420 MPa級高強度低合金寬厚板回火后的顯微組織主要以貝氏體與鐵素體為主。在鋼板的表面處(圖3(a,b)),顯微組織主要以貝氏體為主(LB為板條貝氏體,GB為粒狀貝氏體),伴隨有極少量的多邊形鐵素體(PF)。在厚度t/8處(圖3(c,d)),顯微組織較表面處并無顯著變化。隨著距離表面深度的增加,在厚度t/4處(圖3(e,f)),顯微組織突然轉變為以多邊形鐵素體為主,且鐵素體顆粒間析出了大量的碳化物。而在厚度t/2處,組織中又出現了少量貝氏體形態的組織。利用測量面積占比的方法,測算出鋼板各位置處的貝氏體體積分數(另補充了厚度3t/16處數據),如表2所示。從表2中可以發現,鐵素體與貝氏體的比例在距離表面10～20 mm的區域內發生較為劇烈的變化,距離表面距離越遠,貝氏體體積分數越小。眾所周知,形成貝氏體通常比形成鐵素體需要更快的冷卻速率。而冷卻速率在鋼板的厚度方向上呈現出指數衰減的規律,說明在厚板軋制過程中,冷卻速率因素主要影響著鋼板的組織類型轉變[14],即對于厚鋼板而言,厚度方向的組織變化主要受到冷卻速率的控制,因此才使得相比例在厚度方向上的分布趨勢與冷卻速率的分布趨勢一致。值得注意的是,依據文獻[15]中的計算,在850～550 ℃開始冷卻的溫度區間內,冷卻速率與距表面的距離呈現指數規律,其結果反應了3t/8時的冷卻速率并不明顯高于t/2時的冷卻速率。由于在連鑄連軋過程中,厚板中心會存在碳偏析[16],在一定的冷卻速度下,碳元素的富集更有利于貝氏體的形成[17],從而導致t/2時的貝氏體分數略高于3t/8。

表2 鋼板各位置處的貝氏體體積分數

由截線法統計出的不同厚度處的平均晶粒尺寸如表3所示。鋼板的平均晶粒尺寸分布在6～10 μm區間,表明合金元素,如Nb、V和Ti,發揮了重要作用。Nb元素有著較為強烈的細化晶粒的作用,例如,在含Nb的低合金鋼中形成的Nb(C, N)尺寸大約為幾十納米,且很難被粗化[18],對界面移動具有明顯的拖曳作用。此外,由于Nb原子溶入鐵素體晶格后會帶來較大的晶格錯配,對鐵素體具有強烈的細化晶粒的作用。雖然鋼板的平均晶粒尺寸從表面到心部逐漸增大,然而并不明顯,表明Nb元素起到了抑制晶粒生長的作用。

表3 鋼板各位置處的晶粒尺寸

對于直接淬火的鋼板而言,一般認為貝氏體內會存在M/A島。然而,在圖3中,鐵素體板條間和晶粒內部沒有出現明顯的M/A組元,這可能是由于鋼板經TMCP后在600 ℃回火造成的。Zhou等[12]對貝氏體回火過程進行了詳細的研究,指出當回火過程的條件為600 ℃×0.5 h時,M/A島會分解為鐵素體及碳化物。M/A島的分解主要是一個碳元素再分布的過程,所以碳化物的分布與回火前的M/A島分布有一定的相關性。由于保溫時間只有0.5 h,碳化物傾向于分布在原M/A島附近,這與試驗鋼的組織分布特征十分吻合。比如,在鋼板的表面(圖3(b)),滲碳體分布在鐵素體板條之間和晶界上,而在t/2處 (圖3(j)),滲碳體則大多分布在晶界上。綜上所述,顯微組織沿厚度方向的變化與溫度、元素分布以及回火過程密切相關。

2.2 析出特征

鋼板不同位置的TEM圖如圖4所示。在厚度t/4處,Nb、Ti的析出物呈現長方形或橢圓形,且中間部分富Ti,而兩端富Nb。熱力學過程表明,在軋制過程中,析出相主要在變形過程中產生的高密度缺陷處形核長大,位錯擴散通道也為富溶質核心的形核提供了有利條件。其中,Ti的碳化物會首先析出,而Nb元素則在后續過程中以先形成的富Ti相作為形核核心,發生進一步析出長大[19]。中心處的TEM形貌(圖4(b))中有大量的滲碳體顆粒,這與SEM數據十分吻合,這些滲碳體尺寸為50～200 nm不等,以圓形或橢圓形形態析出,且大多分布在晶界附近?；鼗疬^程會促進M/A組元的分解,M/A島分解后則會在島狀物附近生成滲碳體。由圖4可知,基體中的位錯密度并不高,且仍然殘留有未完全分解的M/A島。

圖4 鋼板t/4(a)及t/2(b)處的析出相類型及形貌Fig.4 Type and morphologies of the precipitated phases at t/4(a) and t/2(b) of the steel plate

2.3 力學性能表征

試驗鋼板不同厚度位置的拉伸曲線如圖5所示。曲線表明,抗拉強度與屈服強度隨著距離表面深度的增加而降低,表面處的抗拉強度可達616 MPa,屈服強度達542 MPa,而心部的抗拉強度僅為496 MPa,屈服強度為384 MPa。結合顯微組織可知,貝氏體相占比高的組織具有更高的強度,而鐵素體比例較高的組織則具有較好的韌性。研究表明,多相顯微組織有利于降低屈強比,以提高鋼板在服役過程中的安全性指標。

圖5 鋼板不同厚度處的應力-應變曲線Fig.5 Stress-strain curves at different thicknesses of the steel plate

沿拉伸斷口中軸線將拉伸試樣切開,拉伸斷裂處附近沿伸長方向截面的SEM和幾何必須位錯(GND)、反極圖(IPF)數據如圖6所示,圖6(a2,a3)中虛線框為擠壓破碎的鐵素體晶粒,圖6(c2,c3)中箭頭方向表示變形過程中的滑移方向。作為軟相,鐵素體在基體的協調變形中起著重要作用,其斷裂特征以韌性斷裂為主。結合圖3可以發現,滲碳體主要析出在鐵素體晶界和貝氏體-鐵素體板條之間;試驗鋼的整體顯微組織為貝氏體和鐵素體。從圖6(a1,b1,c1)可以看出,拉伸過程中形成的微孔洞主要分布在鐵素體晶界(GBs)上、貝氏體鐵素體(BF)板條之間,并在其附近伴有滲碳體。首先,由于滲碳體和鐵素體之間的界面是非共格界面,當位錯和滑移系統移動到滲碳體和鐵素體的邊界時,會存在較大的阻力。當變形繼續進行時,協調變形很難在這些地方進行,因此形成了微孔洞[20]。因此,在微孔附近會出現滲碳體。其次,除了夾雜物附近的孔,其他微孔洞是在貝氏體鐵素體(BF)板條之間或在拉長的晶界處產生。眾所周知,滑移系統在變形過程中起著關鍵作用。室溫下鐵素體的滑移系統由{110}<111>主導[21]。雖然貝氏體鐵素體和多邊形鐵素體具有相同的晶體結構,但不同的是,貝氏體鐵素體表現為板條狀,板條之間存在錯位。因此,與相同體積的多邊形鐵素體相比,貝氏體鐵素體板條的協調變形過程中,位錯運動和滑移系統必須穿過更多的界面。KAM值表示幾何必須位錯(GND)的相對密度。從圖6中可以發現,KAM值較大處主要位于斷裂晶粒(圖6(a2,a3))、貝氏體鐵素體板條之間(圖6(b2,b3))、由滑移產生的亞晶界(圖6(c2,c3))以及鐵素體晶界(圖6(c2,c3))?；凭€與晶界的交匯處易產生應力集中,這也進一步促進了微孔洞的產生。

圖6 鋼板拉伸斷口附近剖面的SEM圖(a1,b1,c1)、KAM圖(a2,b2,c2)和IPF圖(a3,b3,c3)(a1～a3)表面;(b1～b3) t/4;(c1～c3) t/2Fig.6 SEM(a1,b1,c1), KAM(a2,b2,c2) and IPF(a3,b3,c3) maps of cross-section near the tensile fracture of the steel plate(a1-a3) surface; (b1-b3) t/4; (c1-c3) t/2

3 強化機理分析

金屬材料的強韌化機制主要包括基體材料的晶格摩擦及點陣阻力、固溶強化、析出強化、細晶強化及位錯強化等。金屬材料的最終強度由這些強化機制帶來的綜合強化效果決定。本文基于420 MPa級80 mm寬厚板不同位置處的組織特征,綜合計算了各強化機制對屈服強度的影響。屈服強度與各強化機制的合成關系可用公式(1)表達[22]:

(1)

式中:σ0為點陣摩擦阻力,其值為54 MPa;σd為位錯強化的強度分量;σs為固溶強化的強度分量;σg為晶界帶來的強度分量,即細晶強化;σp為析出強化帶來的強度分量。

3.1 固溶強化

固溶強化的機制是固溶原子的彈性作用,其強化效果與固溶原子的比例有關。強固溶強化元素和弱固溶強化元素是根據溶體原子引起的晶格畸變來區分的。如鋼中的C、N等間隙固溶原子屬于強固溶強化元素,其對基體的固溶強化矢量值較高。因此,固溶強化效果可以大致用公式(2)描述[22]:

σs=4570[C]+4570[N]+83[Si]+37[Mn]+

470[P]+80[Ti+Nb]+59[Al]+

11[Mo]-30[Cr]

(2)

式中:[X]指元素的固溶含量,由于析出相基本為碳氮化物,因此要對碳元素及Nb、V、Ti元素的固溶量進行修正。而Si、Cr、Mn等其他元素可近似認為完全溶入基體中。由于鋼板在淬火后進行600 ℃回火,而600 ℃足夠使碳在微區進行重新分布。因此,采用600 ℃修正公式[22]:

lg{[Nb]×[C]}α=3.9-9930/T

(3)

lg{[Nb]×[C]}γ=2.96-7510/T

(4)

lg{[Ti]×[C]}α=4.4-9575/T

(5)

lg{[V]×[C]}α=6.72-9500/T

(6)

3.2 位錯強化

鋼中的位錯強化主要源于可動位錯在基體中運動時與其他位錯的應力場發生作用,使其運動受阻而產生強化效果。位錯強化是目前鋼材料中最有效的強化方法之一。位錯強化對屈服強度計算的影響由公式(7)給出[23]:

σd=Mαμbρ0.5

(7)

式中:σd為位錯密度對屈服應力的貢獻;α為與晶體結構相關的常數(約0.38);M為泰勒系數(對鐵素體來說,約為2);μ為剪切模量(對鐵素體來說是81 600 MPa);b為Burger矢量(對鐵素體來說是0.248×10-9m);ρ為單位面積的位錯密度(m-2)。對不同位置的鋼板進行取樣(表面、t/8、t/4、3t/8、t/2)后,對其表面進行機械拋光,并去除表面的應力層?？衫肵RD衍射數據,基于改進的Williamson-Hall方法分別計算了不同厚度的位錯密度[24]。

3.3 細晶強化

細晶強化是眾多強化機制中,能同時兼顧材料強度及韌性的強化機制。其本質是晶界的室溫強度高于晶內強度,因此晶界數量的增多既可以較大程度上阻礙位錯穿過晶界的協調變形過程,也可以很大程度上提高裂紋擴展所需的能量,從而達到同時強化及韌化的效果。其數值可以通過Hall-Petch公式進行計算[23]:

σg=kd-0.5

(8)

式中:k為常數,對于低合金高強鋼來說一般取值為17.4 MPa·mm0.5。

3.4 析出強化

第二相粒子析出后帶來的強度貢獻與粒子析出的數量和尺寸有關。析出強化的效果一般以Orowan機制為主,可用Ashby-Orowan公式進行描述[22]:

(9)

其中:d為粒子的平均尺寸,可利用TEM進行統計;f為粒子析出的體積分數,可利用元素總量=固溶量+析出量的關系計算得出。當析出相尺寸較大時,對基體強化的貢獻值十分有限,故析出強化僅進行Nb、V、Ti元素的納米級析出物的計算。

基于以上強化機制的表達式,對鋼板不同位置的計算結果數據如表4所示。從表4中可以發現,綜合強化效果與試驗結果比較接近,相對誤差小于10%。鋼板強度主要是由細晶強化及析出強化提供,其中細晶強化的絕對值最高,表明其對鋼板強度貢獻最大。由于經過了0.5 h的保溫后,基體中的位錯密度并不高,因此基體中位錯強化帶來的效果并不明顯。

表4 不同強化機制對鋼板不同厚度外的強化分量

4 結論

1) 經過TMCP后的600 ℃回火,試驗鋼的晶粒大小為6～10 μm,表面的顯微組織主要為貝氏體,而中心則主要為鐵素體。在距離表面10～20 mm處,貝氏體與鐵素體比例發生了明顯變化。顯微組織的變化主要受溫度因素控制。

2) 碳化物主要在鐵素體板條和晶界附近析出,Nb和Ti的碳化物存在著復合的沉淀現象。與t/4時相比,t/2時析出的碳化物的尺寸略有增加。

3) 抗拉強度和屈服強度隨離表面的距離減少,表面的屈服強度達到542 MPa,而在t/2時為384 MPa。斷裂類型主要是微孔聚集型斷裂,微孔洞主要產生于鐵素體板條和碳化物析出的位置之間。

4) 強化機制分析結果表明,強化機制對鋼板的組織與性能的關系有良好的反應,符合試驗結果。晶界強化是該鋼與析出強化的主要強化模式,具有較高的絕對數值。