DQ-T工艺对1000 MPa级高强钢组织和性能的影响

王 毅, 韩 杰, 刘 超, 邓玲蕊, 李 辉, 许荣昌

(1. 山东钢铁股份有限公司 山钢研究院, 山东 济南 271100;2. 山东理工大学 材料科学与工程学院, 山东 淄博 255000)

高强钢产品在市场上应用颇为广泛,在工程机械、汽车制造、船舶、石油管线、电力、建筑等行业用量日益增大[1-3]。高强韧度、优异的焊接性能以及简化的生产方式、节约的合金设计,是人们在高强钢设计生产和应用过程中的主要诉求。

控制轧制和控制冷却技术是世界公认的最主要的钢铁生产技术,对生产高品质钢铁产品具有重要意义[4-5]。直接淬火-回火工艺(Direct quenching-tempering,DQ-T)是将钢板轧制后快速冷却到室温,避免铁素体和珠光体相变,得到贝氏体、马氏体等组织,随后进行不同温度回火获得相应力学性能产品的生产工艺[6-8]。DQ-T工艺一般用于高强钢生产,该工艺能充分发挥固溶合金元素对淬透性的有利作用,大量节约了能源和合金元素的使用,降低了碳当量,有利于焊接工艺的制定,简化了生产流程,控制手段方便,提高生产效率,并且产品综合使用性能优异,在目前钢厂的实际生产中得到广泛应用,发展前景十分广阔[9-11]。

近年来,国内部分钢铁企业已开展了高强钢直接淬火-回火工艺的研究和工业化应用,但大多数是针对800 MPa级别以下的高强钢,并实现了稳定供货,且性能优良;而针对1000 MPa级及以上高强钢直接淬火-回火工艺的研究却鲜有报道,基本上采用的都是离线调质热处理工艺。本文设计了一种1000 MPa级高强度钢的化学成分和在线淬火工艺,并系统研究了回火制度对试验钢微观组织演变和力学性能的影响及强韧化机理,旨在为其工业化稳定生产提供一定的理论依据。

1 试验材料与方法

试验钢化学成分如表1所示。

表1 试验钢的化学成分(质量分数,%)

试验钢随炉加热至1200 ℃,保温30 min后进行两阶段控制轧制,轧后在850 ℃直接淬火至室温,试验方案如图1所示。设计11道次轧制工艺,其中前5道次为再结晶区控轧,后6道次为未再结晶控轧,第二阶段开轧温度设定为950 ℃,坯料尺寸为100 mm×100 mm×100 mm,终轧厚度为8 mm。

图1 直接淬火-回火(DQ-T)工艺示意图Fig.1 Scheme of direct quenching and tempering (DQ-T) process

轧制冷却完成后,将淬火态试验钢板在箱式电阻加热炉中进行回火试验,分别随炉加热至250、350、400、450、500、600 ℃,回火保温30 min后出炉空冷至室温。拉伸试验在CMT5105微机控制电子万能试验机上进行,利用HV-50A维氏硬度计(硬度载荷砝码30 kg)测试试样表面硬度。

切料取样、镶嵌、研磨、抛光,并用4%(体积分数)硝酸酒精溶液腐蚀抛光面,在Leica光学显微镜下进行组织表征。将试样打磨至50 μm厚度后进行电解双喷,在Tecnai F30透射电镜下进行精细微观组织的表征。

2 试验结果与讨论

2.1 回火温度对力学性能的影响

图2为试验钢维氏硬度与回火温度的关系。由图2可知,随回火温度的上升,试验钢的硬度显著下降,整体的下降趋势可分为3个阶段(h代表hardness),即Ⅰh阶段(室温～350 ℃)、Ⅱh阶段(350～500 ℃)和Ⅲh阶段(500～600 ℃以上)。Ⅰh阶段,试验钢的硬度随回火温度的上升下降较慢,将近350 ℃的温差,硬度变化不超过35 HV30;Ⅱh阶段,硬度下降迅速,尤其是在350～500 ℃之间,硬度迅速下降了62 HV30;第Ⅲh阶段,硬度基本上处于稳定状态,随回火温度的继续上升,硬度变化不明显。

图2 不同回火温度下试验钢的维氏硬度Fig.2 Vickers hardness of the tested steels tempered at different temperatures

图3为试验钢强度随回火温度的变化规律。由图3可知,可将强度的变化划分为3个主要区域(σ代表强度):Ⅰσ阶段(室温～350 ℃)、Ⅱσ阶段(350～500 ℃)、Ⅲσ阶段(500 ℃以上)。Ⅰσ阶段内,抗拉强度呈现缓慢下降趋势,而屈服强度却有一定的上升,屈服强度在250～400 ℃之间存在峰值,屈强比上升明显;Ⅱσ阶段内,屈服强度和抗拉强度均出现大范围的下降,且抗拉强度的下降更为明显,引起屈强比的攀升;Ⅲσ阶段内,抗拉强度和屈服强度的变化趋于缓和,屈服强度下降态势较抗拉强度略微加强,两者差别甚小,引起极高的屈强比(0.98以上)。

图3 试验钢强度与回火温度的关系Fig.3 Relationship between strength of the tested and tempering temperture

如图4所示,随回火温度的上升,试验钢在250 ℃附近伸长率低。随回火温度继续上升,伸长率不断提高,塑性得到改善。当回火温度为250 ℃时,强度值最高,塑性最低(伸长率A≈12%);当回火温度达到500 ℃时,伸长率可达到15%以上。

图4 试验钢伸长率与回火温度的关系Fig.4 Relationship between elongation of the tested steel and tempering temperature

2.2 回火温度对微观组织的影响

直接淬火后,试验钢组织主要为马氏体,如图5(a)所示,原奥氏体晶粒沿轧制方向压扁,晶内马氏体板条清晰可见。图5(b)为试验钢250 ℃回火后的显微组织,板条依然清晰存在,基本维持着淬火态形貌,未发现明显的碳化物析出,理论上,这一阶段马氏体组织经历了时效后的低温回火阶段,形成和马氏体板条具有共格或半共格关系的碳化物,该类碳化物细小且与基体差异不大,故难以腐蚀和观察,在TEM下可观察到如图6(a)所示的析出物,板条间的碳化物尺寸可达20 nm。图5(c)为试验钢350 ℃回火后的显微组织,此时依然可分辨出板条形貌,同时可看到有较多的碳化物析出。马氏体为C的过饱和间隙固溶体,该组织与稳态组织铁素体/渗碳体(α+θ-Cementite)存在着很大的自由焓,有向铁素体/渗碳体转变的潜力,在该温度附近转变过程中会形成ε-碳化物,并会继续向θ-碳化物转变[12],这些黑色碳化物表明马氏体已较明显地发生回火行为。图5(d)为试验钢450 ℃回火后的显微组织,马氏体(或贝氏体)板条状形貌依然存在,有较大面积的区域板条形貌变得模糊不清,黑色点状碳化物略见增多,甚至有粗化迹象,但总体和350 ℃回火后显微组织区别不大。在450 ℃下回火,如图6(b)所示,θ-渗碳体(Fe3C)与基体依然保持着一定的位向关系,且在此温度下无明显的合金元素析出物,如图6(c)所示,部分位置的碳化物粗化并球化,尺寸可达150 nm以上,长大趋势明显,此时的组织为回火屈氏体。图5(e)为试验钢500 ℃回火后的显微组织,发现点状碳化物普遍存在,难以分辨清楚板条的存在,只能依稀看到原始板条形貌,仔细辨别可看到原奥氏体晶界,如图6(e)所示。这与前面各个回火温度下的显微组织有显著不同。图5(f)为试验钢600 ℃回火后的显微组织,此时,板条内位错大量消失,板条甚至出现类似再结晶现象,出现新的块状的铁素体晶粒,碳化物进一步粗化,大多均匀地分布在铁素体(包括板条和块状两种形貌)边界上,为回火索氏体,如图6(d)所示。这些细小的块状铁素体亚晶由马氏体板条回复再结晶产生,也能起到有效的细化强化作用[13]。较大范围的板条逐渐消亡,取向一致或者相近的板条组成一个个晶粒,板条之间的差异更加弱化,可很明显地看到,在这些基体上存在很多较大的碳化物,这些碳化物已经长成为明显的渗碳体粒子,图6(e)中一些尺寸较大的棒状碳化物甚至发生了熔断并有球化现象[14]。该回火温度下仍然存在大量的板条组织,回火过程的进度在基体内部是不均匀的、不彻底的,如图6(f)所示。回火较明显的区域类似孤岛一样分布在基体上,板条边界模糊甚至消失,周围依然有较清晰的板条形貌。

图6 不同温度回火后试样的TEM照片Fig.6 TEM images of the specimens tempered at different temperatures(a) 250 ℃; (b,c) 450 ℃; (d-f) 600 ℃

影响材料塑性的因素很多,包括化学成分、组织结构、应力状态等。室温下马氏体组织内部存在大量的位错亚结构,这些位错中含有一定量的可动位错,能够缓解局部应力集中,从而降低微裂纹形成的可能性,从而能使材料获得较大的均匀塑性变形,另一方面,一般低碳马氏体钢中能保持较少的残留奥氏体,这种高韧性能够阻止已产生的裂纹继续扩展,对塑性变形有利。当回火温度达到200～300 ℃时,残留奥氏体稳定性下降、发生分解引起塑性降低。随着回火温度的继续上升,当温度分别达到450、600 ℃时,析出碳化物粗化、球化,弥散程度降低,如图7所示,位错的运动形成位错网格,位错可移动距离增大,同时,在更高的温度下马氏体板条发生再结晶软化,这些内在的软化过程都促进了塑性的提高[15]。

图7 试验钢回火过程中产生的位错网格Fig.7 Dislocation grid of the tested steel in tempered at different temperatures(a) 450 ℃; (b) 600 ℃

3 结论

1) 随回火温度的升高,试验钢硬度和抗拉强度整体下降趋势可分为3个阶段:缓慢下降的Ⅰσ阶段(室温～350 ℃)、快速下降的Ⅱσ阶段(350～500 ℃)和基本稳定的Ⅲσ阶段(500 ℃以上),屈服强度在250～400 ℃之间存在峰值,屈强比上升明显;回火温度达到500 ℃时,伸长率可达到15%以上。

2) 在850 ℃终轧(随即淬火)可获得较好的强度和韧性,随回火温度的升高,基体经历碳化物析出、长大、球化等过程,350～450 ℃回火30～60 min,可获得良好的强韧性组合,达到1000 MPa高强钢的性能指标。

3) 马氏体组织内部存在大量的位错亚结构,其中可动位错能缓解局部应力集中,降低微裂纹形成可能性,从而使材料获得较大的均匀塑性变形。