侯志國，劉希琴，劉子利，周雙雙，田青超

（1.南京航空航天大學材料科學與技術學院，江蘇 南京 210016；2.寶山鋼鐵股份有限公司，上海 201900）

作為性能優(yōu)異的低溫鋼材料，奧氏體不銹鋼的鎳合金元素含量較高；因此其成本昂貴且主要應用于接近-196°C的深低溫工作環(huán)境中［1-4］。隨著極寒地區(qū)建筑結構用鋼、工程機械用鋼的迅速發(fā)展和海洋開發(fā)活動的持續(xù)加強，開發(fā)低成本、低溫用結構鋼成為鋼鐵材料研發(fā)的重點［5-6］。微合金化和控軋控冷（TMCP）細晶制備技術是開發(fā)低成本、低溫用高強度結構鋼的重要手段［7-12］。寶山鋼鐵股份有限公司（簡稱寶鋼股份）嘗試采用TMCP工藝開發(fā)出滿足英國BS EN 10210-1—2006《非合金和細晶粒鋼熱軋結構鋼管（空心管材）第1部分交貨技術要求》標準的新型熱軋細晶粒低溫低合金鋼板。TMCP工藝利用形變和相變強化來改善鋼材性能，但是采用TMCP工藝生產的厚鋼板，其組織不均勻、性能波動大，因此進行軋后熱處理是必不可少的環(huán)節(jié)［13］。本文主要研究正火處理對新型高性能低溫鋼組織、力學性能及斷裂機理的影響。

1 試驗方法

采用寶鋼股份開發(fā)的TMCP新型低溫低合金鋼（簡稱TMCP試樣）進行試驗，其化學成分見表1。參照文獻［14］提出的合金元素對Fe-Fe3C平衡相圖中下臨界溫度AC1和上臨界溫度AC3影響的關系式（1）和（2），可得出該低溫鋼的奧氏體化轉變開始溫度AC1和結束溫度AC3分別為715，845℃。

表1 寶鋼股份新型低溫鋼的化學成分（質量分數(shù)） %

試驗中采用三階段控制軋制（即奧氏體再結晶區(qū)和奧氏體未再結晶區(qū)的控制軋制，以及在鐵素體+奧氏體兩相區(qū)追加一道次變形）和控制冷卻工藝（以1～10℃/s的冷卻速度冷卻到600～650℃）來制備試驗鋼。軋制控制參數(shù)為：開軋溫度1 200℃，終軋溫度900℃，單道次壓下量∧8%。

正火處理試驗分為兩相區(qū)不完全正火和完全正火處理。將試樣放入SXL-1200試驗電爐中，分別加熱到770，830，860，920，1 000℃并保溫1 h，隨后空冷至室溫。

采用CMT-5105拉伸試驗機分別測試室溫下TMCP試樣和正火處理試樣的拉伸性能。采用JB-300B沖擊試驗機分別測試-20，-50℃下TMCP試樣和正火處理試樣的沖擊性能，并用游標卡尺測量垂直于沖擊方向上斷面的寬度。通過選取3組平行試樣進行測試并取平均值，以獲得試樣的拉伸性能和沖擊性能。采用XJ-16A光學顯微鏡觀察TMCP試樣和正火處理試樣的顯微組織，采用直線截距法測量鐵素體晶粒的平均尺寸，以確定其晶粒等級。采用Canon A620數(shù)碼照相機對經超聲波清洗后的沖擊斷口進行宏觀形貌觀察。采用S-4800掃描電子顯微鏡觀察沖擊斷口微觀形貌，并配合能譜（EDS）分析確定夾雜物顆粒成分。

2 試驗結果與分析

2.1 力學性能

2.1.1 TMCP試樣的力學性能

TMCP試樣的屈服強度、抗拉強度分別為625，780 MPa，屈強比為0.8，斷后伸長率為20%。鋼的屈強比高，則其變形時塑性變形的儲備能力差，應力集中部位的應力再分配能力低，容易產生脆性斷裂［15-16］。圖1所示為TMCP試驗鋼板不同部位3組平行試樣的夏比V型缺口沖擊吸收功。從圖1可看出：不同TMCP試樣的沖擊性能波動較大。這是因為控冷階段的冷卻速度較快，不同部位所取試樣的冷卻速度不同；因此其終態(tài)組織與內應力存在差異［17］。在-20，-50℃下，TMCP試樣的夏比V型缺口沖擊吸收功平均值分別為18，10 J；試樣低溫沖擊韌性較差，脆性敏感。

圖1 TMCP試樣鋼板不同部位3組平行試樣的夏比V型缺口沖擊吸收功

2.1.2 正火處理對TMCP試樣力學性能的影響

圖2所示為不同溫度下正火處理試樣的力學性能。由圖2（a）可知：正火處理試樣的屈服強度和抗拉強度均小于TMCP試樣。當正火溫度低于830℃時，不完全正火處理試樣的屈服強度和抗拉強度均隨正火溫度的增加而降低；當正火溫度高于830℃時，完全正火處理試樣的屈服強度和抗拉強度均隨正火溫度的增加而提高；而斷后伸長率的變化規(guī)律與強度相反。其中，不完全正火處理試樣的屈服強度和抗拉強度在830℃達到最小值，分別為400，677 MPa，相比于TMCP試樣分別下降了36%、14%，而斷后伸長率則達到最大值22%。由圖2（b）可知：當正火溫度低于860℃時，正火處理試樣在-20，-50℃下的夏比V型缺口沖擊吸收功均隨正火溫度的增加而提高；當正火溫度高于860℃時，正火處理試樣的沖擊吸收功則隨正火溫度的升高而降低。由此可知：860℃完全正火處理試樣的低溫沖擊性能最佳，在-20，-50℃下夏比V型缺口沖擊吸收功分別為60，38 J，相比于TMCP試樣約提高了2倍；920℃完全正火處理試樣的綜合力學性能最佳，其屈服強度、抗拉強度、斷后伸長率分別為480 MPa、740 MPa、20.5%，在-20，-50℃下夏比V型缺口沖擊吸收功分別為45，30 J。

圖2 不同溫度下正火處理試樣的力學性能

2.2 組織分析

2.2.1 TMCP試樣的顯微組織

圖3所示為TMCP試樣的顯微組織。其中，白色區(qū)域為鐵素體，分為條狀鐵素體和少量針狀鐵素體；黑色區(qū)域為索氏體。條狀鐵素體板條粗大，晶界清晰；針狀鐵素體不規(guī)則，晶界模糊，無完整連續(xù)晶界，粒度大小不一。試樣開軋溫度為1 200℃，總加熱時間為50～60 min，加熱階段會出現(xiàn)超溫、超時，奧氏體晶粒粗大，晶界面積減小，為針狀鐵素體的切變形核提供了較大的相變驅動力，可得到針狀鐵素體［18］。從圖3中還可以看出：TMCP試樣的組織中還存在明顯的珠光體條帶。鋼坯在凝固過程形成的枝晶偏析，會在熱變形加工過程中延伸，形成珠光體與鐵素體交替的條帶［19］。

圖3 TMCP試樣的顯微組織

在TMCP試樣組織中，由切變形成的針狀鐵素體位錯密度高，并形成位錯纏結和亞晶結構，位錯在運動過程中與位錯及亞晶界相遇的幾率提高，容易形成位錯林、位錯塞積和交割，位錯運動阻力增加，金屬的強度提高［20］。高密度的位錯網絡上會彌散分布著細小的碳氮化合物，這些化合物會在組織中形成應力場，應力場與位錯之間的交互作用也會使基體強化［13］。而針狀鐵素體的“楔形”效應或者針狀鐵素體沿一定方向排列會造成韌性惡化［21］。另外，TMCP試樣組織中的帶狀組織及內應力會提高金屬的強度，惡化其塑性和低溫沖擊性能。

2.2.2 正火處理對TMCP試樣組織的影響

圖4所示為正火處理后TMCP試樣的顯微組織。隨著正火溫度的增加，經正火處理后的TMCP試樣，其組織中的針狀鐵素體逐漸消失，晶粒逐漸細化并伴隨等軸化，組織均勻性改善（圖4a~c）。770℃不完全正火處理試樣的組織發(fā)生部分奧氏體化，導致過冷奧氏體內產生富碳和富錳偏聚區(qū)，此區(qū)域內奧氏體的穩(wěn)定性會提高，推遲了珠光體轉變過程，轉變組織中除珠光體外還存在一部分粒狀貝氏體。粒狀貝氏體是大塊狀或針狀鐵素體內分布著眾多小島的復相組織，碳化物呈連續(xù)分布，試樣的塑性和低溫沖擊韌性惡化［22］。830℃不完全正火處理試樣組織中的未溶條狀鐵素體含量減少，晶粒趨于無畸變等軸狀，位錯密度顯著降低，內應力也得到消除，試樣的強度最低，塑性優(yōu)異。860℃和920℃完全正火處理試樣的組織為等軸鐵素體和細小珠光體，鐵素體晶粒尺寸分別為11.5，12.1 μm，晶粒度分別為10.0，9.5級，組織均勻程度高（圖4c~d）。860℃完全正火處理試樣的組織晶粒均勻、細小，位錯密度進一步降低，試樣沖擊韌性最佳。920℃完全正火處理試樣中，由于釩的“溶質拖曳”效應，以及冷卻階段析出的彌散細小碳氮化物在晶界處產生沉淀釘扎，都會阻礙晶粒長大，從而細化晶粒［23］。860℃和920℃完全正火處理消除了TMCP試樣組織內應力，位錯纏結程度減輕，加之晶粒度級別提高，試樣綜合力學性能得到改善。提高正火處理溫度至1 000℃時，雖然正火處理已完全消除了TMCP所產生的帶狀組織，但奧氏體化的均勻化過程進行充分，晶粒長大粗化，其鐵素體晶粒尺寸達到22.7 μm，晶粒度為7.5級，組織均勻程度下降，出現(xiàn)了魏氏體組織（圖4e）。魏氏體組織的形成取決于鋼的成分、奧氏體晶粒大小和冷卻速度，TMCP試樣在1 000℃正火并保溫1 h，其組織中的奧氏體晶粒粗化，為魏氏體的切變形核提供了驅動力，符合魏氏體形成條件，因而產生魏氏體組織［24］。魏氏體組織會割裂基體組織，造成尖端應力集中甚至形成裂紋核心，并沿著鐵素體擴展，使材料的沖擊性能和塑性惡化，強度提高［18，25］。

圖4 正火處理后TMCP試樣的顯微組織

2.3 正火處理對TMCP試樣斷裂類型的影響

2.3.1 沖擊斷口宏觀形貌分析

圖5所示為-20℃時TMCP試樣、860℃及920℃完全正火處理試樣沖擊斷口宏觀形貌。

從圖5可以看出：TMCP試樣垂直于沖擊方向斷面寬度沒有變化，860，920℃完全正火處理試樣垂直于沖擊方向斷面已經發(fā)生較大的塑性變形，其寬度分別增大至10.52 mm和10.36 mm，表明完全正火處理試樣在沖擊過程中能夠吸收大量的沖擊功。TMCP試樣斷口平齊，基本無塑性變形，中部放射區(qū)特征明顯，纖維區(qū)面積小，幾乎沒有剪切唇；860℃完全正火處理試樣的斷口凹凸不平，呈暗灰色，斷口邊緣有較大的塑性變形，纖維區(qū)和剪切唇面積明顯增大；920℃完全正火處理試樣的斷口上有少量結晶區(qū)出現(xiàn)，邊部仍呈灰色纖維狀且具有較小的塑性變形。剪切唇、纖維區(qū)面積很小的TMCP試樣在沖擊載荷作用下易發(fā)生脆性斷裂，低溫沖擊韌性較差，而經860，920℃完全正火處理后的試樣，其低溫沖擊性能有明顯改善。

2.3.2 沖擊斷口微觀形貌分析

圖6所示為-20℃時TMCP試樣、860℃及920℃完全正火處理試樣沖擊斷口微觀形貌。TMCP試樣的斷口呈河流狀花樣，準解理小平面之間以撕裂棱相接，并存在少量結晶狀顆粒（圖6a）。TMCP試樣在斷裂過程中消耗的能量較少，沖擊斷裂韌性較差，斷裂形式為準解理斷裂。解理裂紋沿著兩個相互平行的解理面同方向擴展，擴展一段距離后匯聚，形成一個新的解理面（圖6b）。TMCP試樣的組織中存在大量位錯和內應力，解理條紋在擴展路徑上遇到缺陷阻礙，引起擴展方向偏移，通過解理、撕裂等方式與另一解理面匯聚，形成一個新的解理面［26］。正火處理試樣斷口中布滿具有一定方向性的橢圓形韌窩，尺寸較大的韌窩周圍存在著小韌窩（圖6c~d）。韌窩是材料內部空洞在位錯滑移作用下逐漸長大、擴展、聚合而成的［27］。在圖6（c）~（d）中，韌窩的方向性表明斷裂是以撕裂方式發(fā)生，撕裂過程會吸收大量能量，試樣沖擊韌性優(yōu)異，為韌性斷裂。與920℃完全正火處理試樣相比，860℃完全正火處理試樣的斷口中韌窩尺寸較大、深度較深，方向性更加明顯。從920℃完全正火處理試樣斷口韌窩中能觀察到夾雜物粒子，通過能譜（EDS）分析，該夾雜物粒子是CaS、MnS、Al2O3等（圖7）。通常，夾雜物的尺寸都較大，超過了裂紋形核的臨界尺寸，會割斷鋼的基體連續(xù)性，容易形成顯微空洞，引起裂紋的形核［28-29］。完全正火處理試樣的斷裂類型由TMCP試樣的準解理斷裂變?yōu)轫g性斷裂，沖擊韌性顯著改善，斷口形貌與沖擊韌性變化規(guī)律一致。

圖5 -20℃時TMCP試樣、860℃及920℃完全正火處理試樣沖擊斷口宏觀形貌

3 結 論

（1）TMCP試樣的強度和屈強比高，易產生應力集中及脆性斷裂，低溫沖擊性能差。正火處理會降低TMCP試樣的屈服強度和抗拉強度，不完全正火處理試樣的屈服強度和抗拉強度均隨正火溫度的增加而降低，完全正火處理試樣的隨正火溫度的增加而提高，正火處理試樣的伸長率和夏比V型缺口沖擊吸收功變化規(guī)律與其強度變化規(guī)律相反。920℃完全正火處理試樣的綜合力學性能最佳，屈服強度、抗拉強度、伸長率分別為480 MPa、740 MPa、20.5%，在-20，-50℃下的夏比V型缺口沖擊吸收功分別為45，30 J。

（2）TMCP試樣的組織為粗大條狀鐵素體、索氏體和少量針狀鐵素體，存在明顯的珠光體條帶。隨著正火溫度的增加，不完全正火處理試樣組織中的針狀鐵素體逐漸消失，晶粒逐漸細化并伴隨等軸化；860，920℃完全正火處理試樣的組織為等軸鐵素體和珠光體，鐵素體晶粒尺寸分別為11.5，12.1 μm；待正火溫度提高至1 000℃時，試樣的組織晶粒發(fā)生粗化，鐵素體晶粒尺寸達到22.7 μm，并出現(xiàn)魏氏體組織。

（3）TMCP試樣垂直于沖擊方向斷面寬度沒有變化；860，920℃完全正火處理試樣垂直于沖擊方向斷面已經發(fā)生較大的塑性變形，其寬度分別增大至10.52 mm和10.36 mm。TMCP試樣宏觀斷口平齊，微觀形貌中存在大量的準解理小平面和撕裂棱；860，920℃完全正火處理試樣宏觀沖擊斷口表面凹凸不平，微觀形貌特征為大量尺寸不一的橢圓形韌窩，試樣的斷裂形式由準解理斷裂變?yōu)轫g性斷裂。

圖6 -20℃時TMCP試樣、860℃及920℃完全正火處理試樣沖擊斷口微觀形貌

圖7 920℃完全正火處理試樣夾雜物的微觀形貌及EDS能譜分析

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