快速回火工艺条件下超高强低碳贝氏体钢的组织与性能

邹 航, 刘 曼, 田俊羽, 徐 光

(1. 武汉科技大学 省部共建耐火材料与冶金国家重点实验室, 湖北 武汉 430081;2. 宝钢股份 中央研究院 热轧所, 湖北 武汉 430080)

贝氏体钢自发现以来,一直受到钢铁行业重视,其中中碳-高锰-高硅含量超级贝氏体(纳米贝氏体板条+薄膜状残留奥氏体组织)的相关研究是近20年来行业热点之一[1-8]。但由于超级贝氏体相变时间以小时乃至天计算[9-11],使得其在常规热连轧产线生产变得不切实际;并且过高的碳当量导致其焊接困难,工程应用范围受限。因而针对具有更快相变速率、碳含量更低的超高强低碳贝氏体钢的研究,具有较高的工程应用价值,同样也是近20年来研发应用的热点[12-16]。作者以前期研究中开发的超高强低碳贝氏体钢为试验钢[17],进一步研究超高强低碳贝氏体钢的回火组织与性能。

工业生产中,超高强钢回火的主要目的是减小、消除应力,但回火后材料的强度、塑性等可能发生重大变化,且超高强钢原始组织不同,回火后组织性能的演变亦会体现出较大差异。目前,国内外学者针对贝氏体钢的回火组织与性能已有部分研究,但主要采用长时加热、保温回火工艺[18-25],工艺效率相对较低,且不够节能环保,不符合低碳排放的行业发展趋势。为此,本文以超高强低碳贝氏体钢为试验材料,研究了快速回火工艺条件下,超高强低碳贝氏体钢的组织和强塑性演变规律,为超高强低碳贝氏体钢快速回火工艺下的组织和强塑性优化提供参考依据。

为获得试验所需的超高强低碳贝氏体钢,设计试验钢的主要化学成分(质量分数,%)为0.13C-1.55Mn-0.35Si-0.55Cr-0.35Mo-0.1(Nb+V+Ti微量),在贝氏体区间采用不同的相变温度,获得不同的贝氏体组织。试验钢采用50 kg真空感应炉进行冶炼,铸锭冷却至室温后随炉加热至1250 ℃保温1 h,在试验轧机上轧制为45 mm厚板坯,空冷至室温分切后,再次加热至1150 ℃(Jmat Pro计算A3温度为824 ℃,在此温度下钢已完全奥氏体化)保温1 h,在试验轧机上轧制为4 mm 厚钢板,以约50 ℃/s(采用高冷速以避免铁素体相变和共析转变)分别冷却至510 ℃和450 ℃(依据MUCG83程序计算贝氏体和马氏体相变开始温度分别为552 ℃和418 ℃,终冷温度在贝氏体相变区间,温度差异为60 ℃,以此获得不同贝氏体组织),随后立即分别置于预先加热至510 ℃和450 ℃的加热炉中保温5 min(在此温度和时间范围内完成贝氏体相变)后随炉缓冷。510 ℃终冷试样(以下简称试样H)组织以粒状贝氏体为主,450 ℃终冷试样(以下简称试样L)组织以板条贝氏体为主。

将试样H和L分别加工成宽度为20 mm,长度为200 mm试样,然后进行热处理试验。热处理试验在盐浴炉中进行,研究快速加热条件下的热处理工艺。加热温度为500～800 ℃(JmatPro计算A1温度为703 ℃,A3温度为824 ℃,因此所涉及的回火温度范围包括两相区回火),保温时间为30 s,空冷至400 ℃(马氏体相变温度以下)后立即放入室温冷却水中冷却至室温。

在热轧态和热处理态试样上取样,采用配有Symmetry型EBSD配件的Nova400 Nano场发射扫描电镜和JEM-2100F透射电镜进行组织观察;加工拉伸段宽度为12.5 mm的拉伸试样,在Instron-3382拉伸试验机上进行室温拉伸试验,拉伸速度为3 mm/min。

2.1 微观组织

图1为热轧态试样H和L的微观组织,组织类型包括粒状贝氏体(Granular bainite,GB)、板条状贝氏体(Lath bainite,LB)和马氏体(M)。试样H终冷温度为510 ℃,组织以GB和M为主,并含有部分LB,且GB和M组织相对较为粗大,M以多边形为主,少量条状M介于贝氏体板条之间(见图1(a));试样L终冷温度为450 ℃,同试样H组织类型相同,但LB比例显著提升(见图1(d))。试样H和L的EBSD平均晶粒尺寸(按临界取向差角15°区分)分别为1.30和1.33 μm,尺寸相当(见图1(b,e));但晶界位相差分布统计结果表明,两者组织中5°以下亚晶界比例分别为27.3%和36.6%(见图1(c,f)),即试样L组织中具有更高比例的亚结构。此外,EBSD分析结果表明,两者残留奥氏体比例均<1%,可认为组织中几乎不含有残留奥氏体。图2为两者的TEM组织,进一步显示了GB、LB、M 3种组织的微观构成,其中部分LB板条间和LB内含有少量碳化物,析出物颗粒数量较少。

图1 试验钢热轧态组织及晶界位相差分布

图2 试验钢热轧态TEM组织

图3、图4为试样H和L分别在500～800 ℃进行快速盐浴回火热处理后的SEM组织。对于试样H,随着热处理温度由500 ℃升高至700 ℃,M比例显著减少,并在试样中出现少量碳化物(见图3(a～c));当温度进一步升高至750 ℃和800 ℃,试样中的M比例大幅增加(见图3(d,e))。对于试样L,随着热处理温度由500 ℃升高至700 ℃,原本比例较低的M逐步完全分解,组织中出现大量碳化物(见图4(a～c));当温度进一步升高至750 ℃和800 ℃,试样中M比例同样大幅增加(见图4(d,e))。对比试样H和L热处理后组织特征,试样L热处理后的组织更为粗大,尤其热处理温度达到700 ℃以上时,两者差异更为显著。

图3 不同回火温度下H试样的组织

图4 不同回火温度下L试样的组织

以试样H为典型试样观察了500～800 ℃进行快速盐浴回火热处理后GB、LB、M的组织变化,见图5。结果表明,500～700 ℃回火时,LB中存在碳化物析出,同时随温度的升高,M分解比例提高,在M岛内形成大量颗粒状或短棒状碳化物,且组织中位错密度显著降低(见图5(a～c));当回火温度进一步升高至750 ℃和800 ℃时,形成重构型F(铁素体)和M,且均较为粗大(见图5(d,e))。试样H回火过程中,在GB内、相界面以及LB内均发生Nb、Ti的析出(见图6)。

图5 试样H不同回火温度下的TEM组织

图6 600 ℃回火时试样H中析出相形貌及EDS分析

2.2 拉伸性能

试样H和L热轧态和500～800 ℃快速盐浴回火后的拉伸性能如图7所示。随着回火温度升高,屈服强度均呈先上升后降低的趋势,试样H在600 ℃回火时屈服强度达到峰值,试样L在500 ℃回火时屈服强度达到峰值(见图7(a));随回火温度进一步升高,两者屈服强度均降低,但试样L屈服强度的降低幅度更大,至750 ℃时,两者屈服强度接近;继续升高至800 ℃时,试样H的屈服强度基本保持,试样L的屈服强度大幅降低。抗拉强度的变化呈现不同的趋势,试样H回火温度在750 ℃以下时,抗拉强度基本保持不变,当回火温度进一步升高至800 ℃时,抗拉强度大幅提升;试样L在500 ℃回火时抗拉强度大幅提升,随回火温度的升高,抗拉强度逐步降低,750 ℃回火时达到最低值,继续升高至800 ℃时,抗拉强度再次大幅升高。试样H回火前后伸长率整体相对稳定,试样L回火后伸长率大幅上升,之后趋于稳定。试样H和L的屈强比随回火温度升高,均在600 ℃左右达到峰值,随后快速下降;试样H和L的屈强比峰值分别为0.90和0.99;回火温度达到750 ℃时两者屈强比相当;回火温度进一步升高至800 ℃时,试样L的屈强比低于试样H。

图7 试验钢不同回火温度下的拉伸性能

3.1 热轧态组织性能

基于前期关于控冷工艺对低碳贝氏体钢组织性能(微拉伸性能)的影响研究结果[17],本研究采用中试轧制和控冷,以510 ℃和450 ℃终冷条件获得GB、LB、M构成存在显著差异的试样H和试样L(见图1(a,d))。试样H含有更多的GB和M组织,试样L含有更多的LB组织,组织构成的差异导致了热轧态试样性能的显著差异。试样H含有大量GB组织,其α相和LB组织相比更为粗大(见图1(a)、图2(a)),位错滑移更为容易,展现出更好的可变形能力,但是其屈服强度更低(见图7(a));同时高强度M及少量LB组织的存在(见图1(a)),使得材料仍具有较高的抗拉强度,因而其屈强比也更低,塑性更好(见图7(b))。试样L由于组织中含有大量LB板条(见图1(d)、图2(b)),相当于细化了晶粒尺寸(见图1,450 ℃终冷时含有更高的小角晶界比例,或更多的亚结构),进而获得了更高的屈服和抗拉强度,但同时板条中高密度位错及板条间和板条内片状碳化物(见图2(b))的存在降低了材料的塑性(见图7(b))。

3.2 回火组织性能

试验钢随回火温度的变化,展现出显著的性能差异;且原始组织不同,性能变化规律也存在一定的差异性。通过分析发现,回火过程伴随着贝氏体和马氏体中过饱和碳的析出、铁素体和马氏体的重构以及微合金析出物的析出,而上述组织的形成与演变使得材料的性能显著不同。整体而言,以GB组织为主的试样H展现出更好的回火稳定性。

500 ℃回火时,碳从过饱和LB板条中开始脱溶,形成针状/短棒状碳化物,但在GB组织中却较少发现碳化物(见图3(a)、图4(a)))。这与两种贝氏体的相变温度有关,LB相变温度低,其γ-α相平衡碳浓度更高,因而其相变后LB板条中碳的过饱和度更高,在回火过程中析出碳化物(见图5(a));与此相反的是,GB组织中碳含量相对较低,回火过程中碳化物的析出较少(见图5(a))。但试样H和L终冷试样中均含有LB组织,其中碳化物的析出均会对强度的提升产生贡献。由于LB中细小碳化物的析出,以及伴随着回火过程中微合金元素的析出(见图6),构成了位错运动的阻碍,因而试样H和L在500 ℃回火后屈服强度均有所提升;但与此同时,试样H中M组织部分分解(见图5(a)),导致其抗拉强度未发生显著提升。另一方面,LB组织中高密度位错的回复,使得位错的滑移更容易进行,试样L回火后塑性有所提升。

回火温度升高至600 ℃时,碳的扩散能力进一步提升,M组织开始大量分解,大量针形/薄片形/球形渗碳体颗粒在M组织中形成(见图5(b)),LB板条内部较少发现碳化物的析出,较粗大碳化物开始在相界面形成。由于试样L含有更高比例的LB组织,LB中碳的大量脱溶及粗大碳化物的析出,导致LB强度降低,进而试样L在600 ℃回火后强度降低(见图7(a))。试样H中GB组织碳含量低,因而较少有碳化物析出;LB比例又少,其碳的脱溶和析出对强度的影响相对较小;组织演变主要为M组织的进一步分解(见图5(b));与此同时,随回火温度的升高,碳化物析出增多,成为位错滑移的阻碍,对材料屈服强度的提升做出贡献;总体而言,试样H在600 ℃及以下温度回火过程中抗拉强度基本不变,但屈服强度上升。

回火温度进一步升高至700 ℃时,M组织进一步分解,碳化物进一步粗化/球化(见图5(c)),试样H和L的强度均呈下降趋势,但试样L的强度降低幅度远大于试样H(见图7(a))。由SEM组织观察可知,试样L经700 ℃回火后铁素体尺寸显著增大(见图3(c)、图4(c)))。由于450 ℃终冷试样中含有大量亚结构(见图1(f)),随着回火温度升高,亚结构得以回复,临近的亚结构合并为更大尺寸铁素体(见图4(c)、图5(c)),进而造成强度大幅降低,于此同时屈强比开始下降。

当回火温度升高至750 ℃和800 ℃后,温度进入两相区,部分区域重新奥氏体化,并在随后冷却中发生相变,形成PF(多边形铁素体)和M组织;另外,原本的GB和LB亚结构消失与合并,组织重构为新的QF(准多边形铁素体)组织。由于M的增多,试样H和L两相区高温回火后材料的抗拉强度均大幅提升;与此同时,粗大PF和QF的形成以及位错密度的降低,使得位错的滑移更加容易,材料的屈服强度显著下降,相应地屈强比大幅降低。但由于试样L中PF/QF晶粒更为粗大,当回火温度升高至800 ℃时,试样L的屈服强度进一步降低。

1) 以粒状贝氏体(GB)组织为主的复相贝氏体钢具有更好的回火稳定性,因而超高强低碳贝氏体钢进行快速回火时,其热轧态组织应以GB组织为主。

2) 以GB为主的复相贝氏体高强钢在700 ℃以下快速回火,具有更好的回火稳定性,其抗拉强度波动不显著;以板条状贝氏体(LB)为主的复相贝氏体钢,由于碳化物的大量析出、粗化,以及亚结构的回复和铁素体重构,随回火温度升高,强度先上升后大幅降低。快速回火温度达到两相区(750～800 ℃)后,组织大量重构,形成大量多边形铁素体/准多边形铁素体(PF/QF),以及粗大马氏体(M),导致屈服强度大幅降低,抗拉强度大幅提升;且以LB为主的组织在两相区回火后具有更为粗大的铁素体晶粒以及更低的屈服强度。

3) 低碳复相贝氏体钢在500～800 ℃快速回火过程中发生贝氏体和马氏体中过饱和碳的析出、铁素体和马氏体的重构以及微合金析出物的析出,进而影响材料的强度和塑性。

4) 与以GB为主的低碳复相贝氏体钢相比,以LB为主的低碳复相贝氏体钢具有类似的大角度(15°)晶粒尺寸,但亚结构比例更高。

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