镇 凡,刘 静,贾 涓,程吉浩,徐进桥,郭 斌

(1.武汉科技大学材料与冶金学院,湖北武汉,430081;2.武汉钢铁(集团)公司研究院,湖北武汉,430080)

低合金高强钢(high strength low alloy steels,HSLA)是一类应用领域极为广泛的低碳工程结构用钢,其含碳量通常小于0.25%,合金元素总含量不大于5%。与普通碳素结构钢相比,HSLA钢有较高的屈服强度和屈强比(0.65～0.95),较好的冷热加工成型性、焊接性,较低的冷脆倾向、缺口和时效敏感性,以及较强的抗大气、海水等腐蚀能力[1]。

合金元素含量及成分配比是影响HSLA钢组织和性能的重要因素之一,本文在实验室条件下试制了不同成分的C-M n-Mo系HSLA钢,分析了合金元素Mo和B对试验钢种的组织和性能的影响,以期为生产工艺的制定提供依据。

1 试验材料及方法

在50 kg真空感应炉中冶炼得到两种不同成分的HSLA钢(见表1)。钢种采用C-M n-Mo系,同时添加Cu等微量合金元素,其中1#试样的Mo、B含量均小于2#试样。

表1 试验钢种的化学成分(w B/%)Table 1 Chemical compositions of experimental steels

将钢坯加热至1 200℃,保温后,按两段式控制轧制工艺进行轧制,粗轧压下量大于25%,精轧压下量大于70%,终轧温度为840℃,采用层流冷却方式进行冷却,终冷温度低于450℃,得到板厚为12 mm的试样。

沿轧向截取圆棒状拉伸试样,标距为50 mm,采用CM T5105型电子万能试验机进行拉伸试验;沿轧向截取冲击试样,为标准夏比V型缺口试样,缺口方向垂直于轧面,采用JB-30B型冲击试验机进行冲击试验。拉伸和冲击试验均在室温下进行。采用光学显微镜和扫描电子显微镜(SEM)观察两种试样的微观结构,观察面为轧板侧面。

2 结果与分析

2.1 力学性能

表2 试验钢种的力学性能Table 2 Mechanical properties of experimental steels

根据拉伸和冲击试验,得到两组试样的力学性能参数如表2所示。从表2可以看出,两个钢种均具有较高的屈服强度和抗拉强度(尤其是2#试样),同时具有较好的塑性,其延伸率均超过17%。2#试样的强度明显高于1#试样(尤其是屈服强度Rp0.2),因此其具有较高的屈强比。另外,两个钢种的冲击功均高于200 J,表明其具有一定的韧性。因此,试验钢种具有很好的强韧性匹配。

在含Nb钢中,Mo能提高Nb(C、N)在奥氏体中的溶度积,使大量的Nb保持在固溶体中,以便在低温转变中弥散析出,从而产生较高的沉淀强化效果。Mo在钢中还能增加碳化物的形核位置,使形成的碳化物更细小、更多[2]。2#试样中含有较多的Mo,因此其强度较高。

2.2 拉伸断口

采用SEM观察试样的拉伸断口形貌,如图1所示。在拉应力作用下,当应力超过材料的屈服强度之后,材料开始产生范性形变,在非金属夹杂物存在的地方发生位错塞积,产生应力集中,进而在夹杂物和钢基体的交界面处产生微孔。随着应变的增加,微孔不断增大,最后通过韧窝互相联合导致断裂,在正应力作用下形成等轴韧窝。1#和2#试样的拉伸断口均粗糙不平,呈纤维状,为等轴韧窝断口,表明两个钢种有较好的塑性。在图1(a)和图1(b)中可以观察到两个试样的拉伸断口上韧窝均很小,且数量多,呈等轴、无规则分布。在图1(c)和图1(d)中可以观察到2#试样中的韧窝部分相对较平滑、纤维组织较少,而1#试样中,韧窝形貌大而深,表明1#试样的塑性比2#试样稍好。

图1 试验钢种的拉伸断口形貌Fig.1 Fractography of experimental steels under the tension

2.3 冲击断口

采用SEM观察试样的冲击断口形貌,如图2所示。两组试样断口均为韧窝断口,在切应力下形成抛物线型韧窝。断口上韧窝的抛物线凸向相同,并指向裂纹源。韧窝的形核与钢中非金属夹杂物有关,夹杂物颗粒与韧窝几乎是一一对应的,一个夹杂物就是一个韧窝的形核位置。韧窝的形状与大小取决于夹杂物本身的形状和大小。有时韧窝的大小相差也很悬殊,往往在大韧窝周围群集许多小的韧窝[3]。1#试样中韧窝尺寸大而深,大韧窝中均有一个大颗粒夹杂物与之对应,旁边聚集着许多小韧窝。2#试样中大韧窝相对有所减少,韧窝尺寸小而浅。这表明1#试样具有更好的韧性。

2.4 显微组织

图3为两组试样的显微组织照片,其中箭头表示轧制方向。两组试样的晶粒均沿轧制方向被拉长,具有明显的取向性,晶粒大小均匀,2#试样晶粒尺寸比1#试样稍大。通过高倍SEM观察发现,1#试样的显微组织为较紊乱的针状铁素体类型的贝氏体,针片互相交错,有些地方晶界不够明显;2#试样的显微组织为板条贝氏体,晶界较明显,晶粒较大且等轴分布,贝氏体板条清晰可见,在同一个晶粒中均平行分布,平行的贝氏体板条贯穿于整个奥氏体晶粒,板条束较细密,板条间距小,且与奥氏体晶界呈一定角度分布。

图2 试验钢种的冲击断口形貌Fig.2 Fractography of experimental steels under the impact

图3 试验钢种的显微组织Fig.3 M icrostructures of experimen tal steels

贝氏体组织主要由控轧控冷工艺所决定,而合金元素的存在可以促进贝氏体组织的形成。合金元素Mo可以使C曲线的珠光体转变右移,抑制先共析铁素体的形成,但对贝氏体转变的推迟较小,同时升高了珠光体转变速度最大时的温度,降低了贝氏体转变速度最大时的温度,从而把珠光体转变和贝氏体转变的C曲线明显分离开来,使得在相同的冷却条件下能促进中温转变组织的形成,更容易发生贝氏体转变。微量B的加入可明显抑制铁素体在奥氏体晶界上的形核,使得奥氏体分解转变的孕育期延长,因此钢的等温转变C曲线开始向右移,同时还使贝氏体转变曲线变得扁平,这样,即使在低碳的情况下,在一个较大的冷却范围之内也能获得贝氏体组织[4-8]。两个试验钢种经过控轧控冷工艺后均得到贝氏体组织。2#试样中Mo、B含量较高,利于板条贝氏体组织的形成。板条状贝氏体可视为贝氏体钢中转变温度最低的组织,组织中可见平行的贝氏体铁素体板条,其中富碳相对较少,并且不含碳化物,板条直接接触,板条间为位错构成的小角度晶界,板条组织很细,具有良好的强韧性匹配[9-10]。

晶界是一个排列疏松的区域,B原子半径(为0.97 nm)比Fe、Cr等要小,但比间隙元素C、N要大。它无论以置换式还是以间隙式固溶于基体,引起的点阵畸变都较大,向晶界的偏聚驱动力大,即竞争偏聚能力强,因此B易于偏聚在晶界,从而强化晶界,提高晶界结合力[11]。对比两组试样,1#试样中,w(B)<0.000 5%;2#试样中,w(B)=0.001 1%。从图3(d)中可以看出,2#试样晶界较明显且较为完整,这是2#试样强度较高的原因之一。对组织的进一步观察发现,该贝氏体组织既不属于上贝氏体组织,也不属于下贝氏体组织,而是属于退化了的上贝氏体,其与传统上贝氏体的主要不同在于贝氏体铁素体束片之间的析出物类型及形态。退化了的上贝氏体为呈连续分布的片层状残留奥氏体或M A组织,且片层尺寸细小,而传统上贝氏体为非连续分布的典型渗碳体。研究表明,这种具有特殊亚结构的退化上贝氏体虽不能像下贝氏体那样提供优异的高强度、高韧性匹配,但也可以保证钢板具有足够的强韧性平衡,是工艺适应性较强的组织。

3 结论

(1)通过控制钢种的成分和工艺,可得到具有高强度、高韧性匹配的C-M n-Mo系HSLA钢,其拉伸断口为等轴韧窝断口,冲击断口为抛物线型韧窝断口,断口形貌显示该钢种具有良好的塑韧性。

(2)在C-M n-Mo系HSLA钢中,Mo和B的添加,可抑制先共析铁素体的形成,促进贝氏体转变,使其在一个较大的冷却范围之内也能获得贝氏体组织,且有足够的强韧性。

(3)在C-M n-Mo系HSLA钢中,适当增加Mo和B的含量,可以明显提高钢种的强度,并且不损害其塑韧性。

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