高強度海洋工程用鋼是海洋資源開發(fā)、船舶制造及沿海基礎設施建設中的關鍵結構材料，其力學性能、耐腐蝕性能及服役可靠性直接影響重大裝備的安全性與壽命。在眾多顯微組織類型中，以貝氏體/鐵素體為主的雙相鋼因其優(yōu)異的強韌性匹配、良好的焊接性能與耐海洋腐蝕能力，已成為新一代高性能海洋工程用鋼的首選。因此，通過合適的合金化技術和優(yōu)化的控軋控冷工藝( Thermo-mechanical controlled process，TMCP) 相結合開發(fā)出綜合性能優(yōu)異的貝氏體/鐵素體雙相海洋工程用鋼成為研究重點。
Cr作為鋼的重要合金元素，能顯著提高鋼材的強度、淬透性和耐腐蝕性能。研究表明，Cr能夠顯著影響鋼的相變行為與組織演變，進而調控其力學性能。高新亮等研究了Cr對Cu-Ni 橋梁耐候鋼在0.5～20℃/s不同冷速條件下連續(xù)冷卻相變的影響，發(fā)現(xiàn)Cr 元素降低鐵素體和貝氏體相變溫度，擴大貝氏體相變區(qū)域，減小鐵素體晶粒尺寸和體積分數(shù)。牛濤等利用Gleeble熱模擬試驗機研究了在0.1～40℃/s的冷速范圍內(nèi)，Cr對Ti-Nb-V低碳微合金鋼連續(xù)冷卻相變的影響，發(fā)現(xiàn)Cr有利于在低冷速下獲得貝氏體組織，并降低了珠光體的形核驅動力。Li等研究了Cr 含量對低碳低合金鋼在連續(xù)冷卻過程中貝氏體和馬氏體相變的影響，結果表明，在相同冷卻速率下，Cr的加入增加了富碳馬氏體的體積分數(shù)，減小了其尺寸，并提高了中溫區(qū)相變開始溫度。綜上所述，目前大多數(shù)研究集中于連續(xù)冷卻或等溫單一工藝條件下Cr 對組織與性能的影響，對于貝氏體雙相鋼實際軋制生產(chǎn)中“控軋控冷+ 等溫熱處理”復合工藝下Cr的協(xié)同作用機制尚缺乏系統(tǒng)研究。特別是在多道次熱變形與不同等溫溫度耦合條件下，Cr對先共析鐵素體、貝氏體及珠光體轉變動力學與組織形態(tài)的具體影響仍不明確，限制了該類鋼種組織精準調控與性能優(yōu)化。因此，模擬研究Cr元素在實際軋制過程中對相變行為、組織細化及最終性能的影響，對開發(fā)新一代高性能海洋工程用鋼具有重要的理論意義與工程價值。
本研究以無Cr和含Cr兩種高強海洋工程用鋼為研究對象，系統(tǒng)分析Cr與等溫溫度對試驗鋼連續(xù)冷卻轉變與等溫轉變行為、顯微組織及硬度變化規(guī)律的影響，為高性能海洋工程用鋼的力學性能調控及開發(fā)應用提供理論指導和工藝參考。
01試驗材料與方法
試驗鋼經(jīng)150kg真空感應爐冶煉并鍛成鋼坯。根據(jù)單一變量原則，無Cr鋼與含Cr鋼僅Cr含量不同，其余元素含量基本相同，如表1所示。
采用線切割從鋼坯中切出φ8mm×15mm的圓柱形試樣。熱壓縮試驗在Gleeble-3800熱模擬試驗機上進行，采用三道次軸向壓縮變形方式模擬軋制變形，具體試驗方案如圖1所示。將試樣在1200℃等溫5min，隨后以10℃/s 的冷速冷卻至1030℃，等溫2s，變形15%，變形速率1 s-1，隨后以10℃/s 的冷速冷卻至1020℃，等溫2s，變形15%，變形速率1 s-1，再以10℃/s 的冷速冷卻至終軋溫度990℃，等溫2s，變形15%，變形速率1 s-1，之后以15℃ /s 冷卻至640、610、580、550、530、500 ℃等溫70s，隨后以10℃ /s冷卻至300℃，之后空冷至室溫。
采用線切割將試樣沿軸線切開。將試樣的剖面用砂紙打磨拋光后，用4% 體積分數(shù)的硝酸酒精溶液腐蝕20～30 s，之后采用GX51型光學顯微鏡( Optical microscope，OM) 和MIＲA3-TESCAN 場發(fā)射掃描電鏡(Scanning electron microscope，SEM) 進行顯微組織表征。采用HV-1000型顯微硬度計測量變形組織的維氏硬度，設定載荷為500g，加載時間15s，每個試樣測7個點，除去最大值和最小值后取平均值。采用JMatPro 軟件計算試驗鋼的連續(xù)冷卻轉變(Continual cooling transformation，CCT) 曲線和等溫轉變(Timetemperature-transformation，TTT) 曲線。
02實驗結果與分析
2.1 相變動力學曲線
圖2為JMatpro軟件計算出的試驗鋼的CCT和TTT曲線，無Cr鋼和含Cr鋼的Ae3溫度分別為814℃和811℃。含Cr鋼的Ae3溫度略低于無Cr鋼，這是由于少量的Cr可以擴大奧氏體相區(qū)，并提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性。由圖2 (a) 可知，當冷速為15℃/s時，無Cr 鋼和含Cr鋼的先共析鐵素體轉變開始溫度分別為751℃和738℃，貝氏體轉變開始溫度分別為577℃和570 ℃。當冷速為15℃ /s，且終冷溫度為580～640℃時，試驗鋼僅發(fā)生先共析鐵素體轉變; 當?shù)葴販囟葹?00～550℃并等溫70s時，試樣首先發(fā)生先共析鐵素體轉變，當溫度低于貝氏體轉變開始溫度后，部分過冷奧氏體發(fā)生貝氏體轉變。Cr降低了先共析鐵素體轉變和貝氏體轉變的開始溫度，有利于其組織細化。由圖2(b) 可知，在等溫轉變過程中，試驗鋼在640℃等溫時只發(fā)生鐵素體轉變，610℃等溫時先發(fā)生鐵素體轉變，之后發(fā)生珠光體轉變，580℃等溫時，鐵素體轉變結束后發(fā)生部分上貝氏體轉變，在510～550℃等溫時，試驗鋼只發(fā)生上貝氏體轉變。與無Cr鋼相比，含Cr鋼的TTT曲線略微右移，表明Cr推遲了過冷奧氏體轉變，使其在更低的溫度下才能發(fā)生轉變，從而獲得更大的過冷度，有利于組織細化。等溫結束后，試驗鋼以10℃ /s 冷卻至300℃，然后空冷至室溫，此時部分未轉變的過冷奧氏體在較低溫度下發(fā)生下貝氏體轉變。
2.2 顯微組織
圖3為試驗鋼經(jīng)500～550℃等溫，再以10℃/s冷卻至300℃后空冷至室溫的OM像。由圖3可知，等溫溫度為500～550℃時，試驗鋼組織均由鐵素體(Ferrite，F(xiàn)) 和粒狀貝氏體(Granular bainite，GB) 構成。結合圖2可知，鐵素體主要是在等溫之前的連續(xù)冷卻轉變過程中形成，試驗鋼在500 ～550 ℃等溫70s后，上貝氏體轉變較為完全，形成粒狀貝氏體組織，且隨著等溫溫度降低，粒狀貝氏體組織逐漸細化，其原因在于較低的等溫溫度抑制了粒狀貝氏體粗化。等溫溫度為500～550℃時，含Cr鋼的鐵素體和粒狀貝氏體組織更加細小，這是由于Cr 降低了連續(xù)冷卻時的轉變開始溫度，并推遲了等溫轉變。
圖4為試驗鋼經(jīng)580～640℃等溫，再以10℃/s冷卻至300℃后空冷至室溫的OM像。當?shù)葴販囟葹?80℃時，試驗鋼組織為鐵素體、粒狀貝氏體和少量連續(xù)冷卻轉變形成的下貝氏體(Lower bainite，LB) (見圖4(a，d) ) ；等溫溫度升高至610℃時，試驗鋼組織為鐵素體、少量珠光體( Pearlite，P) 和下貝氏體( 見圖4(b，e) ) ; 等溫溫度為640℃時，試驗鋼組織為鐵素體和下貝氏體( 見圖4(c，f) ) 。結合圖2分析可知，鐵素體主要是在終軋后冷卻至等溫溫度及等溫過程中轉變產(chǎn)生，由于等溫溫度處于上貝氏體轉變溫度(580℃) 或珠光體轉變溫度(610℃) ，等溫過程中鐵素體轉變結束后，過冷奧氏體發(fā)生上貝氏體或珠光體轉變。等溫結束后，未轉變的過冷奧氏體在冷卻過程中發(fā)生下貝氏體轉。當?shù)葴販囟葹?80～640 ℃時，與無Cr 鋼相比，含Cr 鋼的鐵素體更加細小，且下貝氏體組織含量更高。
這是由于Cr抑制了等溫時的鐵素體轉變(見圖2( b) ) ，細化了鐵素體晶粒并降低了鐵素體含量，使更多的過冷奧氏體通過連續(xù)冷卻轉變?yōu)橄仑愂象w。這與圖2的相變動力學分析一致。等溫溫度為500℃和640℃時試驗鋼的SEM圖像如圖5所示。如圖5(a，c) 所示，等溫溫度為500℃時，試驗鋼組織為上貝氏和先共析鐵素體，上貝氏體形貌主要為M/A島分布在鐵素體基體上形成的粒狀貝氏體，且含Cr鋼的M/A 島更加細小均勻。如圖5(b，d)所示，等溫溫度為640℃時，試驗鋼組織為下貝氏體和先共析鐵素體，下貝氏體主要由板條貝氏體和少量細小的粒狀貝氏體構成。相較于無Cr 鋼，含Cr 鋼的粒狀貝氏體尺寸和板條貝氏體寬度更加細小。這是由于Cr 降低了連續(xù)冷卻過程中的貝氏體轉變溫度，提高了貝氏體轉變的形核驅動力。
為進一步量化分析Cr 對不同等溫溫度下試驗鋼顯微組織的影響，采用Nano measure軟件統(tǒng)計試驗鋼SEM 圖像中的顯微組織尺寸。采用Bonnevie 等提出的分類方法統(tǒng)計保溫溫度為500 ℃時的試驗鋼M/A島尺寸分布，M/A島根據(jù)尺寸最大值( Lmax) 和軸比(Lmax/Lmin) 分為島狀( Lmax＜2，Lmax/Lmin＜4) 、細條狀(Lmax＜2，Lmax /Lmin＞4) 、粗條狀( Lmax＞2，Lmax/Lmin＜4)和塊狀( Lmax＞2，Lmax /Lmin＞4) ，每種鋼的M/A島統(tǒng)計數(shù)量超過600個。采用截線法統(tǒng)計保溫溫度為640℃時的試驗鋼鐵素體晶粒尺寸，每種鋼晶粒統(tǒng)計數(shù)量超過1000個。試驗鋼顯微組織統(tǒng)計結果如圖6所示，保溫溫度為500℃時，無Cr鋼和含Cr鋼的M/A島占比分別為: 島狀31.5% 和54.7%，粗條狀56.6% 和36.6%，塊狀11.1% 和6.7% (見圖6 (a) ) 。研究表明，M/A島在試驗鋼中為硬相，其形態(tài)對貝氏體鋼的抗拉強度和低溫韌性影響顯著，島狀M/A 島有效抑制了沖擊斷裂過程中二次裂紋的擴展，而粗條狀和塊狀M/A島顯著惡化了貝氏體鋼的沖擊性能。含Cr 鋼的島狀M/A島占比高于無Cr鋼，粗條狀和塊狀M/A島占比均低于無Cr鋼，這說明Cr 能優(yōu)化M/A島的形態(tài)分布。如圖6(b) 所示，保溫溫度為640℃時，無Cr鋼和含Cr 鋼的平均晶粒尺寸分別為9.7μm和7.3μm。含Cr鋼的晶粒尺寸更加細小均勻，Cr顯著細化了鐵素體晶粒尺寸。隨著等溫溫度從640℃降低至500℃，等溫轉變的相變驅動力逐漸增大，使過冷奧氏體等溫轉變更加完全。Cr通過提高奧氏體穩(wěn)定性降低了連續(xù)冷卻時鐵素體、珠光體和貝氏體的轉變溫度，并推遲了其等溫轉變，顯著細化了組織。
2.3 硬度
試驗鋼硬度隨等溫溫度的變化如圖7所示。根據(jù)硬度變化趨勢，可將曲線分為Ⅰ區(qū)和Ⅱ區(qū)，Ⅰ區(qū)的等溫溫度為500～550℃。在Ⅰ區(qū)內(nèi)，隨著等溫溫度提高，兩種試驗鋼硬度變化較小，無Cr鋼硬度范圍為(230±4) HV0.5，含Cr鋼為(259±3) HV0.5。在Ⅰ區(qū)內(nèi)，兩種試驗鋼組織均由過冷奧氏體在連續(xù)冷卻轉變時形成的鐵素體和等溫轉變形成的粒狀貝氏體構成(見圖3) ，隨著等溫溫度提高，連續(xù)冷卻轉變更不完全，導致鐵素體含量降低，同時由于等溫溫度提高，導致鐵素體晶粒和粒狀貝氏體組織較為粗大。因此，在Ⅰ區(qū)內(nèi)，隨著等溫溫度提高，組織粗化產(chǎn)生的軟化作用和貝氏體含量增大產(chǎn)生的強化作用相耦合，導致試驗鋼硬度在較小的范圍內(nèi)波動。在Ⅰ區(qū)內(nèi)，含Cr 鋼硬度高于無Cr鋼，這是由于Cr降低了鐵素體連續(xù)冷卻轉變開始溫度( 見圖2(a，b) ) ，抑制了鐵素體轉變，在減小鐵素體含量的同時，細化了鐵素體晶粒。因此，在Ⅰ區(qū)內(nèi)，相同等溫溫度下，含Cr 鋼粒狀貝氏體含量更高且組織更加細小，這是其硬度更高的主要原因。
Ⅱ區(qū)的等溫溫度為580～640 ℃。在Ⅱ區(qū)內(nèi)，隨著等溫溫度提高，兩種試驗鋼硬度逐漸增大，無Cr鋼從233 HV0.5 增大至245 HV0.5 和249 HV0.5，含Cr鋼從262 HV0.5 增大至273 HV0.5 和277 HV0.5。在Ⅱ區(qū)內(nèi)，隨著等溫溫度提高，下貝氏體比例逐漸增大(見圖4) 。當?shù)葴販囟葹?80℃時，試驗鋼先發(fā)生鐵素體轉變，之后發(fā)生貝氏體轉變，形成鐵素體和粒狀貝氏體組織，且過冷奧氏體在等溫過程中轉變較為完全，僅有少量過冷奧氏體在隨后的冷卻過程中轉變?yōu)橄仑愂象w，因此試驗鋼硬度與Ⅰ區(qū)接近。當?shù)葴販囟忍岣咧?10 ℃時，試驗鋼在等溫過程先后主要發(fā)生鐵素體和珠光體轉變，由于相變驅動力較小且等溫時間較短，珠光體轉變并不完全，大量未轉變的過冷奧氏體在隨后的冷卻過程中轉變?yōu)橄仑愂象w，導致試驗鋼硬度增大。當溫度進一步提高至640℃時，試驗鋼在等溫過程主要發(fā)生鐵素體轉變，由于相變驅動力進一步降低，導致鐵素體轉變量更少，從而使下貝氏體占比更多，因此試驗鋼硬度進一步增大［24］。在Ⅱ區(qū)內(nèi)，含Cr鋼硬度高于無Cr鋼，這是由于Cr抑制了鐵素體轉變，細化了鐵素體晶粒，并降低了鐵素體含量，使下貝氏體含更高(見圖4) 。當?shù)葴販囟仍?10～640℃時，試驗鋼組織主要由軟相鐵素體和硬相下貝氏體構成，在此溫度范圍內(nèi)可通過控制等溫時間和等溫溫度協(xié)同調控軟硬相比例，以此實現(xiàn)對鋼材強韌性的調控。
03結論
1) Cr降低了連續(xù)冷卻轉變過程先共析鐵素體轉變和貝氏體轉變的開始溫度，并使含Cr鋼的TTT曲線略微右移，推遲了過冷奧氏體等溫轉變，這有利于鐵素體細化、優(yōu)化粒狀貝氏體形態(tài)分布。
2) 等溫溫度對試驗鋼的顯微組織影響顯著。在500～550℃低溫區(qū)間，組織主要為連續(xù)冷卻轉變的鐵素體與等溫轉變的粒狀貝氏體，降低等溫溫度可增大相變驅動力，促進等溫轉變并細化組織。在580～640℃高溫區(qū)間，組織以等溫鐵素體和連續(xù)冷卻轉變形成的下貝氏體為主，下貝氏體比例隨溫度升高顯著增加。
3) 當?shù)葴販囟葹?00～550℃，無Cr鋼與含Cr鋼的硬度變化較小，分別為( 230±4) HV0.5 與(259±3) HV0.5，主要歸因于組織粗化與貝氏體強化的耦合作用; 而在580～640℃時，硬度隨等溫溫度持續(xù)提高，無Cr鋼由233 HV0.5 增至249 HV0.5，含Cr鋼由262HV0.5 增至277 HV0.5，主要受下貝氏體比例增加控制。Cr細化了組織并提高了下貝氏體比例導致含Cr 鋼硬度較高。
4) 在610～640 ℃等溫后可獲得軟相鐵素體和硬相下貝氏體構成的組織，軟硬相比例可通過等溫時間和等溫溫度協(xié)同調控，為高性能海洋工程鋼的控軋控冷工藝設計提供依據(jù)。
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