金属学报(中文版)  2018 , 54 (1): 11-20 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00231

Orginal Article

回火时间对Fe-Cr-Ni-Mo高强钢碳化物演变及力学性能的影响

杜瑜宾12, 胡小锋1, 姜海昌1, 闫德胜1, 戎利建1

1 中国科学院金属研究所中国科学院核用材料与安全评价重点实验室 沈阳 110016
2 中国科学技术大学材料科学与工程学院 沈阳 110016

Effect of Tempering Time on Carbide Evolution and Mechanical Properties in a Fe-Cr-Ni-Mo High-Strength Steel

DU Yubin12, HU Xiaofeng1, JIANG Haichang1, YAN Desheng1, RONG Lijian1

1 Key Laboratory of Nuclear Materials and Safety Assessment, Institute of Metal Research,Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016, China
2 School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology of China,Shenyang 110016, China

中图分类号:  TG161

文章编号:  0412-1961(2018)01-0011-10

通讯作者:  通讯作者 胡小锋,xfhu@imr.ac.cn,主要从事高强高韧合金钢和阻尼合金的研制开发

收稿日期: 2017-06-14

网络出版日期:  2018-01-22

版权声明:  2018 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部

基金资助:  国家重点研发计划项目Nos.2016YFB0300601和2016YFB1200501

作者简介:

作者简介 杜瑜宾,男,1993年出生,博士生

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摘要

利用TEM和SEM研究了回火时间(10、20、40和120 min)对不同V含量(0、0.08%、0.14%,质量分数) Fe-Cr-Ni-Mo高强钢碳化物转变和力学性能的影响。结果表明,淬火态0V钢在马氏体板条间析出了少量的M7C3型碳化物,而含V钢中无碳化物析出,因此淬火态0V钢的强度最高(2060 MPa)。回火处理过程中,短时间(20 min)回火时,0V钢仅在板条间析出了M3C型碳化物,随着回火时间延长,M3C型碳化物逐渐转变为M23C6,这2种碳化物尺寸均较粗大(150~300 nm),对合金钢强度的贡献相对较弱,导致0V钢的强度逐渐下降,由回火20 min时的1197 MPa下降到回火120 min后的1088 MPa。加入V后,合金钢经短时间(20 min)回火后不仅在晶界析出M3C,还在晶内析出了数量较多的M2C,且尺寸细小(不大于80 nm),随着回火时间的延长,M3C逐渐分解并形成了数量较多的M6C和更稳定的MC,对合金钢的沉淀强化效果较强,且对塑韧性的影响相对较小。因此随着回火时间的延长,含V钢的强度基本保持不变,而塑韧性呈现增加的趋势,获得了良好的强韧性配合。

关键词: Fe-Cr-Ni-Mo ; 高强钢 ; 回火时间 ; 碳化物 ; 强度 ; 低温冲击韧性

Abstract

Fe-Cr-Ni-Mo steel is widely used in various industrial fields, such as water turbine in hydroelectric power station, pressure vessel and shipbuilding section etc. due to its excellent performance in strength and impact toughness. In order to fulfill the needs of high-strength and good toughness, the quenching and following tempering are often used for this kind of Fe-Cr-Ni-Mo steel. In particular, the carbide precipitation in the tempering process is the key to determine the strength and toughness. In this work, TEM and SEM were used to investigate the effect of tempering time (10, 20, 40 and 120 min) on carbide evolution and mechanical properties of Fe-Cr-Ni-Mo steel with different V contents (0, 0.08% and 0.14%, mass fraction) after quenched at 860 ℃ and following tempering at 610 ℃. The results show that some M7C3 type carbides precipitated along martensite lath boundaries in quenched 0V steel, but no carbide in the quenched 008V and 014V steels. As a result, the strength of 0V steel (2060 MPa) is higher than 008V and 014V (1906 and 1857 MPa, respectively). After tempering for 20 min, a small amount of M3C type carbides were found on the lath boundaries in 0V steel. With tempering time increasing, M3C will transform into M23C6 carbide gradually. Both M3C and M23C6 type carbides exhibited a large size in range from 150 nm to 300 nm which were unfavorable to strength. As a result, the tensile strength of 0V steel decreases from 1197 MPa to 1088 MPa when tempering time increases from 20 min to 120 min. As for the 008V and 014V steels tempered for 20min, there are not only M3C type carbides precipitated in the grain boundary, but also M2C type carbides found inside the grains. The size of both carbides is no larger than 80 nm. With increasing tempering time, the M3C will dissolve gradually and there will precipitate much more M6C and MC. Compared with coarse M3C, the finer M2C, M6C and MC have better precipitation strengthening effect and less deterioration of ductility and toughness. Therefore, with increasing tempering time the strengthes of 008V and 014V steels keep stable and the elongation and impact toughnesses increase gradually. This indicates that the excellent combination of strength and impact toughness can be obtained in 008V and 014V steels.

Keywords: Fe-Cr-Ni-Mo ; high-strength steel ; tempering time ; carbide ; strength ; low temperature impact toughness

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杜瑜宾, 胡小锋, 姜海昌, 闫德胜, 戎利建. 回火时间对Fe-Cr-Ni-Mo高强钢碳化物演变及力学性能的影响[J]. 金属学报(中文版), 2018, 54(1): 11-20 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00231

DU Yubin, HU Xiaofeng, JIANG Haichang, YAN Desheng, RONG Lijian. Effect of Tempering Time on Carbide Evolution and Mechanical Properties in a Fe-Cr-Ni-Mo High-Strength Steel[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2018, 54(1): 11-20 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00231

高强钢的抗拉强度可达2000 MPa以上,但强度的不断提高对高强钢的塑韧性损害较大[1]。为了满足工业发展需求,尤其是对低温冲击韧性要求较高的领域,开发强韧性匹配良好的高强钢是近年来的发展方向之一[2]。改善高强钢强韧性匹配的常用技术手段包括优化合金成分、调整加工工艺和热处理工艺等,以获得不同的基体组织和析出相,尤其是析出相的类型、尺寸、分布等[3~5]。作为高强钢的一种,Fe-Cr-Mo系合金钢由于其包含一定的合金元素以及少量的微合金化元素,与传统C-Mn钢相比,该合金钢具有较高的强度、良好的韧性、一定的焊接性和较低的成本[6,7]等优点,常用来制造大型水电站水轮机组的部件、压力容器以及船用部件等[8~10]。为了获得良好的强韧性匹配,Fe-Cr-Mo合金钢常用的热处理工艺为调质处理[11],其中回火过程析出的碳化物是决定其强韧性的关键因素。近年来,针对Fe-Cr-Mo合金钢回火工艺的影响展开了广泛研究,其中对回火温度的研究相对较多[4,12~15]。与回火温度相比,回火时间对合金钢碳化物的析出行为研究相对较少,例如Výrostková等[16]研究了回火时间对0.1C-0.9Cr-V钢中碳化物演变的影响,发现在580 ℃经100 h回火后,碳化物的类型主要为M3C、M7C3MC,延长回火时间到5000 h后,碳化物的类型未发生变化,但M3C和M7C3型碳化物中Fe/Cr的比值呈现下降趋势;Thomson和Miller[17]研究发现,2.25Cr-1Mo-0.15C钢在350 ℃回火5 min后,形成Mo2C,延长回火时间到40 h后,除了Mo2C外还形成了M3C型碳化物,但由于回火温度较低,Cr、Mo、Mn元素未发生扩散。综上可知,对回火时间的研究主要集中在1 h之后的长时间回火(最长1000 h以上),而对较高温度回火初期(比如20 min)碳化物的析出行为及其对后续碳化物的转变和合金钢的强韧性关注较少。

Wen等[18]研制了一种含V的Fe-Cr-Ni-Mo合金钢,通过控制V元素的添加量(0.03%~0.10%,质量分数),可使该合金钢具有良好的强韧性匹配,其抗拉强度不低于1100 MPa,低温(-50 ℃)冲击功可达70 J以上。本课题组前期工作[11]表明,在较低温度(如400 ℃)回火时,先析出较粗大的M3C型碳化物(尺寸约为1 μm),随着回火温度的升高,逐渐转变为尺寸细小的M2C和MC型碳化物(尺寸小于100 nm),这种细小弥散分布的碳化物起到了良好的二次硬化效果,使得Fe-Cr-Ni-Mo合金钢的强度在较宽回火温度范围内(450~600 ℃)基本不变,而冲击功和延伸率呈现升高的趋势,从而可以获得良好的强韧性匹配。本工作选用不同V含量的Fe-Cr-Ni-Mo合金钢,通过改变回火时间(10、20、40 和120 min),重点研究短时间(如20 min)回火时合金钢中碳化物的形貌,通过与回火120 min后碳化物的形貌进行对比分析,系统研究了回火时间对Fe-Cr-Ni-Mo合金钢中碳化物的析出行为及其对合金钢强韧性的影响机制。

1 实验方法

选用3种不同V含量(0、0.08%、0.14%,质量分数)的Fe-Cr-Ni-Mo合金钢,依据V含量的不同分别标记为0V、008V和014V,具体化学成分如表1所示。采用真空感应炉熔炼,浇铸为25 kg的铸锭。铸锭先经过热锻,然后热轧为12 mm厚的板材。

表1   Fe-Cr-Ni-Mo钢的化学成分

Table 1   Chemical compositions of Fe-Cr-Ni-Mo steels (mass fraction / %)

SteelCNiMnMoVCrSiSPFe
0V0.304.480.790.63-1.050.190.0100.0080Bal.
008V0.274.010.650.650.081.020.200.0060.0060Bal.
014V0.273.500.490.650.141.020.220.0090.0070Bal.

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利用线切割从热轧后的板材上取适当尺寸的试样进行热处理,热处理制度为正火+淬火+回火,其中正火工艺为:860 ℃保温60 min,空冷;淬火工艺为:860 ℃保温40 min,水淬。回火温度选取610 ℃,为了研究短时间回火保温过程中碳化物的析出行为,分别选用10、20、40和120 min保温时间进行回火,随后水冷。分别从淬火态和回火态的试样上沿轧制方向取料加工成标准Charpy-V型缺口冲击试样和棒状的拉伸试样,Charpy-V型缺口冲击试样的尺寸为10 mm×10 mm×55 mm,拉伸试样螺纹段直径为10 mm,平行段直径为5 mm。冲击实验在RKP450冲击试验机上进行,实验温度为-50 ℃,室温拉伸实验在AK-1000KNG拉伸机上进行,冲击和拉伸断口形貌采用JSM-6301F场发射扫描电镜(SEM)进行观察,工作电压为20 kV。SEM样品经过机械研磨、抛光和4%硝酸酒精(体积分数)侵蚀后,利用JSM-6301F场发射SEM观察显微组织。透射电镜(TEM)样品制备方法为:利用线切割分别从淬火态和回火态试样上切取厚度为0.5 mm的薄片,用水磨砂纸机械减薄到50 μm以下,然后利用冲孔器制备直径为3 mm的圆形薄片,最后双喷电解减薄,双喷液为10%的高氯酸酒精(体积分数)溶液,双喷电压为20 V,温度-20 ℃。利用Tecnai G2 20 TEM观察碳化物的形貌及分布,TEM工作电压为120 kV。

2 实验结果

2.1 力学性能

表2为不同热处理条件下0V、008V和014V钢的力学性能。可以看出,淬火态合金钢的强度较高,其中0V钢的强度最高,其抗拉强度为2060 MPa,添加V后淬火态合金钢的强度略有下降,008V和014V钢的抗拉强度分别为1906和1857 MPa。此外,淬火态合金钢的延伸率和冲击功均较低,其中延伸率为13%~15%,冲击功为15~25 J,加入V后,合金钢的延伸率和冲击功均有一定程度增加。回火处理后,合金钢的强度显著下降,如经过10 min回火后,0V钢的抗拉强度为1256 MPa,008V、014V钢的抗拉强度分别为1292和1279 MPa。与淬火态合金钢相比,0V和014V钢的抗拉强度分别下降了804和578 MPa。随着回火时间的延长,0V钢的强度呈现较明显的下降趋势,而008 V和014V钢强度变化较小,经过120 min回火后,0V钢的抗拉强度降低到1088 MPa,与回火10 min时相比下降了168 MPa,而014V钢经10和120 min回火处理后抗拉强度分别为1279和1277 MPa,强度基本不变。不同V含量合金钢的延伸率随回火时间的变化规律基本相同,均在回火20 min时达到最大,为18.8%~19.8%。继续延长回火时间,合金钢的延伸率均有一定程度的下降,在15.5%~19.1%之间,下降幅度较小。与延伸率的变化规律不同,3种不同V含量合金钢的低温冲击功均随着回火时间的延长而呈现增加的趋势,其中0V钢的冲击功由回火10 min时的50 J持续增加到120 min时的70 J;与0V钢不同,008V钢经10 min回火处理后其冲击功为48 J,而后在回火40 min时达到最大值,为75 J,但经过120 min回火处理后,冲击功下降到68 J;与008V钢相比,V含量较高的014V钢的冲击功相对较低,变化较小,由10 min的49 J增加到120 min的59 J。

表2   不同热处理条件下0V、008V和014V钢的力学性能

Table 2   Mechanical properties of 0V, 008V and 014V steels with different heat-treatment processes

SteelTempering timeRm
MPa
Rp0.2
MPa
A
%
AKV
J
0VWQ2060144413.315
10 min1256110916.650
20 min1197104619.655
40 min112498717.160
120 min108891419.170
008VWQ1906142515.024
10 min1292116915.248
20 min1261113718.856
40 min1254115515.575
120 min1235112016.768
014VWQ1857147914.723
10 min1279119914.349
20 min1286118319.847
40 min1303120416.852
120 min1277120117.659

Note:Rm—tensile strength, Rp0.2—yield strength, A—elongation, AKV—impact energy at -50 ℃, WQ—water quenching

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2.2 淬火态合金钢的微观组织

图1为0V钢860 ℃淬火态显微组织的SEM像。可以看出,0V钢经过淬火处理后,其显微组织为典型的板条马氏体。008V和014V钢经过淬火处理后,其显微组织与0V钢类似,均为板条马氏体。

图1   0V钢860 ℃淬火态显微组织的SEM像

Fig.1   SEM image of 0V steel quenched at 860 ℃

图2为淬火态0V和008V钢显微组织的TEM明场像、暗场像及选区电子衍射(SAED)花样。可以看出,淬火态的0V钢和008V钢的基体组织均为板条马氏体,且存在较多的位错。值得注意的是,在0V钢中存在少量的长条状碳化物(图2a),经SAED分析可知,为M7C3型碳化物。由TEM暗场像(图2b)可知,该碳化物主要沿板条间析出,且尺寸比较粗大,长度为300~450 nm。与0V钢不同,008V钢在马氏体板条间、晶粒内部均未观察到碳化物析出(图2c和d)。与008V钢类似,淬火态的014V钢中同样未观察到碳化物的存在。

图2   淬火态0V和008V合金钢显微组织的TEM明场像、暗场像及SAED花样

Fig.2   Bright field (a, c) and dark field (b, d) TEM images and corresponding SAED patterns (insets) of 0V steel (a, b) and 008Vsteel (c, d) quenched at 860 ℃ for 40 min

2.3 回火20 min合金钢的微观组织

图3为0V钢经过610 ℃回火20 min后显微组织的SEM像。可以看出,经过20 min回火处理后,回火态组织为回火索氏体。因本工作合金钢中碳化物的尺寸较细小,不同回火态合金钢的显微组织均与图3类似。

图3   0V钢610 ℃回火20 min后显微组织的SEM像

Fig.3   SEM image of 0V steel tempered at 610 ℃ for 20 min

图4~6分别为0V、008V和014V钢经过610 ℃回火20 min后碳化物形貌的TEM明场像、暗场像及SAED花样。可以看出,经过20 min回火处理后,3种回火态合金钢均有碳化物析出,碳化物形貌以长条状和颗粒状为主。SAED分析结果表明,长条状碳化物均为M3C,主要分布在板条间,在3种不同V含量的合金钢中尺寸相当,长度范围为150~300 nm。0V钢中的颗粒状碳化物与长条状碳化物一致,为M3C型碳化物且分布在板条间(图4b),但尺寸较小,为30~50 nm;而008V钢中的颗粒状碳化物结构类型有2种,其中以M2C型碳化物为主,还有少量的M7C3,M2C主要在晶内析出(图5a和b),而M7C3型碳化物主要分布在板条间(图5c和d),两者尺寸相当,均在40~80 nm之间;与008V钢相似,014V钢中析出的颗粒状碳化物为M2C,在晶内析出但尺寸更小,为20~40 nm。不同的是,014V钢中未观察到M7C3型碳化物。

图4   0V钢经过610 ℃回火20 min后的碳化物形貌的TEM明场像、暗场像及SAED花样

Fig.4   Bright field (a) and dark field (b) TEM images and corresponding SAED pattern (inset) of carbides in 0V steel tempered at 610 ℃ for 20 min

图5   008V钢经过610 ℃回火20 min后的碳化物形貌的TEM明场像、暗场像及SAED花样

Fig.5   Bright field (a, c, e) and dark field (b, d) TEM images and corresponding SAED patterns (insets) of carbides in 008V steel tempered at 610 ℃ for 20 min

图6   014V钢经过610 ℃回火20 min后的碳化物形貌的TEM明场像、暗场像及SAED花样

Fig.6   Bright field (a, c) and dark field (b) TEM images and corresponding SAED pattern (insets) of carbides in 014V steel tempered at 610 ℃ for 20 min

3 分析与讨论

3.1 回火时间对碳化物的影响

回火处理过程中,马氏体将发生分解并析出碳化物,本工作中析出的碳化物特征主要与淬火态组织、回火时间和V含量相关。表3所示为淬火态、回火20和120 min后合金钢的碳化物类型及尺寸对比。由表3可知,不同V含量及热处理状态的合金钢具有不同的碳化物结构和尺寸。合金钢经过淬火处理后,仅在0V钢中观察到少量的M7C3型碳化物,其析出原因可能为在淬火快速冷却的过程中,0V钢中的过饱和C由于淬火余温的存在发生自回火,同时由于板条间位错密度高、能量起伏大,有利于碳化物的形核长大,但其具体析出原因仍需进一步探索。值得注意的是,淬火过程中主要合金元素(Cr、Mn、Mo、V等)未发生显著扩散,对碳化物的稳定性造成影响[19],故0V钢在淬火过程形成的M7C3 (M主要为Fe)稳定性较低,在高温(610 ℃)回火过程中易溶解。而008V和014V钢中由于加入了强碳化物形成元素V,降低了C的扩散能力[14],进而降低了自回火的倾向,所以淬火过程中008V和014V钢中未观察到碳化物析出。

回火过程中马氏体发生分解,合金元素发生扩散,而合金元素的扩散将对碳化物的稳定性产生影响[19]。当回火温度较低时,合金元素的长程扩散受到限制,形成稳定性较弱的θ-碳化物(即渗碳体M3C,M以Fe为主),且主要在晶界(位错密度高、能量起伏大)析出。为了使合金钢获得良好的强韧性匹配,本工作选择高温回火((610±20) ℃)[11,18],在该温度回火过程中,主要合金元素Mn、Cr、Mo、V等均已经开始显著扩散(Mn、Cr、Mo、V合金元素发生扩散的温度分别为350、400~450、500和500~550 ℃)[19]。扩散是一个动力学过程,因此在回火时间较短时,析出相仍以M3C为主。与低温M3C的析出不同,回火温度较高时,M3C除了在晶界有析出外,在晶内也有部分析出(图4~6),并因回火温度较高而迅速长大,其尺寸为150~300 nm。对于0V钢而言,淬火过程中形成的M7C3,由于其稳定性较差,在高温回火过程中易失稳分解,因此回火20 min后0V钢中仅观察到M3C型碳化物(图4),且其尺寸小于M7C3M3C稳定性较弱,在610 ℃的高温回火下稳定性差,随着回火时间的延长(120 min),碳化物形成元素充分扩散,更多的碳化物形成元素进入M3C中,使M3C逐渐转变为更稳定的M23C6[20]。合金钢中加入V后,因V与C的结合能力明显强于Cr等合金元素,因此在008V和014V钢中均析出了含V的M2C,且尺寸较细小(分别为50~80和20~40 nm),同时Mn、Cr、Mo等碳化物形成元素的扩散,将导致部分M3C型碳化物中的Cr、Mn含量增加,促使其晶体结构发生转变,析出M7C3 (M主要为Fe、Cr、Mn等),该碳化物的稳定性要强于淬火态0V钢中的M7C3 (M主要为Fe),其原因为回火态碳化物中合金元素含量的提高增加了其稳定性,因而在008V合金钢的晶界处存在少量的M7C3 (M主要为Fe、Cr、Mn等)[4,19,21]。延长回火时间(120 min),晶界处不稳定的M3C (包括M7C3)溶解消失,而后在晶内析出数量更多的富V碳化物,如008V钢回火120 min后析出的是M6C和M2C,而014V钢析出的是MC[11,18]。碳化物结构不同主要是由于V含量不同造成的,V含量越高,则越倾向于析出更加稳定的碳化物 [14,18,22],这可能是回火20 min后014V钢中未观察到M7C3型碳化物的原因。

3.2 回火时间对力学性能的影响

对淬火态Fe-Cr-Ni-Mo合金钢而言,因V的加入将使原始奥氏体晶粒得到细化,从0V的26 μm减小到014V的10 μm[18],将对合金钢起到一定程度的细晶强化效果。与此同时,固溶在基体内的V也会起到一定的固溶强化作用,因此,淬火态含V合金钢的强度应该比0V钢高,然而力学性能测试结果却相反。这是由于在淬火态0V钢中因自回火析出了少量的M7C3,导致较强的析出强化效果,从而造成淬火态0V合金钢的强度高于008V和014V钢(表2)。然而M7C3尺寸较粗大,且主要沿晶界分布,因此对塑韧性,尤其是低温冲击功非常不利[23]。在该碳化物处裂纹容易形成和扩展,从而导致脆性断裂,而含V合金钢的原始奥氏体晶粒尺寸相对较小,有利于塑韧性的提升,因此淬火态0V钢的延伸率和冲击功低于008V和014V钢。淬火态合金钢主要由板条马氏体组成,回火过程中发生马氏体分解并析出碳化物,其中0V钢因过饱和碳的析出以及位错密度的降低而产生软化,使强度下降而塑韧性增加;而008V和014V钢因C的扩散并与合金元素形成渗碳体或合金碳化物而获得析出强化效果,提高合金钢回火抗力,其对塑韧性的影响主要取决于碳化物的分布、数量和结构特征。随着回火时间的延长,基体软化与碳化物的析出强化作用同时存在,不同的碳化物对合金钢的强化效果不同。根据Ashby-Orowan机制[24],沉淀强化引起的强度σppt可表示如下:

σppt=0.8MGb2πL1-υlnx2b(1)

其中,

L=23πf-2r(2)

x=223r(3)

将式(2)和(3)代入式(1)中并整理得:

σppt=a+clnrπf-2r(4)

式中,M为Taylor常数,G为剪切模量,ν为Poisson比,b为Burgers矢量模,r为析出相尺寸,f为析出相体积分数,ac均为常数。由式(4)可知,析出沉淀强化效果主要与fr有关,即f越大、r越小,强度越高。本工作中短时间(20 min)回火后合金钢析出的碳化物类型主要分M3C、M23C6M2C等两类:第一类碳化物不仅尺寸较为粗大(150~300 nm),而且以晶界析出为主,对强度不利;第二类合金碳化物尺寸不超过80 nm,主要在晶内析出。根据文献[25,26]可知,碳化物的强化效果由强到弱依次为:富V的MC型碳化物,随后为含V的M2C、M6C型碳化物,最后为不含V的M23C6型碳化物。结合式(4)可知,第二类碳化物引起的强化效果更好。对于0V钢而言,随着回火时间的延长,析出的均为第一类碳化物,其对合金钢的强度贡献σppt相对较小,而且随着时间的延长碳化物特征变化不大,因此随着基体的持续软化,0V合金钢的强度呈现单调下降的趋势。而加入0.08%V后,合金钢经短时间(20 min)回火后析出M3C和M2C (还有少量的M7C3)型碳化物,因此与0V钢相比,008V钢的强度下降较少,而随着回火时间的延长,M3C逐渐溶解消失,M2C的尺寸逐渐增加,同时析出尺寸更加细小的M6C (35 nm),沉淀强化效果增强,因此008V钢的强度下降趋势较缓慢,提高了回火稳定性。与008V钢不同,014V钢的强度在回火10~120 min的范围内基本不变,其主要原因为随着V含量的增加,一方面析出了尺寸更细的M2C和对强度贡献更大的MC型碳化物[18,25],另一方面014V合金钢的原始奥氏体晶粒尺寸减小了一倍多,因此回火20~120 min内该合金钢的强度基本不变,说明其回火稳定性最好。除此之外,沉淀强化效果还与f有关,然而仅通过TEM观察并不能有效反映f,因此本工作中未做统计。但根据文献[27]研究表明,在4.5Cr-2W-0.25V钢中,随着回火时间(20~120 min)的延长,碳化物的体积分数逐渐增加,有利于沉淀强化,使合金钢的强度增加。

随着回火时间的延长,板条马氏体逐渐分解而使基体软化,位错密度不断降低,因而有助于提高合金钢的塑韧性。然而,本工作中008V和014V钢在延长回火时间的过程中,强度基本不变,而延伸率与冲击功整体呈现增加的趋势。除了与基体软化有关外,还与回火过程中析出的碳化物类型和尺寸有关。由表3可知,在回火过程中,随着回火时间的延长,008V和014V钢中析出的颗粒状碳化物的稳定性逐渐增加,并且碳化物的尺寸也逐渐减小,而细小颗粒状、弥散分布的碳化物对塑韧性的损害相对较小[11,18,24,28]图7为008V合金钢淬火态与回火20 min后的-50 ℃冲击和室温拉伸断口微观形貌的SEM像。由图可知,淬火态合金钢的冲击断裂方式为准解理断裂,断口形貌主要以解理面为主,可以观察到典型的河流花样(图7a);回火处理后,断口中的韧窝数量明显增加(图7b和d),其断裂方式为韧性断裂。当回火时间少于20 min时,碳化物析出不充分,主要以马氏体分解为主,有助于提高塑韧性,因而回火20 min处理的合金钢具有较好的延伸率。回火时间延长后,虽然碳化物析出数量有所增加,但尺寸粗大的M3C碳化物数量减少,因而合金钢的延伸率下降较少。

表3   不同热处理条件下合金钢的碳化物类型及尺寸

Table 3   The types, sizes of carbides in 0V, 008V and 014V steels with different heat-treatment processes

SteelQuenchedTempering for 20 minTempering for 120 min[18,20]
Carbide typeSize / nmCarbide typeSize / nmCarbide typeSize / nm*
0VM7C3300~450M3C150~300M23C6195
008V
-
-
M3C150~210M6C35
M2C50~80M2C157
M7C340~70
014V--M3C150~200MC20
M2C20~40

Note: Subscript * indicate the sizes of carbides in this column are average

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图7   008V钢淬火态与610 ℃回火20 min后的-50 ℃冲击和室温拉伸断口形貌的SEM像

Fig.7   SEM fractographs of 008V steel quenched at 860 ℃ (a, c) and then tempered at 610 ℃ for 20 min (b, d) after Charpy impact test at -50 ℃ (a, b) and tensile test at room temperature (c, d)

4 结论

(1) 不含V的0V钢淬火时发生自回火,在晶界处会析出数量不多的M7C3型碳化物,而添加V后,V降低了C在铁素体中的扩散能力,使淬火态008V和014V合金钢中没有碳化物析出;由于0V钢中析出了碳化物,对合金钢起到了沉淀强化效果,使得淬火态0V合金钢的强度高于含V合金钢,但塑韧性较低。

(2) 短时间(20 min)回火后,0V钢中析出了M3C型碳化物,该碳化物沿着晶界析出,且尺寸较粗大(150~300 nm),而008V和014V钢中除了在晶界处析出M3C外,还析出M2C (以及少量的M7C3),该碳化物以晶内析出为主且尺寸较小(20~80 nm)。随着回火时间的延长(120 min),0V钢中的M3C以晶格重组的形式逐渐转变成了M23C6,而含V合金钢中的M3C将发生溶解,其中在008V钢中将逐渐析出数量更多的M6C和M2C,而014V钢中碳化物将全部转变成MC。

(3) 随着回火时间的延长,0V钢因析出的碳化物尺寸均较大,其强度呈现持续下降的趋势;而008V和014V钢因析出了尺寸更加细小的M2C和MC等合金碳化物,起到了较强的沉淀强化效果,因此合金钢的强度基本不变。V在提高合金钢回火稳定性的同时,还细化了原始奥氏体晶粒,使合金钢的延伸率和冲击功仍保持较高水平。

The authors have declared that no competing interests exist.


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