随着国民经济的迅速发展, 对高品质特厚钢板的需求也迅速增加. 一些海洋平台用高附加值特厚钢板, 厚度达到127~210 mm, 产品性能要求非常苛刻, 要求钢板的屈服强度达到690 MPa以上, 韧性要求考核-80~-40 ℃的低温冲击, 并要求钢板在厚度方向显微组织和力学性能保持均匀性^[1-4]. 高性能要求决定了齿条钢板一般采用调质热处理. 当高强度钢板的厚度超过100 mm时, 其研制和生产方面最大的难点在于如何保证在整个厚度截面方向获得淬透的显微组织, 达到较为均匀的力学性能. 即使钢板保持最高的理想淬火条件, 由于热传导速率的限制, 冷速最低的特厚钢板心部在淬火过程中也不易获得淬透组织而形成大面积的粒状贝氏体^[5]. 粒状贝氏体的出现使钢板的强度及屈强比降低, 尤其是屈服强度降低幅度较大, 难以分解的粒状贝氏体也导致钢板心部的冲击韧性显著下降^[5-7]. 换言之, 对于超大厚度的高强度钢板, 在保持淬火冷速不变的前提下, 提高钢板心部的淬透性成为该产品生产的一大难点^[3,8-10].

在压力淬火机组最大冷却能力基本保持不变的情况下, 特厚钢板的合金成分设计成为提高钢板淬透性的关键因素. 复合合金化是显著提高钢的淬透性的常见方法, C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, V, Cu等合金元素均在不同程度加强钢板的淬透性, 复合添加使这种淬透效果进一步优化^[11,12]. 然而, 考虑到特厚钢板的心部冷速非常低, 仍然需要最大程度地改善淬透性, 加入微量B元素是一种较优的选择. 微量B固溶于奥氏体中, 在冷却过程中在奥氏体晶界偏聚, 抑制晶界铁素体的形核, 从而提高钢的淬透性, 尤其是使低冷速条件下的淬透性大大提高^[13,14]. 另一方面, 钢中残留的B属活泼元素, 易与N在较高温度形成稳定的BN. 一旦形成稳定的BN析出物, 奥氏体中固溶的有效B含量减少, 降低B对淬透性的提高作用. 因此, 改善B对提高淬透性的有效作用, 重点在于如何阻止B在奥氏体中析出BN化合物, 从而保持B在奥氏体中固溶^[15-19]. 一般认为, Ti, Al和V等强氮化物形成元素, 能在不同程度起到固定N的作用. 国内外较多的研究^[13,15,16]显示, Ti对固N保B具有明显的效果, 但粗大TiN的形成也对这一作用带来了负面效果. 合金元素Al在这方面的研究结果鲜有报道. 本工作讨论了在特厚钢板体系下Ti, Al, V等合金元素, 尤其是Al对含B钢淬透性和力学性能的影响规律.

1 实验方法

实验采用C-Si-Mn-Cr-Mo-Ni-Cu复合合金化的特厚钢板体系, 基本成分(质量分数, %)为: C 0.15, Si 0.40, Mn 0.80, Ni 1.20, Cr 1.0, Mo 0.40, Cu 0.30. 在此基础上, 考虑到补充淬透性的要求, 采用不同的技术方案进行合金成分补充, 如表1所示. 共冶炼5种钢, 3~5号钢为加B钢, 其中3号和4号钢均为Al-B系列, 5号钢为Ti-B系列. 3号钢加入中等Al含量(0.042%Al), 4号钢加入较高Al含量(0.070%Al). 作为比较, 1号钢和2号钢为无B钢, 1号钢在基本成分的基础上再加入0.4%Cr, 2号钢加入0.06%V, 以补充淬透性. 需要指出的是, 1号、2号和5号钢中的Al含量均为满足脱氧要求而常规加入的, 3号和4号钢则考虑Al与B对N的竞争关系而加入适量Al. 1~5号钢中的N含量均为0.004%左右.

将上述材料采用50 kg真空感应炉冶炼, 锻造后轧制成16 mm×130 mm×1000 mm(厚×宽×长)的实验用钢板, 轧制前切取顶端淬火试样备用. 实验钢板进行调质热处理, 热处理工艺为910 ℃保温1 h, 采用不同的冷却介质和条件冷却. 本研究分别获得30, 10, 3, 1.5和0.85 ℃/s的平均冷却速率, 以模拟在进行大水压辊压式淬火条件下不同厚度钢板在不同位置上的平均冷速. 30和10 ℃/s可基本对应厚度超过100 mm的特厚钢板的表面位置(表面下2~5 mm)和1/4厚度位置的冷却速率. 实验结果显示, 由于冷却速率较快, 1~5号钢均可获得以马氏体为主的淬透性显微组织. 3, 1.5和0.85 ℃/s则分别对应厚度为100, 130和175 mm钢板辊压淬火时心部位置的平均冷速^[3,8,9], 这类低冷速条件下的实验结果是本工作的重点研究对象.

依据GB/T225-2006对1~5号钢进行末端淬火的淬透性实验. 依据GB/T228.1-2010在WE300B拉伸试验机上进行室温拉伸实验, 试样直径为10 mm, 标距为50 mm. 在JB50冲击试验机上依据GB/T229-2007进行-40 ℃低温Charpy冲击实验, 冲击试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm, 采用V型2 mm深缺口. 试样经机械抛磨后采用3% (体积分数)硝酸酒精腐蚀进行常规组织观察, 采用着色腐蚀观察粒状贝氏体和马氏体/奥氏体(M/A)岛, 着色腐蚀剂为1%Na₂S₂O₅水溶液+4%苦味酸酒精溶液(质量分数). 在H800透射电子显微镜(TEM)上观察试样的精细结构. 取3~5号钢910 ℃淬火后的试样进行第二相萃取, 定量分析BN第二相和固溶B的数量. 利用材料热力学计算商用软件Thermo-Calc计算了特厚钢板体系中各种氮化物的析出关系和固溶B的状态.

2 实验结果

2.1 淬透性

5种实验钢末端淬火实验结果如图1所示. 从图中可以看出, 高Al-B钢(4号钢)和Ti-B(5号钢)钢均获得了较高的淬透性, 这种高淬透性是由B的加入所产生. 而无B钢(无论是加Cr的1号钢还是加V的2号钢)和中等Al含量的加B钢(3号钢)的淬透性则相对较低, 也说明中等Al含量的钢中加B并没有达到预期的淬透效果. 对于加B钢, 为了保证B的固溶, 可采取用Ti和Al固N 2种方法. 由于TiN的形成温度较高, 只要钢中的Ti/N比保持TiN的化学配比即可达到效果, 而用Al固N, 则使用过量的Al, 才能保证Al对N形成AlN的竞争力.

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图1   

Fig.1   实验钢的末端淬火淬透性曲线

2.2 组织观察

在高冷速条件下2号实验钢的显微组织如图2所示. 1~5号钢的组织形貌基本相同, 30 ℃/s的平均冷速可获得全马氏体组织, 10 ℃/s获得以马氏体为主、并有少量下贝氏体的混合淬透组织, 说明在10 ℃/s以上, 特厚钢板基本均可获得全淬透的显微组织. 这种显微组织状态经过高温回火后, 一般可获得良好的力学性能, 尤其是马氏体+下贝氏体混合组织, 其低温韧性更优^[20-23].

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图2   

Fig.2   高冷速条件下2号实验钢的显微组织

低冷速条件下实验钢的OM像如图3所示. 2号钢为无B钢, 在1.5 ℃/s的冷速下获得以粒状贝氏体为主的显微组织(图3a). 2种不同Al含量的含B钢也显示出不同组织状态, 中等Al含量的含B钢(3号钢)获得数量较多的粒状贝氏体和较多的大块M/A岛状组织, 其形态与2号钢相近(图3b). 而对于Al含量较高的4号钢, 粒状贝氏体的组织形态改善, M/A岛的尺寸减小(图3c). 图4为4号钢和3号钢的TEM像及3号钢的衍射花样. 结果表明, 4号钢中有较多的下贝氏体出现(图4a), 而中等Al含量的B处理钢则有很多M/A岛(图4b和c), 说明高Al钢的淬透性明显高于中Al钢, 从一定程度上也反映了较高的Al含量有助于使B固溶而发挥其提高淬透性的作用.

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图3   

Fig.3   1.5 ℃/s冷速条件下实验钢的显微组织

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图4   

Fig.4   低冷速条件下实验钢TEM像和衍射花样

2.3 力学性能

实验钢低温冲击韧性与淬火冷却速率的关系如图5a所示. 结果表明, 在10 ℃/s的冷却速率下， 低温冲击功最高, 随着冷速的降低, 低温冲击功也呈降低趋势, 其冲击功降低的幅度也各不相同. 对于2种无B钢, 随淬火冷速的降低, 低温冲击功的下降幅度较大. 当冷速从10 ℃/s降低至0.85 ℃/s时, 1号钢和2号钢的低温冲击功降低的幅度达到80%左右. 对于2种含B钢(4号钢和5号钢), 当冷速从10 ℃/s降低至0.85 ℃/s时, 降低幅度仅为30%左右. 对于中等Al含量的3号钢, 冲击功下降的幅度高于前2种含B钢, 但也远低于2种无B钢.

从图5b可以看出, 各种实验钢在10 ℃/s的冷速下均获得了最高的屈服强度, 30 ℃/s的冷速下其屈服强度和这一强度基本相当. 在此冷却速率下, 基本获得马氏体或马氏体+下贝氏体的淬透组织. 而随着冷却速率的降低, 钢的屈服强度也逐渐降低. 直至冷却速率降低至1 ℃/s左右, 各实验钢的屈服强度均有较明显的降低. 但是可以看出, 各钢屈服强度降低的幅度有所不同, 在低冷速端, 高Al-B钢(4号钢)和Ti-B钢(5号钢)的强度降低幅度最小, 而其它钢种, 如加Cr钢(1号钢)和加V钢(2号钢)则均有较大幅度的强度下降, 这和各实验钢不同的成分设计和所获得的显微组织有较大关系.

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图5   

Fig.5   实验钢的力学性能随淬火冷速的变化

3 分析讨论

B对淬透性提高的作用主要取决于淬火前B在钢中的固溶状态. 只要钢中存在0.0003%~0.0005%的固溶B, 在冷却过程中偏聚于晶界即可显著推迟高温相变的发生^[15,16,24]. 而形成BN颗粒则产生相反的作用, 既降低固溶B含量又增加高温相变的形核点. 增加其它合金元素对N的竞争关系, 理论上, 有利于减少BN的形成. V, Al, Ti, B是钢中的强氮化物形成元素, 首先考虑Ti元素对固N效果的影响, 一般微Ti处理的钢中Ti加入量为0.01%~0.02%左右.图6所示的计算结果表明, 在实验钢中加入0.015%Ti, 钢中的N将优先析出TiN或Ti(C, N), 析出开始温度高达1440 ℃, 远远高出BN的析出开始温度, 说明Ti可有效固定钢中的N, 从而阻止BN的形成. 图6b则显示, TiN中固定N的比例随温度的降低而升高, 到1050 ℃时TiN中固定的N达到约90%. 此后比例有所降低, 因为在此温度以下开始析出AlN, 少量N从Ti(C, N)向AlN转移. 由此可以看出, 微Ti处理可固定钢中大部分N, 使B保持于固溶状态. 但是, 由于TiN的析出温度较高, 容易聚集长大, 大块TiN颗粒在冲击载荷作用下基本不变形而碎化(图7), 粗大的TiN颗粒成为降低钢低温韧性的重要因素^[18]. 因此, 在有其它选择的情况下, Ti一般不轻易作为固N元素使用.

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图6   

Fig.6   含Ti钢的析出曲线及Ti(C, N)的固N比例

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图7   

Fig.7   含Ti钢中的TiN析出物形貌和其在冲击载荷作用下的破碎形貌以及能谱图

在没有Ti元素的条件下, 考察了V, Al, B, N在钢中的热力学析出行为. 假定这些元素的常规含量分别为0.10%, 0.02%, 0.001%和0.004%, 计算结果如图8所示. BN的析出开始温度约1200 ℃, AlN在1070 ℃左右析出, 低于BN的析出开始温度, 因此BN的析出基本上不受AlN析出的影响. 900 ℃时, B以BN的形式析出了80%以上, 保持固溶的B量较低. 计算表明, 正常含量的Al元素添加无法阻止B的析出, 起不到较好的固N作用. 若需要提高固N效果, 应提高Al含量. 而V(C, N)的析出温度则为800 ℃左右, V对N的竞争力则更远远低于B和Al. 只有钢中的N与大部分B和Al结合后才具备和V结合形成VN的热力学条件.

下面考虑不同Al含量对固N效果的影响. 0~0.10%含量的Al对AlN和BN析出的影响如图9所示. 由图9a可知, 随着Al含量的增加, AlN的开始析出温度增加, 析出总量也增加, 表明Al的固N作用增强. 0.02%Al的析出开始温度为1070 ℃左右, 至800 ℃时平衡析出AlN为0.0086%. 而当Al含量提高至0.06%时, AlN的开始析出温度提高了约100 ℃, 达到1170 ℃, 至800 ℃时平衡析出AlN为0.0104%(相当于固N量为0.0035%, 固N效率达到约90%). 而当Al含量提高至0.10%时, AlN的开始析出温度提高至1240 ℃, 甚至高于BN的析出开始温度. 且AlN的析出几乎固定了钢中所有的自由N原子, 使B完全游离出来. 图9b为BN析出随不同Al含量的变化情况. 若完全没有Al, 则钢中的B几乎全部以BN的形式析出. 随着Al含量的增加, BN最终的析出数量降低. Al含量增加至0.08%时, BN的析出量降低了90%以上. 而当Al含量达到0.10%时, 就完全没有BN析出. 假定在高温阶段, 微量的B仅以BN析出物和奥氏体中的固溶B 2种形式存在. 从计算结果可以看出, 通过加入稍过量的Al含量, 可使BN的析出量大大降低, 保持固溶B含量的提高.

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图8   

Fig.8   实验钢中V, Al, B元素与N的竞争关系

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图9   

Fig.9   不同Al含量对AlN和BN析出的影响

钢中0.004%的N含量属转炉的较高冶炼质量水平, 考虑电炉冶炼方法或者冶炼脱气水平较低等因素, 可能造成钢中的N含量达到0.008%和0.01%, 甚至更高. 因此, 应该考虑更高的N含量对BN析出及固溶B的影响. 图10显示在0.01%N和0.013%N的情况下, BN析出和固溶B分数的变化情况. 更高N含量的计算结果与前述计算结果相类似, 只是由于增加了N含量, 在相同的条件下B的析出开始温度增加, 固溶B质量分数降低. 而增加Al含量对固N的效果仍然非常明显, 即随着Al含量的增加, 固N效果显著增加, B的固溶质量分数增加. 当钢中加入0.07%左右Al时, 0.004%N含量可使钢中固溶B质量分数达到80%, 而0.01%和0.013% 的N含量时的固溶B质量分数也能分别保持在65%和55%左右的较好水平. 即使N含量出现较大波动或增加, 通过保持钢中较高的Al含量, 仍然可以使较多的B保持固溶.

图11的相分析结果表明, 高Al合金体系(4号钢)中, 全部0.0007%B元素中, 有0.00041%B保持固溶, 说明高Al含量可阻止BN的析出, 使更多的B保持固溶于奥氏体中, 固溶量达到60%以上. 而中等Al含量的合金体系(3号钢)中, 尽管有0.0009%的总B含量, 但保持固溶的B为0.00025%, 仅为总B量的30%左右. 而0.015%Ti对固N的效果也非常显著, 固定了大部分N元素, 使B大部分保持固溶状态. 这一实验结果和计算结果相吻合.

以下依据ASTM A255计算1~5号钢的理想淬透直径(D_I), 定量考察其淬透性, 其中含B钢的D_I值还考虑B的淬透性因子ƒ_B. ƒ_B的大小由B提高淬透性的实际效果决定, 通常大于1, ƒ_B值越高, 说明B提高淬透性的效果越好. 1~5号钢的D_I计算值分别为24, 21, 19f_B, 19f_B和18f_B (cm). 从实际淬透效果看, 1号和2号钢在低冷速条件并没有获得良好的组织淬透效果, 而4号和5号钢获得了较好淬透效果, 说明4号和5号钢的D_I值至少超过24 cm, 从而反推出其ƒ_B因子实际应达到1.3~1.4以上, 3号钢的ƒ_B应低于4号和5号钢的f_B. 计算和实验结果比较后表明, 相较于3号钢而言, 4号和5号钢中的B元素, 在Al或Ti的配合下, 发挥了较好的提高淬透性的作用.

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图10   

Fig.10   900 ℃时不同N含量下固溶B质量分数与Al含量的关系

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图11   

Fig.11   含B实验钢的相分析结果

正如前面的结果和分析, 淬透性的提高从组织上体现在获得马氏体/下贝氏体组织的能力, 粒状贝氏体则是由于淬透性不足产生的中高温转变组织. 粒状贝氏体及其M/A岛组分导致冲击韧性显著下降, 并体现在屈强比(屈服强度与抗拉强度的比值)的快速下降. 特厚钢板体系一旦产生粗大的粒状贝氏体/M-A岛组分, 由于合金中其含量较高, 即使在高温回火条件下也难以充分分解^[6,7,25]. 因此, 即使经过高温回火, 低冷速条件获得大量粒状贝氏体和M/A岛组分的1~3号钢的屈强比也显著低于淬透性较高的4号和5号钢(图12), 这一结果与前面的显微组织分析结果相吻合, 证明高Al含量和微Ti含量在固N保B提高淬透性的作用.

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图12   

Fig.12   实验钢的屈强比与冷速的关系

4 结论

(1) 在钢中加入B, 提高钢的淬透性, 有助于提高特厚钢板心部的拉伸和低温冲击性能.

(2) 脱氧元素Al在常规含量下(0.04%以下, 质量分数)无法起到固定N元素而使B固溶来提高淬透性的作用; 提高Al含量至0.07%以上, 可促进AlN的形成而阻止BN析出, 增大B固溶, 从而提高淬透性, 改善特厚钢板的强韧性匹配.

参考文献

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