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金属学报  2014 , 50 (4): 447-453 https://doi.org/10.3724/SP.J.1037.2013.00672

回火温度对一种Fe-Cr-Ni-Mo高强钢碳化物及其力学性能的影响*

温涛, 胡小锋 宋元元, 闫德胜, 戎利建

中国科学院金属研究所, 沈阳 110016

EFFECT OF TEMPERING TEMPERATURE ON CARBIDE AND MECHANICAL PROPERTIES IN A Fe-Cr-Ni-Mo HIGH-STRENGTH STEEL

WEN Tao, HU Xiaofeng, SONG Yuanyuan, YAN Desheng, RONG Lijian

Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016

中图分类号:  TG161

通讯作者:  Correspondent: RONG Lijian, professor, Tel: (024)23971979, Email: ljrong@imr.ac.cn

收稿日期: 2013-10-23

修回日期:  2013-12-5

网络出版日期:  --

版权声明:  2014 《金属学报》编辑部 版权所有 2014, 金属学报编辑部。使用时，请务必标明出处。

基金资助:  *国家自然科学基金重大研究计划资助项目 91226204

作者简介:

温 涛, 男, 1985年生, 博士生

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摘要

利用TEM和三维原子探针(3DAP)研究了一种Fe-Cr-Ni-Mo高强钢中碳化物随回火温度的变化及其对力学性能的影响. 结果显示, 回火温度较低(400 ℃)时, 钢中析出M3C合金渗碳体及M7C3合金碳化物, M为Fe, Cr和Mn的组合, 其中M3C长度约为1 μm, 而M7C3尺寸较小, 小于200 nm; 回火温度较高时(500和600 ℃), 碳化物析出数量增加, 但M3C合金渗碳体尺寸变小, 数量减少甚至不出现, 同时析出尺寸较小的M2C和M6C(小于200 nm); 继续提高回火温度(650 ℃), 除M2C外还出现MC型碳化物, 其尺寸小于100 nm, 析出数量减少. 合金碳化物M2C, M6C和MC的合金元素主要以V, Cr和Mo为主. 高强钢的强度随回火温度的升高而下降, 但在500~600 ℃回火温度区间, 由于V碳化物析出会引起二次硬化效果, 强度下降不明显, 因此实验钢在530~600 ℃内回火后可获得较好的强韧性配合.

关键词： Fe-Cr-Ni-Mo ; 高强钢 ; 碳化物 ; 回火温度 ; 低温冲击韧性

Abstract

The variation of carbides with tempering temperature in a Fe-Cr-Ni-Mo high-strength steel and their effect on mechanical properties are investigated by means of TEM and three-dimensional atom probe (3DAP). The results show that there mainly appear M3C and M7C3 when tempering temperature is rather low (400 ℃), the former is thick with a length of about 1 μm and the latter is fine and the length is less than 200 nm, and M is composed of Fe, Cr and Mn. Tempering at 500 and 600 ℃, the amount of carbide increases gradually, and there appear M2C and M6C types of carbide which are both less than 200 nm in length, simultaneously M3C becoming fine or disappear. When tempering temperature further increases to 650 ℃, besides M2C there also appears MC type of carbide. The size of both M2C and MC are less than 100 nm, meanwhile the amount of carbide decreases. The M of M2C, M6C and MC is a combination mainly of Cr, Mo and V. The strength of the Fe-Cr-Ni-Mo high-strength steel gradually reduces with increasing tempering temperature, but the downtrend of strength is rather small when tempering temperature is in the range of 500~600 ℃, owing to secondary hardening induced by the appearance of V-carbide. In short, the high-strength steel could obtain better combination of strength and impact toughness after tempering at about 530~600 ℃.

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

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温涛, 胡小锋 宋元元, 闫德胜, 戎利建. 回火温度对一种Fe-Cr-Ni-Mo高强钢碳化物及其力学性能的影响*[J]. , 2014, 50(4): 447-453 https://doi.org/10.3724/SP.J.1037.2013.00672

WEN Tao, HU Xiaofeng, SONG Yuanyuan, YAN Desheng, RONG Lijian. EFFECT OF TEMPERING TEMPERATURE ON CARBIDE AND MECHANICAL PROPERTIES IN A Fe-Cr-Ni-Mo HIGH-STRENGTH STEEL[J]. 金属学报, 2014, 50(4): 447-453 https://doi.org/10.3724/SP.J.1037.2013.00672

高强钢具有强度高、成形性好以及一定的可焊性等优点, 被广泛应用于诸如电力、石油和化工等各个工业领域[1-3]. 高强钢的高强度导致冲击韧性有限, 尤其是低温冲击韧性较差, 制约了其在一些特殊领域的应用. 如用于国防领域的某些船用部件以及民用领域的电站用水轮机部件等, 均要求具有高强度和较好的低温冲击韧性. 因此, 近年来许多科研人员致力于改善高强钢的强韧性, 在保证高强度的基础上提高其冲击韧性. 通常采用的技术手段包括调整钢的化学成分、改变加工工艺和热处理工艺等[4-7]. 如Han等[4]和王伟等[5]分别通过调整Fe-1.9Mn-0.08C(质量分数, %, 下同)管线钢中合金元素Cr, Mo, V的含量和Fe-1.6Mn-0.3Mo-0.02C超低碳微合金管线钢的控轧控冷工艺(TMCP), 获得具有优化组合的显微组织, 使高强钢的冲击韧性得到明显改善, 从而获得良好的强韧性配合. 事实上, 高强钢的强韧性还与析出的碳化物紧密联系. 由于淬火+回火处理是一种常用的获得高强钢的热处理工艺, 而在回火处理过程中, 高强钢中将析出大量碳化物, 并且不同温度回火处理后, 钢中析出的碳化物不同, 因此通过优化回火工艺控制钢中碳化物的析出对改善高强钢的强韧性具有重要意义. Michael等[6]研究了450~550 ℃回火处理对Fe-5Cr-1.2Mo-0.5V-0.4C马氏体钢碳化物及其强韧性的影响, 发现在450 ℃保温5 h后可获得数量和尺寸均适中的M2C型碳化物, 从而使得合金钢具有较好的强韧性配合; Takashi等[7]研究了600 ℃回火处理对Fe-10Cr-1.2Mo-0.7Mn-0.1C耐热钢碳化物及其力学性能的影响, 发现纳米碳化物VC和NbC在此温度下保温6000 h后几乎不长大, 使得材料的蠕变强度得到明显改善. 然而, 关于回火对高强钢碳化物及其力学性能影响的报道多集中在某一温度或较窄的温度范围[6,7], 研究不系统, 同时结果不尽一致.

本工作选用一种Fe-Cr-Ni-Mo高强度合金钢作为研究对象, 在较宽的回火温度范围内(400~650 ℃), 研究了碳化物的变化及其对高强钢强韧性的影响, 从而达到通过调整回火制度来控制碳化物类型和数量, 最终实现改善高强钢强韧性的目的.

1 实验方法

实验用钢是一种Fe-Cr-Ni-Mo高强钢, 其名义成分(质量分数, %)为: C 0.35, Ni 2.00, Cr 1.60, Mo 0.60, Mn 0.60, Si 0.20, V 0.14, 杂质元素S和P的含量均为0.006, 余量为Fe. 实验钢采用真空感应炉冶炼, 真空浇铸后得到25 kg的铸锭. 将铸锭在1150 ℃保温1 h, 然后锻造成35 mm厚的锻坯; 最后热轧成12 mm厚的板材, 热轧温度为1100 ℃.

热处理工艺采用正火+淬火+回火处理, 选定正火和淬火温度均为860 ℃, 前者保温1 h后空冷处理, 而后者保温40 min后采用油淬处理. 回火处理时间为2 h, 选取的回火温度范围为400~650 ℃, 每隔50 ℃选取一个实验温度, 回火后采用水冷处理. 热处理后的板材加工成标准的Charpy-V型缺口冲击试样 (10 mm×10 mm×55 mm)和棒状拉伸试样 (试样的平行段直径为5 mm), 取样方向均为平行于轧制方向. 冲击实验在RKP 450冲击试验机上进行, 主要考察实验钢的低温(选取-50 ℃)冲击韧性, 室温拉伸实验在AK-1000 KNG拉伸机上进行.

透射电镜(TEM)样品分别从经过400, 500, 600, 650 ℃回火2 h后的试样上切取, 经研磨后通过双喷电解减薄制得, 电解液为10%的高氯酸酒精溶液. 双喷电压为12 V, 温度为-20 ℃. 利用Tecnai G2 20透射电镜观察样品中碳化物的形貌及分布, 并分析其晶体结构, TEM的工作电压为120 kV, 同时利用TEM-XEDS(X-ray energy dispersive spectrometry)分析碳化物的成分. 三维原子探针(3DAP)样品从600 ℃回火2 h后的试样上切取, 根据文献[8, 9]给定的实验参数和步骤对样品进行制备, 同时观察碳化物形成元素的3D空间分布.

2 实验结果

2.1 回火温度对力学性能的影响

图1为不同回火温度处理后实验钢强度和延伸率的变化曲线. 由图可见, 钢的抗拉强度和屈服强度曲线均存在3个不同变化趋势的区域, 其中回火温度在450~550 ℃区间内, 随着回火温度升高, 实验钢的强度基本保持不变, 抗拉强度维持在1330 MPa附近, 而屈服强度约为1240 MPa; 在较低回火温度区间(400~450 ℃), 抗拉和屈服强度均随回火温度升高而缓慢下降; 而在较高回火温度区间(550~650 ℃), 抗拉和屈服强度则呈现较快的下降趋势. 与强度相反, 延伸率随回火温度的升高而增加, 从400 ℃的13.8%增加到650 ℃的19.4%, 其中在400~500 ℃和550~600 ℃ 2个温度区间内, 延伸率增长比较缓慢.

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图1   

Fig.1   回火温度对Fe-Cr-Ni-Mo高强钢强度和延伸率的影响

图2为不同回火温度处理后实验钢的-50 ℃冲击功变化曲线. 由图可见, 随着回火温度的升高, 实验钢的冲击吸收功逐渐增加. 回火温度为400 ℃时, 冲击功为37 J; 当回火温度升高至650 ℃时, 冲击功增加到87 J. 由图还可看出, 随着回火温度的升高, 低温冲击功增加速度呈上升趋势.

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图2   

Fig.2   回火温度对Fe-Cr-Ni-Mo高强钢低温(-50 ℃)冲击吸收功的影响

2.2 回火温度对碳化物的影响

图3为分别经400, 500, 600及650 ℃回火2 h后实验钢中的碳化物TEM像和选区电子衍射(SAED)谱. 由图可见, 经不同温度回火处理后的实验钢中均存在大量的碳化物, 根据碳化物的长度-厚度比(L为碳化物长度, D为碳化物厚度)把它们分为3类: 若L/D≤3, 把其归为球状碳化物; 若3<L/D<12, 把其归为条状碳化物; 若L/D≥12, 则把其归为棒状碳化物, 其中棒状碳化物为微米级, 而条状和球状碳化物为纳米级. 回火温度较低时(400和500 ℃), 3种形貌碳化物同时存在(图3a和b); 而回火温度较高时(600和650 ℃), 实验钢中只有条状和球状2种碳化物(图3c和d). 从图中还可以看出, 棒、条状碳化物主要分布在原马氏体板条界面处, 而球状碳化物一般在板条内析出. 表1为上述回火温度处理后的碳化物类型、尺寸及成分统计情况. 回火温度较低时, 实验钢中棒状碳化物的尺寸较为粗大, 如400 ℃回火后其长度可达1 μm, 经SAED谱和TEM-XEDS分析后可知, 该碳化物为M3C型合金渗碳体(图3a), M为Fe, Cr, Mn的组合(表1). 500 ℃回火后, 出现了长度变短的M3C(图3b); 而在600 ℃以上回火时, 此类碳化物不再出现(图3c和d).

在不同的回火温度下, 碳化物的尺寸、结构和成分均有所不同(表1). 400 ℃回火处理后, 实验钢中碳化物数量相对较少; 除棒状碳化物外, 其余两种形貌的碳化物均为M7C3, 且尺寸均较小, 条状碳化物长度约为150 nm, 球状碳化物直径在20~50 nm之间(图3a), 其中M为Fe, Cr, Mn的组合(表1). 500 ℃回火处理后, 碳化物的析出数量明显增加; 除棒状碳化物变细、变短外, 其余2种形貌的碳化物尺寸无明显变化; 其中条状碳化物仍为M7C3型, 而球状碳化物则为M2C型(图3b), 这2种形貌的碳化物中均含有Fe, Cr, Mo, Mn等合金元素(表1). 600 ℃回火处理后, 碳化物的数量与500 ℃相比无明显变化; 条状碳化物变为M2C, 长度增加到150~200 nm, 而球状碳化物变为M6C型(图3c), 其尺寸与500 ℃时相当. 回火温度为650 ℃时, 条状碳化物的类型不变, 数量减少并且长度变短, 约为80~100 nm; 而球状碳化物的类型变为MC, 其数量增加且尺寸增大, 直径为50~80 nm(图3d).

3 分析与讨论

3.1 回火温度对碳化物的影响

回火处理过程中, 马氏体发生分解形成铁素体(基体)和碳化物. 合金元素对碳化物的析出影响较大, 本工作中V是最强的碳化物形成元素, 其余依次是Mo, Cr, Mn[10]. 文献[11]指出, Mn, Cr, Mo和V在铁素体中可以显著扩散的温度分别为350, 400~450, 500和500~550 ℃. 该扩散温度的差异将影响碳化物的类型和成分, 本工作正是由于回火温度的差异导致实验钢中出现了不同的碳化物(图3).

通常回火温度高于250 ℃时, 钢中将逐渐形成稳定的Fe3C[12]. 较低温度回火时(400 ℃), 由于Cr和Mn已经可以在铁素体中显著扩散, 因此它们易和Fe一起形成M3C型合金渗碳体, 并促使其尺寸长大. 当M3C中的Cr含量超过一定值时, 其晶格结构将发生转变, 形成M7C3型碳化物[11,13]. 因此经较低温度回火处理后, 实验钢中形成了合金渗碳体和M7C3型碳化物(图3a).

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图3   

Fig.3   不同温度回火后Fe-Cr-Ni-Mo高强钢中碳化物的TEM像和SAED谱

   

表1   不同回火温度所对应的碳化物的类型、尺寸及成分

Tempera-
ture / ℃ 		TypeSize / nmAlloying element
RS1S2RS1S2RS1S2
400M3CM7C3M7C3100015020~50Fe, Cr, MnFe, Cr, MnFe, Cr, Mn
500M3CM7C3M2C80015020~50Fe, Cr, MnFe, Cr, Mn, MoFe, Cr, Mn, Mo
600M2CM6C150~20020~50Fe, Cr, Mo, VFe, Cr, Mo, V
650M2CMC80~10050~80Fe, Cr, Mo, Mn, VFe, Cr, Mo, Mn, V

Note: R—rod-like carbide, S1—strip-like carbide, S2—spherical carbide

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提高回火温度(500 ℃)时, Mo开始在铁素体中扩散, 并参与形成M3C型合金渗碳体. M3C是亚稳相, 当回火温度高于450 ℃后, M3C稳定性降低[6], 因此经500 ℃回火处理后的实验钢中出现了尺寸变小的M3C. M7C3同样是亚稳相[11], 同时Mo的显著扩散将导致M7C3晶格结构发生变化[14-16]. 因此该温度下回火处理后, 除M7C3型外, 实验钢中还出现了尺寸较小的M2C型合金碳化物(图3b).

进一步提高回火温度(600 ℃)时, M3C不再出现[6]. 此时V的扩散速度提高, 同时较高的回火温度使得Cr和Mo的扩散速度加快, 因此实验钢中部分M2C尺寸长大并且出现了M6C (图3c). 前面已经提到V在铁素体中显著扩散的温度约为500~550 ℃, 而采用TEM-XEDS在600 ℃回火后的碳化物中却未观察到元素V, 这可能是由于碳化物尺寸小、样品具有较强的磁性以及实验钢中V是微量元素等因素共同造成的. 为了表征碳化物中是否含V, 选择3DAP对碳化物进行分析. 图4为实验钢600 ℃回火2 h后碳化物形成元素的3D空间分布及浓度分析. 从图4a中可以清晰地看到, 在39 nm×38 nm×106 nm这个区域里出现了4个碳化物, 以条状碳化物为例, 沿着其厚度方向观察其原子分布(4a中圆柱旁箭头所示). 结果显示, C原子与Mo, Cr以及V原子在相同的位置处出现了明显的富集, 而Mn原子在此处无明显偏聚, 这意味着600 ℃回火2 h后Mo, Cr以及V原子均参与形成合金碳化物. 图4b为C, Cr, Mo, V, Mn原子沿碳化物厚度方向的原子浓度分布. 从图中可以看出, C, Cr, Mo, V原子沿厚度方向的浓度分布基本一致, 在10 nm附近其原子浓度均达到峰值, 这更进一步证实了此温度下C, Cr, Mo, V共同形成合金碳化物. 经统计得知, 条状合金碳化物中合金元素与C元素的原子比约为2∶1(图4b), 即形成M2C型碳化物, 这与TEM的结果相一致. 由于V在铁素体中开始显著扩散的温度区间为500~550 ℃, 结合3DAP的结果可以推测500 ℃回火后形成的M2C型碳化物中可能含有少量的V.

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图4   

Fig.4   600 ℃回火2 h后碳化物形成元素的3D空间分布及浓度分布

继续提高回火温度后(650 ℃), 合金元素的扩散速度更快, 这将导致实验钢中出现较多且最稳定的MC型碳化物, 这种现象在文献[17]中也曾提到. 但是由于实验钢中V的含量较少, 不能固定其周围所有的C原子全部形成最稳定的MC型碳化物, 因此实验钢中还出现了少量的M2C型碳化物. 已有的研究[18]表明, 碳化物在较高温度下会有球化趋势, 而且它们以Orowan机制长大, 即小颗粒溶解, 大颗粒长大, 此时实验钢中碳化物数量总体减少且多数是球形. 尽管相应的TEM-XEDS中同样没有观察到V元素, 但是根据600 ℃回火后的3DAP结果可以确定此时的碳化物中应该含有元素V.

3.2 回火温度对力学性能的影响

碳化物的形貌、类型、成分对力学性能影响较大. 回火过程中, 碳化物通过弥散强化的方式提高实验钢的强度, 以此部分抵消由于马氏体分解造成的材料强度降低. 本研究中随着回火温度的增加, 实验钢中碳化物的形貌、数量和类型均发生了较大变化. 较低回火温度处理时(400~450 ℃区间), 实验钢中碳化物数量相对较少且以M3C型碳化物为主, 这种合金渗碳体尺寸粗大, 对实验钢的强化作用较弱[19], 但由于M7C3型合金碳化物的析出, 对实验钢有一定的强化作用, 因此这个阶段强度下降较慢, 以抗拉强度为例, 其从1400 MPa降至1340 MPa. 在较高回火温度处理时(450~550 ℃区间), 析出相对细小的M3C碳化物, 对实验钢的强度有利, 同时析出了M2C合金碳化物, 该碳化物弥散细小, 且实验钢中碳化物数量逐渐增加, 弥散强化效果更加明显, 对实验钢有较好的强化作用[13]. 因此在这个阶段随着回火温度的提高, 实验钢强度基本不下降, 即出现二次硬化现象, 抗拉强度保持在1330 MPa附近; 继续提高回火温度(550~650 ℃区间)时, M2C型合金碳化物尺寸变大, 二次硬化作用减弱; 尽管在此温度区间出现最稳定的MC型碳化物, 但是碳化物的球化及长大使得其总量减少, 因此在这个阶段强度呈现较快的下降趋势, 其抗拉强度从约1330 MPa降至1120 MPa.

随着回火温度的提高, 实验钢的延伸率逐渐提高(图1). 值得注意的是在400~500 ℃和550~600 ℃2个温度区间内, 延伸率增长比较缓慢. 由图3可知, 在第1个温度区间内, 碳化物数量逐渐增加; 而在第2个温度区间内, 碳化物尺寸逐渐增加; 这些因素可能导致延伸率在这2个温度区间内增加比较缓慢, 这还需要后续的实验进一步证实.

回火碳化物对冲击韧性的影响比较复杂, 本工作中, 较低温度回火后(400~500 ℃)获得的碳化物主要为粗大的棒状M3C和较小的条状M7C3, 前者将使基体产生较大的应力集中从而形成微裂纹, 不利于冲击韧性; 对于后者, 文献[10]认为其对冲击韧性也有较大的损害, 这些因素使得较低温度回火后冲击韧性较差, 仅为40 J左右. 随着回火温度升高, M3C不再出现, 且高温回火后(600~650 ℃)碳化物数量减少且主要为细小弥散分布的M2C和MC, 而且球状碳化物增多, 因此冲击韧性增加的趋势加快, 基本在70 J以上.

4 结论

(1) 对Fe-Cr-Ni-Mo高强钢而言, 在400~650 ℃的回火温度范围内, 碳化物的形貌、成分及类型变化很大. 在较低温度(400~450 ℃)回火时, 以粗大的M3C型合金渗碳体为主; 随着V在500 ℃左右开始显著扩散并参与形成碳化物, 使得在较高温度(500~650 ℃)回火时, 碳化物以M2C和MC型结构为主, 这些碳化物细小弥散, 而且高温稳定性好, 但较高的回火温度也使碳化物球化、长大, 导致在650 ℃回火时碳化物总体数量有减少但球状碳化物增多的趋势.

(2) 整个实验回火温度范围内, 高强钢的强度随着碳化物形貌的改变而出现了不同的变化趋势. 较低回火温度(400~450 ℃)时, 有粗大的M3C型碳化物, 而较高回火温度(600~650 ℃)时, 碳化物数量减少并呈现球状, 对高强钢的强度均不利, 因此这2个回火温度区间的合金钢强度呈现较快的下降趋势; 在适当的回火温度(450~600 ℃), 析出了细小弥散的合金碳化物, 其弥散强化效果会在该温度区间引起二次硬化效果, 因此在该回火温度范围内高强钢的强度基本不下降. 随着回火温度的升高, 高强钢的延伸率和冲击功均呈现逐渐升高的趋势.

(3) 对于Fe-Cr-Ni-Mo高强钢而言, 控制回火温度在530~600 ℃之间时, 碳化物以细小弥散的M2C为主, 获得了良好的强韧性配合, 其抗拉强度在1250 MPa以上, 延伸率约为16%, 而-50 ℃的低温冲击功在50 J以上.

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