21世纪是海洋的世纪, 面对海洋资源开发这一不断成长的新兴市场, 世界各国都围绕海洋资源勘探、开采、储存运输和服务等四大核心环节积极发展海工装备. 而随着海洋钻井平台、海底油气输送与油气储运等装备制造的快速发展, 促使了高强高韧钢, 特别是在海洋环境下使用的低温海工用钢的需求量显著上升. 以海洋平台用钢为例, 自升式钻井平台中高强韧钢占55%~60%, 半潜式钻井平台中占90%~98%, 其中平台用的桩腿、悬臂梁及升级齿条机构等要求在保证强度级别(460~690 MPa)的同时兼顾优异的低温冲击韧性(-80 ℃冲击功>100 J)^[1,2]. 此外, 承载运输液化石油气和液化天然气的大型船舶也有着大量的低温高韧海工用钢需求. 目前600 MPa级以上的海工用钢, 从产品成分体系设计来看, 均采用Cr, Mo, Ni合金化路线. 而特殊使用工况下, 为了保证钢板的低温韧性, 需要添加4%甚至更高的Ni元素^[3~6], 这造成钢板的生产成本较高. 因此, 研发成本低廉且适用于低温海洋工况的高强韧钢对于推动国内海工装备的发展具有重要意义. 已有研究工作^[7~16]表明, 钢中适量的亚稳奥氏体对于提高钢的韧性具有重要作用, 如张弗天等^[7]研究发现, 钢中奥氏体的形成可以吸附基体内部的C, Mn, S, P等脆性元素, 进而净化基体改善韧性; Morris等^[8,9]则认为逆转变奥氏体的形成可以产生更多的Bain变体, 从而起到细晶增韧作用. 此外还有研究者^[10]提出奥氏体界面对裂纹的钝化与阻碍作用以及相变增韧等机理. 需要指出的是, 虽然目前国内外已经提出了许多亚稳奥氏体增韧机制, 但迄今为止并没有任何一个权威机制得到国内外研究学者的一致认同, 因而对于亚稳奥氏体对钢力学性能的影响机制还需深入研究工作.

本工作主要基于上述需求与研究背景, 区别于目前600 MPa级海工用钢的合金体系设计思路, 通过采用低廉的C和Mn等奥氏体稳定化元素并配合相关热处理工艺来调控钢中亚稳奥氏体数量与稳定性, 成功研制抗拉强度级别在656 MPa以上, 延伸率在40.5%以上, -100 ℃冲击功大于240 J的低成本高韧性海工用钢, 并对其影响因素与相关机理做进一步阐述分析, 希望可以为低温海工用高韧钢的研发提供新的技术思路与相关理论依据.

1 实验方法

实验钢为低碳中锰钢, 其化学成分为Fe-0.06C-3.43Mn-0.1Si-0.006P-0.008S-0.01Al (质量分数, %). 采用50 kg真空感应炉冶炼, 经锻造开坯、热连轧成11 mm钢板后直接浸入盐水中水淬(Q). 在热处理方案设计初期, 利用Thermo-Calc热力学软件计算了该成分钢在不同回火温度下奥氏体变化趋势以及其内部成分中C和Mn含量的变化趋势. 计算结果表明, 平衡状态下Fe₃C完全溶解温度约为640 ℃, 同时此温度下奥氏体中C和Mn总含量也达到最高(奥氏体化学稳定性最强), 随着回火温度的进一步升高, 虽然奥氏体体积分数逐渐升高, 但其内部C与Mn总含量却逐渐降低, 致使奥氏体稳定性下降. 综合考虑后, 本工作分别设计了淬火+片状淬火+回火(quenching+lamellarizing+tempering, QLT)与淬火+回火(quenching+tempering, QT) 2种热处理工艺方案, 示意图如图1所示. 其中, QLT具体热处理工艺为将热轧后水淬钢板首先在750 ℃保温1 h后进行一次水淬(QL), 然后再经650 ℃保温1 h后进行二次水淬; 而QT热处理工艺为将热轧后水淬钢板在650 ℃保温10 h后水淬.

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图1   实验钢淬火+片状淬火+回火(QLT)与淬火+回火(QT)热处理工艺方案示意图

Fig.1   Schematics of heat treatment process of quenching+lamellarizing+tempering (QLT) (a) and quenching+tempering (QT) (b) for experimental steel (A_C1—austenitic start transformation temperature, A_C3—austenitic finish transformation temperature)

采用WE-300液压拉伸试验机与JBN-300N冲击试验机分别对不同热处理工艺下实验钢进行纵向室温拉伸与低温系列冲击实验. 利用PANALYTICAL-MPD X射线衍射仪(XRD), 依照国标GB8362-1987方法测量实验钢的室温残余奥氏体含量, 并利用Formastor-FII热膨胀仪对不同热处理过程中实验钢的膨胀曲线变化趋势进行在线监控. 采用S-4300冷场扫描电镜(SEM)观察不同热处理工艺下实验钢的微观组织形貌, 并利用电子背散射衍射(EBSD)技术观察实验钢的界面特性与奥氏体分布; 利用Tecnai G² F20高分辨透射电镜(HRTEM)及自带的能谱(EDS)系统进一步观察分析奥氏体微观形貌和选区电子衍射(SAED)谱及其内部与周围回火马氏体基体中合金元素的含量差异.

2 实验结果

2.1 力学性能

图2给出了实验钢原始态与不同热处理状态下的纵向室温拉伸性能. 可见, 经QT与QLT热处理后, 不同状态的拉伸性能差异不大, 均获得了较高的强度与塑性配合. 其中, QT试样的屈服强度为459 MPa, 抗拉强度为619 MPa, 延伸率37%. 而QLT试样的屈服强度为510 MPa, 抗拉强度656 MPa, 延伸率40.5%, 2种热处理状态下的力学性能均达到了TRIP 600钢的性能水平.

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图2   不同热处理制度下实验钢的室温拉伸性能

Fig.2   Tensile properties of tested steels under different heat treatments at room temperature

图3给出了实验钢在不同热处理状态和不同温度下的冲击功. 可见, 与热轧后直接淬火相比, 实验钢经QT与QLT热处理后, 冲击韧性均得到显著改善, 特别是低温冲击韧性. 但值得注意的是, 虽然经QT与QLT热处理后试样的室温拉伸性能基本相似, 但冲击功却有着显著差异, QLT试样的冲击功显著高于QT试样. 如经QLT热处理后, 实验钢在-40与-100 ℃冲击功可分别达300与240 J以上, 韧脆转变平台温度约为-100 ℃. 而通过QT热处理后, 钢在-40与-100 ℃的冲击功分别为170与90 J, 韧脆转变平台温度约为-60 ℃. 因此, QLT与QT热处理制度对实验钢力学性能的影响主要在于其对韧性(特别是低温韧性)的改善效果．

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图3   实验钢在不同热处理状态及不同温度下的冲击功(A_kv)

Fig.3   Impact energy (A_kv) of tested steels under different heat treatments and temperatures

2.2 显微组织

图4给出了经EBSD技术分析得到的2种热处理状态下实验钢的Kikuchi带衬度图(band contrast, BC)、晶界(5°≤蓝色线≤15°, 黑色线>15°)与奥氏体叠加图、bcc和fcc结构相图 (蓝色区域: bcc; 红色区域: fcc). 由图可见, 经QT处理后基体组织中出现了明显的马氏体再结晶形貌, 原始马氏体板条结构已部分模糊或消失(图4a). 此外, 由晶界与奥氏体叠加图可知(图4b), 在回火或再结晶马氏体的大角度晶界交叉处以及晶内均出现了大量的残余奥氏体 (XRD检测发现其体积分数为18.81%), 其形貌以块状为主且晶粒尺寸多数为2 μm以上 (图4c). 经QLT热处理后的试样, 其基体组织还是以马氏体板条结构为主, 并没有发现明显的马氏体再结晶现象(图4d和e). 此外, 虽然经XRD测量后基体中也存在着13.86%的残余奥氏体, 但EBSD并没有明显表征出来 (图4f), 其原因可能由于基体组织中奥氏体尺寸较小, EBSD检测精度不够所致.

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图4   QT与QLT工艺热处理后实验钢的EBSD分析

Fig.4   Graphs of band contrast (BC) (a, d), grain boundaries with austenite (b, e) and bcc and fcc phases (c, f) of tested steel after QT (a~c) and QLT (d~f) treatments (Blue and black lines in Figs.4b and e represent grain orientation angles which are between 5°~15° and larger than 15°, respectively; blue color in Figs.4c and f represents bcc phase, red color in Figs.4b, c, e and f represents fcc phase)

图5给出了QT与QLT处理后实验钢基体内残余奥氏体的TEM像. 可见, 经QT热处理后, 试样内的奥氏体多呈现块状或长条状分布于铁素体-铁素体的三叉晶界处, 同时奥氏体晶粒尺寸较粗大, 多数在2~5 μm之间(图5a). 而经QLT处理后, 试样内奥氏体多呈薄膜状或片状形貌分布于马氏体板条界面处且平均宽度约为80~100 nm (图5c). 经SAED谱分析, 薄膜状奥氏体与回火马氏体基体满足Kurdjumov-Sachs (K-S)位向关系, 即 (111̅)γ-Fe∥(011̅)α-Fe, 011γ-Fe∥[1̅11]α-Fe.

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图5   QT与QLT工艺热处理后实验钢中残余奥氏体的TEM明场像和SAED谱

Fig.5   Bright-field TEM images (a, c) and SAED patterns (b, d) of tested steel after QT (a, b) and QLT (c, d) treatments

图6给出了经QLT工艺处理后实验钢中片状奥氏体的TEM明场像以及对应区域Mn的EDS线扫描分析. 可见, 片状奥氏体与回火马氏体基体之间存在明显的Mn元素配分现象, 经EDS分析奥氏体内Mn含量约为9% (质量分数, 下同), 与由Thermo-Calc所计算的650 ℃下的平衡态奥氏体中所含的Mn含量相一致. 而回火马氏体基体中Mn含量约为2%. 此外, Mn元素平均配分宽度约为80 nm左右, 与图5c中奥氏体平均片层宽度也基本一致.

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图6   实验钢经QLT工艺处理后基体内回转奥氏体与回火马氏体的TEM像和Mn含量的EDS分析

Fig.6   TEM image of reverted austenite (a) and EDS analysis of Mn scanning along the line in Fig.6a (b) of tested steel after QLT heat treatment

关于奥氏体对钢塑韧性影响因素主要包含2个方面: 一方面为奥氏体含量, 通常情况下奥氏体的含量越高, 钢的塑性越好; 另一面就是奥氏体的稳定性(化学稳定性与机械稳定性), 稳定性越高, 钢的韧性越好^[17~19], 而奥氏体形貌与尺寸大小主要影响其稳定性. 对于本工作QT工艺处理的试样, 奥氏体多以大尺寸(微米级)的块状或条状形貌分布在回火马氏体的大角度晶界与晶内, 其化学稳定性与机械稳定性均较低, 在形变初期就会大量地向马氏体发生转变, 从而形成类似马氏体和奥氏体(M/A)岛的组元. 众所周知, M/A岛为低塑性硬质相, 通常是微裂纹的萌生源与扩展通道, 对钢的冲击韧性, 特别是低温冲击韧性有着非常不利的影响^[20~24]. 而对于QLT工艺处理的试样, 由于奥氏体多分布于回火马氏体板条界面之间, 形貌为薄膜状且尺寸细小、分布弥散(80~100 nm), 因而奥氏体的化学稳定性与机械稳定性均较高, 要使此类高稳态奥氏体发生马氏体转变必须要通过吸收更多的能量与较大的塑性变形. 因而, 此类形貌奥氏体更有利于阻止微裂纹形成与扩展, 显著提高钢的冲击吸收功, 从而改善韧性, 特别是钢的低温冲击韧性. 综上所述, QT与QLT 工艺处理后试样基体内回转奥氏体的形貌、尺寸、位置以及由此造成的奥氏体稳定性高低是导致不同热处理制度下试样韧性差异的最根本原因.

3 分析讨论

3.1 QLT分级热处理的作用

3.1.1相变行为 图7为实验钢在QLT热处理工艺过程中热膨胀曲线以及各阶段残余奥氏体的XRD谱. 由图7a可见, 在QL阶段曲线先随着温度的升高而呈线性上升, 当温度接近670 ℃时开始下降(回转奥氏体开始生成), 随后继续升温与750 ℃保温阶段, 曲线持续降低. 当保温阶段完成后, 降温时试样曲线先随着温度的降低呈线性减小, 当温度降至400 ℃时, 曲线开始出现膨胀拐点(马氏体开始转变温度M_s), 并在285 ℃时膨胀终止(马氏体转变完成温度M_f), 即在QL阶段形成的回转奥氏体在随后的冷却过程中全部转化成马氏体. 此外, XRD谱显示(图7b), QL阶段的残余奥氏体含量仅为0.34%, 与膨胀曲线的分析规律相一致.

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图7   实验钢在QLT工艺处理过程中的热膨胀曲线和各阶段中残余奥氏体的XRD谱

Fig.7   Dilatation curve of tested steel during QLT process (a) and XRD spectra of retained austenite at each state (b) (M_s—martensitic start transformation temperature, M_f—martensitic finish transformation temperature, L—length, \begin{array}{c}\mathit{\Delta L}\end{array}—length change)

当温度再次升至650 ℃的过程中, 温度到达640 ℃时曲线出现缓慢下降趋势, 进入650 ℃保温阶段后, 曲线随着保温时间的延长而继续下降. 进入降温阶段, 在降温初期曲线先随着温度的降低呈线性下降, 直至当温度降至265 ℃时才出现明显拐点, 并且一直持续到室温马氏体转变也没有完全结束 (曲线中没有出现M_f点), 室温下仍保留有奥氏体, 含量为13.86%.

研究结果表明, 对于QL阶段, 在升温与保温阶段所生成的回转奥氏体由于稳定性较低, 在随后的降温过程中全部转变成为马氏体; 在650 ℃保温过程所生成的奥氏体, 在随后的降温过程虽然也会发生第二次马氏体转变, 但由于奥氏体稳定性较高, 致使马氏体转变并不完全, 导致室温下奥氏体得以保留.

3.1.2 新鲜马氏体表征 图8分别给出了实验钢经水淬与QL热处理后基体组织的SEM像以及沿马氏体板条垂直方向的线扫描EDS分析. 对比可知, 热轧后直接淬火态合金元素C, Mn, Si含量沿马氏体板条垂直方向基本保持不变 (图8b). 而经QL热处理后的马氏体基体组织中合金元素C与Mn含量沿马氏体板条的垂直方向发生了明显波动 (图8d). 虽然从定量分析技术的角度来讲, 轻元素C, N, O被电子激发出来的光谱很容易受到重元素的影响, 所以用EDS对轻元素的定量分析不够准确, 但是对于原子序数较大的Mn来说, 线扫描结果的准确性与可信度均较高, 因此实验结果直接证实了经QL热处理后马氏体基体内部确实发生了C和Mn元素分配的不均匀现象, 也间接证明了在750 ℃保温1 h的过程中, 合金元素C和Mn就已经在回转奥氏体内部发生了第一次配分过程, 但由于其稳定性不足, 在随后的冷却过程中新生成的回转奥氏体全部转变成新鲜马氏体, 这导致新鲜马氏体中C和Mn元素的含量明显高于原始淬火态马氏体基体的含量, 最终造成了经QL热处理后的试样中合金元素C和Mn含量沿着马氏体基体板条的垂直方向发生了显著波动.

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图8   实验钢经水淬 (Q)与QL热处理工艺后的SEM像和元素分布的EDS线扫描分析

Fig.8   SEM images (a, c) and EDS analysis scanning along the lines in Figs.8a and c (b, d) of tested steel after water quenching (Q) (a, b) and QL (c, d) treatments

3.2 Mn的一次配分对逆转变奥氏体形成机制的影响

3.2.1 热力学分析 基于上述实验结果可知, 经QL热处理工艺后实验钢中所生成的第一次回转奥氏体已经完成了合金元素C和Mn的第一次配分, 由此造成淬火后的马氏体基体中C和Mn浓度的分布不均匀 (特别是合金元素Mn). 对于C元素对奥氏体相变行为的影响, 研究^[25]表明, C对于奥氏体的形核与长大均有着促进作用, 并通过理论计算得到了C在奥氏体与马氏体相中的动力学参数. 但对于合金元素Mn对回转奥氏体相变行为的影响, 目前国内外的研究报道并不多见. 针对本研究的实验钢, Mn既是重要的奥氏体稳定元素, 又是回转奥氏体长大的控制性元素, 因为置换原子Mn在奥氏体或铁素体中的扩散系数远远要低于间隙原子C, 因此本工作的研究重点主要围绕合金元素Mn对于回转奥氏体相变行为的影响进行分析.

图9给出了利用Thermo-Calc热力学软件计算得到的实验钢在650 ℃时, 铁素体和渗碳体转变为奥氏体的相变驱动力ΔG与基体Mn含量的关系曲线. 可见, 随着Mn含量的增加, 相变驱动力ΔG逐渐升高. 根据固态相变热力学可知^[26~28], ΔG越高, 界面形核的临界形核功W越低, 进而将引起界面形核的临界形核率I显著升高. 最终造成由铁素体和渗碳体转变为奥氏体的相变速率显著提高, 即随着基体Mn含量的增加, 在热力学角度 α→γ相变更容易发生与进行. 针对本工作的实验钢而言, 由于在QL阶段回转奥氏体就已经发生了第一次C和Mn元素的配分行为, 所以在随后冷却过程中新鲜马氏体内部的C和Mn含量明显高于原始的淬火马氏体基体(图8d). 由此将导致2个现象发生, 首先从热力学角度分析, 经QL热处理后的试样当再次经历650 ℃, 1 h保温过程中所生成的二次回转奥氏体宏观上应多数发生于新鲜马氏体的板条界面处, 其原因为该位置的C和Mn浓度较高, 相对而言 α→γ的相变驱动力更高, 更易于发生马氏体向奥氏体转变. 其次, 也正是由于在QL阶段奥氏体就已经完成了C和Mn元素的第一次配分, 因而相比于QT热处理工艺, 在同一保温温度下, QLT工艺可以在相对更短的时间内达到该温度下C和Mn元素的平衡浓度.

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图9   实验钢在650 ℃时铁素体和渗碳体转变为奥氏体的相变驱动力与Mn含量的关系

Fig.9   Driving force of tested steel in the transformation of ferrite and cementite to austenite as a function of Mn concentration at 650 ℃

3.2.2 动力学分析 绝大多数金属固态相变都是通过形核和长大过程完成的, 对于本工作QT与QLT不同热处理制度下马氏体向奥氏体转变也是如此. 由图5c与6可见, QLT热处理制度下生成的奥氏体多以片状或薄膜状形貌出现, 因而其增厚机制应遵循一维长大模型 (奥氏体以片层厚度方向增长). 根据一维长大的经典计算模型^[29,30], 奥氏体半厚度S_A随着时间的变化规律可表示为:

SA=λDt(1)

式中, D为控制性溶质元素Mn在母相中的扩散系数, cm²/s; t为时间, s; λ为生长速率常数, 其与过饱和度函数Ω有关.

对于一维增厚机制, λ的不变尺寸近似解可表示为:

λ≅-Ωπ12(2)

而Ω通常定义为:

Ω=-2(C0-CM)(CN-CM)(3)

式中, C₀为平均溶质原子Mn的浓度, C_M与C_N分别代表相界面处溶质原子Mn在母相(回火马氏体)与新相(奥氏体)中的浓度.

联立式(1)~(3), 即可推出片状奥氏体半厚度S_A的长大公式:

SA=2(C0-CM)(CN-CM)Dtπ(4)

根据式(4)以及合金元素Mn在回火马氏体与奥氏体中的扩散系数^[31], 可计算出不同Mn含量以及不同回火温度制度下所生成的片状奥氏体的半厚度S_A.

图10给出了经动力学理论计算得到的不同Mn含量在650 ℃下, 回转奥氏体半厚度S_A与保温时间的关系曲线. 可见, 在同一保温时间下, 原始基体成分的Mn含量越高, 相应的S_A越大. 此外, S_A随着时间的变化规律为1/2次方关系, 因而其长大速率将反比于时间的1/2次方, 即随着保温时间的延长片状奥氏体增厚速率逐渐减小.

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图10   在650 ℃保温时实验钢中Mn含量对奥氏体半厚度S_A的影响

Fig.10   Effect of Mn concentration in tested steels on semi-thickness of austenite S_A as a function of time at 650 ℃

但值得注意的是, 虽然QT与QLT热处理制度下所生成的片状回转奥氏体均满足一维增厚机制, 即可以用式(4)来计算片状奥氏体随时间长大的半厚度S_A. 但由于2种工艺下, 生成回转奥氏体的前期马氏体基体内的Mn含量与分布均存在着较大差异, 这将导致最终2种热处理制度下的片状奥氏体长大模式以及最终奥氏体的片层厚度有着显著差异.

对于QT热处理制度, 由于在回火前期马氏体基体并不存在C和Mn元素的分配不均匀现象(图8b), 同时回转奥氏体的形核位置几乎全部位于淬火马氏体的板条界面上(小角度晶界2°~5°). 因此, 在板条界面两侧的马氏体基体既不存在控制性溶质元素Mn的浓度差异也不存在取向差异, 进而当回转奥氏体在此位置形核后, 很可能沿着板条界面同时沿厚度方向往两侧的马氏体基体内部生长 (即一维双向增厚机制), 相应的回转奥氏体片层厚度应为2S_A. 而对于QLT热处理工艺, 由于经QL中间态热处理后, 马氏体基体发生了C和Mn元素的第一次配分(图8d), 这将导致新鲜马氏体内部的C和Mn含量显著高于原始淬火态马氏体基体内的含量. 假设新鲜马氏体与原始淬火态马氏体在基体组织中均匀分布, 即从宏观角度出发, 此时有效板条界面两侧的马氏体基体存在了较大的浓度差异, 特别是控制性溶质元素Mn的浓度差异, 因而一旦奥氏体在此处形核, 无论从热力学角度(图9), 还是动力学角度(图10)考虑, 片状奥氏体都更容易向Mn含量较高的一侧增厚生长, 所以此热处理制度下奥氏体的片层厚度应仅为S_A.

为了验证本工作提出的QT与QLT工艺奥氏体增厚机制的差异合理性, 将QLT工艺奥氏体片层厚度实测结果与Luo等^[32]的实测数据进行了对比 (QT工艺: 650 ℃保温1 h, 5%Mn), 其对比结果见图11. 可见,在650 ℃保温1 h后, 片状奥氏体厚度的理论计算值与实验测量值吻合的非常好, 充分说明本工作所提出的不同热处理制度下2种片层状奥氏体长大模式的合理性与准确性, 即经QLT热处理后试样内奥氏体的片层厚度要明显小于同成分下(这里指最终生成稳定回转奥氏体的前期马氏体基体内成分)经QT热处理工艺后试样内的片状奥氏体厚度.

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图11   经QT与QLT工艺处理后奥氏体片层厚度的理论计算与测量值对比

Fig.11   Comparison between calculated and measured thicknesses of austenite after QT and QLT treatments

综上所述, QLT热处理过程中实验钢的组织演变及作用机制可以用图12所示的示意图进行描述: 首先在QL的升温与保温阶段, 生成了大约50%~60%的回转奥氏体, 奥氏体呈薄膜状或片状在原始淬火马氏体板条之间形核并以一维双向的模式长大, 同时完成了C和Mn等合金元素在奥氏体内的第一次配分. 但由于此时的奥氏体稳定性不足, 在随后的冷却过程中全部转变成新鲜马氏体. 当再次经QLT升温处理时, 由于前期生成的新鲜马氏体内部的C和Mn元素浓度要显著高于原始淬火态马氏体基体中的浓度, 从而使奥氏体Gibbs自由能显著降低, 进而导致相比于QT热处理工艺, QLT热处理工艺下的回转奥氏体生成速率显著提高, 即可以在相对较短的时间内达到C和Mn元素在该温度下的平衡浓度. 此外, 也正是由于新鲜马氏体与原始淬火马氏体基体内C和Mn含量分配的不均匀现象, 导致片状回转奥氏体增厚机制由最初QL或QT阶段的一维双向增厚机制演变成QLT阶段的一维单向增厚机制.

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图12   QLT热处理过程中实验钢的组织演变示意图

Fig.12   Schematic of microstructure evolution of tested steel under QLT treatment

4 结论

(1) 通过采用C和Mn等奥氏体稳定化元素, 并采用低温QLT热处理工艺, 研制了抗拉强度级别在656 MPa以上, 延伸率在40.5%以上, -100 ℃冲击功大于240 J的新型低成本高韧性海工用钢.

(2) 不同热处理工艺下所生成的回转奥氏体形貌、尺寸、位置以及由此造成的奥氏体稳定性高低是导致QT与QLT工艺下试样韧性差异的最主要原因.

(3) 相比于QT热处理制度, QLT分级热处理的QL中间态热处理使试样内部发生C和Mn元素的第一次配分, 导致奥氏体Gibbs自由能显著降低, 使得在QLT阶段回转奥氏体的生成速率显著提高. 由于马氏体基体成分分配的不均匀现象, 导致片状奥氏体的增厚机制由最初的一维双向增厚模式演变成一维单向增厚模式, 进而显著细化了回转奥氏体片层厚度.

The authors have declared that no competing interests exist.