王猛, 刘振宇
, 李成刚
东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室 沈阳 110819
WANG Meng, LIU Zhenyu, LI Chenggang
中图分类号: TG162.83
文章编号: 0412-1961(2017)08-0947-10
通讯作者:
收稿日期: 2016-10-24
网络出版日期: 2017-08-20
版权声明: 2017 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部
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作者简介 王 猛,男,1987年生,博士生
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摘要
采用“控制轧制、轧后超快冷、亚温淬火+回火(UFC-LT)”工艺制备了5%Ni钢,系统研究了这一工艺条件下5%Ni钢的微观组织与力学性能,并与常规调质工艺(QT)和离线淬火、亚温淬火加回火工艺(QLT)进行了对比。结果表明,经UFC-LT工艺处理后,5%Ni钢的显微组织由回火马氏体、临界铁素体和5.83%的逆转奥氏体组成,并可以获得优于QT和QLT工艺的强韧性匹配(抗拉强度为608 MPa,屈服强度为491 MPa,-196 ℃时Charpy冲击功为185 J),韧脆转变温度由QT工艺的-152 ℃下降到-196 ℃以下。与QT工艺相比,UFC-LT工艺改善韧性的因素主要有渗碳体的溶解、高密度的大角度晶界及5.83%的逆转奥氏体。
关键词：
Abstract
In recent years, the demands for liquefied ethylene gas (LEG) are rapidly increased in China. 5%Ni steel is being widely used to build LEG tanks, due to the excellent toughness, high strength and ductility of the material. Along with the continuous increase in the size of LEG tanks, higher cryogenic toughness has been required for new generation 5%Ni steel. In this work, controlled rolling (CR) has been developed in the aim of microstructure refinement for Ni-containing steels, and ultra-fast cooling (UFC) after hot rolling has been successfully applied to replace on-line direct quenching, which formed the integrated CR-UFC for 5%Ni steel. A new processing technologies, named UFC-LT treatment which consisted of CR-UFC, lamellarizing and tempering has been developed for 5%Ni steel in this work. The microstructure and mechanical properties of 5%Ni steel treated by UFC-LT were investigated, as well as quenching and tempering (QT), quenching, lamellarizing and tempering (QLT) treatments. The results show that the microstructure of 5%Ni steel treated by UFC-LT treatment consisted of tempered martensite, intercritical ferrite and about 5.83% reversed austenite. The reversed austenite has two types of morphologies: one type is acicular reversed austenite which forms along the lath boundaries; another type is block reversed austenite which mainly forms at prior austenite grain boundaries. An optimum combination of strength and toughness were obtained by UFC-LT treatment (ultimate tensile strength is 608 MPa, yield strength is 491 MPa, elongation is 34%, Charpy impact energy at -196 ℃ is 185 J). The ductile-brittle transition temperature of 5%Ni steel treated by QT and UFC-LT heat treatments were -152 ℃ and lower than -196 ℃, respectively. The superior cryogenic toughness compared to QT treatment contributed to the dissolution of cementite, high percentage of large angle grain boundaries and the formation of 5.83% reversed austenite.
Keywords：
5%Ni钢是一种超低温条件下服役的铁素体型低温用钢,具有较高的强度和优异的低温韧性、较小的热膨胀系数等优点,因此被广泛用作液化乙烯(LEG)储罐用钢 [1~3]。随着我国化工行业的发展,乙烯的需求量急剧增加,因而对5%Ni钢的需求量也显著增加。近年来LEG储罐和LEG船开始向大型化方向发展,同时为了减少焊缝和提高安全系数,需要选用更宽、更厚的5%Ni钢板。LEG温度极低且具有可燃性,因此为确保安全性,防止使用过程中发生突然断裂事故,要求5%Ni钢板在保证强度的前提下,低温韧性越高越好。有研究 [4~7]表明,在低碳马氏体、贝氏体钢中通过热处理方式得到适量均匀分布的稳定逆转奥氏体,将显著改善材料韧性。5%Ni钢目前常用的热处理工艺包括常规调质(QT)工艺和两相区热处理(QLT,包括奥氏体区保温淬火、亚温淬火及回火)工艺。其中QT工艺处理的5%Ni钢板中只含有极少量的逆转奥氏体,因此其强度高但是低温韧性较差。经QLT工艺处理后,5%Ni钢逆转奥氏体含量明显增加,其低温韧性也大幅提高 [3,8,9],但是其强度却偏低,而且QLT工艺存在工序复杂,能源消耗大,生产周期长等缺点。
控制轧制(CR)是低合金高强钢提高力学性能的常用手段,如Jahazi等 [10]采用合适的控轧工艺细化了组织,从而获得了最佳的强韧性匹配。超快冷(UFC)是高效率、高均匀性的新式冷却系统,不仅冷却速率快(15 mm钢板冷却速率高于30 ℃/s),而且使得钢板内部温度分布均匀,可以代替离线及在线淬火过程,简化工艺流程。为了达到更好的强韧化平衡并缩短工艺流程,本工作基于控制轧制和超快冷技术,提出了一种在线热处理工艺。首先采用低温控轧工艺细化晶粒,热轧完成后采用超快冷将钢板快速冷却到室温,从而代替传统的离线淬火过程(CR-UFC工艺);随后结合两相区保温淬火加回火工艺(LT),称为UFC-LT工艺。用UFC-LT工艺制备了5%Ni钢,并研究了UFC-LT工艺对5%Ni钢组织及低温韧性的影响。此外,为了对比,还进行了QT和QLT热处理。对3种工艺的微观组织及低温韧性进行了分析和讨论。
实验材料为真空感应炉冶炼的5%Ni钢钢锭,然后锻造成截面尺寸为80 mm×100 mm的锻坯。5%Ni钢的主要化学成分(质量分数,%)为：C 0.057,Mn 0.71,Si 0.21,Ni 5.07,Fe余量。锻坯在1200 ℃保温2 h,经两阶段轧制得到15 mm厚的热轧板,一阶段开轧温度约为1150 ℃,精轧开轧温度约为860 ℃,终轧温度约为820 ℃。轧制规程为：100-80-62-47-待温-35-26-19-15 (mm),精轧区压下率为68%。轧制完成后采用UFC以大于30 ℃/s的速率直接淬到室温。采用Formastor-F II FTF-340型相变仪测得5%Ni钢的α→γ的转变温度Ac1与Ac3分别为631和750 ℃。热处理在RX-36-10型箱式电阻炉中进行,将轧后钢板加热到680 ℃保温40 min后水淬,之后在620 ℃回火60 min后水冷至室温。为便于分析与比较,选取试样进行了QT及QLT热处理,热轧规程为：100-80-62-47-35-待温-26-19-15 (mm),精轧区压下率为57%。一阶段开轧温度约为1150 ℃,精轧开轧温度约为880 ℃,终轧温度约为860 ℃,热轧完成后空冷到室温;QT工艺：将热轧板重新加热到810 ℃奥氏体化,保温40 min后水淬,然后在620 ℃回火60 min后水冷至室温;QLT工艺：首先将热轧板重新加热到810 ℃保温40 min后水淬,然后加热到680 ℃保温40 min后水淬,之后再加热至620 ℃回火60 min后水冷至室温。3种加工工艺示意图如图1所示。
图1 3种加工工艺示意图
Fig.1 Schematics of processing technologies of 5%Ni steel (AC—air cooling, WQ—water quenching)(a) quenching+tempering (QT) (b) quenching+lamellarizing+tempering (QLT) (c) control rolling+ultra-fast cooling+lamellarizing+tempering (UFC-LT)
采用Instron 4206电子万能试验机与Instron 9250HV冲击试验机分别对不同热处理工艺下的5%Ni钢进行纵向拉伸和冲击实验。拉伸实验在常温下进行,冲击实验温度为-70~-196 ℃,冷却介质为异戊烷加液氮,保温时间为15 min。从热处理板上切取试样,其纵断面经砂纸打磨、抛光、4%硝酸酒精 (体积分数)溶液浸蚀后,采用DMIRM型光学显微镜(OM)及XM-8530F型电子探针(EPMA)进行显微组织观察。同时采用EPMA检测了逆转奥氏体中Ni和Mn元素的质量分数。金相试样经机械抛光和电解抛光后,采用Ultra 55型扫描电镜(SEM)自带的电子背散射衍射仪(EBSD)进行组织观察,电解抛光溶液为12.5%高氯酸-无水乙醇(体积分数)溶液,电解抛光电压为29 kV,电流约为1.4 A。在金相试样上采用线切割截取薄片试样,机械减薄至50 μm后冲成直径3 mm的圆盘,并采用电解双喷减薄仪进行双喷减薄后,在Tecnai G2 F20型透射电镜(TEM)上进行显微组织和选区电子衍射(SAED)分析,工作电压为200 kV。电解液为8%高氯酸-无水乙醇(体积分数)溶液,电解双喷温度和电压分别为-30 ℃和32 V。采用PM3040/60 X射线衍射仪(XRD, CoKα1)依照国标GB8362-1987方法测定逆转奥氏体的体积分数。
奥氏体中富集的C含量可以用下式来计算[11]：
式中,
aγ采用式(2)进行计算[12]：
式中,h、k、l为奥氏体晶面指数(这里选择奥氏体(220)晶面);
不同热轧工艺条件下5%Ni钢的OM像如图2所示。经常规热轧后5%Ni钢的组织为粗大的多边形铁素体(PF)加少量珠光体,存在铁素体+珠光体交替的条带状组织。而采用低温控轧加超快冷工艺得到的5%Ni钢组织为细小均匀的板条马氏体(LM)加少量粒状贝氏体(GB),带状组织消失。从图中可以看出,低温控轧加超快冷条件下5%Ni钢的组织更为细小。
图2 不同热轧工艺条件下5%Ni钢的OM像
Fig.2 OM images of 5%Ni steel treated by different hot rolling processes(a) conventional hot rolling (b) control rolling+UFC
不同热处理工艺条件下5%Ni钢的SEM像如图3所示。可以看到,QT工艺处理的5%Ni钢组织为回火马氏体,在马氏体板条边界和板条内部均有大量的渗碳体析出。QLT工艺处理的5%Ni钢组织由回火马氏体和板条状铁素体组成,这种板条状铁素体是在两相区保温时形成的,形貌与高温奥氏体相变形成的多边形铁素体不同,一般称为临界铁素体[13,14]。UFC-LT工艺处理的5%Ni钢组织与QLT工艺处理的5%Ni钢组织相似,但是UFC-LT工艺处理的5%Ni钢组织中马氏体板条的宽度更小。文献[15]表明QLT与UFC-LT工艺处理的5%Ni钢组织中亮衬度区域由逆转奥氏体和水冷形成的马氏体2部分组成,但是在SEM像中很难将它们区分开来。
图3 不同热处理工艺条件下5%Ni钢的SEM像
Fig.3 SEM images of 5%Ni steel after different heat treatments(a) QT (b) QLT (c) UFC-LT
图4a~c示出了5%Ni钢的晶界分布图,EBSD步长为0.2 μm。可以看出,经QT工艺热处理后5%Ni钢组织保留着马氏体板条结构,原奥氏体被板条束所分割,板条束又被大量取向相近的板条分割。其中板条束界为大角度晶界,而板条之间的晶界为小角度晶界。QLT及UFC-LT工艺热处理后,5%Ni钢组织为回火马氏体和临界铁素体,回火马氏体与临界铁素体之间的晶界为大角度晶界。与QT工艺处理的试样相比,QLT及UFC-LT工艺处理的试样的小角度晶界较少,大角度晶界较多。QT、QLT及UFC-LT工艺处理的试样的大角度晶界比例分别为44%、64%和62%。5%Ni钢的Kikuchi带衬度图(band contrast,BC)与奥氏体相的叠加图如图4d~f所示,EBSD步长为0.05 μm。QT工艺处理的试样中只含有极少量的块状逆转奥氏体,主要分布在原奥氏体晶界及马氏体板条束界等大角度晶界处。QLT及UFC-LT工艺处理的试样中逆转奥氏体含量明显增加且分布更加均匀。逆转奥氏体呈现2种形态,一种为分布在原奥氏体晶界或马氏体板条束界处的块状逆转奥氏体,另一种为分布在马氏体板条界处的针状逆转奥氏体。
图4 QT、QLT与UFC-LT工艺处理后5%Ni钢的EBSD像
Fig.4 Graphs of grain boundaries (a~c) and combined band contrast and fcc phases (d~f) of 5%Ni steel after QT (a, d), QLT (b, e) and UFC-LT (c, f) treatments (Blue lines and black lines in Figs.4a~c denote the grain boundaries that below 15° and higher than 15°, respectively; red color in Figs.4d~f denotes bcc phase)
采用TEM对QT、QLT及UFC-LT工艺处理的组织进行了进一步观察,如图5所示。经高温回火后QT工艺处理的试样中板条马氏体中的位错通过滑移与攀移而相消,使得位错密度大幅降低。部分板条界面消失,与相邻板条合并形成宽的板条。在板条边界处有短棒状的粒子析出,其宽度为40~70 nm,长度为110~220 nm,由SAED可以确定析出粒子为渗碳体;同时在板条内部还有大量直径小于20 nm的球状渗碳体 (图5a)。经QT工艺处理的试样中逆转奥氏体多呈不规则块状分布于原奥氏体晶界处,长轴尺寸约400 nm (图5b)。QLT工艺处理的试样中逆转奥氏体大多呈针状分布在马氏体板条界处,且针状逆转奥氏体沿一定的位向排列,平均宽度为120~160 nm (图5c)。由SAED谱可以得知,针状逆转奥氏体与回火马氏体基体满足Kurdjumov-Sachs (K-S)关系：
图5 QT、QLT与UFC-LT工艺处理后5%Ni钢的TEM像和SAED谱
Fig.5 Bright field (a~c, e) and dark field (d, f) TEM images and corresponding SAED pattern (insets) of 5%Ni steel after QT (a, b), QLT (c, d) and UFC-LT (e, f) treatments
表1示出了不同工艺条件下5%Ni钢中逆转奥氏体的体积分数、尺寸(等效圆直径)和合金成分。其中逆转奥氏体的体积分数和C含量采用XRD数据计算获得,逆转奥氏体中Mn和Ni的含量采用EPMA分析获得,逆转奥氏体的晶粒尺寸由图4中EBSD结果获得。可以看出,QT工艺处理的试样中逆转奥氏体含量仅为1.93%,尺寸为0.135 μm。经QLT工艺和UFC-LT工艺处理后,试样中逆转奥氏体含量增多且尺寸增大。由于C、Mn、Ni等合金元素在fcc结构的奥氏体中的固溶度相对更高,合金元素在回火时会向逆转奥氏体中偏聚,因此逆转奥氏体中C、Mn、Ni元素的含量明显高于基体中的。对于QLT工艺和UFC-LT工艺,在两相区处理过程中,合金元素会在基体和奥氏体中进行重新配分,形成富合金元素的奥氏体和贫合金元素的临界铁素体。经水淬后,奥氏体又重新相变为马氏体,因此最终得到富合金元素的马氏体和贫合金元素的临界铁素体组织。在随后的回火过程中,逆转奥氏体沿富合金元素的马氏体板条界析出,同时板条内的合金元素只需较短的距离就可以偏聚于逆转奥氏体中完成合金元素的第二次配分,从而使得QLT工艺和UFC-LT工艺条件下逆转奥氏体中合金元素含量高于QT工艺条件下的。
表1 不同热处理工艺条件下5%Ni钢中逆转奥氏体的体积分数、尺寸和C、Mn、Ni元素含量
Table 1 Volume fractions, sizes and compositions (C, Mn, Ni) of reversed austenite in 5%Ni steel after different heat treatments
| Heat treatment | Volume fraction / % | Grain size / μm | Mass fraction / % | ||
|---|---|---|---|---|---|
| C | Mn | Ni | |||
| QT | 1.93 | 0.135 | 0.61 | 1.75 | 7.93 |
| QLT | 6.98 | 0.177 | 0.71 | 2.11 | 9.72 |
| UFC-LT | 5.83 | 0.162 | 0.73 | 2.19 | 9.56 |
从图5中还可以看到,相对于QT工艺,QLT与UFC-LT工艺处理的5%Ni钢组织中渗碳体的尺寸、数量减少,晶界处棒状渗碳体析出消失。这主要是由于逆转奥氏体对基体的净化作用。在回火过程中,逆转奥氏体开始形成和长大,同时C原子由马氏体向逆转奥氏体中扩散,使得基体中的C含量迅速减少,降低了渗碳体形成的化学驱动力,并且由于渗碳体与基体界面处的C浓度平衡被打破,已经析出的渗碳体也将逐渐溶解消失,因此逆转奥氏体的形成抑制了渗碳体的析出和长大。随着逆转奥氏体含量增加,基体净化程度提高。QT工艺处理的5%Ni钢中逆转奥氏体含量较少且分布不均匀,基体中C含量仍较高,导致回火热处理后基体上有大量的渗碳体析出。而QLT与UFC-LT工艺处理的5%Ni钢组织中逆转奥氏体含量较多且分布均匀,大量的C原子从基体偏聚到逆转奥氏体中,使得基体中C含量较低,因而回火热处理后析出的渗碳体数量明显减少。
不同工艺获得的5%Ni钢的力学性能如表2所示。可以看到,QT工艺处理后,5%Ni钢的抗拉强度为613 MPa,屈服强度为529 MPa;QLT工艺处理后,5%Ni钢的抗拉强度降为583 MPa,屈服强度降为462 MPa。而UFC-LT工艺处理后,屈服强度较QLT工艺增加了29 MPa,抗拉强度增加了25 MPa。这一方面是由于UFC-LT工艺条件下逆转奥氏体含量略低,吸收的基体中的合金元素较少,这使得其强度较高但是延伸率略低。另一方面UFC-LT工艺中采用低温轧制,奥氏体晶粒受到反复变形被压扁,在奥氏体内部产生了大量的变形带和位错。马氏体相变的形核为非均匀形核,其促发因素与位错、层错等晶体内部的缺陷有关,而很少与晶界和相界面有关。因此,低温控轧加UFC获得的马氏体板条更加细小。经两相区和回火热处理后获得的回火马氏体晶粒也较为细小,因此UFC-LT工艺处理的5%Ni具有较高的强度。
表2 不同热处理工艺下5%Ni钢的力学性能
Table 2 Mechanical properties of 5%Ni steel after different heat treatments
| Heat treatment | RP0.2 / MPa | Rm / MPa | RP0.2/Rm | A / % |
|---|---|---|---|---|
| QT | 529 | 613 | 0.86 | 27 |
| QLT | 462 | 583 | 0.79 | 35 |
| UFC-LT | 491 | 608 | 0.81 | 34 |
与逆转奥氏体含量较低的QT工艺处理的试样相比,QLT和UFC-LT工艺处理的试样延伸率明显增加。文献[16~18]认为,逆转奥氏体主要是通过产生相变诱发塑性(TRIP效应)来提高塑性,在拉伸过程中,奥氏体在应力/应变的作用下诱发马氏体相变,导致局部加工硬化的产生,塑性变形将不得不转向强度较低的其它微观区域进行,从而推迟了颈缩的发生,获得更高的塑性,并且塑性随奥氏体含量的增加而不断提高。
不同热处理工艺条件下5%Ni钢在不同温度下的冲击功如图6所示。由图可见,与QT工艺相比,QLT与UFC-LT工艺处理后5%Ni钢的冲击功显著增加。如经QLT与UFC-LT工艺处理后5%Ni钢在-196 ℃冲击功分别高达196和185 J,表明在-196 ℃以上没有发生韧脆转变现象;而QT工艺处理的试样在-196 ℃冲击功仅为29 J,韧脆转变温度约为-152 ℃。由此可见,QLT与UFC-LT热处理工艺明显改善了5%Ni钢的低温韧性。
图6 不同热处理工艺条件下5%Ni钢的冲击功
Fig.6 Variations of Charpy impact energy with test temperature for 5%Ni steel after different heat treatments
图7为不同热处理工艺条件下5%Ni钢在-196 ℃下的冲击断口的SEM像。图7a可以观察到,QT工艺处理的5%Ni钢断口上有河流花样,并且具有塑性变形产生的撕裂棱,由于塑性变形较小,撕裂棱上的等轴韧窝尺寸很小,表现为典型的准解理断裂。QLT与UFC-LT工艺处理的试样断口表面均匀分布着大量的等轴韧窝,表明试样在断裂前发生了较大的塑性变形。塑性变形会消耗大量的能量,因此QLT与UFC-LT工艺处理的试样具有较好的低温韧性(图7b和c)。
图7 不同热处理工艺条件下5%Ni钢在-196 ℃冲击后断口的SEM像
Fig.7 SEM images of fracture morphologies in 5%Ni steel after QT (a), QLT (b) and UFC-LT (c) treatments
为了深入研究材料的韧脆性质,应用示波冲击实验研究了不同热处理工艺条件下5%Ni钢的冲击断裂过程。根据载荷-位移曲线可将曲线分为裂纹萌生阶段(峰值载荷出现前)和裂纹扩展阶段(峰值载荷往后),相应的冲击功可分解为裂纹萌生功和裂纹扩展功[19,20]。5%Ni钢在-196 ℃的载荷-位移曲线如图8a所示。从图中可以看到,在冲击载荷作用下,QLT和UFC-LT工艺处理的试样首先发生弹性变形,当冲击载荷超过试样的屈服强度时,试样开始发生塑性变形,之后载荷达到最大值,裂纹开始萌生。UFC-LT工艺处理的试样的峰值载荷略高于QLT工艺处理的试样,这是由于UFC-LT工艺处理的试样强度较高导致的。QLT和UFC-LT工艺处理的试样具有很宽的裂纹扩展区,表明组织具有很好的抗裂纹扩展的能力。QT工艺处理的试样载荷曲线上无明显塑性变形段,而且一旦形成裂纹就迅速断裂,说明试样在裂纹扩展阶段吸收的能量非常低。图8b给出了不同热处理状态下5%Ni钢在-196 ℃的冲击实验结果。由图可见,QT工艺处理的试样裂纹萌生功和裂纹扩展功分别为23和11 J。QLT与UFC-LT工艺处理的试样裂纹萌生功和扩展功较QT工艺处理的试样大幅增加。
图8 不同热处理工艺条件下5%Ni钢在-196 ℃下的载荷-位移曲线和平均冲击功
Fig.8 Load- displacement curves (a) and average impact energy (b) of 5%Ni steel after different heat treatments at -196 ℃
图9示出了CVN冲击试样(测试温度-196 ℃)断口表面下方的组织。由于渗碳体与基体的屈服强度不同,在冲击外力作用下,两相界面易产生应力集中,当集中的应力超过临界应力时,渗碳体与基体界面处会形成微裂纹,如图9a所示。根据Griffith裂纹理论,渗碳体的临界应力σc为[19]：
式中,E为Young's模量;γ为表面能;α为与裂纹形状有关的常数;a为裂纹尺寸,即渗碳体的尺寸。式(3)表明,渗碳体的尺寸增加使得临界应力下降,导致裂纹形成所需裂纹萌生功降低。QT工艺处理的试样晶界处分布的尺寸较大的棒状渗碳体,将导致试样的裂纹萌生功明显降低。然而QLT和UFC-LT工艺条件下,晶界处的棒状渗碳体溶解消失,从而使得裂纹萌生功显著提高。
图9 不同热处理工艺条件下5%Ni钢冲击断口附近的SEM像
Fig.9 SEM images of the cross-sectioned area beneath the impact fracture surface of 5%Ni steel tested at -196 ℃ after QT (a, b), QLT (c) and UFC-LT (d) treatments
裂纹形成后,在外力作用下向周围基体组织扩展,小取向差的马氏体板条界不能阻碍裂纹的扩展,只有遇到板条束界和原奥氏体晶界时,裂纹才发生明显偏转(图9b)。文献[19, 21~24]表明,大角度晶界能够钝化裂纹或使裂纹扩展方向发生较大偏转,大角晶界比例越高裂纹转折越多,裂纹扩展过程中消耗的能量就越多。对于QT工艺处理的试样,一方面大角度晶界的比例较低,使得裂纹扩展过程中遇到的阻碍较少;另一方面大角度晶界处分布的渗碳体还会弱化晶界对裂纹的抵抗力,使得裂纹扩展功显著降低。UFC-LT工艺与QLT工艺处理的5%Ni钢组织中大角度晶界比例相近(分别为62%和64%),但是裂纹扩展功却相差20 J,这应该是逆转奥氏体含量不同导致的。
逆转奥氏体可以有效地改善钢铁材料的低温韧性,这一点在9%Ni钢、TPIP钢及中锰钢中已经得到证实[25~29]。采用XRD对-196 ℃下的冲击断口进行了检测,发现奥氏体峰基本消失,这表明逆转奥氏体在冲击断裂过程中转变为了马氏体。文献[30]认为马氏体相变会吸收额外的能量,进而提高了材料的韧性。但是Kim等 [31]研究了逆转奥氏体对9Ni钢韧性影响,认为TRIP效应导致的冲击功增量Ut可表示为：
式中,σM为相变应力,可以近似取冲击过程中载荷-时间曲线上的最大应力值;εIS是不变剪切应变,可以取0.344;Vγ→α为形变诱导γ向α转变的体积数;fγ为试样中逆转奥氏体的体积比。当逆转奥氏体体积分数为10%时,逆转奥氏体TRIP效应导致的冲击功增量仅为3.3 J,可见相变对增韧的作用几乎可以忽略不计。Bilmes等 [11]认为,当裂纹扩展至逆转奥氏体时,在裂纹尖端应力的作用下逆转奥氏体会相变为马氏体,相变产生的体积膨胀可以缓解裂纹尖端的应力集中,并且能够促使裂纹闭合,从而提高裂纹扩展功。可见逆转奥氏体的增韧机理主要在于阻碍裂纹扩展,Gao等[32]也发现同样的结果。除逆转奥氏体的含量外,其分布和形态也是影响低温韧性的重要因素。相较于块状逆转奥氏体,板条间分布的针状逆转奥氏体更有利于韧性的提高,这主要是由于裂纹容易穿过小取向差的板条界继续扩展,而针状逆转奥氏体的存在阻碍了裂纹扩展,从而细化了有效晶粒[8]。QT工艺处理后的试样中,逆转奥氏体主要沿大角度晶界析出,对裂纹扩展功影响较小;而经过QLT和UFC-LT工艺处理后的试样中,逆转奥氏体主要沿马氏体板条界析出,可以更有效阻碍裂纹扩展,使得裂纹扩展功增加。
此外,逆转奥氏体可以吸收基体中的C、Mn、Ni等元素,软化基体组织,改善基体的塑性变形能力。图9b显示QT工艺条件下,裂纹转向处未发现明显的塑性变形,呈现较差的抗裂纹扩展能力。从力学角度看,这主要是由于基体组织的解理断裂强度低于屈服强度,在应力作用下,在未发生塑性变形的情况下即发生断裂。而图9c和d显示QLT和UFC-LT工艺条件下,组织被拉长和扭曲,发生了较大的塑性变形。塑性变形区的存在,一方面说明基体发生塑性变形将消耗大量的能量,另一方面,说明基体组织可以有效地阻碍裂纹扩展,从而显著提高裂纹扩展功。逆转奥氏体含量的增加,使得基体的塑性变形能力增加,从而有利于扩大塑性变形区域,提高裂纹扩展功,进而改善5%Ni钢的低温韧性[33]。因此,逆转奥氏体形貌、分布位置和体积分数的不同是3种工艺条件下韧性存在差异的主要原因。
(1) QT工艺条件下5%Ni钢的组织为回火马氏体和块状逆转奥氏体,基体上有大量渗碳体析出。QLT和UFC-LT工艺条件下,5%Ni钢的组织由回火马氏体、临界铁素体加逆转奥氏体组成,基体中渗碳体的析出显著减少。逆转奥氏体呈现2种形态,一种为分布在大角度晶界处的块状逆转奥氏体,另一种为分布在马氏体板条界处的针状逆转奥氏体。
(2) UFC-LT工艺条件下5%Ni钢具有最佳的强韧性匹配,抗拉强度为608 MPa,屈服强度为491 MPa,延伸率为34%,-196 ℃时Charpy冲击功为185 J。韧脆转变温度由QT工艺条件下的-152 ℃下降到-196 ℃以下。
(3) 与QT工艺相比,UFC-LT工艺改善5%Ni钢低温韧性的原因为渗碳体的溶解,高密度的大角度晶界和5.83%的逆转奥氏体,其中逆转奥氏体形貌、析出位置和含量的变化是韧化的主要因素。UFC-LT试样中的逆转奥氏体多呈针状分布在马氏体板条边界处,可以更有效地阻碍裂纹扩展,提高裂纹扩展功。同时逆转奥氏体可以净化基体,提高基体的塑性变形能力,增加裂纹尖端塑性区,提高裂纹扩展功,从而改善材料的低温韧性。
The authors have declared that no competing interests exist.
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