摘 要:通过严格控制轧制参数对S460G1钢进行热轧,得到厚度150mm 的特厚板,然后进行 870~960 ℃淬火和550~660 ℃回火处理,研究了钢板的组织演变和强钢化机制。结果表明:热轧 钢板由表面向心部的组织依次为针状铁素体→粒状贝氏体→铁素体+珠光体;淬火后,表面组织主 要为板条马氏体,1/4板厚处以粒状贝氏体为主,1/2板厚处为铁素体和珠光体;其中900,930 ℃ 淬火后1/4板厚处原奥氏体晶粒细小均匀,晶粒尺寸分布集中,范围分别为4.12~31.88,5.02~ 32.69μm;热轧钢板经930 ℃淬火与600~630 ℃回火后,其表面组织为回火索氏体,1/4板厚处及 1/2板厚处的组织与淬火态类似,但板条铁素体等轴化及铁素体粗化趋势增加,此时钢板的综合力 学性能优良,屈强比不高于0.85;马氏体/奥氏体(M/A)岛的分解、析出物的大量析出、位错消失及 板条铁素体等轴化等是其具备良好强韧性的主要原因。

关键词:S460G1钢特厚板;淬火;回火;组织演变;M/A 岛

中图分类号:TG156.6 文献标志码:A 文章编号:1000-3738(2022)02-0020-11

0 引 言

随着我国国民经济的快速发展,中厚钢板的需 求量也经历了爆发式的增长,相关的生产工艺和装 备技术水平得到飞速提升[1]。目前,钢铁行业中厚板市场整体上呈现过剩局面,但特厚板尤其是大单 重特厚板市场需求仍然旺盛。大单重特厚板一般是 指单个成品板质量达20t(最大质量可达200t)以 上,厚 度 大 于 100 mm 的 钢 板,广 泛 用 于 60× 104kW 以上汽轮发电机组、海洋石油平台、航船、坦 克、核电站以及大型模具等特殊用途部件[2-4]。调质 S460G1+QT(简称 S460G1)钢为欧洲标准 BSEN 10225:2009级别最高钢种,强韧性指标要求高,标 准适用最大钢板厚度为100 mm,但实际应用中的 最大厚度已达到150mm。大厚度、高强度、高韧性 且需要调质热处理的要求导致S460G1钢板的生产 难度极大。

现阶段,受工装能力及技术水平限制,高强韧性特厚板的开发和应用较少,相关的工艺及研究也鲜 有报道。作者利用五矿营口中板有限责任公司设备 优势(475mm 连铸坯、5000mm 宽厚板轧机),以 150mm 厚S460G1钢特厚板为研究对象,分析了其 成分、工艺、组织与力学性能之间关系,尤其是热轧 后调质热处理过程中显微组织演变与强韧化机制, 可为此强度级别特厚板的开发及工业应用提供一定 理论依据与实践经验。

1 试样制备与试验方法

根据 BSEN10225:2009对 S460G1钢的化学成 分和力学性能要求及各合金元素在材料中的作用,设 计的S460G1钢特厚板的化学成分如表1所示。

通过高炉冶炼铁液→转炉冶炼钢液→钢包精炼 炉精炼→RH 真空脱气→连铸机浇铸的工艺流程, 得到尺寸为4000mm×2000mm×475mm 的试 验钢坯料。采用5000mm 宽厚板轧机对坯料进行 再结晶和非再结晶两阶段控轧及控冷处理,再结晶 区轧制开始温度为 1140~1170 ℃,结束温度为 1000~1030 ℃,待温厚度为180mm,非再结晶区 轧制开始温度为 830~850 ℃,结束温度为 800~ 820 ℃,开始冷却温度为790~810 ℃,终冷温度为 630~650 ℃,冷却速率为8~10 ℃·s-1,热轧钢板 尺寸为8500mm×2200mm×150mm。为保证 特厚板力学性能及组织的均匀性,并保证特厚板中 心位置无疏松或显微气孔等缺陷,在特厚板生产过 程中,一般采用高变形渗透系数轧制方法[5-6]。当变 形渗透系数大于0.50时,特厚板内部压缩应力区域 可达到90%,变形会充分渗透到钢板各部位,有利 于改善特厚板的综合质量[7-8]。图1为试验钢轧制 规程及变 形 渗 透 系 数,再 结 晶 区 轧 制 过 程 中 的 第 4~10道次压下量达到30mm 以上,对应单道次压 下率在8.3%以上,尤其是最后2道次压下率分别达 到15.1%,16.1%,再结晶区轧制阶段累计变形量为 62.11%;第8,9,10道次时的变形渗透系数分别为 0.47,0.60,0.67,对保证特厚板心部质量较为有利。 非再结晶轧制阶段采用6道次轧制,累计变形量为 16.11%。采用 HS620型人工超声波无损探伤设备 检测得到150mm厚S460G1钢特厚板满足GB/T2970Ⅰ级要求,特厚板内部质量良好。

在热处理过程中,淬火温度的选择是以得到均 匀细小的奥氏体晶粒为原则;淬火温度偏低将导致 奥氏体化不完全或者合金元素溶解不充分、分布不 均匀,而淬火温度过高则会引起晶粒尺寸偏大[9]。 由于亚共析钢碳含量较低,淬火温度通常在 Ac3(加 热时铁 素 体 完 全 转 变 为 奥 氏 体 的 终 止 温 度)以 上 30~50 ℃。据 Andrews 温 度 经 验 公 式[10],估 算 S460G1 钢特厚板的 Ac3 为 864 ℃,因此采用5 m 宽厚板产线辊式淬火机对热轧钢板进行870,900, 930,960 ℃ 淬火处理(加热系数 1.4mm·min-1,保 温时间75min);在930 ℃淬火后,对钢板进行500, 550,600,650℃回火处理(加热系数2.4mm·min-1, 保温时间150min

在轧制态、淬火态和回火态试验钢板上截取金 相试样,经研磨、抛光,用体积分数4%硝酸酒精溶 液腐蚀后,采用 ZeissAxioImagerA1m 型光学显 微镜观察钢板厚度方向不同位置的显微组织。采用 过饱和苦味酸溶液及洗涤剂,在60℃恒温水箱中加 热腐蚀原奥氏体晶界,通过光学显微镜观察原奥氏 体形貌,并利用Image-ProPlus软件统计奥氏体晶 粒尺寸。回火态金相试样经过饱和苦味酸溶液腐蚀 后,采用光学显微镜观察 M/A 岛微观形貌。在回 火态试验钢板不同位置截取薄膜试样进行机械减 薄,采用由体积分数5%高氯酸和95%乙醇组成的 溶液 双 喷 至 穿 孔 后,采 用 HT7800 型 透 射 电 镜 (TEM)观察微观形貌。采用能谱仪(EDS)对析出 物的微区成分进行分析。按照 GB/T2975—2018, 在淬火态和回火态试验钢板上截取拉伸试样,拉伸 试样直径为20mm,标距为50mm,在 WAW-600B 型电子万能材料试验机上进行室温拉伸试验,拉伸 速度为8~10mm·min-1。按照 GB/T229—2007, 在淬火态和回火态试验钢板不同位置截取尺寸为 10mm×10mm×50mm 的 V 型缺口冲击试样,采 用FIT-01型摆锤冲击试验机进行低温冲击试验,试验温度为-40 ℃。

2 试验结果与讨论

2.1 热轧后钢板的显微组织

在控制冷却时特厚板沿厚度方向存在冷却不均 现象[11-12],造成组织和晶粒尺寸分布不均[13],从而 影响产品的使用性能。由图2可以看出:热轧后试 验钢板表面(距表面0处)组织主要为针状铁素体; 距表面20mm 处,针状铁素体减少,粒状贝氏体增 多,并出现少量准多边形铁素体;距表面35mm 处, 碳化物或渗碳体不均匀分布在铁素体基体上,形成 粗化的粒状贝氏体,并含有少量块状铁素体及珠光 体;距表面50mm 处,粒状贝氏体消失,铁素体及珠 光体组织明显增多;距表面60mm 处,组织为细小 均匀的铁素体+珠光体;距表面75mm 处(中心), 组织为铁素体+珠光体组织,且铁素体略微粗化。 试验钢板厚度方向的组织变化与轧制过程中不同位 置的终冷温度和冷却速率密切相关。随着距表面距 离的增加,冷却速率降低,终冷温度提高,热轧态组 织由表面向心部依次为针状铁素体→粒状贝氏体→ 铁素体+珠光体。

2.2 淬火态钢板的显微组织和力学性能

由图3可知:870℃淬火后试验钢板1/4厚度处的 原奥氏体晶粒尺寸分布不均匀,但无明显粗化现象; 900℃或930℃淬火后,原奥氏体晶粒尺寸分布较均 匀,且无明显粗化现象;960℃淬火后原奥氏体晶粒发 生明显粗化且尺寸分布严重不均匀。870,900,930, 960℃淬火后,原奥氏体平均晶粒尺寸分别为15.39, 11.25,12.93,19.33μm。由图4可以看出:900,930℃淬 火后,原奥氏体晶粒尺寸分布较均匀,分别集中在 4.12~31.88,5.02~32.69μm;但是870,960℃淬火后, 原奥氏体晶粒尺寸分布不均匀,分别集中在2.03~ 39.04,5.20~43.70μm。可知,S460G1钢特厚板的理想 淬火温度区间为900~930℃,此时组织中晶粒细小均 匀,晶粒尺寸分布较窄。

由图5可以看出,不同温度淬火后,表面组织均 以板条马氏体为主,且870 ℃淬火后组织中存在部 分未溶铁素体,马氏体比例稍低,而较高温度(930, 960 ℃)淬火后表面可得到全板条马氏体组织。不 同温度淬火后试验钢板1/4厚度处组织以粒状贝氏 体为主,但存在少量铁素体和珠光体;870 ℃淬火后 铁素体呈板条状或针状,随着淬火温度的升高,铁素 体等轴化趋势明显,板条状或针状铁素体合并趋势加强,960 ℃淬火后铁素体基本为准多边形铁素体, 且组织明显粗化。试验钢板 1/2 厚度处冷却速率 低,淬透性差,因此该处组织以铁素体和珠光体为 主;870 ℃淬火时,奥氏体化不完全,晶粒尺寸不均 匀,带状组织明显;淬火温度升高后,组织均匀性较 好,但板条铁素体逐渐合并。

由图6可知:随着淬火温度的升高,试验钢板不 同位置的 强 度 均 增 大,表 面 强 度 高 于 1/4 厚 度 及 1/2厚度处;不同温度淬火后,不同位置的屈强比整 体均较低,均低于0.72;随着淬火温度的升高,不同 位置的断后伸长率整体呈降低趋势,且900,930 ℃ 淬火后的断后伸长率接近,在25.5%~28.0%;870, 900,930 ℃淬火后,不同位置的-40 ℃冲击吸收功 平均值接近,但960 ℃淬火后,-40 ℃冲击吸收功明显降低,尤其钢板1/2厚度处的-40 ℃平均冲击 吸收功仅为64J。从组织均匀性及强韧性匹配方面 考虑,900~930 ℃淬火后 S460G1钢特厚板的组织 和淬火态力学性能较理想。

2.3 回火态钢板的显微组织和力学性能

由图7可以看出:淬火后钢板表面所形成的板 条马氏体在不同温度回火后均转变为回火索氏体; 550 ℃回火后,原淬火态板条铁素体被保留,回火温 度提高后板条铁素体等轴化趋势明显,碳化物或渗 碳体分布在铁素体基体上。1/4厚度处回火态组织 以粒状贝氏体为主,还存在少量准多边形铁素体及 珠光体;当回火温度不低于600℃时,碳化物析出或 渗碳体分解细化,并分布在由板条铁素体合并或粗 化后的铁素体基体上。1/2厚度处组织为铁素体和 珠光体;回火温度提高后,铁素体明显粗化,但分布 更均匀。可知,930 ℃淬火后试验钢板合理的回火 温度为600~630 ℃,此时组织较均匀。

由图8可知:随着回火温度的升高,试验钢板不 同位置的屈服强度先增大后减小,抗拉强度降低。 随着回火温度的升高,屈强比增加;550 ℃回火后的 屈强比与淬火态基本相同,屈强比均不大于0.73; 600,630 ℃回火后,屈强比不高于0.85;660 ℃回火 后,屈强比在0.88左右。随着回火温度的升高,断 后伸长率增大,不同位置-40 ℃冲击吸收功先增大后减小,且冲击吸收功测试值的离散度减小,630 ℃ 回火后的冲击吸收功最大。综上可知,结合930 ℃ 淬火及550~660 ℃回火后的微观组织、力学性能, 600~630 ℃ 是 比 较 合 理 的 回 火 温 度 区 间,此 时 150mm 特厚板强度、韧性可以达到较好匹配,微观 组织较为均匀。

2.4 回火态钢板的精细结构

试验钢在930 ℃淬火、600~630 ℃回火后的综 合力学性能较优,这与微观组织特有的精细结构,如 马氏体/奥氏体(M/A)岛、析出物及位错等密切相 关。由图9可以看出:550 ℃回火后,条状 M/A 岛 断续分布在板条铁素体边界,块状 M/A 岛分布在 原奥氏体晶界和部分块状铁素体内部;当回火温度 提高至 600 ℃ 时,部分 M/A 岛分解且 尺 寸 降 低; 630 ℃回火后,M/A 岛极少,且尺寸更小;660 ℃回 火后 M/A 岛已基本分解完全。

由图10可以看出:550,600 ℃回火后,试验钢 板中均有大量细小析出物且分布均匀,且600 ℃回 火后析出物数量较多,尺寸较细小;630 ℃回火后析 出物数量减少,且少量析出物尺寸较大;660 ℃回火 后析出物进一步聚集长大。对析出物进行能谱分析 可知,析出物主要为 Nb-Ti的 碳 氮 化 物。由 图 11 可以看出:600 ℃回火后,板条铁素体边界清晰且位 错密度较高;660 ℃回火后板条铁素体边界模糊,位错部分消失或合并。回火后 M/A 岛的分解、析出 物的大量析出、位错消失及板条铁素体等轴化等,是 热轧试验钢板经930 ℃淬火、600~630 ℃回火后具 备良好强韧性的主要原因。

2.5 分析与讨论

综上可知,通过复合添加锰、钼、镍、铌等多种合 金元素并采用两阶段控轧控冷工艺与调质工艺所开 发的150mm 厚S460G1钢特厚板的综合力学性能 优异,强韧性匹配较好。 轧制过程采用两阶段控轧控冷工艺,以控制相 变类型及非平衡组织。非平衡组织再次加热时可能 会形成粗大晶粒,即表现出组织遗传性[14-15]。在奥 氏体发生α铁素体相变的温度范围内,冷却速率对 相变晶粒细化作用具有显著影响,冷却速率越大,晶 粒细化作用越强;变形能够促进奥氏体向α铁素体 转 变,使相变开始温度Ar3升高,相变速率加快,从而增加铁素体形核率,细化铁素体晶粒[16]。低碳贝 氏体作为一类非平衡组织,包括准多边形铁素体、针 状铁素体、粒状贝氏体和板条贝氏体等,并含有 M/ A 岛[17-19]。试验钢表面及1/4厚度处热轧态组织虽 为针状铁素体或粒状贝氏体等非平衡态组织,但通 过选择合理的控轧参数(温度、单道次压下量及单道 次压下率)及冷却速率,可以控制细小铁素体晶粒及 较窄板条铁素体束的生成,在后续再加热淬火过程 中,Nb-Ti析出物具有钉轧板条铁素体和抑制α相 再 结晶作用。从S460G1钢特厚钢板厚度方向的热轧态组织演变规律可以看出,随着厚度方向不同位 置冷却速率的降低,终冷温度升高,组织由亚稳态针 状铁素体或粒状贝氏体向稳态的铁素体和珠光体转 变,但整体组织均匀性良好;根据组织遗传规律,热 轧态组织可对S460G1钢特厚板淬火后的组织和力 学性能产生一定影响。

在淬火过程中受到钢板厚度的影响,钢板截面 因表面至心部的冷却速率不同而出现截面效应[20], 进而导致钢板组织与性能在厚度方向上产生差异。 在特厚钢板淬火过程中,即使添加一些提高淬透性 的合金元素,仍然极易形成对冲击性能不利的粒状 贝氏体。粒状贝氏体中 M/A 岛常在中等冷却速率 下的中温区域形成;对于特厚板,除表面外,其他位 置均具备这样的冷速条件,易形成大量的此类组织。 M/A 岛会降低钢的低温韧性,且其含量越高,尺寸 越大,则钢的韧性越差[21]。在回火过程中,钢中存 在回复、再结晶等软化机制,也存在析出强化机制。 钢中析出相的尺寸、形态、分布和体积分数对钢铁材 料的强度和韧性有显著影响。随着回火温度的升 高,析出物数量增多、尺寸增大,可以钉轧位错、阻碍 位错滑移,有效提高强度,尤其是屈服强度;随着回 火温度的继续升高,析出物聚集和长大,析出相体积 分数和平均尺寸过大,会降低材料韧性、减弱析出强 化效果[22]。低碳微合金钢组织中存在2种位错,分 别为奥氏体区的控制轧制过程中所形成的大量相对 稳定的变形位错,以及过冷奥氏体发生相变时产生 部分易消失的相变位错[23-24]。试验钢板的厚度很 大,淬火与回火后由表面到心部,组织由回火索氏体 变为粒状贝氏体、铁素体+珠光体,导致表面低温冲 击韧性明显优于1/4及1/2板厚处。回火过程中基 体内板条铁素体亚结构逐渐等轴化,内部位错数量 减少、密度降低,但 Nb-Ti析出物的析出可抵消回 复和再结晶软化效果,使屈服强度上升,试验钢板在 630 ℃回火后的屈服强度最大;随着回火温度的继 续升高,软化作用占据主导,屈服强度降低。回火温 度的提高导致再结晶过程加快,组织中硬度相减少 (如 M/A 岛),同时可动的相变位错数量减少,因此 试验钢的抗拉强度降低,屈强比增加明显。综上可 知,在淬火温度一定的条件下,合理选择回火工艺, 可以使热轧S460G1钢特厚板获得较好的强韧性组 合。热轧S460G1钢特厚板在930 ℃淬火及600~ 630 ℃回火后,M/A 岛的分解、析出物的大量析出、 位错消失及板条铁素体等轴化等,是试验钢具备良 好强韧性的主要原因。

3 结 论

(1)通过成分设计,严格控制轧制参数热轧得 到150 mm 厚 S460G1钢特厚板,由表面向心部的 组织依次为针状铁素体→粒状贝氏体→铁素体+珠 光体。

(2)热轧钢板经870~960 ℃淬火后,表面组织 主要为板条马氏体,1/4板厚处以粒状贝氏体为主, 1/2板厚处为铁素体和珠光体;随着淬火温度的升 高,1/4板厚处原奥氏体平均晶粒尺寸先减小后增 大,900,930 ℃淬火后原奥氏体晶粒细小均匀,晶粒 尺寸分布 集 中,范 围 分 别 为 4.12~31.88,5.02~ 32.69μm。随着淬火温度的升高,屈服强度及抗拉 强度均增加且表面强度高于 1/4 厚度及 1/2 厚度 处,不同位置的断后伸长率均降低;870,900,930 ℃ 淬火后不同位置的-40 ℃冲击吸收功平均值接近, 但960 ℃淬火后-40 ℃冲击吸收功明显降低。

(3)热轧钢板经930℃淬火与600~630℃回火 后,其表面组织为回火索氏体,1/4板厚处及1/2板 厚处的组织与淬火态类似,但板条铁素体等轴化及铁 素体粗化趋势增加,此时钢板的综合力学性能优良, 屈强比不高于0.85,表面及1/4板厚处的-40℃冲 击吸收功平均值大于300J,1/2板厚处的-40℃冲 击吸收功均值大于200J,且冲击吸收功测试值稳定。

(4)回火后 M/A 岛的分解、析出物的大量析 出、位错消失及板条铁素体等轴化等,是热轧钢板经 930 ℃淬火、600~630 ℃回火后具备良好强韧性的 主要原因。

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