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分享:S460G1钢特厚板在调质过程中的组织演变与强韧化机制

2022-08-17 15:18:03 

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: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;,要为板条马氏体,1/4板厚处以粒状贝氏体为,1/2素体和珠;900,930 淬火后1/4板厚处原奥氏体晶粒细小均匀,,围分4.12~31.88,5.02~ 32.69μm;930 600~630 ,,1/41/2厚处的,,的综学性能优良,0.85;/(M/A)位错失及 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;;;;M/A

中图分类:TG156.6 标志:A 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),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,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),150mm 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 BSEN10225:2009S460G1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,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 ℃,始冷却温度为790~810 ℃,630~650 ℃,冷却速率为8~10 ℃·s-1,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,特厚板内部压缩应力区域 可达到90%,变形会充分渗,于改善特厚板的综合质量[7-8]1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 15.1%,16.1%,再结晶区轧制阶段累计变形量为 62.11%;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150mmS460G1钢特厚板满足GB/T2970Ⅰ,板内部质量良好

理过,淬火温以得匀细小的奥氏体晶粒为原则;偏低导致 氏体化不完全或者合金元素溶解不充分分布不 均匀,而淬火温度过高会引起晶粒尺寸偏大[9]由于亚共析钢碳含量,Ac3(热时铁 素 体 完 全 转 变 为 奥 )30~50 ℃。Andrews [10],S460G1 钢特厚板的 Ac3 864 ,因此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,温时间75min);930 ℃淬火后,对钢板进行500, 550,600,650处理(加热系数2.4mm·min-1, 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 微镜观察钢板厚度方向不同位置的过饱和苦味酸溶液及洗涤剂,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粒尺寸回火态金相腐蚀 ,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 ,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,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 V 型缺口冲击试样,FIT-01型摆锤冲击试验机进行低温冲击试验,验温度为-40 ℃。

2

2.1 钢板微组织

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 响产的使2以看:验钢板表(0)主要为针; 距表面20mm ,针状铁素体减少,粒状贝氏体增 ,并出现少量准多边形铁素体;距表面35mm , 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 ;距表面50mm ,粒状贝氏体消失,铁素体及珠 光体组织明显增多;距表面60mm ,组织为细小 均匀的铁素体+珠光体;距表面75mm (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; 900930淬火后,原奥氏体晶粒尺寸分布较均 ,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:900,930火后,原奥氏体晶粒尺寸分布较均,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 ,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,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 ,淬透性差,因此该处组织以铁素体和珠光体为 ;870 淬火时,奥氏体化不完全,晶粒尺寸不均 ,带状组织明显;淬火温度升高后,组织均匀性较 ,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,900,930 淬火后的断后伸长率接近,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,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,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 ,屈强比在0.88左右随着回火温度的升高,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,马氏体/奥氏体(M/A)析出物及位错等密切相 由图9可以看出:550 ℃回火后,条状 M/A 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 ,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 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,600 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,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,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 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会形成粗大晶粒,即表现出组织遗传性[14-15]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,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,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状铁素体粒状贝氏体和板条贝氏体等,并含有 M/ A [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 ,Nb-Ti析出物具有钉轧板条铁素体和抑制α再 结晶作用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 ,但整体组织均匀性良好;根据组织遗传规律,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 ,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,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,以及过部分易消失的相变位错[23-24],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1/41/2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,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 (M/A ),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 ,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 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 150 mm 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+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 ,1/4板厚处原奥氏体平均晶粒尺寸先减小后增 ,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,强度强度均增加且1/4 1/2 ,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, 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 ,其表面组织为回火索氏体,1/4板厚处及1/2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, 屈强比不高于0.85,表面及1/4-40大于300J,1/2-40均值200J,冲击吸收功测试值稳定

(4)M/A ,930 ℃、600~630 主要原因

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<文章来源>材料与测试网>机械工程材料>46卷>

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