890 MPa级钢是ABS等船级社规范中新的超高强级别钢种, 不仅要求屈服强度高于890 MPa, -40 ℃冲击功高于69 J, 而且对成分碳当量(Ceq)也有严格限制^[1-2].前期研究表明在钢中添加0.8 %以上的Cu并采用合理工艺, 可以在钢中形成高密度纳米尺寸的富Cu析出相, 起到明显的析出强化效果, 因此发展出了一类含Cu低碳低合金高强钢, 如ASTMA710, HSLA-80/100等^[3-8].对于含铜钢, 在1 100 ℃以上进行热加工时会出现明显的热裂现象, 而在钢中添加较高含量的Ni元素可以提高钢中Cu的溶解度, 解决钢在高温热加工时的热裂问题.此外, Ni可以降低富Cu相形核的应变能和基体与富Cu相之间的界面能, 从而降低形核的临界能, 促进富Cu相析出^[9].HSLA系列钢不仅强度和韧性较高, 而且因碳当量较低, 具有优异的焊接性能, 可以实现较低预热或无预热焊接, 明显减少了结构建造和维修成本, 在海洋工程、耐侯桥梁及舰船结构中得到批量应用^[10].

本文以满足ABS船级社规范中EQ91钢强度、韧性和碳当量为研究目标, 采用低碳含Cu成分体系设计, 用Thermo-Calc软件计算热力学平衡相分数随温度的变化, 通过实验主要研究时效温度对钢显微组织、析出相尺寸、拉伸性能和-40 ℃冲击功的影响, 并探讨纳米析出相的析出强化贡献值, 获得了满足力学性能要求的时效温度范围, 为890 MPa钢工业化时效工艺提供指导.

NEU890钢的化学成分如表 1所示.采用0.05 % C, Ni-Cu-Cr-Mo体系和Nb微合金化成分设计, 在真空中频感应炉冶炼后浇铸成50 kg钢锭, 并锻造成50 mm×100 mm矩形截面尺寸坯料.坯料加热至1 200 ℃保温3 h后用φ450轧机热轧.采用两阶段轧制工艺：①开轧温度为1 100 ℃, 终轧温度为1 050 ℃；②中间坯待温至900 ℃进行第二阶段轧制, 终轧温度为850 ℃, 终轧厚度为12.5 mm, 轧后空冷至室温.热处理工艺如图 1所示, 试样加热到910 ℃保温1 h后在水槽中淬火.淬火态试样分别选取300~350 ℃不同温度保温1 h后水冷至室温.

图 1(Fig. 1)

图 1 固溶-时效热处理工艺示意图 Fig.1 Schematic diagram of solid solution-aging heat treatment process

表 1(Table 1)

表 1 NEU890钢的化学成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of NEU890 steel(mass fraction)  % C Si Mn Cu Ni Mo Cr Nb S P Fe 0.05 0.25 1.00 1.30 3.40 0.60 0.60 0.02 ≤0.002 ≤0.008 其余

表 1 NEU890钢的化学成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of NEU890 steel(mass fraction)

热轧、淬火和时效处理的试样根据国家标准GB/T 228.1—2010在Instron 4206试验机上进行室温拉伸试验, 拉伸试样平行段直径为5 mm, 原始标距为25 mm.冲击实验依据GB/T 229—2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》在ZBC2452-B摆锤冲击试验机上进行, 沿轧制方向加工10 mm×10 mm×55 mm标准V型缺口冲击试样, 在-40 ℃下完成三次冲击实验并取平均值.金相试样经研磨、抛光后, 用4 %硝酸酒精溶液腐蚀后在光学显微镜观察组织.先用砂纸研磨TEM试样至约50 μm厚, 再在10 %的高氯酸酒精溶液中电解双喷, 并用TECNAIG²F20场发射透射电子显微镜观察基体组织形貌和析出相尺寸、分布.

NEU890钢Thermo-Calc热力学计算的平衡相随温度的变化曲线如图 2所示.铁素体/奥氏体平衡转变温度A_e3为735 ℃, Cu析出温度范围在685 ℃以下, M₂₃C₆, M₂C和M₆C是主要合金碳化物类型, 在500~700 ℃范围内M₆C和部分M₂₃C₆转变为M₂C, NbC在1 000 ℃以下析出且含量稳定.当从400 ℃升高至600 ℃时, 钢中Cu析出量从1.0 %缓慢减少至0.85 %；高于600 ℃时, Cu析出相快速溶解至基体中.因此, 在制定热处理工艺时, 要避免时效温度过高, 使Cu析出相的量快速降低而失去了析出强化效果.

图 2(Fig. 2)

图 2 NEU890钢中平衡相随温度的变化曲线 Fig.2 Equilibrium phase mass fraction as function of temperature for NEU890 steel

NEU890钢淬火态在400, 500, 600 ℃时效1 h后的光学显微组织如图 3所示.在图 3a中, 淬火态基体组织为马氏体(M)和少量粒状贝氏体(GB).在图 3b~3d中, 时效热处理对基体组织形貌改变不明显, 仍然保持了马氏体板条和粒状贝氏体形貌.时效处理后NEU890钢典型TEM照片如图 4所示, TEM观察表明550, 600 ℃高温时效处理后, 马氏体板条宽度仍处在150~400 nm的细小尺寸范围内, 说明NEU890钢的马氏体时效稳定性较好.

图 3(Fig. 3)

图 3 时效温度对NEU890钢显微组织的影响 Fig.3 Effect of aging temperature on microstructure of NEU890 steel (a)—淬火态；(b)—400 ℃；(c)—500 ℃；(d)—600 ℃.

图 4(Fig. 4)

图 4 时效处理后NEU890钢的典型TEM照片 Fig.4 Typical TEM images of NEU890 steel after aging treatment (a)—550 ℃；(b)—600 ℃.

600 ℃时效后NEU890钢中析出颗粒的TEM照片及EDS成分分析如图 5所示, 结果表明在该条件下基体上形成了纳米尺度的Cu析出相.

图 5(Fig. 5)

图 5 纳米级富Cu析出能谱分析 Fig.5 Analysis of precipitation energy spectrum of nano-rich Cu

热轧态、淬火态与时效态NEU890钢的拉伸性能与-40 ℃冲击功如图 6所示.热轧态、淬火态NEU890钢的屈服强度分别为825, 852 MPa, -40 ℃冲击功分别为106, 102 J.经400 ℃时效处理后钢的屈服强度升高至1 009 MPa, 这与马氏体钢低温回火屈服强度降低趋势相反, 表明低温时效过程纳米级析出相起到主要作用.500 ℃时效出现峰值屈服强度1 026 MPa；进一步提高时效温度, 屈服强度持续降低, 650 ℃时效后屈服强度降低到825 MPa, 这一过程主要受到马氏体基体回火软化和Cu析出相长大的影响.与屈服强度随时效温度变化趋势不同, 抗拉强度随时效温度的升高持续降低, 断后伸长率随时效温度的升高而持续增加.

图 6(Fig. 6)

图 6 时效温度对NEU890钢拉伸性能和-40 ℃冲击功的影响 Fig.6 Effect of aging temperature on tensile properties and impact energy at -40 ℃ of NEU890 steel

在-40 ℃下, NEU890钢冲击功随时效温度升高的变化趋势与屈服强度正好相反, 可分为降低、脆化和提高三个阶段：时效温度由300 ℃升高至400 ℃时, 冲击功由112 J降低至56 J；脆化时效温度范围为400~500 ℃时, 冲击功仍高于50 J；当时效温度高于500 ℃时, 冲击功可持续提高至188 J.

在550~600 ℃时效时, NEU890钢屈服强度为994~910 MPa, -40 ℃下冲击功为108~166 J, 满足EQ91超高强海洋工程用钢性能指标.

NEU890钢中纳米级析出相的析出强化是主要的屈服强度增量.含铜钢中析出强化机制仍是具有争议的研究问题, 这主要是由于纳米级析出相成分、弹性模量及其与位错的相互作用机制有很多不确定性^[11-12], 但在许多研究中, Russell-Brown强化模型比Orowan模型更能合理地解释含铜钢中纳米级析出相的析出强化机制^{[9, 13]}.

Russell-Brown模型基于析出相颗粒与基体弹性模量存在的差异, 对位错切过析出相而产生的强度升高值进行理论计算^[14-15].因纳米级析出相而提高的屈服强度可表示为

(1)

式中：M为泰勒参数, M=3；b为基体中柏氏矢量，| b |=0.25 nm；G为剪切模量, G=80 GPa；E_p为析出相中位错线能量, J；E_m为基体中位错线能量, J；L为滑移平面上析出相平均距离, nm.E_p/E_m的值取决于析出相的平均直径：

(2)

其中：r为位错内截止半径, r=2.5 b；r₀为位错外截止半径, r₀=1 000 r^[10]；E_p^∞, E_m^∞为无穷远处单位位错能量, J.在本文中, E_p^∞/E_m^∞=0.62.

为了研究纳米级析出相对NEU890钢强度提高的贡献, 用TEM分析了550和600 ℃时效处理后析出相的尺寸与分布, 如图 7所示.550 ℃时效后基体中析出相尺寸在2~10 nm范围内, 平均析出相尺寸为6.0 nm, 其析出强化贡献为320 MPa；600 ℃时效后基体中析出相尺寸为5~12 nm, 平均析出相尺寸为7.5 nm, 其析出强化贡献为290 MPa.550和600 ℃时效纳米级析出相贡献计算值分别为320和290 MPa, 高于拉伸实验屈服强度实际增量的142和112 MPa, 这可能是高温时效强化效果被马氏体基体回火软化所抵消.在图 7b和7e中发现马氏体板条界面存在球化、粗化的合金碳化物, 表明时效过程中马氏体板条中过饱和碳原子向界面处扩散, 从而降低了马氏体板条内过饱和C的固溶强化贡献.600 ℃以上高温时效由于马氏体基体软化和富Cu相的长大、粗化, 最终表现出图 6所示的屈服强度显著下降.

图 7(Fig. 7)

图 7 时效处理后实验钢中纳米级析出相尺寸分布 Fig.7 Size distribution of nano-sized precipitates in the tested steel after aging treatment (a)~(c) —550 ℃；(d)~(f) —600 ℃.

由以上分析可知, 低温时效处理时, 屈服强度的提高主要是由于在基体上形成了纳米级析出粒子, 而高温时效时马氏体回火软化及析出相长大导致屈服强度显著下降.冲击韧性随时效温度变化与马氏体回火过程一致.强韧性变化说明NEU890钢在时效热处理过程中纳米级析出相时效强化与马氏体回火过程互相叠加, 可以获得较好的强度与韧性匹配.

1) NEU890实验钢时效热处理后的屈服强度增量主要机制为纳米级析出相的析出强化.在550, 600 ℃时效纳米级析出相的析出强化贡献值分别为320和290 MPa, 高于拉伸实验屈服强度实际增量的142和112 MPa, 这可能是高温时效强化效果被马氏体基体回火软化所抵消.

2) 时效温度为550~600 ℃时, NEU890钢的屈服强度为994~910 MPa, -40 ℃下冲击功为108~166 J, 满足EQ91超高强海洋工程用钢性能指标.

3) NEU890钢随时效温度变化出现的脆化和韧化现象主要是马氏体回火机制发挥作用, 与马氏体板条界面碳化物形貌与尺寸有关.