對艦船用低碳高強鋼進行900℃奧氏體化淬火+不同溫度(770，790，810，830℃)臨界區退火+500℃回火處理，研究了臨界區退火溫度對試驗鋼顯微組織和力學性能的影響。結果表明：隨著臨界區退火溫度的升高，退火后形成的板條馬氏體和貝氏體發生回復，趨于合并而呈塊狀特征；在770℃退火條件下，試驗鋼的強度較低，-20℃沖擊功較高，沖擊斷裂模式為韌性斷裂；當退火溫度升高到790℃及以上時，試驗鋼的強度增大，沖擊功下降，斷裂模式轉變為準解理斷裂，并且沖擊功隨溫度升高進一步下降，拉伸性能則變化不大。
1、試樣制備與試驗方法
試驗材料為艦船用低碳高強鋼，其實測化學成分(質量分數/%)為0.01C，0.22Si，1.95Mn，1.90Cu，0.45Cr，0.55Mo，2.20Ni，余Fe。使用50kg真空感應爐冶煉試驗鋼并澆鑄成鑄坯，鑄坯尺寸為150mm×150mm×300mm。使用馬弗爐將鑄坯在氬氣保護下加熱至1250℃保溫3h，使鑄坯成分均勻化。使用液壓機將鑄坯鍛造成截面尺寸為40mm×40mm的方坯。使用二輥軋機將方坯通過5道次熱軋成厚度為12mm的鋼板，壓下量分別為 50.0，37.5，28.1，21.1，15.8，12.0mm，每道次壓下率為25%，開軋溫度為1150℃，終軋溫度為800℃。熱軋態試驗鋼板的顯微組織為多邊形鐵素體，如圖1所示。
使用熱模擬試驗機測得試驗鋼的奧氏體轉變開始溫度Ac1、奧氏體轉變終了溫度Ac3、貝氏體轉變開始溫度Bs、貝氏體轉變終了溫度Bf分別為763，843，602，438℃。根據上述相變溫度確定熱處理溫度，在馬弗爐中對試驗鋼板進行熱處理，鋼板試樣尺寸為160mm×50mm×12mm。首先將試樣加熱至900℃進行完全奧氏體化處理，保溫時間為30min，水淬至室溫；然后將試樣分別升溫至770，790，810，830℃進行臨界區退火處理，保溫時間為20min，水淬至室溫；最后將試樣加熱至500℃進行回火處理，保溫時間為60min。
分別在臨界區退火和熱處理后的試樣上取樣，經機械研磨、拋光，用體積分數4%硝酸酒精溶液腐蝕約20s后，使用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織。在熱處理后的試驗鋼板上取尺寸為55mm×10mm×10mm的標準V型缺口沖擊試樣，根據 GB/T 229—2020，使用擺錘沖擊試驗機進行低溫沖擊試驗，試驗溫度為-20℃。使用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察沖擊斷口形貌。在熱處理后的試驗鋼板上取拉伸試樣，拉伸試樣尺寸為90mm，平行段長度為34mm，夾持段長度為25mm，平行段與夾持段之間為平滑過渡弧連接，使用萬能試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為2.4mm·min-1。
2、試驗結果與討論
2.1 對顯微組織的影響
由文獻可知，完全奧氏體化并淬火之后，試驗鋼的顯微組織為馬氏體(M)和貝氏體(B)，同時也存在先共析鐵素體組織。由圖2可見，當臨界區退火溫度為770℃時，退火溫度略高于奧氏體轉變開始溫度，形成的奧氏體數量較少，經后續淬火后，少量奧氏體轉變成M/A島，分布在板條馬氏體和貝氏體界面處，在前一道完全奧氏體化并淬火后形成的鐵素體未發生改變。當臨界區退火溫度升高至790℃時，奧氏體呈球狀，其體積分數增大，板條馬氏體和貝氏體數量顯著減少，完全奧氏體化并淬火后形成的鐵素體依舊未發生改變。在相對較高的臨界區退火溫度下,較大的長大驅動力和非K-S界面遷移率使得球狀奧氏體以無再配分局部平衡(NPLE)模式長大，更容易促進球狀奧氏體的生成；同時，在臨界區保溫過程中，完全奧氏體化并淬火后形成的馬氏體和貝氏體會脫碳形成鐵素體。當臨界區退火溫度繼續升高至810，830℃時，臨界區退火溫度接近完全奧氏體化溫度，奧氏體呈球狀，其體積分數進一步增大，板條狀馬氏體和貝氏體較790℃臨界區退火下更加細小，數量更少。
由圖3可見，經過淬火+不同溫度臨界區退火+500℃回火后，試驗鋼中馬氏體和貝氏體發生回復，轉變成回火馬氏體(TM)和貝氏體，其顯微組織由回火馬氏體、貝氏體、少量M/A島和鐵素體組成。隨著臨界區退火溫度的升高，試驗鋼中的板條狀組織逐漸減少，經過回復的板條馬氏體和貝氏體，組織趨于合并而呈塊狀特征，兩者的界面變得模糊甚至消失。
2.2 對力學性能的影響
由圖4和表1可見，當臨界區退火溫度 為770℃時，試驗鋼的屈服強度和抗拉強度相對較低。這是因為當試驗鋼在770℃臨界區保溫時，逆相變奧氏體通過配分富集合金元素，同時板條狀奧氏體尺寸較小，在后續回火處理后仍有部分奧氏體殘余，因此斷后伸長率較高；但臨界區退火溫度進一步提高后，逆相變奧氏體體積分數升高，導致奧氏體中的合金元素含量相對降低，經后續回火處理后殘余奧氏體含量降低，因此斷后伸長率減小，強度增大。當臨界區退火溫度為790，810，830℃時，試驗鋼的屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率相近。這主要與試驗鋼在拉伸變形中產生的相變誘導塑性(TRIP)效應有關。結合圖3分析可知，當臨界區退火溫度為790，810，830℃時，試驗鋼中的板條狀組織顯著減少，塊狀組織逐漸增多，此時殘余奧氏體也呈塊狀特征。片層狀殘余奧氏體的穩定性較高，在拉伸變形過程中不易發生馬氏體相變；塊狀殘余奧氏體穩定性較差，在拉伸變形過程中容易轉變成馬氏體而發生TRIP效應，從而提高鋼的強度和塑性。因此，雖然較高溫度退火后的殘余奧氏體含量較低，但由于TRIP效應的存在，試驗鋼的強度和斷后伸長率變化不大。
表1 淬火+不同臨界區溫度退火+回火后試驗鋼的力學性能
隨著臨界區退火溫度的升高，試驗鋼在-20℃下的沖擊功減小。這是因為隨著臨界區退火溫度的升高，殘余奧氏體逐漸呈塊狀特征，而塊狀殘余奧氏體的穩定性差，在較低的能量和塑性變形量下即可發生馬氏體相變，這不利于阻礙裂紋擴展，因此沖擊功減小。
由圖5可見，當臨界區退火溫度為770℃時，試驗鋼的沖擊斷口纖維區含有大量韌窩和少量撕裂棱，表明試驗鋼具有較好的變形能力，對裂紋擴展有較好的阻礙能力。當臨界區退火溫度升高到790℃及以上時，沖擊斷口中的韌窩數量減少，同時出現了解理面和撕裂棱，并伴隨有裂紋的產生，表現出準解理斷裂形貌特征。當臨界區退火溫度達到830℃時，沖擊斷口含有大量的解理平面和撕裂棱，并伴隨大量的裂紋。板條狀殘余奧氏體在沖擊變形過程中可以緩解裂紋尖端的應力集中，對斷裂過程中裂紋擴展起到阻礙作用。在770℃條件下退火時，試驗鋼中的殘余奧氏體主要呈板條狀，其穩定性較高；當退火溫度升高到790℃及以上時，殘余奧氏體逐漸轉變成塊狀，穩定性較差，在較低的能量和變形下即可發生馬氏體相變，對裂紋擴展的阻礙能力下降，斷裂模式為準解理斷裂。
3、結 論
(1)經淬火+臨界區退火后，試驗鋼組織主要由M/A島、板條馬氏體、貝氏體和鐵素體組成，板條馬氏體和貝氏體數量隨臨界區退火溫度升高而減少，再經回火處理后，馬氏體和貝氏體發生回復，經過回復的板條馬氏體和貝氏體趨于合并而呈塊狀特征，板條狀組織進一步減少。
(2)經淬火+臨界區退火+回火處理后，當臨界區退火溫度由770℃升高到790℃時，試驗鋼的屈服強度和抗拉強度增大，斷后伸長率減小；當臨界區退火溫度為790，810，830℃時，試驗鋼的屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率相近。
(3)隨著臨界區退火溫度的升高，試驗鋼在-20℃下的沖擊功減小，當退火溫度為770℃時沖擊斷裂模式為韌性斷裂，當退火溫度為790，810，830℃時則為準解理斷裂。
引用本文：
李子赟，董欣欣，徐海衛，等.臨界區退火溫度對艦船用低碳高強鋼組織和性能的影響[J].機械工程材料，2023，47（6）：48-52，85.
Li Z Y, Dong X X, Xu H W, et al.Effect of Intercritical Annealing Temperature on Structure and Properties of Low-Carbon High-Strength Steel for Shipboard, 2023, 47（6）: 48-52，85.
DOI:10.11973/jxgccl202306009
