正火处理对新型低温钢组织和力学性能的影响*

侯志国，刘希琴，刘子利，周双双，田青超

（1.南京航空航天大学材料科学与技术学院，江苏 南京 210016；2.宝山钢铁股份有限公司，上海 201900）

作为性能优异的低温钢材料，奥氏体不锈钢的镍合金元素含量较高；因此其成本昂贵且主要应用于接近-196°C的深低温工作环境中［1-4］。随着极寒地区建筑结构用钢、工程机械用钢的迅速发展和海洋开发活动的持续加强，开发低成本、低温用结构钢成为钢铁材料研发的重点［5-6］。微合金化和控轧控冷（TMCP）细晶制备技术是开发低成本、低温用高强度结构钢的重要手段［7-12］。宝山钢铁股份有限公司（简称宝钢股份）尝试采用TMCP工艺开发出满足英国BS EN 10210-1—2006《非合金和细晶粒钢热轧结构钢管（空心管材）第1部分交货技术要求》标准的新型热轧细晶粒低温低合金钢板。TMCP工艺利用形变和相变强化来改善钢材性能，但是采用TMCP工艺生产的厚钢板，其组织不均匀、性能波动大，因此进行轧后热处理是必不可少的环节［13］。本文主要研究正火处理对新型高性能低温钢组织、力学性能及断裂机理的影响。

1 试验方法

采用宝钢股份开发的TMCP新型低温低合金钢（简称TMCP试样）进行试验，其化学成分见表1。参照文献［14］提出的合金元素对Fe-Fe3C平衡相图中下临界温度AC1和上临界温度AC3影响的关系式（1）和（2），可得出该低温钢的奥氏体化转变开始温度AC1和结束温度AC3分别为715，845℃。

表1 宝钢股份新型低温钢的化学成分（质量分数） %

试验中采用三阶段控制轧制（即奥氏体再结晶区和奥氏体未再结晶区的控制轧制，以及在铁素体+奥氏体两相区追加一道次变形）和控制冷却工艺（以1～10℃/s的冷却速度冷却到600～650℃）来制备试验钢。轧制控制参数为：开轧温度1 200℃，终轧温度900℃，单道次压下量∧8%。

正火处理试验分为两相区不完全正火和完全正火处理。将试样放入SXL-1200试验电炉中，分别加热到770，830，860，920，1 000℃并保温1 h，随后空冷至室温。

采用CMT-5105拉伸试验机分别测试室温下TMCP试样和正火处理试样的拉伸性能。采用JB-300B冲击试验机分别测试-20，-50℃下TMCP试样和正火处理试样的冲击性能，并用游标卡尺测量垂直于冲击方向上断面的宽度。通过选取3组平行试样进行测试并取平均值，以获得试样的拉伸性能和冲击性能。采用XJ-16A光学显微镜观察TMCP试样和正火处理试样的显微组织，采用直线截距法测量铁素体晶粒的平均尺寸，以确定其晶粒等级。采用Canon A620数码照相机对经超声波清洗后的冲击断口进行宏观形貌观察。采用S-4800扫描电子显微镜观察冲击断口微观形貌，并配合能谱（EDS）分析确定夹杂物颗粒成分。

2 试验结果与分析

2.1 力学性能

2.1.1 TMCP试样的力学性能

TMCP试样的屈服强度、抗拉强度分别为625，780 MPa，屈强比为0.8，断后伸长率为20%。钢的屈强比高，则其变形时塑性变形的储备能力差，应力集中部位的应力再分配能力低，容易产生脆性断裂［15-16］。图1所示为TMCP试验钢板不同部位3组平行试样的夏比V型缺口冲击吸收功。从图1可看出：不同TMCP试样的冲击性能波动较大。这是因为控冷阶段的冷却速度较快，不同部位所取试样的冷却速度不同；因此其终态组织与内应力存在差异［17］。在-20，-50℃下，TMCP试样的夏比V型缺口冲击吸收功平均值分别为18，10 J；试样低温冲击韧性较差，脆性敏感。

图1 TMCP试样钢板不同部位3组平行试样的夏比V型缺口冲击吸收功

2.1.2 正火处理对TMCP试样力学性能的影响

图2所示为不同温度下正火处理试样的力学性能。由图2（a）可知：正火处理试样的屈服强度和抗拉强度均小于TMCP试样。当正火温度低于830℃时，不完全正火处理试样的屈服强度和抗拉强度均随正火温度的增加而降低；当正火温度高于830℃时，完全正火处理试样的屈服强度和抗拉强度均随正火温度的增加而提高；而断后伸长率的变化规律与强度相反。其中，不完全正火处理试样的屈服强度和抗拉强度在830℃达到最小值，分别为400，677 MPa，相比于TMCP试样分别下降了36%、14%，而断后伸长率则达到最大值22%。由图2（b）可知：当正火温度低于860℃时，正火处理试样在-20，-50℃下的夏比V型缺口冲击吸收功均随正火温度的增加而提高；当正火温度高于860℃时，正火处理试样的冲击吸收功则随正火温度的升高而降低。由此可知：860℃完全正火处理试样的低温冲击性能最佳，在-20，-50℃下夏比V型缺口冲击吸收功分别为60，38 J，相比于TMCP试样约提高了2倍；920℃完全正火处理试样的综合力学性能最佳，其屈服强度、抗拉强度、断后伸长率分别为480 MPa、740 MPa、20.5%，在-20，-50℃下夏比V型缺口冲击吸收功分别为45，30 J。

图2 不同温度下正火处理试样的力学性能

2.2 组织分析

2.2.1 TMCP试样的显微组织

图3所示为TMCP试样的显微组织。其中，白色区域为铁素体，分为条状铁素体和少量针状铁素体；黑色区域为索氏体。条状铁素体板条粗大，晶界清晰；针状铁素体不规则，晶界模糊，无完整连续晶界，粒度大小不一。试样开轧温度为1 200℃，总加热时间为50～60 min，加热阶段会出现超温、超时，奥氏体晶粒粗大，晶界面积减小，为针状铁素体的切变形核提供了较大的相变驱动力，可得到针状铁素体［18］。从图3中还可以看出：TMCP试样的组织中还存在明显的珠光体条带。钢坯在凝固过程形成的枝晶偏析，会在热变形加工过程中延伸，形成珠光体与铁素体交替的条带［19］。

图3 TMCP试样的显微组织

在TMCP试样组织中，由切变形成的针状铁素体位错密度高，并形成位错缠结和亚晶结构，位错在运动过程中与位错及亚晶界相遇的几率提高，容易形成位错林、位错塞积和交割，位错运动阻力增加，金属的强度提高［20］。高密度的位错网络上会弥散分布着细小的碳氮化合物，这些化合物会在组织中形成应力场，应力场与位错之间的交互作用也会使基体强化［13］。而针状铁素体的“楔形”效应或者针状铁素体沿一定方向排列会造成韧性恶化［21］。另外，TMCP试样组织中的带状组织及内应力会提高金属的强度，恶化其塑性和低温冲击性能。

2.2.2 正火处理对TMCP试样组织的影响

图4所示为正火处理后TMCP试样的显微组织。随着正火温度的增加，经正火处理后的TMCP试样，其组织中的针状铁素体逐渐消失，晶粒逐渐细化并伴随等轴化，组织均匀性改善（图4a~c）。770℃不完全正火处理试样的组织发生部分奥氏体化，导致过冷奥氏体内产生富碳和富锰偏聚区，此区域内奥氏体的稳定性会提高，推迟了珠光体转变过程，转变组织中除珠光体外还存在一部分粒状贝氏体。粒状贝氏体是大块状或针状铁素体内分布着众多小岛的复相组织，碳化物呈连续分布，试样的塑性和低温冲击韧性恶化［22］。830℃不完全正火处理试样组织中的未溶条状铁素体含量减少，晶粒趋于无畸变等轴状，位错密度显著降低，内应力也得到消除，试样的强度最低，塑性优异。860℃和920℃完全正火处理试样的组织为等轴铁素体和细小珠光体，铁素体晶粒尺寸分别为11.5，12.1 μm，晶粒度分别为10.0，9.5级，组织均匀程度高（图4c~d）。860℃完全正火处理试样的组织晶粒均匀、细小，位错密度进一步降低，试样冲击韧性最佳。920℃完全正火处理试样中，由于钒的“溶质拖曳”效应，以及冷却阶段析出的弥散细小碳氮化物在晶界处产生沉淀钉扎，都会阻碍晶粒长大，从而细化晶粒［23］。860℃和920℃完全正火处理消除了TMCP试样组织内应力，位错缠结程度减轻，加之晶粒度级别提高，试样综合力学性能得到改善。提高正火处理温度至1 000℃时，虽然正火处理已完全消除了TMCP所产生的带状组织，但奥氏体化的均匀化过程进行充分，晶粒长大粗化，其铁素体晶粒尺寸达到22.7 μm，晶粒度为7.5级，组织均匀程度下降，出现了魏氏体组织（图4e）。魏氏体组织的形成取决于钢的成分、奥氏体晶粒大小和冷却速度，TMCP试样在1 000℃正火并保温1 h，其组织中的奥氏体晶粒粗化，为魏氏体的切变形核提供了驱动力，符合魏氏体形成条件，因而产生魏氏体组织［24］。魏氏体组织会割裂基体组织，造成尖端应力集中甚至形成裂纹核心，并沿着铁素体扩展，使材料的冲击性能和塑性恶化，强度提高［18，25］。

图4 正火处理后TMCP试样的显微组织

2.3 正火处理对TMCP试样断裂类型的影响

2.3.1 冲击断口宏观形貌分析

图5所示为-20℃时TMCP试样、860℃及920℃完全正火处理试样冲击断口宏观形貌。

从图5可以看出：TMCP试样垂直于冲击方向断面宽度没有变化，860，920℃完全正火处理试样垂直于冲击方向断面已经发生较大的塑性变形，其宽度分别增大至10.52 mm和10.36 mm，表明完全正火处理试样在冲击过程中能够吸收大量的冲击功。TMCP试样断口平齐，基本无塑性变形，中部放射区特征明显，纤维区面积小，几乎没有剪切唇；860℃完全正火处理试样的断口凹凸不平，呈暗灰色，断口边缘有较大的塑性变形，纤维区和剪切唇面积明显增大；920℃完全正火处理试样的断口上有少量结晶区出现，边部仍呈灰色纤维状且具有较小的塑性变形。剪切唇、纤维区面积很小的TMCP试样在冲击载荷作用下易发生脆性断裂，低温冲击韧性较差，而经860，920℃完全正火处理后的试样，其低温冲击性能有明显改善。

2.3.2 冲击断口微观形貌分析

图6所示为-20℃时TMCP试样、860℃及920℃完全正火处理试样冲击断口微观形貌。TMCP试样的断口呈河流状花样，准解理小平面之间以撕裂棱相接，并存在少量结晶状颗粒（图6a）。TMCP试样在断裂过程中消耗的能量较少，冲击断裂韧性较差，断裂形式为准解理断裂。解理裂纹沿着两个相互平行的解理面同方向扩展，扩展一段距离后汇聚，形成一个新的解理面（图6b）。TMCP试样的组织中存在大量位错和内应力，解理条纹在扩展路径上遇到缺陷阻碍，引起扩展方向偏移，通过解理、撕裂等方式与另一解理面汇聚，形成一个新的解理面［26］。正火处理试样断口中布满具有一定方向性的椭圆形韧窝，尺寸较大的韧窝周围存在着小韧窝（图6c~d）。韧窝是材料内部空洞在位错滑移作用下逐渐长大、扩展、聚合而成的［27］。在图6（c）~（d）中，韧窝的方向性表明断裂是以撕裂方式发生，撕裂过程会吸收大量能量，试样冲击韧性优异，为韧性断裂。与920℃完全正火处理试样相比，860℃完全正火处理试样的断口中韧窝尺寸较大、深度较深，方向性更加明显。从920℃完全正火处理试样断口韧窝中能观察到夹杂物粒子，通过能谱（EDS）分析，该夹杂物粒子是CaS、MnS、Al2O3等（图7）。通常，夹杂物的尺寸都较大，超过了裂纹形核的临界尺寸，会割断钢的基体连续性，容易形成显微空洞，引起裂纹的形核［28-29］。完全正火处理试样的断裂类型由TMCP试样的准解理断裂变为韧性断裂，冲击韧性显著改善，断口形貌与冲击韧性变化规律一致。

图5 -20℃时TMCP试样、860℃及920℃完全正火处理试样冲击断口宏观形貌

3 结 论

（1）TMCP试样的强度和屈强比高，易产生应力集中及脆性断裂，低温冲击性能差。正火处理会降低TMCP试样的屈服强度和抗拉强度，不完全正火处理试样的屈服强度和抗拉强度均随正火温度的增加而降低，完全正火处理试样的随正火温度的增加而提高，正火处理试样的伸长率和夏比V型缺口冲击吸收功变化规律与其强度变化规律相反。920℃完全正火处理试样的综合力学性能最佳，屈服强度、抗拉强度、伸长率分别为480 MPa、740 MPa、20.5%，在-20，-50℃下的夏比V型缺口冲击吸收功分别为45，30 J。

（2）TMCP试样的组织为粗大条状铁素体、索氏体和少量针状铁素体，存在明显的珠光体条带。随着正火温度的增加，不完全正火处理试样组织中的针状铁素体逐渐消失，晶粒逐渐细化并伴随等轴化；860，920℃完全正火处理试样的组织为等轴铁素体和珠光体，铁素体晶粒尺寸分别为11.5，12.1 μm；待正火温度提高至1 000℃时，试样的组织晶粒发生粗化，铁素体晶粒尺寸达到22.7 μm，并出现魏氏体组织。

（3）TMCP试样垂直于冲击方向断面宽度没有变化；860，920℃完全正火处理试样垂直于冲击方向断面已经发生较大的塑性变形，其宽度分别增大至10.52 mm和10.36 mm。TMCP试样宏观断口平齐，微观形貌中存在大量的准解理小平面和撕裂棱；860，920℃完全正火处理试样宏观冲击断口表面凹凸不平，微观形貌特征为大量尺寸不一的椭圆形韧窝，试样的断裂形式由准解理断裂变为韧性断裂。

图6 -20℃时TMCP试样、860℃及920℃完全正火处理试样冲击断口微观形貌

图7 920℃完全正火处理试样夹杂物的微观形貌及EDS能谱分析

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