时效对10Ni10Mn2CuAl钢组织及性能的影响

2022-07-21董艳伍田家龙姜周华

东北大学学报（自然科学版） 2022年5期

董艳伍, 彭飞, 田家龙, 姜周华

(东北大学冶金学院, 辽宁沈阳 110819)

世界大型水面舰船用钢的发展方向为高强度、高塑性和易焊性能.随着现代冶金技术的不断进步,舰船用钢的综合性能不断提高,舰船的防御性、战斗性和安全性都显著提升.经过近70年的研究与发展,我国经历了从进口、仿制到自主研制,形成一系列应用于核潜艇和水面舰船的钢材,屈服强度在390～785 MPa级别不等[1-2].

美国HSLA(高强度低合金钢)系列钢通过低碳低合金的设计思路,采用DQT或Q&T工艺,使得屈服强度最高达到了890 MPa,并同时有效消除或减少了焊接时的预热温度,改善了焊接性能,焊接时抑制了焊缝热影响区的开裂[3-4].近年来美国西北大学[5]通过添加Ni-Al元素实现NiAl与Cu复合沉淀析出强化开发了NUCu-140,其中铜质量分数为1.36%,使得材料的屈服强度达到965 MPa,可应用于核潜艇耐压壳体的建造.Hou等[6-7]通过改进含铜7Ni钢的热处理工艺,将屈服强度提高到819 MPa,发现富铜相的析出对强度的提高有重要的贡献,对含铜6Ni钢采取多步热处理的工艺改进试验,将韧性由8 J提高到38 J,发现强度的下降可能与位错密度有直接关系.

相比国外舰船用钢的发展与现状,我国现役钢种主要依赖碳强化,从而导致材料的焊接性能差,在Cu析出强化超高强钢方面的基础研究刚刚起步.目前国内外关于富Cu相和NiAl(Mn)复合沉淀强化对高强度舰船用钢性能的影响亟需试验验证.因此本文以超低碳设计为基础,添加Mn元素,以富Cu相和NiAl(Mn)复合析出强化的方式[8],探究热处理工艺对其组织与性能的影响.

1 实验材料及方法

实验钢使用25 kg真空感应炉熔炼并浇注成型,使用氮氧测试仪、磷硫分析仪、直读光谱仪对成分及元素进行测定,其主要化学成分(质量分数,%)为:C 0.02,Si 0.03,Mn 1.99,Al 0.78,Cu 1.48,Ni 10.28,V 0.12,Cr 1.11,Mo 0.96,S 0.009,P 0.004,O 0.000 5,N 0.004 2,其余为Fe.采用钨灯丝扫描电子显微镜对夹杂物形貌观察,使用ASPEX软件对夹杂物尺寸和数量统计分析.

将铸锭加热到1 250 ℃保温5 h,随炉冷却后锻造成尺寸24 mm×80 mm的锻坯,沿锻坯横向取得试样,在箱式电阻炉中1 050 ℃保温1 h后水淬,冷却至室温后,在450～550 ℃进行1～24 h的时效处理,之后空冷至室温.热处理后试样使用4%硝酸乙醇溶液腐蚀,采用光学显微镜对组织观察分析,使用洛氏硬度计进行显微硬度测试并绘制时效硬化曲线.

分析时效硬化曲线对理论上最佳性能的试样进行拉伸试验.根据GB/T228.1—2010《金属材料室温拉伸试验方法》制备标准拉伸试样,尺寸如图1所示.使用岛津AGS-X电子拉伸试验机进行试验,采用位移加载控制方式,拉伸速度为1 mm·min-1,采用扫描电子显微镜对拉伸测试后的断口形貌观察分析.

图1 拉伸试样尺寸图(单位:mm)

2 结果与讨论

2.1 理论计算分析

使用Thermo-Calc软件对其平衡相图及析出相进行理论计算分析,计算结果如图2所示.对析出相的析出温度进行理论计算.根据图2可以看出,400～1 200 ℃温度范围内,除铁素体和奥氏体外,还存在M6C碳化物相、Laves相、G相、富Cu相和M(C, N)相的析出.在763～1 470 ℃温度范围内,奥氏体是唯一存在的平衡相.在763 ℃以下,奥氏体向铁素体开始转变.M(C, N)相的析出温度区间为760～559 ℃.700 ℃时,M6C碳化物逐渐开始析出,550 ℃开始趋于稳定,质量分数为0.8%.606 ℃时,富Cu相开始析出.G相在347 ℃开始析出,Laves相在420 ℃开始析出.虽然Laves相使材料具有优异的高温力学性能,但其通常会导致钢的室温脆性倾向大和断裂韧性低[9-10],为避免其他析出相对钢的性能的影响,时效温度会依次进行调整,确定时效温度为450,500,550 ℃,此时富铜相的质量分数分别为0.94%,0.72%,0.45%.

图2 300～1 600 ℃之间的平衡相图

2.2 夹杂物分析

钢中非金属夹杂物的分布密度、尺寸和种类是影响其性能的关键因素,通过引入元素,调整工艺等方法控制钢中非金属夹杂物是提高性能的关键[11].使用扫描电镜对钢中典型夹杂物进行分析,如图3所示,钢中的典型夹杂物呈球形的Al2O3,SiO2,MnS和微量的钙硅酸盐夹杂物.其中MnS夹杂物直径为1～4 μm,为菱形有尖角边和长条状无尖角两种形貌,部分MnS中含有2%～3%的铜元素,5%左右的Ni元素.S与Mn的结合,有效消除了低熔点FeS带来的危害.Al2O3和Al2O3-MnS复合夹杂物呈不规则形状其直径大小约为2 μm,SiO2夹杂物主要呈球形其直径约为5 μm.

图3 典型夹杂物形貌和成分图

采用ASPEX软件对钢中夹杂物数目、尺寸进行了统计分析.结果表明钢中夹杂物尺寸较小,平均直径为2.22 μm,总面积占比百分数为0.08%.夹杂物尺寸分布如图4所示,其中大部分夹杂物尺寸为0～5 μm,占比81.6%,尺寸大于10 μm的夹杂物全部为Al2O3,占比0.9%.钢中典型夹杂物Al2O3,MnS和SiO2占比分别达到64.3%,14.7%和3.9%,其中90.1%的Al2O3夹杂尺寸为1～3 μm,这与众多铝脱氧钢的规律性一致[12-14].

图4 夹杂物尺寸分布图

2.3 时效时间对组织的影响

对时效温度为500 ℃不同时间的试样显微组织观察,如图5所示,结果表明,未时效(固溶态)的试样(图5a),马氏体板条位向明显,板条束细小且分布均匀,时效时间为2 h时(图5c),马氏体板条粗化,板条束发生合并现象,随时效时间的增加(图5f～图5h),板条束细化并趋于平稳,其原因可能是随时效时间的增加,粗大的板条束发生溶解,由于复合析出相的形核,使板条束发生细化.板条束细化有利于单个晶粒内板条界增多,晶界阻碍位错运动的能力增强,从而对塑形有一定的提升作用.

图5 500 ℃下不同时效时间下的金相组织图

2.4 时效处理对硬度的影响

时效处理后的时效硬化曲线如图6所示,在三种时效温度短时间内,硬度迅速升高到峰值硬度范围.500 ℃时效时,HRC硬度迅速上升后在4 h 达到峰值50.4,而后缓慢下降.550 ℃时效时,HRC硬度仅在2 h达到峰值44.97,而后迅速下降.450 ℃时效时,随时效时间的增加,硬度先增加达到峰值后存在小幅度下降趋于稳定,峰值时效时间为12 h,峰值HRC硬度为52.84.由图可见,随时效温度的提高,硬度达峰值时间逐渐缩短,说明温度对时效的影响较大.

时效处理过程中,铜、镍、铝、锰等元素充分溶解到基体中形成过饱和固溶体,短时间时效后,由于元素间强烈的相互作用,元素在基体中形成溶质团簇[15],随时效时间增加,团簇密度不断增加,分解为NiAl(Mn)相和富Cu相,复合沉淀析出,此时硬度达到峰值[16-17].

硬度的变化与时效过程中组织演变有直接的关联,根据2.3节组织的演变规律分析,时效初期,马氏体板条先是迅速粗化,此时硬度迅速升高达到峰值,随着时效的进行,板条逐渐细化,硬度缓慢下降后趋于稳定,因此可以推断马氏体板条越细,硬度值越低.

图6 不同时效温度下硬度随时效时间的变化曲线

2.5 时效处理对拉伸性能的影响

根据时效硬化曲线优选出的试样进行拉伸试验,屈服强度和延伸率的关系如图7所示.固溶(GR)态时,屈服强度为749.66 MPa,延伸率为16%,时效温度450 ℃时,时效时间由2 h增加到峰值时效12 h,屈服强度提高了453.30 MPa,延伸率提高了2%.500 ℃时效12 h时,屈服强度为1 452.23 MPa,延伸率为3.9%,随时效温度的增加,强度有所降低,塑性增加到3.9%,500 ℃时效24 h时,屈服强度1 435.50 MPa,延伸率为8%,综合性能达到最佳.结合前述结果综合来看,随着时效时间从12 h到24 h,由于析出相的沉淀析出和板条束的细化共同作用,使塑性有明显提高.

图7 不同时效处理制度的拉伸性能

2.6 断口形貌分析

对优选试样的断口形貌观察分析,如图8所示.450 ℃下时效2 h时,如图8b圈中所示,其断裂方式为沿晶断裂和解理断裂方式结合.时效12 h,如图8d所示,晶界处出现大量韧窝,断裂方式为沿晶断裂和韧窝型断裂相结合.500 ℃时效12 h,如图8f所示,断裂方式为典型的准解理性断裂,可以观察到大量的“河流状花样”形貌.继续时效到24 h,如图8g,图8h所示,出现大量韧窝,断裂方式为塑性断裂,韧窝密度较大,但深度较浅,界面内存在少量舌状裂纹,韧窝深度较浅是影响塑性的主要原因,这与上述的拉伸性能是一致的.