臨界淬火對超厚水電鋼沖擊韌性的影響

陳星宇，馮路路，，，宋增強，喬文瑋，李萍萍，吳開明

（1.武漢科技大學 高性能鋼鐵材料及其應用省部共建協同創新中心，武漢430081；2.荊楚理工學院 機械工程學院，湖北 荊門448000；3.江蘇華能電纜股份有限公司，江蘇 高郵225613；4.北京首鋼股份有限公司營銷中心，北京100043）

水電已經成為人們首選的清潔能源，高等級水電站的建設經常使用到低碳貝氏體鋼，當前水電站岔管和鍋殼大量使用抗拉強度為610 MPa的低碳貝氏體鋼［1］.由于其服役環境惡劣，常常要承受狂風暴雨，甚至是承受中高等級地震，因此其建設使用的鋼板必須具有優異的低溫沖擊韌性（－20℃）.同時隨著發電機組的功率越來越大，其轉子為了獲得更大的轉數，必然需要更大的安裝空間來提供更大的重力做功，因此水電站建設所用鋼板的厚度越來越厚［2］.但是隨著鋼板厚度增加，要保證鋼板心部力學性能的合格率變得非常困難，無論是采用TMCP工藝還是傳統的淬火+回火生產工藝，均無法很好地保證鋼板厚度方向，尤其是厚度t／2處的力學性能，其傳統的生產工藝窗口非常狹窄．鋼板厚度t／2處的強度可以通過增加碳當量來提高，但是會傷害其沖擊韌性，這主要是因為超厚規格鋼板在淬火生產時，淬火機無法在極短的時間內使鋼板表面、厚度t／4處和厚度t／2處的冷卻速度一致，導致厚度t／2處出現了先共析轉變［3］．因此，如何提高超厚規格鋼板在厚度t／2處的沖擊韌性引起了廣大科研工作者的濃厚興趣.Xie等［4－5］研究了差溫軋制法對60 mm厚鋼板厚度方向組織性能的影響，認為溫差軋制可以使鋼板厚度t／2處的晶粒有效細化；Ding等［6－8］研究了大變形在鋼板軋制時沿厚度方向的滲透能力，認為采用大壓下技術可以有效地破碎超厚規格鋼板厚度t／2處的晶粒，但其研究的鋼種并未涉及水電站用鋼；Han等［9－10］則研究了淬火設備對厚規格鋼板組織性能的影響，認為采用不同角度的噴射流能有效地帶走鋼板表面的熱量，使鋼板的冷卻速度增大，厚度方向上的熱傳遞速度大大提高，增大了鋼板沿厚度方向的淬透性，但是其在水電站用鋼的使用上并未普及.因此，通過合理的熱處理工藝優化和組合來彌補淬火設備冷卻能力的不足，以回火貝氏體、鐵素體的混合組織彌補沖擊韌性不足似乎是一個可行的方法.本文提出了一種提高超厚水電鋼厚度t／2處低溫沖擊韌性的新思路.利用臨界淬火工藝的低加熱溫度細化奧氏體晶粒及未熔體素體分割奧氏體晶粒的共同作用達到細化組織、提高沖擊韌性的目的.臨界淬火（兩相區）工藝是傳統熱處理工藝有利的補充，對于超厚規格的水電站用鋼的生產應用具有重要的意義.

1 試驗材料及方法

試驗材料的厚度為150 mm，化學成分如表1所示.采用機加工的方式將試驗材料切割為Φ6×70 mm試樣，利用Gebble 3500熱模擬試驗機測量試驗材料在加熱過程中的熱膨脹曲線，確定試驗材料的Ac1和Ac3分別為715，868℃.試驗材料的熱處理工藝如圖1所示，將試驗材料加熱升溫至900℃，保溫30 min后淬火冷卻至室溫，然后將樣品分割為兩部分，一部分標記為1＃樣品，直接進行回火處理，回火加熱溫度為600℃，保溫時間為420 min.另外一分部標記為2＃樣品，2＃樣品再次加熱升溫至830℃，保溫30 min后淬火冷卻至室溫，然后進行回火處理，回火處理工藝與1＃樣品相同.

表1 試驗鋼的化學成分（質量分數）Table 1 Chemical composition of the tested steels（mass fraction） %

圖1 熱處理工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of heat treatment process

對1＃和2＃樣品在淬火、淬火+回火、臨界淬火、臨界淬火+回火后的試樣進行微觀組織形貌的觀察和沖擊韌性的檢測.微觀組織觀察使用光學顯微鏡（Olympus，PEM3-3）和掃描電子顯微鏡（SEM，Sirion 200），沖擊韌性采用擺錘式沖擊試驗機（JBD-300W）進行測試.利用Origin 8.0軟件對沖擊韌性的數據進行分析，并繪制性能變化曲線.

2 試驗結果

2.1 試驗鋼淬火和臨界淬火后的組織形貌

1＃試驗鋼加熱至900℃淬火后的微觀組織形貌如圖2所示.圖2（a）為樣品去除表面氧化鐵皮后的微觀組織圖，由于鋼板表面冷卻速度快，淬火后形成板條馬氏體組織.圖2（b）為鋼板厚度方向t／4處的微觀組織形貌，由于冷卻速度的降低，淬火后轉變為貝氏體組織和粒狀貝氏體組織．而鋼板厚度方向t／2處，由于冷卻速度的進一步降低，發生了先共析轉變，出現了部分先共析鐵素體，這是因為冷卻速度降低，鋼板厚度t／2處在淬火時處于高溫相變狀態，發生了先共析轉變析出了鐵素體，剩余未轉變的奧氏體轉變為粒狀貝氏體組織，如圖2（c）所示.

圖2 1＃試驗鋼淬火后沿厚度方向的組織形貌Fig.2 Microstructure of 1＃test steel after quenching

2＃試驗鋼再次加熱升溫至830℃在雙相區臨界淬火后的微觀形貌如圖3所示.雙相區臨界淬火時由于加熱溫度低，存在部分鐵素體未發生奧氏體轉變，形成了鐵素體和奧氏體相互間隔平行的雙相區，臨界淬火后鋼板近表面形成了未溶鐵素體+板條馬氏體組織，如圖3（a）所示.鋼板厚度方向t／4處由于冷卻速度的降低，臨界淬火后轉變為未溶鐵素體+板條貝氏體+粒狀貝氏體組織，如圖3（b）所示.鋼板厚度方向t／2處由于冷卻速度的進一步降低，在高溫狀態下發生了先共析轉變生成了先共析鐵素體，剩余的奧氏體轉變為粒狀貝氏體組織，但是未溶鐵素體和先共析鐵素體無法區分，2＃試驗鋼的最終轉變組織為未溶鐵素體+先共析鐵素體+粒狀貝氏體.

圖3 2＃試驗鋼臨界淬火后沿厚度方向的組織形貌Fig.3 Microstructure of 2＃test steel after critical quenching

2.2 試驗鋼回火后的組織形貌

回火主要是為了消除軋制后強水冷產生的組織應力和內應力，防止鋼板出現變形或開裂，均勻化組織，獲得強度和塑韌性的良好配比［12－13］.1＃試驗鋼在600℃回火后的微觀組織形貌如圖4所示.回火時淬火形成的位錯纏結解開、相互抵消，具有小角度邊界的條片合并成寬板條或者多邊形，位錯密度降低，鋼板近表面的馬氏體完全分解，大量的粒狀碳化物在鐵素體的基體上析出，近表面由淬火時的板條馬氏體轉變為回火索氏體，如圖4（a）所示.厚度t／4處淬火時獲得的板條貝氏體和粒狀貝氏體在600℃回火時發生分解，轉變為回火貝氏體組織，如圖4（b）所示.厚度t／2處由于淬火時有先共析鐵素體的存在，在600℃回火先共析鐵素體變化不大，淬火形成的粒狀貝氏體發生分解轉變為鐵素體+回火貝氏體，如圖4（c）所示.

圖4 1＃試驗鋼淬火＋回火后沿厚度方向的組織形貌Fig.4 Microstructure of test steels after quenching and tempering

2＃試驗鋼經在600℃回火后的微觀組織形貌如圖5所示.近表面淬火形成的板條馬氏體轉變為回火索氏體，臨界淬火形成的未溶鐵素體未發生變化，組織轉變為回火索氏體+未溶鐵素體，如圖5（a）所示.厚度t／4處的板條貝氏體和粒狀貝氏體發生回火轉變為回火貝氏體+未溶鐵素體，如圖5（b）所示.厚度t／2處的組織與厚度t／4處類似，同樣為回火貝氏體+鐵素體，呈現大量的碳化物在鐵素體的基體和晶界上析出，如圖5（c）所示.

圖5 2＃試驗鋼臨界淬火＋回火后沿厚度方向的組織形貌Fig.5 Microstructure of test steel after critical quenching and tempering

2＃試驗鋼厚度t／4處和t／2處掃描電子顯微鏡照片如圖6所示.2＃試驗鋼回火后的微觀組織為大量細小的碳化物彌散地分布在鐵素體基體和晶界上形成的回火貝氏體組織，其未溶鐵素體和先共析鐵素體已經無法區分.

圖6 2＃試驗鋼臨界淬火＋回火后沿厚度方向的SEM圖Fig.6 SEM photo of test steel after critical quenching and tempering

2.3 試驗鋼的沖擊韌性

1＃和2＃試驗鋼在不同熱處理狀態下－20℃的低溫沖擊韌性如圖7所示.1＃試驗鋼淬火時在鋼板厚度方向上存在冷卻速度的差距，鋼板近表面轉變為板條馬氏體組織，而鋼板厚度方向t／4處和t／2處由于冷卻速度的降低，得到了板條貝氏體和部分先共析鐵素體組織，使鋼板在厚度方向的低溫沖擊韌性較小，而且差距較大，回火后雖然低溫沖擊韌性得到了提高，但是仍然存在128 J（近表面）－63 J（t／2）＝65 J的差距.而且厚度t／2處由于冷卻速度低，先共析鐵素體的數量更多，回火后－20℃低溫沖擊韌性僅有63 J，無法滿足使用要求.2＃試驗鋼采用臨界淬火工藝，低溫沖擊韌性要高于1＃試驗鋼.1＃和2＃試驗鋼回火后的低溫沖擊韌性均得到了提高，而且臨界淬火工藝下的2＃試驗鋼的沖擊韌性提高得更多，近表面的沖擊韌性值在200 J以上，厚度t／4和t／2的沖擊韌性值在150 J以上，整個厚度方向的低溫沖擊韌性均能穩定的滿足標準80 J的要求.此外，鋼板近表面與厚度t／2處的低溫沖擊韌性值的差距也進一步縮小，由淬火+回火狀態下的65 J縮小至46 J.

圖7 1＃和2＃試驗鋼－20℃低溫沖擊韌性Fig.7 －20℃low temperature impact toughness of 1＃and 2＃test steels

3 討 論

3.1 臨界淬火對晶粒大小的影響

1＃試驗鋼淬火采用完全奧氏體化的工藝，淬火加熱溫度為900℃，高于2＃試驗鋼的臨界淬火加熱溫度830℃，奧氏體在高溫狀態下具有合并長大的趨勢.1＃和2＃試驗鋼在不同淬火加熱溫度下奧氏體的晶粒尺寸示意圖如圖8所示.1＃和2＃試驗鋼奧氏體晶粒尺寸的平均大小為12±3.3，9±2.1μm.1＃試驗鋼奧氏體晶粒尺寸大，淬火后得到的板條馬氏體和貝氏體晶粒尺寸也大于2＃試驗鋼；淬火后的室溫組織晶粒越大，其－20℃低溫沖擊韌性越低［14－16］.

圖8 試驗鋼在不同加熱溫度下的奧氏體晶粒尺寸Fig.8 Austenite grain size of test steel at different heating temperatures

3.2 殘余奧氏體對低溫沖擊韌性的影響

2＃試驗鋼采用臨界淬火工藝，加熱溫度處于奧氏體和鐵素體的雙相臨界區，存在未溶鐵素體和奧氏體兩相，較低的加熱溫度使奧氏體晶粒小于1＃試驗鋼，未出現合并長大的現象.同時，未溶鐵素體的存在使滲碳體溶解后的碳元素向奧氏體中擴散，提高了奧氏體中的碳含量，使其穩定性增大，淬火后組織中存在一定量穩定的殘余奧氏體，如圖9所示，臨界淬火后在微觀組織中存在一定量的塊狀的殘余奧氏體（圖中箭頭所示）.由于奧氏體具有良好的塑韌性，在發生低溫沖擊時，有效地阻止裂紋的萌生與擴展［17－18］.綜上所述，臨界淬火工藝可以使試驗鋼得到細小的室溫組織和一定量的殘余奧氏體，兩方面的貢獻提高了2＃試驗鋼在－20℃的低溫沖擊韌性，使其完全滿足標準規定的使用要求.

圖9 2＃試驗鋼臨界淬火后的SEM圖Fig.9 SEM photo of 2＃test steels after critical quenching

4 結 論

（1）臨界淬火在兩相區加熱，試驗鋼存在未溶鐵素體并獲得細小的奧氏體晶粒，臨界淬火+回火后得到了細小的室溫組織，同時未溶鐵素體的存在使碳擴散至奧氏體中，提高了奧氏體的穩定性，淬火后以殘余奧氏體的形式存在.

（2）臨界淬火使試驗鋼近表面的－20℃的低溫沖擊韌性提高至200 J以上，厚度t／4和t／2處提高至150 J以上，厚度方向上沖擊韌性的差距由淬火+回火工藝下的65 J下降至46 J.