作为一种清洁和高效的能源,液化天然气(LNG)的需求量在世界范围内迅速增长。目前,中国已成为全球五大天然气进口和消费国之一,天然气消费量年均增速10%以上,LNG工业越来越受到重视^{[1, 2]}。9Ni钢是LNG储运设备所需要的重要钢种,随着LNG工业的快速发展对9Ni钢的需求不断增加。Ni是9Ni钢中的重要合金元素,Ni资源的消耗和价格的提高必然导致9Ni钢成本的提高。为了降低LNG工程成本,学者们开始研发LNG工业用节镍型低温钢以代替传统9Ni钢。日本住友金属公司^[3]采用控轧控冷(TMCP)工艺细化7Ni钢组织,产生数量合适的逆转奥氏体,使7Ni钢的低温性能达到9Ni钢的水平。朱绪祥等^[4]研究了一种Ni含量为7.7%的低碳型CrNi低温钢经过两相区热处理(QLT)后的力学性能,发现适当的热处理可使这种节镍型低温钢的拉伸和低温冲击性能达到9Ni钢的水平。与调质热处理(QT)相比,QLT是一种比较特殊的热处理制度,包括高温淬火、亚温淬火和回火三个阶段。在两相区温度进行亚温淬火可细化钢的组织并产生更加弥散分布的逆转奥氏体,使钢的力学性能提高^{[5, 6]}。本文研究在QLT热处理过程中淬火温度对一种7Ni低温钢低温强度和低温韧性的影响,测定试验钢中逆转奥氏体含量并结合断口与微观组织的分析探讨影响节镍型低温钢性能的主要因素。

1 实验方法

实验用7Ni钢为15 mm厚的热轧钢板,其主要化学成分列于表1。使用Gleeble 3800热模拟机测定7Ni钢的A_c3温度约为780℃,A_c1温度约为640℃。试验钢的QLT热处理过程为：930℃、880℃、830℃×1 h,水冷+690℃×1 h,水冷+580℃,水冷。将热处理后的样品分别加工成尺寸为10 mm×10 mm×55 mm的标准V型Charpy缺口冲击试样和直径5 mm×长度60 mm的标准拉伸试样。在液氮(-196℃)温度进行低温冲击和低温拉伸试验,并观察冲击断口的形貌。将样品研磨、抛光后用饱和苦味酸溶液腐蚀,在Zeiss金相显微镜(OM)上观察其晶粒大小;用4%硝酸酒精溶液腐蚀后,在JSM-6301F 扫描电镜(SEM)上观察其显微组织。利用Tecnai G2 F20透射电镜(TEM)观察样品中逆转奥氏体形态和分布。透射样品经SiC砂纸研磨,厚度减至50 μm左右,之后,采用化学双喷方法进一步减薄样品,使样品满足透射电镜观察的要求。化学双喷液为5%高氯酸酒精溶液,双喷温度为-25℃,电压为20 V。将在液氮浸泡前后的样品分别机械抛光,然后用10%高氯酸酒精溶液电解抛光以去除表面应力,之后在Rigaku D/Max-2500PC X射线衍射仪(XRD)上进行分析。选择(200)_α、(211)_α、(200)_γ和(220)_γ四条衍射峰进行扫描,将四条衍射峰强度组合比较,计算出在室温条件下的逆转奥氏体体积分数,取其算数平均值作为实验结果。

2 实验结果

2.1 低温力学性能

图1和图2给出了在不同温度淬火的样品在低温下的拉伸与冲击试验结果。当淬火温度高于830℃时,试验钢在低温环境中的抗拉强度、屈服强度和延伸率都出现下降的趋势。随着淬火温度的提高冲击功呈现明显降低趋势,在830℃淬火的试验钢低温韧性最好,显著高于在880℃和930℃淬火的试验钢。从低温拉伸与冲击试验结果可以看出,与其它淬火温度相比,当淬火温度为830℃时试验钢的韧性与强度都是最好的,具有最佳的低温综合力学性能。

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图1   淬火温度对试验钢低温拉伸性能的影响

Fig.1   Effect of quenching temperature on cryogenic tensile properties of samples

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图2   淬火温度对试验钢低温韧性的影响

Fig.2   Effect of quenching temperature on cryogenic toughness of samples

淬火温度不同的试验钢的低温冲击断口形貌,如图3所示。从图3可以明显看出,当淬火温度为830℃时试验钢的冲击断口上分布有较多的撕裂棱和韧窝带,韧窝带上的韧窝数量多、尺寸小且韧窝较浅,说明830℃淬火的试验钢韧性较好。当淬火温度升高到880℃和930℃时冲击断口上出现了明显的河流状花样,韧窝带和撕裂棱的数量都显著减少。在淬火温度为930℃的试样断口上几乎看不到明显的韧窝带,只有少量的撕裂棱。韧窝带和撕裂棱数量的减少以及河流状花样的出现,都表明随着淬火温度的提高试验钢韧性与塑性下降。

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图3   淬火温度不同的试验钢的低温冲击断口形貌

Fig.3   Impact fracture morphology of samples quenched at different temperature, (a) 830℃, (b) 880℃, (c) 930℃

2.2 显微组织

图4和图5给出了在不同温度淬火的试验钢在金相显微镜下观察到的原奥氏体晶粒和在扫描电镜下观察到的微观组织。从图4可以看出,淬火温度显著影响原奥氏体的晶粒尺寸和晶粒均匀性,淬火温度越高晶粒尺寸越粗大,而且晶粒不均匀性越明显。淬火温度为830℃的试验钢晶粒尺寸细小均匀;而在淬火温度为930℃的试验钢中,由于温度过高而出现了过热,除了正常长大的晶粒外,还有部分晶粒异常长大,晶粒尺寸大小不一,差别很大。此外,淬火温度过高除了使晶粒过度长大外,也导致组织粗化。从图5中可以看出,当淬火温度高于830℃时试验钢中的马氏体板条束明显增大。

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图4   淬火温度不同的试验钢的原奥氏体晶粒

Fig.4   Prior austenite grains of samples quenched at different temperatures, (a) 830℃, (b) 880℃, (c) 930℃

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图5   淬火温度不同的试验钢的微观组织

Fig.5   Microstructure of samples quenched at different temperatures, (a) 830℃, (b) 880℃, (c) 930℃

3 讨论

3.1 淬火温度对低温强度的影响

对淬火温度不同的试验钢中原奥氏体晶粒尺寸和马氏体板条束的宽度进行了统计,结果如图6所示。从图6可直观地看到,随着淬火温度的提高试验钢的晶粒尺寸和马氏体板条束的宽度增大。结合前面图1的低温拉伸试验结果可以发现,随着钢中晶粒和板条束的长大钢的强度明显下降。金属材料的强度在很大程度上受晶粒与板条束尺寸的影响,而晶粒和板条束尺寸又主要由热处理的淬火温度决定。

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图6   淬火温度对试验钢原奥氏体晶粒尺寸和马氏体板条束宽度的影响

Fig.6   Effect of quenching temperature on grain size and packet width

根据Hall-Petch关系式σ_s=σ₀+Kd ^-1/2,随着晶粒尺寸的增大材料的屈服强度将会降低。而相关研究结果表明^[7],抗拉强度与晶粒尺寸之间也符合Hall-Petch关系。由于晶界阻碍位错滑移,晶粒尺寸越细小则晶界面积就越大,这种阻碍位错滑移的效果就越显著。大量位错塞积,使金属材料的屈服强度与抗拉强度提高。

此外,复相材料的强度由各相的强度及其在材料中所占体积分数决定,而当软质相体积分数远小于硬质相体积分数时钢的强度主要取决取于硬质相的强度^[8]。而对于本试验所用钢,逆转奥氏体相是软质相且体积分数很小,而马氏体相是硬质相其体积分数很大,因此试验钢的强度由马氏体强度决定。研究表明^[9],板条束尺寸与马氏体强度符合Hall-Petch关系,即板条束越细小马氏体强度越高,试验钢的强度也就越高。从以上试验结果可知,淬火温度越低则试验钢中的晶粒与组织都越细小,在较低温度淬火的试验钢其强度也就越高。

3.2 淬火温度对低温韧性的影响

晶粒尺寸是影响钢低温韧性的重要因素之一。由图6可知,淬火温度较低的钢其晶粒尺寸较为细小。一方面晶粒直径的减小提高了裂纹前沿塑性区中大角度晶界密度,有利于阻碍裂纹的快速扩展^[10],而晶界本身对裂纹扩展也有阻碍作用,晶界面积的增大可提高材料的韧性;另一方面,由于逆转奥氏体主要在晶界等界面处分布,晶粒尺寸越小逆转奥氏体的分布就越均匀弥散,钢的低温韧性也因此提高^[11]。并且偏聚在晶界处的P、S等有害杂质元素浓度也随着晶界面积的增大而降低,减小了P、S等杂质元素对晶界的弱化作用。

同时,试验钢中原奥氏体晶粒的细化也使马氏体板条束宽度减小,而板条束尺寸是影响马氏体钢强韧性的重要因素,钢的强度和韧性都随着板条束的长大而降低^{[12, 13]}。这与本文的试验结果一致。板条束越细小,其阻止裂纹扩展的能力也就越强。裂纹在板条束中沿一定的晶体学位向进行扩展,相邻的板条束之间一般成大角度位向。当裂纹扩展到板条束界处,为满足裂纹扩展的晶体学位向必须改变扩展的方向,这就增大了裂纹扩展的阻力。因此,板条束越细小试验钢的韧性也就越高。

许多研究表明^[14,15,16],逆转奥氏体是影响钢低温韧性的关键因素。虽然淬火温度不能直接决定逆转奥氏体的形成,但淬火后的组织对逆转奥氏体的形成有重要的影响^[17]。

钢的低温韧性随着淬火温度的升高而下降,这与钢中的逆转奥氏体数量有关。图7给出了不同温度淬火的试验钢在浸泡液氮前后的逆转奥氏体体积分数。从图7可以看出,淬火温度为830℃的试验钢中逆转奥氏体体积分数最高,当淬火温度超过830℃,钢中的逆转奥氏体体积分数急剧下降。经过QLT热处理后逆转奥氏体可以在原奥氏体晶界、马氏体板条束界甚至是晶内板条界上形成^[5],而淬火温度直接影响试验钢中晶粒大小和板条束宽度。从图6可以看到,随着淬火温度的提高原奥氏体晶粒尺寸和马氏体板条束宽度都明显增大,在较低的温度淬火可得到较为细化的组织,这为逆转奥氏体提供更多的形核位置,进而可以提高钢中逆转奥氏体的数量。

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图7   淬火温度对逆转奥氏体含量的影响

Fig.7   Effect of quenching temperature on volume fraction of reversed austenite

经过浸泡液氮处理后,在不同温度淬火的试验钢其逆转奥氏体体积分数都有所下降。在830℃淬火的试验钢,在液氮浸泡前后的逆转奥氏体体积分数变化最为明显,淬火温度进一步升高后在液氮浸泡过程中发生马氏体转变的逆转奥氏体数量有所减少,说明奥氏体的稳定性随着淬火温度的提高而有所提高。试验钢中Ni、Mn等奥氏体稳定化元素会在逆转奥氏体中富集,使逆转奥氏体在低温环境中和附加载荷条件下保持稳定性。但是,奥氏体稳定化元素的含量是一定的,逆转奥氏体数量越多其中富集的奥氏体稳定化元素的含量就有所下降,从而影响逆转奥氏体的稳定性。因此,在880℃和930℃淬火的试验钢中,逆转奥氏体的稳定性较好。但是,这部分稳定的逆转奥氏体数量过少。而从图4和图5可见,随着淬火温度的提高钢中的晶粒长大和组织粗化都比较明显,因此在较高温度淬火的试验钢其低温韧性并不好。而对于在830℃淬火的试验钢,虽然逆转奥氏体稳定性有所下降但是下降得并不严重,且稳定的逆转奥氏体数量较多,试验钢的晶粒和组织都较为细化,因此在该温度淬火的试验钢其低温韧性较高。与在880℃淬火的试验钢相比,在930℃淬火的试验钢的逆转奥氏体含量虽略有增加,但是还没有增加到可明显改善其低温韧性,其晶粒已发生明显的粗化,因此其低温韧性最差。

图8给出了不同温度淬火的试验钢中逆转奥氏体TEM形貌及其衍射花样。从图8可以看出,在830℃淬火的试验钢中观察到了大量的逆转奥氏体。这些逆转奥氏体主要分布在板条界和晶界处,形态上既有块状逆转奥氏体又有薄膜长条状逆转奥氏体,并且逆转奥氏体的尺寸比在880℃和930℃淬火的钢中逆转奥氏体略大。随着淬火温度的提高在钢中观察到的逆转奥氏体数量减少,形态主要为块状,观察不到薄膜长条状的逆转奥氏体。

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图8   淬火温度不同的试验钢的TEM图像及其衍射花样

Fig.8   TEM images and SAED patterns of samples quenched at different temperatures, (a) 830℃, (b) 880℃, (c) 930℃

逆转奥氏体使裂纹尖端钝化,使裂纹扩展受阻,在830℃淬火的试验钢中有大量的逆转奥氏体分布在晶界、板条界上。这也增强了这些界面对裂纹扩展的阻碍作用,而在880℃和930℃淬火的钢中逆转奥氏体在各种界面上的分布数量都比较少。同时,在830℃淬火的试验钢中可以观察到薄膜长条状逆转奥氏体。这种形态的逆转奥氏体比块状奥氏体稳定性更高,对马氏体切变抗力更大,发生马氏体相变时可吸收更多的能量,减小应力集中,在塑性变形程度较小时不易发生马氏体转变,对阻碍裂纹扩展极为有利^{[18, 19]}。当淬火温度进一步提高则逆转奥氏体的形态主要为块状,其对裂纹扩展的抑制作用降低,钢的韧性也随之下降。

4 结论

(1) 随着淬火温度从830℃提高到930℃,7Ni钢的低温强度与低温韧性都明显降低,延伸率也随着淬火温度的提高而下降。

(2) 淬火温度为830℃的7Ni钢中的原奥氏体晶粒与马氏体板条束最为细小,而当温度高于830℃时7Ni钢中的原奥氏体晶粒与马氏体板条束都有显著长大。晶粒尺寸和板条束宽度的增大,使其低温强度和低温韧性降低。

(3) 随着淬火温度的提高7Ni钢的组织粗化,其中的逆转奥氏体含量下降,在830℃淬火的7Ni钢逆转奥氏体含量最高,其低温冲击功也最高。

The authors have declared that no competing interests exist.