近海油气资源的枯竭迫使海洋油气开发向深水方向发展,要求海洋工程装备具有更高的性能。海洋平台,对用钢的尺寸规格和强韧性匹配等性能提出了更高的要求[1]。作业水深400英尺的自升式海洋平台,其桩腿用齿条钢板的厚度不小于100 mm,其屈服强度不低于690 MPa,且1/4T (T为板厚)和芯部位置的-60℃冲击功不低于69 J[2]。为了兼顾淬透性和强韧性,这种高强度超厚钢板多采用Ni-Cr-Mo-B系,并用调质工艺生产。由于尺寸大,在超厚板的生产过程中容易出现许多问题[3~5]。例如,在冶炼、模铸过程中容易产生夹杂物和元素偏析[3],在轧制过程中变形不均匀容易使原奥氏体晶粒的尺寸不同[4],在淬火和高温回火热处理过程中因超厚板表面和芯部冷却速率不同而产生不同类型的组织等[5]。这些问题最终使超厚板在厚度方向上的组织和力学性能不均匀,称为超厚板的截面效应[6]。截面效应,对超厚板服役的安全性有极大的影响。关于超厚板截面效应的研究,已有一些报道。Wang等[3]研究发现,178 mm厚海洋平台用超厚钢板芯部的冲击功较低。其原因,一方面是芯部回火马氏体和贝氏体组织的板条块尺寸较大,另一方面是芯部的大尺寸碳化物数量较多。Hong等[4]发现,210 mm厚反应堆压力容器用超厚钢板1/4T位置的冲击性能比芯部差,与1/4T位置板条间碳化物尺寸粗大、有效晶粒尺寸较大有关。上述结果表明,与强度相比,超厚板的冲击功更容易在厚度方向上出现较大的变化。本文作者[5]近期研究工业生产的117 mm厚690 MPa级Ni-Cr-Mo-B超厚钢板时发现,在厚度方向上厚板的强度、延伸率变化都比较小,而-60℃冲击功则波动较大,呈现出表层和芯部的冲击功较低而1/4T位置的冲击功较高的“M”型截面效应。其主要原因是,不同厚度位置处的有效晶粒尺寸(EGS)不同,而EGS的不同则主要与厚度方向上组织类型的不同有关。为了确定不同类型组织的淬火冷却速率范围得到最佳的强韧性匹配,有必要研究淬火冷却速率对Ni-Cr-Mo-B钢显微组织和EGS的影响。鉴于此,本文以工业生产的690 MPa级Ni-Cr-Mo-B超厚钢板为原料,采用相同的奥氏体化工艺制备原奥氏体晶粒尺寸相同的合金钢,用热膨胀仪控制淬火冷却速率以得到具有不同组织的试样,使用SEM和硬度计研究实验钢的连续冷却转变行为,确定不同类型组织对应的冷却速率范围。同时,使用大尺寸样品经不同冷却方式(水冷、油冷、空冷和炉冷等)得到不同典型组织的试样,采用EBSD研究其组织类型和EGS的关系,采用拉伸和冲击实验评估不同类型组织的强度、延伸率和冲击功,综合分析淬火冷却速率对Ni-Cr-Mo-B钢显微组织和力学性能的影响。
1 实验方法
表1 实验钢的化学成分
Table 1
| C | Ni | Mn | Mo | Cr | B | Si | Nb | V | S | P | Fe |
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| 0.13 | 1.26 | 0.95 | 0.41 | 1.02 | 0.0011 | 0.17 | 0.022 | 0.041 | 0.003 | 0.014 | Bal. |
使用LINSEISL 78 RITA型热膨胀仪测出实验钢的奥氏体化开始温度Ac1为736℃、奥氏体化结束温度Ac3为874℃,马氏体转变开始温度Ms为508℃、马氏体转变结束温度Mf为248℃。将热膨胀小样品以10℃/s的加热速率升温至950℃,保温15 min使其充分奥氏体化,然后分别以100、88、50、20、10、5、2、1、0.5、0.2、0.1、0.05和0.02℃/s等13种不同速率冷却至室温,采集数据用于绘制连续冷却转变(CCT)曲线。使用尺寸为60 mm×12 mm×12 mm的样品用不同冷却方式得到不同的组织用于拉伸和冲击实验。将样品在900℃保温30 min后分别进行水冷(WQ)、油冷(OQ)、空冷(AC)和炉冷(FC)处理,然后进行在630℃保温2 h的回火处理,其热处理工艺示意图如图1所示。
图1
图1
实验钢的热处理工艺示意图
Fig.1
Schematic diagram of heat treatment process of experimental steels
将部分回火后的样品加工成平行段直径为5 mm、长度为30 mm的标准拉伸试样,依据GBT 228.1在INSTRON 5582型电子万能实验机上进行常温拉伸实验,屈服前和屈服后的拉伸速率分别为0.45和3 mm/min。将其余样品加工成尺寸为10 mm×10 mm×55 mm的Charpy V型缺口冲击试样,使用SANS-ABC245-C型冲击实验机进行-60℃冲击实验。拉伸和冲击测试结果为2个试样测试数据的算术平均值。用S-3400N扫描电镜(SEM)观察冲击断口的形貌。使用Micromet 5103型显微维氏硬度计测量不同冷却速率热膨胀小样品的硬度,沿轴线打5个点取其结果的平均值。将在不同实验条件下得到的样品依次进行机械研磨、金刚石抛光膏抛光和4%(体积分数)硝酸酒精腐蚀,然后用MERLIN Compact场发射扫描电镜(FESEM)观察其显微组织。将电子背散射衍射(EBSD)用样品研磨和抛光后进行电解抛光,电解液为10%(体积分数)的高氯酸酒精溶液,电解电压和时间分别为15 V和30 s,用MERLIN Compact场发射电镜中集成的Oxford Nordlys F+系统采集EBSD数据,扫描区域为100 μm×75 μm,扫描步长为200 nm,使用HKL Channel 5软件分析数据。用JMat Pro 7.0计算实验钢在630℃回火不同时间后碳化物的类型和体积分数,根据表1中的合金成分,设定奥氏体化温度为900℃。
2 结果和讨论
2.1 实验钢的显微组织
图2、3分别给出了淬火冷却速率不同的实验钢的低倍SEM和局部放大的高倍SEM照片。可以看出,冷却速率较高(≥20℃/s)的显微组织呈现出明显的板条特征(图2a和b),从高倍SEM照片可见,该板条组织内较为纯净,没有碳化物析出(图3a),属于典型的板条马氏体组织(LM)。冷却速率降低(10~1℃/s)时实验钢仍呈板条特征(图2c~f),且原奥氏体晶界(PAGB)更加清晰,可能与晶界析出了碳化物有关。从高倍SEM照片可见,在部分板条组织中析出了碳化物(图3b),应该是板条贝氏体(LB)。例如冷却速率为10℃/s的样品中以LM为主,但是仍有少量的LB组织(图2c),且LB的占比随冷却速率的降低而逐渐提高。冷却速率为1和2℃/s的实验钢,基本上全为LB组织(图2e和f)。随着冷却速率进一步的降低(0.5~0.2℃/s),除了含有LB组织外还出现一些岛状物(图2g和h),这些岛状物附近的基体组织板条特征并不明显。这些岛状物由马氏体(M)和奥氏体(A)组成,称为M-A岛(图3d),其周边的基体组织为贝氏体铁素体组织(BF),两者(M-A和BF)的机械混合物称为粒状贝氏体组织(GB)[7]。冷却速率继续降低到低于0.2℃/s时LB组织基本消失,GB的数量也不多,而是出现了数量较多的铁素体组织(F)(图2i和3g)。此时GB中的M-A岛尺寸更大(图2i和3e),还出现一些尺寸可达几微米到数十微米不等的团状区域(图2i)。高倍SEM照片表明,在这些团状区域内部分布着大量细小的碳化物(图3f)。
图2
图2
不同冷却速率实验钢的低倍SEM照片
Fig.2
Low magnified SEM images of experimental steels by different cooling rates (LM-lath martensite; LB-lath bainite; GB-granular bainite; F- ferrite; PAGB-prior austenite grain boundary). (a) 100℃/s (b) 20℃/s (c) 10℃/s (d) 5℃/s (e) 2℃/s (f) 1℃/s (g) 0.5℃/s (h) 0.2℃/s (i) 0.02℃/s
图3
图3
不同组织局部放大的高倍SEM照片
Fig.3
Locally magnified SEM images of the zones marked by solid lines in Fig.2. (Fig.3a is the magnified image of the zone ‘A’ in Fig.2a. Fig.3b is the magnified image of the zone ‘B’ in Fig.2c. Figs.3c and 3d are the magnified images of the zones ‘C’ and ‘D’ in Fig.2h, respectively. Figs.3e~g are the magnified images of the zones ‘E’, ‘F’ and ‘G’ in Fig.2i, respectively)
冷却速率不同的实验钢其显微组织不同,主要与相变温度、相变时间等因素有关[8, 9]。相变温度决定相变的驱动力和C元素的扩散速率,而与冷却速率有关的相变时间也影响C元素的扩散,两者的共同作用使实验钢发生了不同的相变,进而生成了不同的组织。冷却速率较高(≥20℃/s)时合金元素来不及扩散,而且C也较难扩散,此时将发生马氏体相变(图2a和b),而碳化物也来不及析出(图3a)。随着冷却速率的降低(10~1℃/s),相变温度开始升高(后文图6可见)且C扩散速率也有所提高,这有利于高温贝氏体相变的发生和碳化物的析出,进而形成LM/LB混合组织(图2c~f)。随着冷却速率的继续降低(0.5~0.2℃/s)相变温度逐渐提高,C元素扩散加剧,在连续冷却过程中先生成的BF中碳不断向未转变的奥氏体中扩散,奥氏体的稳定性提高。冷却至室温后部分奥氏体转变为马氏体(M),一部分奥氏体(A)则保留下来而形成由M-A岛与BF组成的GB(图3d)[10]。冷却速率进一步降低到低于0.2℃/s时,在高温下先形成F(图3g),此时富碳奥氏体的尺寸更大。在随后的冷却过程中部分尺寸较小的奥氏体转变为GB(图3e),而一些尺寸较大的团状奥氏体则分解为铁素体和碳化物(图3f)的混合物,团状区域特征也保留下来(图2i)。由于在高温区停留时间较短Cr、Mn、Mo等合金元素的扩散有限,因此在实验的冷却速率范围内不同组织中析出的各种碳化物基本上都是渗碳体[11, 12]。
图4
图4
回火处理后不同冷却方式实验钢的SEM照片
Fig.4
SEM images of tempered experimental steels after cooling by water (a, b), oil (c, d), air (e~g) and furnace (h~j), respectively. Fig.4b is the magnified image of the zone ‘A’ in Fig.4a. Fig.4d is the magnified image of the zone ‘B’ in Fig.4c. Figs.4f and 4g are magnified images of the zones ‘C’ and ‘D’ in Fig.4e, respectively. Figs.4i and 4j are magnified images of the zones ‘E’ and ‘F’ in Fig.4h (LMT-tempered lath martensite; LBT-tempered lath bainite; GBT-tempered granular bainite; F-ferrite)
图5
图5
实验钢在630℃回火时碳化物体积分数随保温时间的变化
Fig.5
Calculated phase volume percentage of experimental steels against tempering time at 630℃
图6
尺寸为60 mm×12 mm×12 mm的样品在900℃保温后分别进行水冷、油冷、空冷和炉冷,实测其冷却速率(指600~200℃相变区间的平均冷却速率)分别为100、10、0.73和0.02℃/s,其组织分别与100、10、0.5和0.02℃/s的热膨胀小样品相近,即分别为LM、LM/LB、LB/GB和GB/F。这表明,采用不同冷却方式冷却后得到了具有不同组织的样品。图4给出了这些样品回火处理后的SEM照片。由图4可见,淬火态的各组织经回火处理都发生了分解。水冷的LM组织回火后沿原氏体晶界和板条界析出了数量较多的细小碳化物(图4a和b),形成了回火马氏体组织(LMT)。油冷的LM/LB混合组织回火后也析出了碳化物,分别形成LMT和回火贝氏体组织(LBT),LMT和LBT混在一起较难区分(图4c和d)。进行冷却速率较低的空冷后,因淬火时含有一定数量的GB组织,因此回火分解后得到的组织稍有不同。一方面,与淬火态LB中的碳化物(图3c)相比,LBT中的碳化物尺寸更加细小(图4f)；另一方面,GB组织中的M-A岛分解形成了密集的碳化物团(图4g)。冷却速率最低的炉冷得到了GB/F混合组织,回火后F没有明显的变化(图4j),而GB则发生类似的分解。不同的是,炉冷样品中M-A岛分解形成的碳化物团尺寸更大(图4i),也与回火前炉冷样品中的M-A尺寸较大相一致。在630℃回火保温过程,不同淬火组织都析出碳化物。根据JMat Pro的计算,碳化物的体积分数随着保温时间的变化趋势如图5所示。由图5可见,在回火保温过程中Cr、Mn、Mo等碳化物形成元素不断向渗碳体中扩散,从而发生由渗碳体向M23C6、M7C3和M2C等更稳定的合金碳化物的转变[13]。保温2 h的碳化物,其组成为1.3% M3C+0.5% M23C6+0.4% M7C3+0.1% M2C。与渗碳体相比,这些合金碳化物的尺寸更小。需要说明是,计算碳化物的尺寸时并未考虑回火前样品的组织状态。
2.2 连续冷却转变曲线
根据显微组织并结合相变点和维氏硬度的测定结果,绘制了如图6所示的实验钢的CCT曲线。由图6可见,CCT曲线主要由LM、LB、GB和F等4个相转变区组成,其中形成完全LM的临界冷却速率为20℃/s,而得到完全LB的冷却速率范围较窄。冷却速率较高时形成的是LM/LB混合组织,冷却速率较低时则形成LB/GB混合组织,而冷却速率更低(<0.2℃/s)时则形成GB/F混合组织。值得注意的是,随着冷却速率(<20℃/s)的降低相变开始温度逐渐提高,由冷却速率为20℃/s的557℃提高到冷却速率为0.02℃/s的770℃。这表明,冷却速率越低奥氏体向贝氏体或铁素体转变越容易。其原因是,冷却速率较低时贝氏体或铁素体相变所需的相变驱动力减小[9]。由图6还可看出,冷却速率为100℃/s的样品硬度较高,为393HV。随着冷却速率的降低,硬度逐渐降低到冷却速率为0.5℃/s的343HV。当冷却速率降低到0.02℃/s时,其硬度降低到291HV。硬度的降低,主要与组织类型的变化有关。将尺寸为60 mm×12 mm×12 mm的样品以不同方式冷却后实测的冷却曲线也绘制于CCT曲线中,如图6中蓝色虚线所示。有研究表明[3],在淬火过程中178 mm厚的Ni-Cr-Mo-B齿条超厚钢板芯部的冷却速率通常约为0.6℃/s,该冷却曲线将穿过CCT曲线中的GB和LB相区,形成的是LB/GB混合组织。而厚板表面的冷却曲线通常经过LM区域,从而在超厚钢板整个厚度方向上形成梯度变化的显微组织,从表面到芯部,显微组织由LM向LM/LB、LB/GB等混合组织的演变。回火处理后不同的组织均发生分解,但是仍具有这种梯度变化的特征 [5]。
2.3 有效晶粒尺寸
采用EBSD分析了不同冷却方式样品的晶界特征,结果如图7所示,其中红线为小角度晶界(2°≤α<15°),黑线为15°≤α<50°的大角度晶界,蓝线为α>50°的大角度晶界。由图7可见,黑线为原奥氏体晶界,而蓝线为Block界面,在Block蓝线内通常多为红线的小角度晶界,即为板条界[14]。统计结果表明,不同样品黑线所勾勒的原奥氏体晶粒尺寸差别不大,约为15 μm,但是Block界面和板条界面的密度则明显不同。其中油冷样品的Block界面密度最高,水冷次之,空冷较低,而炉冷最低。与冷却速率较低的空冷和炉冷相比,冷却速率较高的水冷和油冷试样的板条界密度则比较高。其原因是,水冷和油冷得到的LM或者LM/LB混合组织均由板条组成,而在空冷和炉冷样品的组织中除了板条结构的LB,还有一些无板条结构的GB或F组织。值得注意的是,在冷却速率较低的空冷和炉冷样品中观察到一些小尺寸第二相(图7c~d中绿色区域),主要是M-A岛中的奥氏体,这进一步证实上述实验结果(图3d)。
图7
图7
不同冷却方式实验钢的EBSD晶界分布
Fig.7
Grain boundary distribution maps of experimental steels after cooling by water (a), oil (b), air (c) and furnace (d) (Boundaries are indicated by three color solid lines, with red line being misorientation of 2~15°, black line 15~50°, and blue line >50° and Green areas in Fig.7c and d represent retained austensite)
图8
图8
回火后不同冷却方式实验钢的EBSD晶界分布
Fig.8
Grain boundary distribution maps of tempered experimental steels after cooling by water (a), oil (b), air (c) and furnace (d) (Boundaries are indicated by three color solid lines, with red line being misorientation of 2~15°, black line 15~50°, and blue line >50° and Green areas in Fig.8c and Fig.8d represent retained austensite)
将大于15°的所有大角度晶界分割区域的等效直径定义为有效晶粒尺寸(EGS)[5],统计实验钢回火前后不同冷却方式的EGS,结果如图9所示。图9表明,对于淬火态实验钢,因油冷样品中的大角度晶界密度最高,因此其EGS最小,约为1.3 μm,水冷的EGS次之,为2.0 μm；而冷却速率较低的空冷和炉冷样品因大角度晶界密度较低,因此EGS均较大,其中炉冷的EGS最大,为2.3 μm。与淬火态相比,回火处理后的实验钢EGS的变化趋势与淬火态相同,且EGS均有一定程度的增大。其原因是,在630℃回火过程中除了碳化物的析出与转变[15],LM或LB中的板条结构也发生了一定程度的合并与长大[16],Block尺寸也有所增大,从而增大了实验钢的EGS。实验钢EGS的不同,与其组织类型的不同密切相关。马氏体或贝氏体等相变组织与原奥氏体晶粒之间通常保持一定的位向关系,如常见的K-S位向关系：{111} γ //{011} α,[-101] γ //[-1-11] α[17,18]。根据K-S位向关系可产生V1~V24等24种不同取向的变体,不同变体之间形成多种界面,其中V1与V2构成孪晶关系的变体对(记为V1/V2),是大角度晶界的主要来源,而V1/V4变体对的边界是Block内的亚结构,属于小角度晶界[18]。LM主要以V1/V4为主,V1/V2变体对较少；而其有较高密度的V1/V2变体对,因此LM/LB混合组织具有更高的大角度晶界密度和更小的EGS[8]。与LM和LB明显不同,粒状贝氏体中BF的亚结构较少,甚至单个原奥氏体晶粒内的BF是一个整体,其尺寸较大,因此大角度晶界密度最低,EGS最大[9]。因此,对于实验钢而言,与水冷的LM相比,油冷得到的LM/LB混合组织的EGS更小,而空冷和炉冷实验钢中GB组织的出现增大了EGS,且冷却速率越低GB的比例越高,EGS越大。同时,炉冷实验钢中还有一些F组织,使其EGS进一步增大。
图9
图9
实验钢的原奥氏体晶粒尺寸、回火前后的有效晶粒尺寸与冷却方式的关系
Fig.9
Relationship between prior austenite grain sizes, the effective grain sizes before and after tempered and the cooling ways for experimental steels
2.4 力学性能
图10给出了不同冷却方式实验钢回火后的力学性能。可以看出,随着冷却速率的降低实验钢的强度逐渐降低,屈服强度由水冷样品的836 MPa降低至炉冷样品的726 MPa,而延伸率基本不变,约为20%。值得注意的是,随着冷却速率的降低-60℃冲击功呈现出先增大后减小的趋势,其中油冷实验钢的冲击功最高约为199 J,水冷实验钢的冲击功较低约为54 J,而空冷和炉冷的冲击功最低,分别为29和10 J。
图10
图10
回火态实验钢的力学性能与冷却方式的关系
Fig.10
Relationship between yield strength, tensile strength, elongation at room temperature, impact energy at -60℃ after tempered and the cooling ways for experimental steels
合金钢强度的变化,主要与其组织类型有关。随着冷却速率的降低淬火态实验钢的显微组织由LM、LM/LB混合组织向LB/GB混合组织、GB/F混合组织转变,其板条宽度逐渐增加,且出现无板条特征的GB或F组织(图2、3)。而板条宽度和铁素体晶粒尺寸是决定马氏体和铁素体钢强度的有效晶粒尺寸[19],板条的粗化和F的出现则降低了细晶强化效果。同时,位错密度随着冷却速率的降低而逐渐降低[20],碳化物的尺寸则有所增大,甚至形成大尺寸的M-A岛(图3g和j),使位错强化和碳化物析出强化的效果均逐渐降低,使不同冷却速率合金钢的强度或硬度降低(图6)。在630℃回火后不同组织均发生分解,位错密度降低[21],板条发生一定程度的合并长大,碳化物会析出,大尺寸的M-A也分解为团聚的碳化物(图4),但是强度随着冷却速率的变化趋势仍与淬火态相同,即回火态实验钢的强度或硬度随着冷却速率的降低而降低(图10)。
与强度相比,不同冷却方式实验钢样品的冲击功相差较大。合金钢的冲击性能主要取决于冲击断裂过程中的裂纹启裂和裂纹扩展。一方面,碳化物作为裂纹源使裂纹萌生,且碳化物的尺寸越大、分布越密集裂纹越容易启裂,从而降低合金钢的冲击功[22]。本文实验中冷却速率较低(空冷和炉冷)的实验钢回火态出现明显的碳化物团(图4g和i),其尺寸较大且分布集中,易于引发裂纹的萌生,即使起裂功降低。另一方面,裂纹的扩展对冲击功也产生较大的影响。大角度晶界能有效阻碍解理裂纹的扩展,从而提高材料的冲击功[5]。而大角度晶界密度可用EGS的大小表征,因此冲击功与EGS密切相关。油冷实验钢的EGS最小,其对裂纹的阻碍效果最显著,因此其裂纹扩展功最高。而水冷实验钢的EGS增大,相应的裂纹扩展功也降低。空冷和炉冷两种合金钢的EGS最大,因此其裂纹扩展功最低。由此可见,空冷和炉冷合金钢的裂纹起裂功和扩展功均较低,使其冲击功最低。相反,油冷实验钢的裂纹启裂功和扩展功均较高,从而使冲击功最高。油冷实验钢的冲击断口以韧窝为主(图11c和d),表明材料在断裂过程中发生了较高的塑性变形,吸收了较高的能量,使冲击功增大。水冷实验钢的冲击断口出现解理区和纤维区(图11a和b),但是前者的占比为74%,表明其冲击功不如油冷实验钢。空冷和炉冷实验钢的冲击断口几乎全为解理区(图11e和g),与水冷冲击样品(图11b)不同,且其解理面尺寸更大(图11f和h),表明空冷和炉冷实验钢对解理裂纹的阻碍能力弱,在冲击断裂过程中吸收的能力也小。
图11
图11
回火后不同冷却方式实验钢的冲击断口SEM照片
Fig.11
SEM fractographs of Charpy impact samples of tempered experimental steels after cooling with different way (The zones marked by dotted lines are cleavage areas. Figs.11b, d, f, h are magnified images of the zones marked by dotted lines in Figs.11a, c, e, g, respectively)
对于海洋平台用Ni-Cr-Mo-B超厚钢板,较高的冷速(>20℃/s)得到的LM组织强度较高,但是冲击功不足,而在较低冷速(<1℃/s)下得到的LB/GB或GB/F混合组织的强度和韧性均较差,中等冷速(20~1℃/s)得到的LM/LB混合组织则有最佳的强韧性匹配。为了避免在超厚板的芯部形成LB/GB或GB/F混合组织,应该尽可能提高超厚板的淬火冷却速率,以保证其芯部的冷却速率不低于1℃/s。当然,快冷使超厚板表面形成的LM组织的韧性也并不理想。
3 结论
(1) 淬火冷却速率对Ni-Cr-Mo-B钢的显微组织类型和相变点有显著的影响。随着冷却速率的降低合金钢分别产生LM、LM/LB、LB、LB/GB和GB/F等组织,其中出现LB的临界冷却速率约为20℃/s,出现GB的临界冷却速率约为1℃/s,而相变开始温度则由100℃/s时的508℃提高到0.02℃/s的770℃。
(2) 随着淬火冷却速率的降低,Ni-Cr-Mo-B钢的硬度由100℃/s时的393HV降低至0.02℃/s时的291HV。回火后合金钢的屈服强度由水冷的836 MPa降低至炉冷的726 MPa,其-60℃冲击功则先增加后降低,其中油冷合金钢的冲击功最高为199 J,水冷合金钢冲击功为54 J,而空冷和炉冷合金钢的冲击功最低,小于30 J。合金钢有效晶粒尺寸(EGS)的不同是其冲击功不同的主要原因,而不同类型的显微组织具有不同的EGS。油冷实验钢的LMT/LBT混合组织具有较小的EGS(仅为1.6 μm),对裂纹的阻碍作用较强,因此具有较大冲击功；而空冷样品的GBT/LBT混合组织和炉冷样品的GBT/F混合组织具有较大的EGS,分别为2.4和2.8 μm,因此其冲击功较小。
参考文献
Latest progress on development and production of steels for offshore platform and their development tendency
[J].
海洋平台用钢的研发生产现状与发展趋势
[J].
Development of 177.8 mm thickness steel plate for gear rack of jack-up offshore platform
[J].
自升式海洋平台齿条用177.8 mm厚度钢板的研制开发
[J].
Thickness effect on microstructure, strength, and toughness of a quenched and tempered 178 mm thickness steel plate
[J].
Effects of microstructural variation on charpy impact properties in heavy-section Mn-Mo-Ni low alloy steel for reactor pressure vessel
[J].
Cross-section effect of Ni-Cr-Mo-B ultra-heavy steel plate for offshore platform
[J].
海洋平台用Ni-Cr-Mo-B超厚钢板的截面效应
[J].
采用OM、SEM、TEM、EBSD、拉伸和冲击等分析和检测技术,研究了工业生产的117 mm厚Ni-Cr-Mo-B超厚钢板在厚度方向上微观组织的变化及其对力学性能的影响。结果表明,从表层到芯部,超厚板的屈服强度逐渐降低,表层和芯部的屈服强度分别为798和718 MPa；延伸率变化不大,为20.0%~22.0%；然而超厚板的-60 ℃冲击功变化较大,其中表层、1/8T (T代表板厚)和芯部的冲击功分别为35、160和20 J,使得整个厚度方向上的冲击功变化曲线呈现“M”型。从表层到芯部,超厚板的板条宽度(198.7~500.6 nm)、界面碳化物尺寸(130.6~226.6 nm)和晶内碳化物尺寸(45.8~106.2 nm)均逐渐增加,芯部还存在一定的块状区,板条的细晶强化和碳化物的析出强化效果均减小,使得屈服强度从表层到芯部逐渐降低。从表层到芯部,有效晶粒尺寸先减小后增加,表层(2.2 μm)和芯部(2.7 μm)的有效晶粒尺寸较大,对解理裂纹扩展的阻碍作用较弱,使得表层和芯部的冲击功较低；而1/8T位置具有较小的有效晶粒尺寸(1.7 μm),对解理裂纹的阻碍作用较强,从而获得较高的冲击功。
Study of hot deformtation behavior and microstructure evolution of HSLA ultra-heavy plate steel
[D].
特厚板用HSLA钢的热变形行为与组织演变研究
[D].
Chemistry and three-dimensional morphology of martensite-austenite constituent in the bainite structure of low-carbon low-alloy steels
[J].
Thermodynamic basis of twin-related variant pair in high strength low alloy steel
[J].
Effects of transformation temperature on variant pairing of bainitic ferrite in low carbon steel
[J].
High-resolution characterization of the martensite-austenite constituent in a carbide-free bainitic steel
[J].
Effects of cooling rate on transformations in a Fe-9 Pct Ni steel
[J].
Austenite decomposition during continuous cooling of an HSLA-80 plate steel
[J].
Effect of tempering temperature on carbide and mechanical properties in a Fe-Cr-Ni-Mo high-strength steel
[J].
温 涛, 胡小锋, 宋元元
Effect of microstructural types on toughness and microstructural optimization of ultra-heavy steel plate: EBSD analysis and microscopic fracture mechanism
[J].
Precipitation of multiple carbides in martensitic CrMoV steels-experimental analysis and exploration of alloying strategy through thermodynamic calculations
[J].
Effect of heat treatment temperature on microstructure and mechanical properties of Cr-Ni-Mo-V steel
[J].
热处理温度对Cr-Ni-Mo-V钢组织和力学性能的影响
[J].
The morphology and crystallography of lath martensite in alloy steels
[J].
The morphology and crystallography of lath martensite in Fe-C alloys
[J].
The influence of the lath morphology on the yield stress and transition temperature of martensitic- bainitic steels
[J].
Investigation of the toughness of low carbon tempered martensite in the surface of Ni-Cr-Mo-B ultra-heavy plate steel
[J].
Ni-Cr-Mo-B 超厚钢板表面低碳回火马氏体组织的韧性研究
[J].研究了Ni-Cr-Mo-B超厚钢板表面低碳回火马氏体组织. 对表面区域不同位置处取样进行了冲击性能测试, 并借助OM, SEM, EBSD, XRD和正电子湮没谱(PAS)等技术手段对马氏体组织及其亚结构进行了研究. 结果表明,实验钢表面韧性异常恶化, 马氏体组织中相对粗大的板条束和板条块以及较高的位错密度是其表面韧性恶化的主要原因.
Free dislocations and boundary dislocations in tempered martensite ferritic steels
[J].
Evaluation of microstructural parameters controlling cleavage fracture toughness in Mn-Mo-Ni low alloy steels
[J].
