临界淬火对超厚水电钢冲击韧性的影响

陈星宇，冯路路，，，宋增强，乔文玮，李萍萍，吴开明

（1.武汉科技大学 高性能钢铁材料及其应用省部共建协同创新中心，武汉430081；2.荆楚理工学院 机械工程学院，湖北 荆门448000；3.江苏华能电缆股份有限公司，江苏 高邮225613；4.北京首钢股份有限公司营销中心，北京100043）

水电已经成为人们首选的清洁能源，高等级水电站的建设经常使用到低碳贝氏体钢，当前水电站岔管和锅壳大量使用抗拉强度为610 MPa的低碳贝氏体钢［1］.由于其服役环境恶劣，常常要承受狂风暴雨，甚至是承受中高等级地震，因此其建设使用的钢板必须具有优异的低温冲击韧性（－20℃）.同时随着发电机组的功率越来越大，其转子为了获得更大的转数，必然需要更大的安装空间来提供更大的重力做功，因此水电站建设所用钢板的厚度越来越厚［2］.但是随着钢板厚度增加，要保证钢板心部力学性能的合格率变得非常困难，无论是采用TMCP工艺还是传统的淬火+回火生产工艺，均无法很好地保证钢板厚度方向，尤其是厚度t／2处的力学性能，其传统的生产工艺窗口非常狭窄．钢板厚度t／2处的强度可以通过增加碳当量来提高，但是会伤害其冲击韧性，这主要是因为超厚规格钢板在淬火生产时，淬火机无法在极短的时间内使钢板表面、厚度t／4处和厚度t／2处的冷却速度一致，导致厚度t／2处出现了先共析转变［3］．因此，如何提高超厚规格钢板在厚度t／2处的冲击韧性引起了广大科研工作者的浓厚兴趣.Xie等［4－5］研究了差温轧制法对60 mm厚钢板厚度方向组织性能的影响，认为温差轧制可以使钢板厚度t／2处的晶粒有效细化；Ding等［6－8］研究了大变形在钢板轧制时沿厚度方向的渗透能力，认为采用大压下技术可以有效地破碎超厚规格钢板厚度t／2处的晶粒，但其研究的钢种并未涉及水电站用钢；Han等［9－10］则研究了淬火设备对厚规格钢板组织性能的影响，认为采用不同角度的喷射流能有效地带走钢板表面的热量，使钢板的冷却速度增大，厚度方向上的热传递速度大大提高，增大了钢板沿厚度方向的淬透性，但是其在水电站用钢的使用上并未普及.因此，通过合理的热处理工艺优化和组合来弥补淬火设备冷却能力的不足，以回火贝氏体、铁素体的混合组织弥补冲击韧性不足似乎是一个可行的方法.本文提出了一种提高超厚水电钢厚度t／2处低温冲击韧性的新思路.利用临界淬火工艺的低加热温度细化奥氏体晶粒及未熔体素体分割奥氏体晶粒的共同作用达到细化组织、提高冲击韧性的目的.临界淬火（两相区）工艺是传统热处理工艺有利的补充，对于超厚规格的水电站用钢的生产应用具有重要的意义.

1 试验材料及方法

试验材料的厚度为150 mm，化学成分如表1所示.采用机加工的方式将试验材料切割为Φ6×70 mm试样，利用Gebble 3500热模拟试验机测量试验材料在加热过程中的热膨胀曲线，确定试验材料的Ac1和Ac3分别为715，868℃.试验材料的热处理工艺如图1所示，将试验材料加热升温至900℃，保温30 min后淬火冷却至室温，然后将样品分割为两部分，一部分标记为1＃样品，直接进行回火处理，回火加热温度为600℃，保温时间为420 min.另外一分部标记为2＃样品，2＃样品再次加热升温至830℃，保温30 min后淬火冷却至室温，然后进行回火处理，回火处理工艺与1＃样品相同.

表1 试验钢的化学成分（质量分数）Table 1 Chemical composition of the tested steels（mass fraction） %

图1 热处理工艺示意图Fig.1 Schematic diagram of heat treatment process

对1＃和2＃样品在淬火、淬火+回火、临界淬火、临界淬火+回火后的试样进行微观组织形貌的观察和冲击韧性的检测.微观组织观察使用光学显微镜（Olympus，PEM3-3）和扫描电子显微镜（SEM，Sirion 200），冲击韧性采用摆锤式冲击试验机（JBD-300W）进行测试.利用Origin 8.0软件对冲击韧性的数据进行分析，并绘制性能变化曲线.

2 试验结果

2.1 试验钢淬火和临界淬火后的组织形貌

1＃试验钢加热至900℃淬火后的微观组织形貌如图2所示.图2（a）为样品去除表面氧化铁皮后的微观组织图，由于钢板表面冷却速度快，淬火后形成板条马氏体组织.图2（b）为钢板厚度方向t／4处的微观组织形貌，由于冷却速度的降低，淬火后转变为贝氏体组织和粒状贝氏体组织．而钢板厚度方向t／2处，由于冷却速度的进一步降低，发生了先共析转变，出现了部分先共析铁素体，这是因为冷却速度降低，钢板厚度t／2处在淬火时处于高温相变状态，发生了先共析转变析出了铁素体，剩余未转变的奥氏体转变为粒状贝氏体组织，如图2（c）所示.

图2 1＃试验钢淬火后沿厚度方向的组织形貌Fig.2 Microstructure of 1＃test steel after quenching

2＃试验钢再次加热升温至830℃在双相区临界淬火后的微观形貌如图3所示.双相区临界淬火时由于加热温度低，存在部分铁素体未发生奥氏体转变，形成了铁素体和奥氏体相互间隔平行的双相区，临界淬火后钢板近表面形成了未溶铁素体+板条马氏体组织，如图3（a）所示.钢板厚度方向t／4处由于冷却速度的降低，临界淬火后转变为未溶铁素体+板条贝氏体+粒状贝氏体组织，如图3（b）所示.钢板厚度方向t／2处由于冷却速度的进一步降低，在高温状态下发生了先共析转变生成了先共析铁素体，剩余的奥氏体转变为粒状贝氏体组织，但是未溶铁素体和先共析铁素体无法区分，2＃试验钢的最终转变组织为未溶铁素体+先共析铁素体+粒状贝氏体.

图3 2＃试验钢临界淬火后沿厚度方向的组织形貌Fig.3 Microstructure of 2＃test steel after critical quenching

2.2 试验钢回火后的组织形貌

回火主要是为了消除轧制后强水冷产生的组织应力和内应力，防止钢板出现变形或开裂，均匀化组织，获得强度和塑韧性的良好配比［12－13］.1＃试验钢在600℃回火后的微观组织形貌如图4所示.回火时淬火形成的位错缠结解开、相互抵消，具有小角度边界的条片合并成宽板条或者多边形，位错密度降低，钢板近表面的马氏体完全分解，大量的粒状碳化物在铁素体的基体上析出，近表面由淬火时的板条马氏体转变为回火索氏体，如图4（a）所示.厚度t／4处淬火时获得的板条贝氏体和粒状贝氏体在600℃回火时发生分解，转变为回火贝氏体组织，如图4（b）所示.厚度t／2处由于淬火时有先共析铁素体的存在，在600℃回火先共析铁素体变化不大，淬火形成的粒状贝氏体发生分解转变为铁素体+回火贝氏体，如图4（c）所示.

图4 1＃试验钢淬火＋回火后沿厚度方向的组织形貌Fig.4 Microstructure of test steels after quenching and tempering

2＃试验钢经在600℃回火后的微观组织形貌如图5所示.近表面淬火形成的板条马氏体转变为回火索氏体，临界淬火形成的未溶铁素体未发生变化，组织转变为回火索氏体+未溶铁素体，如图5（a）所示.厚度t／4处的板条贝氏体和粒状贝氏体发生回火转变为回火贝氏体+未溶铁素体，如图5（b）所示.厚度t／2处的组织与厚度t／4处类似，同样为回火贝氏体+铁素体，呈现大量的碳化物在铁素体的基体和晶界上析出，如图5（c）所示.

图5 2＃试验钢临界淬火＋回火后沿厚度方向的组织形貌Fig.5 Microstructure of test steel after critical quenching and tempering

2＃试验钢厚度t／4处和t／2处扫描电子显微镜照片如图6所示.2＃试验钢回火后的微观组织为大量细小的碳化物弥散地分布在铁素体基体和晶界上形成的回火贝氏体组织，其未溶铁素体和先共析铁素体已经无法区分.

图6 2＃试验钢临界淬火＋回火后沿厚度方向的SEM图Fig.6 SEM photo of test steel after critical quenching and tempering

2.3 试验钢的冲击韧性

1＃和2＃试验钢在不同热处理状态下－20℃的低温冲击韧性如图7所示.1＃试验钢淬火时在钢板厚度方向上存在冷却速度的差距，钢板近表面转变为板条马氏体组织，而钢板厚度方向t／4处和t／2处由于冷却速度的降低，得到了板条贝氏体和部分先共析铁素体组织，使钢板在厚度方向的低温冲击韧性较小，而且差距较大，回火后虽然低温冲击韧性得到了提高，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处由于冷却速度低，先共析铁素体的数量更多，回火后－20℃低温冲击韧性仅有63 J，无法满足使用要求.2＃试验钢采用临界淬火工艺，低温冲击韧性要高于1＃试验钢.1＃和2＃试验钢回火后的低温冲击韧性均得到了提高，而且临界淬火工艺下的2＃试验钢的冲击韧性提高得更多，近表面的冲击韧性值在200 J以上，厚度t／4和t／2的冲击韧性值在150 J以上，整个厚度方向的低温冲击韧性均能稳定的满足标准80 J的要求.此外，钢板近表面与厚度t／2处的低温冲击韧性值的差距也进一步缩小，由淬火+回火状态下的65 J缩小至46 J.

图7 1＃和2＃试验钢－20℃低温冲击韧性Fig.7 －20℃low temperature impact toughness of 1＃and 2＃test steels

3 讨 论

3.1 临界淬火对晶粒大小的影响

1＃试验钢淬火采用完全奥氏体化的工艺，淬火加热温度为900℃，高于2＃试验钢的临界淬火加热温度830℃，奥氏体在高温状态下具有合并长大的趋势.1＃和2＃试验钢在不同淬火加热温度下奥氏体的晶粒尺寸示意图如图8所示.1＃和2＃试验钢奥氏体晶粒尺寸的平均大小为12±3.3，9±2.1μm.1＃试验钢奥氏体晶粒尺寸大，淬火后得到的板条马氏体和贝氏体晶粒尺寸也大于2＃试验钢；淬火后的室温组织晶粒越大，其－20℃低温冲击韧性越低［14－16］.

图8 试验钢在不同加热温度下的奥氏体晶粒尺寸Fig.8 Austenite grain size of test steel at different heating temperatures

3.2 残余奥氏体对低温冲击韧性的影响

2＃试验钢采用临界淬火工艺，加热温度处于奥氏体和铁素体的双相临界区，存在未溶铁素体和奥氏体两相，较低的加热温度使奥氏体晶粒小于1＃试验钢，未出现合并长大的现象.同时，未溶铁素体的存在使渗碳体溶解后的碳元素向奥氏体中扩散，提高了奥氏体中的碳含量，使其稳定性增大，淬火后组织中存在一定量稳定的残余奥氏体，如图9所示，临界淬火后在微观组织中存在一定量的块状的残余奥氏体（图中箭头所示）.由于奥氏体具有良好的塑韧性，在发生低温冲击时，有效地阻止裂纹的萌生与扩展［17－18］.综上所述，临界淬火工艺可以使试验钢得到细小的室温组织和一定量的残余奥氏体，两方面的贡献提高了2＃试验钢在－20℃的低温冲击韧性，使其完全满足标准规定的使用要求.

图9 2＃试验钢临界淬火后的SEM图Fig.9 SEM photo of 2＃test steels after critical quenching

4 结 论

（1）临界淬火在两相区加热，试验钢存在未溶铁素体并获得细小的奥氏体晶粒，临界淬火+回火后得到了细小的室温组织，同时未溶铁素体的存在使碳扩散至奥氏体中，提高了奥氏体的稳定性，淬火后以残余奥氏体的形式存在.

（2）临界淬火使试验钢近表面的－20℃的低温冲击韧性提高至200 J以上，厚度t／4和t／2处提高至150 J以上，厚度方向上冲击韧性的差距由淬火+回火工艺下的65 J下降至46 J.