低碳低合金海洋平臺(tái)用鋼組織及性能研究

低碳低合金海洋平臺(tái)用鋼組織及性能研究

隨著陸地石油的匱乏，世界各國(guó)正在開(kāi)發(fā)海洋石油，并正在開(kāi)發(fā)大型海洋石油鉆孔平臺(tái)。該平臺(tái)應(yīng)采用各種低合金高強(qiáng)度中厚板鋼，具有良好的焊接性能。該應(yīng)用的特點(diǎn)是要求這類(lèi)鋼具有高強(qiáng)度、較高的韌性或低溫韌性、良好的焊接性能及冷成形性等。另外,從降低制造成本及改善工藝性能考慮,通常還希望這類(lèi)鋼具有較低的碳及合金元素含量。降低碳含量雖然能夠有效地提高鋼的韌性及焊接性能,但必然會(huì)降低鋼的強(qiáng)度。為解決鋼種強(qiáng)度水平的提高與焊接性能下降這一矛盾,以及降低制造成本,提高綜合性能,世界各國(guó)均進(jìn)行了大量研究工作。DHUA、吳輝等人的研究結(jié)果表明,在較低的碳含量條件下,利用銅元素的沉淀強(qiáng)化作用可以有效地提高材料的強(qiáng)韌性。Hong、王亦工等人對(duì)低合金高強(qiáng)度鋼中微合金化元素進(jìn)行了研究,認(rèn)為微合金化元素的細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化是提高強(qiáng)韌性的關(guān)鍵。合金元素的加入必然會(huì)對(duì)組織和性能產(chǎn)生一定的影響。本文基于當(dāng)前海洋平臺(tái)用鋼的發(fā)展要求及鋼種的發(fā)展趨勢(shì),采用低碳設(shè)計(jì),復(fù)合添加多種合金元素,通過(guò)調(diào)質(zhì)工藝開(kāi)發(fā)了一種屈服強(qiáng)度在900MPa以上的海洋平臺(tái)用鋼,研究了合金元素的加入對(duì)試驗(yàn)用鋼組織和性能的影響,并對(duì)強(qiáng)化機(jī)制進(jìn)行了分析。1拉伸性能試驗(yàn)方法試驗(yàn)用鋼采用超低碳純鐵、純鎳、純鉻、純硅等為冶煉原料,由25kg真空感應(yīng)爐冶煉,澆鑄成金屬鑄錠,其化學(xué)成分如表1所示。然后對(duì)鋼錠進(jìn)行鍛造處理,始鍛溫度為1150℃,終鍛溫度為850℃。鋼的淬透性試驗(yàn)按照國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T225—1988《鋼的淬透性末端淬火試驗(yàn)方法》進(jìn)行,然后從水冷端開(kāi)始,每隔10mm進(jìn)行金相組織觀察。試驗(yàn)用鋼經(jīng)調(diào)質(zhì)處理(920℃水淬+600℃回火)后。按照國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T228—2002《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》加工成直徑?5mm的拉伸試樣,利用AG-IC100KN電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)量拉伸性能,拉伸速率為1mm/min。低溫沖擊試驗(yàn)按照國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T229—1994《金屬夏比缺口沖擊試驗(yàn)方法(V型缺口)》,在JXB-300型擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。金相試樣經(jīng)機(jī)械磨制、拋光后用4%硝酸酒精腐蝕,在VHX-1000超景深三維顯微鏡上觀察組織。沖擊試樣斷口在JSM-6360LV型掃描電鏡上觀察。晶粒度試驗(yàn)采用飽和苦味酸+洗滌劑溶液進(jìn)行腐刻。2試驗(yàn)結(jié)果與分析2.1熱處理對(duì)材料的硬度和滲透性能試驗(yàn)用鋼920℃奧氏體化后進(jìn)行末端淬火試驗(yàn),所測(cè)量到的淬透性曲線如圖1所示,可以看出,隨著距水冷端距離的增加,鋼的硬度隨之下降。由于試驗(yàn)用鋼的碳含量較低,所以其硬度值不高,最大的硬度值出現(xiàn)在3mm處,為41.5HRC。此后,硬度隨水冷端距離的增大而呈現(xiàn)線性降低。距水冷端距離大于70mm后,硬度值基本保持不變,約為25.2HRC。然后對(duì)測(cè)硬度的平面進(jìn)行磨制、拋光,經(jīng)4%硝酸酒精溶液腐蝕后,所觀察到的組織如圖2所示。可以看出,在水冷端,其組織主要為板條馬氏體組織。在距水冷端10mm處,其組織還主要為板條馬氏體。隨著距離的增加,組織由馬氏體組織逐漸過(guò)渡到馬氏體+粒狀貝氏體組織,因而硬度下降。70mm處,組織主要為粒狀貝氏體?？梢?jiàn),由于鋼中加入了Cr、V、Mo等元素,這些元素同時(shí)推遲珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變,但前者比后者的作用更顯著,因此試驗(yàn)用鋼在較慢的冷卻速度下仍能得到貝氏體組織。碳對(duì)貝氏體鐵素體的固溶強(qiáng)化作用要比以置換式熔入的合金元素大得多。由于貝氏體鐵素體中碳的過(guò)飽和度增大,固溶強(qiáng)化效果顯著,但貝氏體鐵素體中的碳含量與同一種鋼的馬氏體相比要少得多,故其固溶強(qiáng)化效果亦相應(yīng)地小得多,因此硬度要小于馬氏體。由圖3可知,試驗(yàn)用鋼的半馬氏體硬度大約為29HRC,對(duì)應(yīng)端淬曲線距水冷端的距離為35mm。然后根據(jù)淬透性的線解圖可查出試驗(yàn)用鋼的臨界淬透直徑為120mm。根據(jù)圖1中的硬度值的變化趨勢(shì),在端淬試樣中選取3個(gè)位置截取試樣,進(jìn)行透射電鏡觀察,其結(jié)果如圖4所示。從圖4中可以看出,距離水冷端10mm處,試樣的組織主要由板條馬氏體組成,馬氏體板條較細(xì)長(zhǎng),因此此處具有較高的硬度。隨著距離的增加,馬氏體板條束的尺寸在不斷的增加,35mm處的板條束寬度明顯要高于10mm處,所以此時(shí)硬度值下降。在距水冷端65mm處,組織主要由粒狀貝氏體組成,但仍有少量的板條馬氏體組織,因此此處硬度不高。由上述分析可知,試驗(yàn)用鋼具有良好的淬透性,即具有較強(qiáng)的形成馬氏體的能力。在實(shí)際生產(chǎn)過(guò)程中,在較寬的冷卻速度范圍都均可形成馬氏體組織,對(duì)于中厚板材的組織和性能均勻性具有重要作用。鋼中添加強(qiáng)碳化物形成元素Nb、V、Ti后,在奧氏體化過(guò)程中,一部分元素固溶于奧氏體中,而另一部分則以碳化物、氮化物或碳氮化物的形式存在,其對(duì)鋼微觀結(jié)構(gòu)的影響主要體現(xiàn)在兩個(gè)方面,一方面是通過(guò)對(duì)晶界產(chǎn)生釘扎,在加熱過(guò)程中阻止奧氏體晶粒的長(zhǎng)大;另一方面是通過(guò)碳化物的析出,釘扎位錯(cuò),起到析出強(qiáng)化的作用。試驗(yàn)用鋼經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后的組織為回火索氏體組織,如圖5(a)所示。對(duì)淬火后的試樣進(jìn)行晶粒度觀察,可以發(fā)現(xiàn),鋼的晶粒大小均勻,且較細(xì)小,晶粒度大約為8級(jí),見(jiàn)圖5(b)。對(duì)回火后的試樣進(jìn)行TEM觀察,可以看出,第二相析出物均勻析出于基體內(nèi),平均尺寸較細(xì)小,見(jiàn)圖5(c)。2.2試驗(yàn)用鋼力學(xué)性能通過(guò)添加微合金化元素及合理的調(diào)質(zhì)工藝,能夠有效地發(fā)揮微合金化元素的細(xì)化晶粒及析出強(qiáng)化作用,從而提高材料的強(qiáng)度和韌性。表2為調(diào)質(zhì)處理后試驗(yàn)用鋼的力學(xué)性能。可以看出,調(diào)質(zhì)處理后,試驗(yàn)用鋼具有良好的強(qiáng)度和韌性,屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為959MPa和1014MPa,斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率分別為20%及71%,-40℃時(shí)的沖擊功為201J。對(duì)于低碳低合金高強(qiáng)度鋼來(lái)說(shuō),由于碳含量較低,其強(qiáng)化機(jī)制主要依靠細(xì)晶強(qiáng)化,析出強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化。試驗(yàn)用鋼經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后得到具有良好強(qiáng)韌性的回火索氏體組織,同時(shí)由于微合金化元素的細(xì)化晶粒作用及回火過(guò)程中的析出強(qiáng)化作用,使試驗(yàn)用鋼具有較高的綜合力學(xué)性能。其中細(xì)晶強(qiáng)化起主要作用,由Hall-Petch公式可知,如果晶粒尺寸減小1個(gè)數(shù)量級(jí),那么將導(dǎo)致晶粒強(qiáng)化項(xiàng)的增量達(dá)到先前的10??√10倍,韌脆轉(zhuǎn)變溫度也將明顯降低。根據(jù)杜林秀等人的研究可知,細(xì)化晶粒對(duì)屈服強(qiáng)度的提高具有明顯的作用,而對(duì)抗拉強(qiáng)度的提高則作用不明顯,這是導(dǎo)致本次試驗(yàn)用鋼屈強(qiáng)比過(guò)高的主要原因。圖6為試驗(yàn)用鋼沖擊功隨溫度的變化曲線?？梢钥闯?試驗(yàn)用鋼具有很高的室溫沖擊功和低的韌脆轉(zhuǎn)變溫度,韌脆轉(zhuǎn)變溫度大約為-60℃～-80℃,即使-80℃時(shí)的沖擊功仍較高,為73.3J。-40℃溫度以上,鋼的沖擊功均高于190J。對(duì)沖擊斷口各區(qū)域所占比例進(jìn)行統(tǒng)計(jì),所得結(jié)果列于表3。-60℃至室溫范圍內(nèi),纖維區(qū)、擴(kuò)展區(qū)及剪切唇所占的比例分別保持在20%、30%和50%左右,隨溫度的變化范圍較小,-80℃時(shí),纖維區(qū)及剪切唇的面積明顯減小,分別為9%和27%。表明鋼在此溫度下的韌性下降,斷裂前發(fā)生的塑性變形較小。將沖擊試樣的斷口在掃描電鏡上進(jìn)行觀察,斷口的形貌如圖7所示。室溫及-40℃下的斷口,有較深的等軸韌窩,說(shuō)明在斷裂前經(jīng)歷了很大的塑性變形;-60℃下仍為韌窩斷口,只是韌窩淺平粗大;-80℃的斷口出現(xiàn)理石狀準(zhǔn)解理和解理花樣,表現(xiàn)為脆性斷裂。分析圖6的沖擊功數(shù)據(jù)和圖7的斷口形貌,-40℃以上,沖擊功數(shù)值接近;在-60℃至-80℃之間,沖擊功陡降,由180J降至73.3J。斷口形貌反應(yīng)出的韌脆轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間與沖擊功所反應(yīng)的溫度區(qū)間相吻合。由于試驗(yàn)用鋼的含碳量較低,因此能夠有效增加材料的韌性,降低韌脆轉(zhuǎn)變溫度。綜合以上分析可知,-60℃以上,鋼的斷裂形式為韌性斷裂,斷裂前有較大的塑性變形,-80℃時(shí)為脆性斷裂,斷口形貌以解理花樣為主。因此,可斷定試驗(yàn)用鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度在-60～-80℃之間。3試驗(yàn)用鋼及方法1)試驗(yàn)用鋼調(diào)質(zhì)處理后具有良