低碳低合金海洋平台用钢组织及性能研究

低碳低合金海洋平台用钢组织及性能研究

随着陆地石油的匮乏，世界各国正在开发海洋石油，并正在开发大型海洋石油钻孔平台。该平台应采用各种低合金高强度中厚板钢，具有良好的焊接性能。该应用的特点是要求这类钢具有高强度、较高的韧性或低温韧性、良好的焊接性能及冷成形性等。另外,从降低制造成本及改善工艺性能考虑,通常还希望这类钢具有较低的碳及合金元素含量。降低碳含量虽然能够有效地提高钢的韧性及焊接性能,但必然会降低钢的强度。为解决钢种强度水平的提高与焊接性能下降这一矛盾,以及降低制造成本,提高综合性能,世界各国均进行了大量研究工作。DHUA、吴辉等人的研究结果表明,在较低的碳含量条件下,利用铜元素的沉淀强化作用可以有效地提高材料的强韧性。Hong、王亦工等人对低合金高强度钢中微合金化元素进行了研究,认为微合金化元素的细晶强化和析出强化是提高强韧性的关键。合金元素的加入必然会对组织和性能产生一定的影响。本文基于当前海洋平台用钢的发展要求及钢种的发展趋势,采用低碳设计,复合添加多种合金元素,通过调质工艺开发了一种屈服强度在900MPa以上的海洋平台用钢,研究了合金元素的加入对试验用钢组织和性能的影响,并对强化机制进行了分析。1拉伸性能试验方法试验用钢采用超低碳纯铁、纯镍、纯铬、纯硅等为冶炼原料,由25kg真空感应炉冶炼,浇铸成金属铸锭,其化学成分如表1所示。然后对钢锭进行锻造处理,始锻温度为1150℃,终锻温度为850℃。钢的淬透性试验按照国家标准GB/T225—1988《钢的淬透性末端淬火试验方法》进行,然后从水冷端开始,每隔10mm进行金相组织观察。试验用钢经调质处理(920℃水淬+600℃回火)后。按照国家标准GB/T228—2002《金属材料室温拉伸试验方法》加工成直径ϕ5mm的拉伸试样,利用AG-IC100KN电子万能试验机测量拉伸性能,拉伸速率为1mm/min。低温冲击试验按照国家标准GB/T229—1994《金属夏比缺口冲击试验方法(V型缺口)》,在JXB-300型摆锤式冲击试验机上进行。金相试样经机械磨制、抛光后用4%硝酸酒精腐蚀,在VHX-1000超景深三维显微镜上观察组织。冲击试样断口在JSM-6360LV型扫描电镜上观察。晶粒度试验采用饱和苦味酸+洗涤剂溶液进行腐刻。2试验结果与分析2.1热处理对材料的硬度和渗透性能试验用钢920℃奥氏体化后进行末端淬火试验,所测量到的淬透性曲线如图1所示,可以看出,随着距水冷端距离的增加,钢的硬度随之下降。由于试验用钢的碳含量较低,所以其硬度值不高,最大的硬度值出现在3mm处,为41.5HRC。此后,硬度随水冷端距离的增大而呈现线性降低。距水冷端距离大于70mm后,硬度值基本保持不变,约为25.2HRC。然后对测硬度的平面进行磨制、抛光,经4%硝酸酒精溶液腐蚀后,所观察到的组织如图2所示。可以看出,在水冷端,其组织主要为板条马氏体组织。在距水冷端10mm处,其组织还主要为板条马氏体。随着距离的增加,组织由马氏体组织逐渐过渡到马氏体+粒状贝氏体组织,因而硬度下降。70mm处,组织主要为粒状贝氏体。可见,由于钢中加入了Cr、V、Mo等元素,这些元素同时推迟珠光体转变和贝氏体转变,但前者比后者的作用更显著,因此试验用钢在较慢的冷却速度下仍能得到贝氏体组织。碳对贝氏体铁素体的固溶强化作用要比以置换式熔入的合金元素大得多。由于贝氏体铁素体中碳的过饱和度增大,固溶强化效果显著,但贝氏体铁素体中的碳含量与同一种钢的马氏体相比要少得多,故其固溶强化效果亦相应地小得多,因此硬度要小于马氏体。由图3可知,试验用钢的半马氏体硬度大约为29HRC,对应端淬曲线距水冷端的距离为35mm。然后根据淬透性的线解图可查出试验用钢的临界淬透直径为120mm。根据图1中的硬度值的变化趋势,在端淬试样中选取3个位置截取试样,进行透射电镜观察,其结果如图4所示。从图4中可以看出,距离水冷端10mm处,试样的组织主要由板条马氏体组成,马氏体板条较细长,因此此处具有较高的硬度。随着距离的增加,马氏体板条束的尺寸在不断的增加,35mm处的板条束宽度明显要高于10mm处,所以此时硬度值下降。在距水冷端65mm处,组织主要由粒状贝氏体组成,但仍有少量的板条马氏体组织,因此此处硬度不高。由上述分析可知,试验用钢具有良好的淬透性,即具有较强的形成马氏体的能力。在实际生产过程中,在较宽的冷却速度范围都均可形成马氏体组织,对于中厚板材的组织和性能均匀性具有重要作用。钢中添加强碳化物形成元素Nb、V、Ti后,在奥氏体化过程中,一部分元素固溶于奥氏体中,而另一部分则以碳化物、氮化物或碳氮化物的形式存在,其对钢微观结构的影响主要体现在两个方面,一方面是通过对晶界产生钉扎,在加热过程中阻止奥氏体晶粒的长大;另一方面是通过碳化物的析出,钉扎位错,起到析出强化的作用。试验用钢经调质处理后的组织为回火索氏体组织,如图5(a)所示。对淬火后的试样进行晶粒度观察,可以发现,钢的晶粒大小均匀,且较细小,晶粒度大约为8级,见图5(b)。对回火后的试样进行TEM观察,可以看出,第二相析出物均匀析出于基体内,平均尺寸较细小,见图5(c)。2.2试验用钢力学性能通过添加微合金化元素及合理的调质工艺,能够有效地发挥微合金化元素的细化晶粒及析出强化作用,从而提高材料的强度和韧性。表2为调质处理后试验用钢的力学性能。可以看出,调质处理后,试验用钢具有良好的强度和韧性,屈服强度和抗拉强度分别为959MPa和1014MPa,断后伸长率和断面收缩率分别为20%及71%,-40℃时的冲击功为201J。对于低碳低合金高强度钢来说,由于碳含量较低,其强化机制主要依靠细晶强化,析出强化和位错强化。试验用钢经调质处理后得到具有良好强韧性的回火索氏体组织,同时由于微合金化元素的细化晶粒作用及回火过程中的析出强化作用,使试验用钢具有较高的综合力学性能。其中细晶强化起主要作用,由Hall-Petch公式可知,如果晶粒尺寸减小1个数量级,那么将导致晶粒强化项的增量达到先前的10−−√10倍,韧脆转变温度也将明显降低。根据杜林秀等人的研究可知,细化晶粒对屈服强度的提高具有明显的作用,而对抗拉强度的提高则作用不明显,这是导致本次试验用钢屈强比过高的主要原因。图6为试验用钢冲击功随温度的变化曲线。可以看出,试验用钢具有很高的室温冲击功和低的韧脆转变温度,韧脆转变温度大约为-60℃～-80℃,即使-80℃时的冲击功仍较高,为73.3J。-40℃温度以上,钢的冲击功均高于190J。对冲击断口各区域所占比例进行统计,所得结果列于表3。-60℃至室温范围内,纤维区、扩展区及剪切唇所占的比例分别保持在20%、30%和50%左右,随温度的变化范围较小,-80℃时,纤维区及剪切唇的面积明显减小,分别为9%和27%。表明钢在此温度下的韧性下降,断裂前发生的塑性变形较小。将冲击试样的断口在扫描电镜上进行观察,断口的形貌如图7所示。室温及-40℃下的断口,有较深的等轴韧窝,说明在断裂前经历了很大的塑性变形;-60℃下仍为韧窝断口,只是韧窝浅平粗大;-80℃的断口出现理石状准解理和解理花样,表现为脆性断裂。分析图6的冲击功数据和图7的断口形貌,-40℃以上,冲击功数值接近;在-60℃至-80℃之间,冲击功陡降,由180J降至73.3J。断口形貌反应出的韧脆转变温度区间与冲击功所反应的温度区间相吻合。由于试验用钢的含碳量较低,因此能够有效增加材料的韧性,降低韧脆转变温度。综合以上分析可知,-60℃以上,钢的断裂形式为韧性断裂,断裂前有较大的塑性变形,-80℃时为脆性断裂,断口形貌以解理花样为主。因此,可断定试验用钢的韧脆转变温度在-60～-80℃之间。3试验用钢及方法1)试验用钢调质处理后具有良