低合金超高强度钢的研究进展
第30卷第8期2006年8月
械
for
工程材料
Mechanical
Engineering
V01.30No.8
Au辱2006
低合金超高强度钢的研究进展
范长刚1,董瀚1,雍岐龙1,翁宇庆2,王毛球1,时捷1,惠卫军1
(1.钢铁研究总院结构材料研究所,北京100081;2.中国金属学会,北京100711)摘要:低合金超高强度钢因强度高、热加工工艺性好及生产成本低而广受重视。但其韧性较低,成了制约其大规模生产和应用的关键因素。简要阐述了低合金超高强度钢的国内外研究动态,重点分析了合金元素、冶炼方法及热处理工艺对其强韧性的影响,并提出了改善其韧性的方法及今后的研究方向。
关键词:超高强度钢;低合金钢;韧性
中图分类号:TGl42.1
文献标识码:A
文章编号:1000一3738(2006)08一o001一04
ResearchDeVelopmentofUltra_highStrengthLowAlloySteels
n悄ch册争ganf,DONGH蛐1,YoNGQi-l伽f,wENG
SHI
Yl卜qin矛,、矶悄GMa伊qiul,
Jiel,删IWe¨岫1
(1.CentralIronandSteelResearchInstitute,Beijing100081,China;
2.TheChineseSocietyofMetals,Beijing100711,China)
Abst戌比t:U1tra_highstrengthlowa110y(UHSLA)steelshavebeen耐delyrecognisedfortheirultra_h遮h
strength,goodhot
fonIlabilityandlow
costof
manufacture,buttheirpoorfracturetoughnessis
a
key
factor
to
limit
theircomnlercialuse.ThedevelopmentofUHSLAsteelsisbrieflyrevie、Ⅳed.Thee“ectsofmetallurgicalmethodsandheattreatmentprocess
^,Iethodsof
on
ch锄ical
are
composition,
the
strengthandtoughnessofUHSLAsteels
su衄m打zed.
improvingthetoughness,whichwillbehlportanttopicsfOrfutureresearch,arepointed
out.
Keywords:ultra_highstrengthsteel;lowa110ysteel;toughness
1
引言
民用产品及大规模应用的最关键因素。
近几年来随着汽车轻量化、铁路高速化进程的
与普通结构钢相比,低合金超高强度钢具有相
当高的强度(R。≥1
500
加快,国外低合金超高强度钢制品如超高强度螺栓、长寿命弹簧等应用日益增多,迫切需要更进一步提高其韧性。作者对影响低合金超高强度钢韧性的因素进行了分析,概述了提高其韧性的方法。
MPa)和一定的韧性,由于
其合金元素含量低,热加工工艺简单,成本相对低廉,因而被广泛用于航天、航空和常规武器等领域。
此类钢是在调质钢的基础上发展起来的,不同的是
其最终热处理制度为淬火+低温回火或等温淬火,
2低合金超高强度钢的成分与性能
目前国内外常用的低合金超高强度钢的化学成
分别得到回火马氏体或下贝氏体组织,常用于室温下工作、受力较大的构件。在其使用过程中往往要承受较大的冲击载荷(如飞机起落架、炮筒和防弹钢
分、力学性能分别见表1、表2[1’2]。该系钢以铬一镍一钼合金系为基础,其中有些加入钒以细化晶粒,或加入硅、锰以节约铬、镍。其抗拉强度小于2随着强度的增加,其伸长率和冲击功下降。
060
板等),且对疲劳陛能的要求较高,但往往因韧性不
高而会缩短其使用寿命,或容易发生脆性断裂而影响安全。因此,韧性不高是制约此类钢推广应用到
收稿日期:2005一07一06;修订日期:2005—11-04
作者简介:范长刚(1965一),男,湖北武汉人,高级工程师,博士研
究生。
导师:翁宇庆教授
MPa,
3化学成分对韧性的影响
当钢中碳含量超过o.6%时,低合金超高强度钢的韧性很差、强度很高而无法应用,而碳含量小于o.25%时钢的韧性较高、强度达不到超高强度要求,因此,该系钢碳含量通常在o.25%~o.60%之间。钟
・1‘
范长刚,等:低合金超高强度钢的研究进展
钢号热处理工艺抗拉强度R。/啪Pa屈服强度RPo.2/MPa伸长率A/%断面收缩率Z/%冲击功
平等[3.5]分析了三种不同碳含量GC一4钢的组织和性能,结果表明,随碳含量的增加,其抗拉强度呈线性提高,其显微组织由单一板条马氏体+细小£碳化物变成板条马氏体+片状马氏体+细小£碳化
物。而随孪晶马氏体比例的增加,虽然强度明显提
功明显提高,但随着钛含量继续增加,冲击吸收功又下降‘钆10]。低合金超高强度钢由于存在较大的内应
力,对氢脆的敏感性较高,因此氢对其韧性有很大的影响。由此氢脆原因、氢扩散、吸氢与去氢以及腐蚀疲劳等问题成为了目前研究的热点‘11’1
2|。
高,但是塑、韧性亦明显下降,疲劳断口由韧窝转变成部分沿晶断裂。
镍能提高钢的低温韧性,而其它合金元素则主
要是通过改变钢的组织而间接影响低合金超高强度
4冶炼方法对韧性的影响
冶炼方法对钢中气体含量有较大的影响。空气
熔炼的4340钢的氢含量为1.4mg/kg,氧含量为25
钢的韧性。合金元素(钴除外)含量的增加会导致Ms点下降,淬火冷却到室温时马氏体含量降低、残余奥氏体量增大[6]。
钢中微量元素如硼、钛和氢等对其韧性会产生一定影响。硼通过偏聚在奥氏体晶界而显著延迟铁素体形核,从而显著增大HT80钢的淬透性使韧性
得到改善。为避免形成氮化硼,影响硼的作用,故适当加入铝以固定氮[7]。井上毅等发现奥氏体化时硼
mg/k,氮含量为100mg/kg;而真空电弧重熔的
4340钢的氢含量为o.9mg/kg,氧含量为4mg/kg,氮含量为53mg/kg。因氧、氮含量大幅减小,钢中
的氧化物、氮化物夹杂含量也会大幅降低。因此,钢
的断面收缩率、断裂韧度和疲劳极限明显提高而强度变化不大,见表3[1]。
4340钢采用电渣重熔可降低钢中硫含量,提高纯净度,改善各种回火温度下的Km与空气熔炼
钢相比,电渣重熔钢尽管每平方毫米夹杂物的数量
在晶界的偏聚比硫更快,会降低晶界能并抑制和减
小硫在晶界的偏聚,因此微量硼的加入能改善钢的韧性‘8|。Shokuhfar研究了三种不同钛含量的4140钢,发现加入少量钛(<o.011%Ti)时钢的冲击吸收
・
增加,但夹杂物尺寸显著降低,最大尺寸减小33%,夹杂物的体积分数减小。与真空电弧重熔工艺相
比,电渣重熔脱硫和去除夹杂物更为有效。因此与
2‘
范长刚,等:低合金超高强度钢的研究进展
表3不同冶炼方法生产的4340和300M钢的力学性能
Tab.3
Mech锄虚calproperti荡ofa*mdted
andⅧcu啪
arc舢elted4340龇ld300Msteels
钢种…法,盎。蕊,彖麓cml胆嚣
4340
空气熔炼
2005166047.5
44.5795
真空电弧重熔20351
660
49.255.o965300M
空气熔炼
2
095
1
805
44.8
49.3一真空电弧重熔2080
l785
47.8
57.4
一
不重熔和经真空电弧重熔钢比较,电渣重熔的4340钢改善了热延性,提高了冲击吸收功、K℃及疲劳极限,明显降低了疲劳裂纹扩展速率[13|。李继欣等比
较了真空熔炼和电渣重熔两种冶炼方法生产的33Si2MnCrMoV钢,结果表明,真空感应熔炼显著
提高钢的纯净度,钢中非金属夹杂物总量减少
80%,气体总含量降低50%,从而使钢的断裂韧度提高15%,抗应力腐蚀的应力强度因子提高36%,应力腐蚀亚临界扩展平均速度降低60%[1
4I。
Tomita在4340钢中加入钙对硫化物夹杂进行
改性,用喂钙一硅丝的工艺方法可使硫化物从带状
MnS变成颗粒状CaS,使KIC提高了约37MPa・
m1/2[15],并可改善冷脆转变温度。另外,4340钢热轧变形量从98%降低到80%,使热轧后MnS由带状变成椭球状,从而使横向K℃提高约16MPa・
m1/2,横向冲击吸收功提高了约9J[16|。因此,轧制压下量或锻造比对夹杂物的大小、形貌有较大影响,
从而影响钢的韧性。
5热处理工艺对韧性的影响
37SiMnCrNiMoV钢高温淬火乃至超高温淬火与正常温度淬火相比,其强度变化不大,断裂韧度明
显提高,冲击吸收功则下降。主要原因是超高温淬火促使粗大碳化物基本溶解,显微成分均匀化程度高,淬火后产生100%板条马氏体,板条间有残余奥氏体存在,且微观应力降低,出现韧窝和准解理混合
断口。因此,在淬火前先进行调质处理,或者高温淬
火+回火,会使碳化物变得细小,化学成分均匀,从而淬火时得到单一的板条马氏体组织,断裂韧度提高叭1
8|。
淬火前适当延长奥氏体化保温时间能促进碳化物充分溶解和显微组织均匀化,使残余奥氏体量增
加,这不仅可以显著提高室温下的断裂韧度,而且对
低温断裂韧度也有一定的改善。
低温回火后马氏体中固溶的碳析出形成细小弥
散£碳化物,固溶碳的降低和部分应力消除,使韧性比淬火态大幅提高而强度变化不大。对于300℃以下低温回火,随回火温度升高,韧性有所改善,效果
不显著,但要避开低温回火脆性区间。
Sastry等通过对比分析指出,在超高温与正常淬火温度之间的一个合适温度进行淬火,在700℃左右增加一次回火,然后再按正常淬火温度进行淬
回火,可使低合金超高强度钢获得超高温淬火的断裂韧度,而强度和伸长率也得到提高,冲击吸收功与正常淬火温度时的一样[19_21I。
40CrMnSiMoVA钢低温等温后的组织主要是板条马氏体,有少量孪晶马氏体和球状e相碳化物,
且板条间多分布有残余奥氏体,并随着等温时间延长,残余奥氏体量略有增加[22|。由于马氏体比例高,Rm、RPo.z较高,As、Z、Akv较低,疲劳性能特别是
腐蚀疲劳性能较差[23|,且缺口敏感性较高,但KE却
较高,出现了冲击吸收功和K配变化不一致的现象。而在^以点附近等温时会产生较多残余奥氏体和韧性较好的贝氏体,但K酡却较低,疲劳性能较好。这
是因为其有效晶粒尺寸比低温等温的要小20~30
肛m。这一事实同时也说明有效晶粒尺寸的作用大于残余奥氏体、贝氏体的作用[24_26|。与低温等温相比,虽然高温等温能得到较好的强韧性配合,但强度
较低,这种方式是通过牺牲强度来得到较好韧性的。
40CrMnSiMoVA钢高温等温淬火后残余奥氏体形态对强韧性的影响不同。块状残余奥氏体很不稳定,在弹性变形过程中将分解成未回火的马氏体,对强度、韧性及韧脆转变温度均不利,而薄膜状残余奥氏体存在于贝氏体、马氏体片层间,对KE提高有好
处[22’27|。薄膜状残余奥氏体作为韧性相,一方面使板条间易于相对滑移和塑性变形,缓解裂纹尖端的
应力集中,应变诱发马氏体相变和相变诱发塑性会消耗较多能量,使疲劳性能提高,但较多的残余奥氏体会降低疲劳裂纹起始寿命[22’281;另一方面,相变
后的产物为脆性相,增加了应力集中的敏感性,会使
疲劳陛能降低。总体来看,残余奥氏体的影响利大
于弊。
6结束语
超高强度钢正朝着高强高韧化方向发展,低合金超高强度钢的高韧化也是其中重要的发展趋势。我国目前冶炼装备已经接近国际先进水平,但是产
・3・
范长刚,等:低合金超高强度钢的研究进展
品质量却没达到国际先进水平,主要原因是综合应用各种先进技术的能力差。
突破低合金超高强度钢韧性不高的难关,使其
韧性明显提高,应从冶炼人手,提高钢的洁净度和组织均匀度,达到超纯净、高均匀度水平(硫、磷、氧、
氮、氢总量小于50mg/kg)。对难以除去的夹杂物
进行改性或无害化处理是实现该系钢高韧化的前提
和基础。而通过控制轧制、控制冷却(即TMCP)技术[29|,配合晶粒细化和轧后直接淬火等方法,可有
效地细化晶粒、改善夹杂物的分布、提高板条马氏体的比例,则是实现低合金超高强度钢高韧化的有效
手段。
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作者:作者单位:
范长刚, 董瀚, 雍岐龙, 翁宇庆, 王毛球, 时捷, 惠卫军, FAN Chang-gang,DONG Han, YONG Qi-long, WENG Yu-qing, WANG Mao-qiu, SHI Jie, HUI Wei-jun范长刚,董瀚,雍岐龙,王毛球,时捷,惠卫军,FAN Chang-gang,DONG Han,YONG Qi-long,WANGMao-qiu,SHI Jie,HUI Wei-jun(钢铁研究总院结构材料研究所,北京,100081), 翁宇庆,WENG Yu-qing(中国金属学会,北京,100711)机械工程材料
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