FH32-HD和FH36-HD高延性船板钢的开发及控冷工艺
张晓雪, 王恩茂, 武会宾, 赵晋斌, 刘金旭
(1. 南京钢铁股份有限公司研究院, 江苏 南京 210035;2. 北京科技大学 钢铁共性技术协同创新中心, 北京 100083)
近年来,随着全球各国海洋石油产业和海上运输业的迅猛发展,船舶数量日益增加,船舶行驶速度也在不断提高,导致海上交通安全事故高发,严重威胁了人们的生命财产安全[1-2]。海上事故种类分析显示,事故以碰撞、触碰和搁浅为主,其中,碰撞事故造成的损害最为严重。特别地,如果是运输液化天然气(LNG)、液化石油气(LPG)的气体运输船及原油油轮触礁或受到撞击后,还会导致装载物溢出,给海洋环境带来严重污染[3-5]。
为提高船舶在海上事故中的安全性,已经提出了多种改善船舶碰撞性能的方法。Nataro等[6]使用带有一层弹性体芯的夹层钢板;Schöttelndreyer等[7]在储气容器侧面结构中填充多孔玻璃空心球,以此增加碰撞时的反作用力;Rudan等[8]在储气容器的每一面安装纵向钢板条组成的夹层板。除此之外,还可以在不引入异质材料,不增加船舶质量的情况下,在保证船板钢高强度的同时,开发高延性(Higher-ductility,HD)钢板提高撞击时吸收的碰撞能量,以此来提高碰撞的安全性,但目前国内高延性船板钢的研究仍处于起步阶段,还未有实际应用。
本文根据日本NK船级社《Guidelines for Use of Highly Ductile Steel》的指南[9],采用低C高Mn微合金化设计,同时在中厚船板钢轧制时在线优化控冷工艺,在FH32和FH36钢强度级别的基础上,开发出了FH32-HD和FH36-HD高延性船板钢,其塑性远高于传统高强船板钢,具有优异的强塑性匹配和低温韧性,为中国CCS船级社制定相关规范奠定了基础。
1.1 成分设计及热力学计算
日本NK船级社对FH32-HD和FH36-HD高延性船板钢化学成分和力学性能的要求如表1[9]和表2[9]所示。试验钢采用Nb、Ti的复合添加,轧制过程中可以防止晶粒过度长大,且二者易与C、N结合形成化合物,低温时起到析出强化的作用,保证了钢板的高强度;适当的Ni、Cr、Cu添加可以提高钢板的耐蚀性,Ni还可以降低钢的韧脆转变温度,保证了钢的低温韧性[10-11]。在船级社规定范围内,利用Thermal-Calc软件计算了不同C含量和不同Mn含量对相变规律的影响,如图1所示。
表1 FH32-HD和FH36-HD高延性船板钢的化学成分[9](质量分数,%)Table 1 Chemical composition of the FH32-HD and FH36-HD high ductility ship plate steels[9] (mass fraction, %)
图1 不同C、Mn含量对相变规律的影响Fig.1 Effects of different C and Mn contents on phase transformation law
如图1(a)所示,在船规范围内,随着C含量的增加,先共析铁素体开始形成的平衡温度A3点逐渐降低,相应地在冷却时会推迟先共析铁素体的形成;Fe3C开始形成的温度对应了开始产生珠光体的共析转变点A1,由图1(b)可知C含量的变化并未对A1点产生显著影响,但C含量的增加会导致轧后控冷过程中容易产生更多的珠光体,过多的脆硬相珠光体对塑性不利[12],因此应适当降低C含量。由图1(c,d)可知,Mn含量的增加会同时导致A3和A1点有相近幅度的降低,先共析铁素体转变区间基本不变,且对珠光体的生成量无影响,在避免偏析的情况下,可适当提高Mn含量,在降低C含量的同时保证强度。本试验钢在FH32-HD和FH36-HD高延性船板钢的基础上确定的最终成分及碳当量如表3所示。
表3 试验钢的化学成分及碳当量(质量分数,%)Table 3 Chemical composition and carbon equivalent of the tested steel (mass fraction, %)
1.2 试验方法
本文设计的试验钢所用坯料由国内某钢铁集团生产,钢坯尺寸为100 mm(长)×90 mm(宽)×60 mm(厚),试验钢成品厚度为12 mm。在北京科技大学轧制实验室的二辊热轧机上对试验钢进行制备,轧制工艺为将坯料在1200 ℃保温1 h,出炉后随即进行三道次粗轧,轧制道次为60 mm→48 mm→38 mm→30 mm,得到30 mm厚的中间坯,粗轧终轧温度>1000 ℃,中间坯待温至920 ℃进行精轧,轧制道次为30 mm→24 mm→18 mm→12 mm,精轧终轧温度为890～910 ℃,随后进行“弛豫-层流冷却-空冷”的三段式冷却,利用JmatPro模拟了试验钢的连续冷却转变(CCT)曲线,如图2所示。根据曲线确定了冷速,并分别将开冷温度和终冷温度作为自变量,具体控冷工艺如表4所示。
表4 试验钢的控冷工艺参数Table 4 Controlled cooling process parameters of the tested steel
图2 JmatPro模拟的试验钢CCT曲线Fig.2 CCT curve of the tested steel simulated by JmatPro
利用线切割机沿试验钢的轧向与法向(RD-ND)截面取样,试样尺寸为4 mm×6 mm×3 mm,经240～2000目的砂纸研磨抛光后用4%(体积分数)硝酸酒精溶液侵蚀,在光学显微镜(OM)和ZEISS场发射扫描电镜(SEM)下对其显微组织和夹杂物进行观察,并对夹杂物进行EDS能谱分析,利用image pro plus和matlab-linecut软件对试验钢的相比例和铁素体平均晶粒尺寸进行统计,其中晶粒尺寸根据GB/T 6394—2017《金属平均晶粒度测定法》测得。试样的显微硬度通过HV-1000Z显微维氏硬度计测量,加载载荷为500 N,保载时间10 s。根据GB/T 229—2020《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》制备V型缺口冲击试样,试样尺寸为55 mm×10 mm×10 mm,试样冲击前在-60 ℃保温10 min。按照GB/T 228.1—2021《金属材料 拉伸试验 第1部分:室温试验方法》,以及NK船级社对高延性船板钢性能检测的要求,对试验钢进行A5比例试样全厚度拉伸试验,试样具体尺寸如图3所示。
图3 全厚度A5比例拉伸试样示意图Fig.3 Schematic diagram of full thickness A5 proportional tensile specimen
2.1 夹杂物分析
通过扫描电镜的INCA-Feature夹杂物自动分析软件,对试验钢进行了夹杂物种类和数量分析,由表5可知,试验钢单位面积夹杂物数量为37,试验钢中夹杂物类型和各类夹杂物的数量百分比如图4所示。试验钢中的夹杂物以MC型夹杂物和CaS为主,两种夹杂物约占60%以上,同时存在部分Fe-O化合物、Al-O化合物以及Ti的夹杂,除此之外还有极少量的CaO、Cr2O3和球状硫化物。试验钢中夹杂物的形貌及能谱分析如图5所示,夹杂物尺寸较小,几何尺寸一般为1～3 μm,由能谱分析结果可知,图5(a)中边界弯曲的夹杂物为nFeO·mMnO·pSiO2+CaO·Al2O3的复合夹杂;图5(c)中薄膜片状夹杂物为(Mn,Fe)S+TiN+MgO+CaO·Al2O3的复合夹杂;图5(e)中圆形颗粒夹杂物为FeO+CaO+Al2O3的复合夹杂。
表5 试验钢夹杂物统计结果Table 5 Statistical results of inclusions in the tested steel
图4 试验钢的夹杂物种类及数量Fig.4 Type and quantity of inclusions in the tested steel
2.2 控冷工艺对显微组织的影响
图6为不同控冷工艺下试验钢的显微组织,并对每组试验钢进行了相比例和铁素体(F)平均晶粒尺寸的统计,结果如图7所示。从图6(a～c)可以看到,当开冷温度为830 ℃时,不同终冷温度下组织均为铁素体+珠光体(P)+贝氏体,铁素体平均晶粒尺寸在7～10 μm。终冷温度从650 ℃降至600 ℃,软硬相的比例基本不变,但部分珠光体转变为粒状贝氏体(GB),由于片状珠光体为硬脆相,相比于沿铁素体晶界分布的粒状贝氏体对塑性不利,且粒状贝氏体中的M/A岛颗粒起到了第二相强化和弥散强化的作用[13];终冷温度降至550 ℃,软相铁素体含量显著降低,软硬相比例接近1∶1,且组织中开始出现板条贝氏体(LB),板条贝氏体中的M/A岛颗粒轴比较大,与板条铁素体大致平行排列,聚集了大量高密度位错,变形过程中容易造成位错塞积,限制位错的滑移,使钢的塑性显著降低[14-15]。
图6 不同控冷工艺下试验钢的显微组织开冷温度:(a～c)830 ℃;(d～f)740 ℃ 终冷温度:(a,d)650 ℃;(b,e)600 ℃;(c,f)550 ℃Fig.6 Microstructure of the tested steels under different controlled cooling processes Initial cooling temperature: (a-c) 830 ℃; (d-f) 740 ℃ Final cooling temperature: (a, d) 650 ℃; (b, e) 600 ℃; (c, f) 550 ℃
图7 不同控冷工艺下试验钢的相比例及铁素体平均晶粒尺寸Fig.7 Phase ratio and average grain size of ferrite of the tested steel under different controlled cooling processes
由图6(d～f)可知,当开冷温度为740 ℃时,在650和600 ℃终冷得到的是准多边形铁素体+片状珠光体组织,而550 ℃终冷时组织为铁素体+珠光体+部分长轴比的粒状贝氏体。经过较长时间的弛豫过程,铁素体晶粒充分形核长大,平均晶粒尺寸为16～18 μm。随着终冷温度的降低,软相铁素体的比例逐渐减小,由图8(a～c)可知,当终冷温度从650 ℃降至600 ℃时,珠光体片层间距减小,片层间距Sp从325.0 nm缩短至179.2 nm,当终冷温度继续降至550 ℃时,珠光体发生退化,片层间距增大至554.4 nm。这是因为随着终冷温度降低,即快冷时间的延长,在珠光体转变过程中平均冷速增大,过冷度降低,珠光体片层间距Sp和过冷度ΔT之间的关系为:
图8 开冷温度740 ℃、不同终冷温度下试验钢的珠光体片层间距Fig.8 Lamellar spacing of pearlite of the tested steels at different final cooling temperatures and initial cooling temperature of 740 ℃(a) 650 ℃; (b) 600 ℃; (c) 550 ℃
(1)
式中:k=8.02×103。因此适当提高快冷时的冷速或延长快冷时间,可以使珠光体开始转变温度降低,过冷度增大,Fe的自扩散以及C在奥氏体中的扩散速率减小,原子很难迁移较大距离,片层间距减小,会使珠光体的强度和硬度增大[16-17]。但当终冷温度过低,低至贝氏体转变区间时,珠光体会发生退化,珠光体片层中的渗碳体颗粒的轴比开始逐渐减小,会使珠光体的硬度和钢的伸长率有所下降,退化严重时甚至开始产生粒状贝氏体,部分粒状贝氏体的存在会弥补片层间距增大对强度产生的不利影响[18-19]。
2.3 控冷工艺对力学性能及显微硬度的影响
表6为不同控冷工艺下试验钢的力学性能。当开冷温度分别为830和740 ℃时,随着终冷温度的降低,屈服强度和抗拉强度逐渐升高,伸长率则先升高后降低,且强度和伸长率均在终冷温度从600 ℃降至550 ℃的范围内显著变化。当终冷温度一定时,随着开冷温度从830 ℃降至740 ℃,即随着弛豫时间的延长,强度有不同程度的降低,伸长率均提高了5%左右。从表6可以看到,6组试验钢都具有较好的低温冲击性能,-60 ℃测得的冲击吸收能量均>260 J。根据NK船级社指南可知,1号和6号试验钢满足FH32-HD35的要求,而2号和5号试验钢分别满足FH36-HD50和FH32-HD50的要求。
表6 不同控冷工艺下试验钢的力学性能Table 6 Mechanical properties of the tested steel under different controlled cooling processes
图9为不同控冷工艺下试验钢中铁素体和珠光体的显微硬度及硬度差。当开冷温度一定时,随着终冷温度的降低,铁素体硬度变化不大,而珠光体硬度及两相硬度差均先增大后减小,且当终冷温度为550 ℃时珠光体硬度相对于650和600 ℃时有明显减小。当终冷温度一定时,随着开冷温度降低,即弛豫时间的延长,珠光体硬度没有明显变化,但铁素体硬度显著减小,两相硬度差增大。在弛豫过程中,先共析铁素体开始形核并长大,在铁素体形核和生长过程中,不断向周围的奥氏体晶粒排出C原子,形成贫溶质区与富溶质区,使得铁素体晶粒内部的C含量降低,晶粒内部的渗碳体颗粒减少,整体硬度有所减小[20]。在拉伸过程中,铁素体晶粒也更容易优先发生屈服,屈强比的降低也有利于伸长率的提高。
图9 不同控冷工艺下试验钢的显微硬度Fig.9 Microhardness of the tested steel under different controlled cooling processes
1) 当终冷温度一定时,随着开冷温度的降低,即弛豫时间的延长,铁素体会更早地产生屈服,平均晶粒尺寸由7～10 μm增大至16～18 μm,软相铁素体与硬相珠光体或贝氏体的比例增大,且更容易在铁素体晶界处获得片状珠光体,粒状贝氏体含量显著降低,整体伸长率有所升高,但强度富余量大幅减少。
2) 当开冷温度一定时,随着终冷温度的降低,珠光体片层间距先减小后增大,组织中存在的贝氏体含量逐渐增多,形貌逐渐由粒状贝氏体转变为板条状贝氏体,使得强度一直有所提高,但伸长率在600 ℃达到峰值后显著降低。
3) 试验钢热轧后在830 ℃开冷,当终冷温度从650 ℃降至600 ℃时,强度级别由FH32升至FH36,A5伸长率分别为30.1%和32.4%,分别符合FH32-HD50和FH36-HD50的标准;当热轧后弛豫至740 ℃开冷,终冷温度从600 ℃降至550 ℃时,强度均为FH32级,A5伸长率分别为37.0%和29.0%,分别符合FH32-HD50和FH32-HD35的要求。试验钢在-60 ℃时的冲击吸收能量均大于260 J,冲击性能优异。
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