Ni-Cr-Mo-V系高强钢是一类具有数十年发展历史的钢种，主要用于船体结构、深海容器、海洋钻井平台等海洋装备，其具有良好的强韧性匹配、优异的耐候耐蚀性和良好的焊接性，一直占据海洋用钢的主流地位^[1-3]。该类钢种是在低碳钢的基础上添加了一定量的Ni、Cr、Mo等合金元素，通过淬火+回火(QT)的调质处理得到回火马氏体组织以获得良好的强韧性，其强度级别可覆盖590~785 MPa^[4-5]。然而随着海洋装备的不断发展，新一代船体装备用钢的强度要求不断升级。在传统的调质热处理工艺下，随着强度的提高屈强比也不断增加，在服役过程中存在一定安全隐患，同时存在着回火区间窄的问题，如何降低高强船体钢的屈强比、扩大回火区间就成了一个日益严峻的问题。

近年来，国内外学者针对一些高强度钢种对比研究了QT工艺和两相区淬火(QLT工艺)对低温韧性的影响，主要集中在500~700 MPa级高强度钢^[6-8]。然而对于本文涉及的1 000 MPa级Ni-Cr-Mo-V系高强度钢针对性研究较少，尤其是两相区淬火温度对性能的影响规律尚不明确。本文重点研究了两相区淬火温度对1 000 MPa级Ni-Cr-Mo-V系高强度钢力学性能、屈强比与微观组织的影响，为工业生产提供切实可行的热处理工艺参考。

1 实验

1 000 MPa级Ni-Cr-Mo-V系高强度钢化学成分中Ni+Cr+Mo+V≥8.0%(质量分数)，真空冶炼而成，轧制成12 mm规格钢板，并通过热膨胀仪测得A_C1，A_C3温度分别为610和780 ℃。使用箱式电阻炉进行热处理实验，热处理工艺包括一次淬火+回火(QT)、一次淬火+两相区二次淬火+回火(QLT)两种工艺，QLT工艺路线如图 1所示。先将实验钢在880 ℃保温1 h后水冷淬火，并在640~780 ℃不同的温度下分别保温1 h后水冷淬火，随后在550 ℃保温2 h空冷。

按照国标对实验材料进行室温拉伸及-80 ℃低温冲击试验；经体积分数10%硝酸酒精腐蚀后的试样在MEF-4F型光学显微镜上观察实验钢的微观组织；经70 mA恒电流双喷减薄的试样在H-800透射电镜上观察精细结构；使用D8 ADVANCE X衍射仪对电解腐蚀后的试样进行X射线衍射分析, 测量钢中奥氏体含量。

2 实验结果

在传统QT工艺880 ℃淬火+550 ℃回火的参数条件下实验钢力学性能如表 1所示。在两相区不同温度下二次淬火并经过回火后，实验钢的拉伸性能如图 2及表 2所示。

由图 2及表 2可以明显看出实验钢强度随二次淬火温度的变化趋势分为两个阶段。第一阶段的二次淬火温度区间为640~700 ℃，在该阶段实验钢的强度随二次淬火温度的升高显著增加，在700 ℃时为最大值，此时屈服强和抗拉强度分别为1 114和1 164 MPa；第二阶段的二次淬火温度区间为700~780 ℃，在该温度区间内强度变化不明显，波动仅在10 MPa以内。屈强比的总体变化趋势与强度一致，640~700 ℃第一阶段屈强比显著上升，从0.92提高到0.96；700~780 ℃淬火的第二阶段屈强比变化不明显，维持在0.96左右，但是二次淬火温度对实验钢断后延伸率及断面收缩率几乎没有影响。

图 3为两相区淬火温度对实验钢低温韧性的影响。低温韧性同样随着二次淬火温度的变化分为两个阶段。在第一阶段实验钢的低温韧性随二次淬火温度的升高显著下降，640 ℃淬火时低温冲击功达到213 J，而在700 ℃时冲击功最小仅为172 J；在第二阶段冲击功变化幅度较小，在170~180 J范围内变动。

3 分析与讨论

由上述结果可知，1 000 MPa级Ni-Cr-Mo-V系高强船体钢经过QLT热处理工艺后具有良好的综合性能，在保持高强度的前提下，低温冲击功由QT热处理条件下的148 J提高至172~213 J，并且屈强比也有了明显的改善，均低于QT条件下的0.97，实验钢良好的力学性能与组织结构有着密不可分的内部联系。

3.1 热力学计算

实验钢的强度及低温韧性都呈现明显的两阶段式变化，且拐点均出现在700 ℃。显微组织决定着力学性能的变化，故使用Thermo-Calc软件对实验钢各相相对温度变化的体积分数进行计算，见图 4。计算结果显示实验钢平衡态的A₃温度(奥氏体的完全转变温度)为693 ℃，也就是说加热至700 ℃时已超过了亚临界温度，实验钢已经基本奥氏体化，之后进行淬火即可得到全马氏体组织。当二次淬火温度高于700 ℃，最终得到的组织类型并未发生改变，所以实验钢的力学性能基本没有变化。二次淬火温度低于700 ℃时，由于组织为多相组织，还需要对组织进行定量表征。

3.2 组织定量分析 3.2.1 原始奥氏体晶粒尺寸

将880 ℃一次淬火和700~780 ℃二次淬火后的实验钢在原始奥氏体腐蚀液中浸泡腐蚀，其原始奥氏体晶粒形貌如图 5所示，其中图 5(a)为一次淬火态试样，图 5(b)~(f)分别为700、720、740、760、780 ℃二次淬火后的试样。可以明显看到经过两相区的二次淬火后晶粒得到了明显的细化，而不同二次淬火温度对奥氏体晶粒尺寸的影响不大。

对不同热处理条件下实验钢的原始奥氏体晶粒尺寸进行统计，结果如图 6。可以看到经过两相区的淬火后晶粒尺寸得到了明显的细化，调质处理下的实验钢原始奥氏体晶粒尺寸为15.4 μm，而经过两相区淬火后原始奥氏体晶粒得到明显细化，不同二次淬火温度下平均晶粒尺寸在8 μm左右，结合实验钢的低温韧性变化(如图 2所示)可以得知，QLT处理后低温韧性的显著提高在很大程度上受晶粒尺寸的影响，相关研究表明^[6]，晶界对裂纹的扩展有着较好的阻碍作用，晶界面积的增加提高了材料的韧性。由于细晶强化的影响，同时提高了实验钢的屈服强度和抗拉强度，但对屈服强度的影响效果更为明显，因此在细晶强化的作用下，在高于700 ℃时进行二次淬火最终导致屈强比的增加。

3.2.2 马氏体和铁素体含量变化

1 000 MPa级Ni-Cr-Mo-V系高强船体钢具有良好的淬透性，在经过880 ℃的完全奥氏体化后进行水冷淬火后可以得到典型的板条状马氏体结构。随后的两相区加热过程中，先是在马氏体的板条边界处形成奥氏体，而未发生转变的板条马氏体则由于其中的碳元素已经得到了充分的扩散，从而转变为铁素体，而在之后的淬火过程中大部分奥氏体又转变为马氏体，仅有少部分得以保留，最终得到了铁素体和马氏体的双相混合组织。

图 7为实验钢在不同温度下二次淬火后的金相组织，其中图 7(a)~(h)试样的二次淬火温度分别为640、660、680、700、720、740、760和780 ℃。观察显微组织可以发现，二次淬火温度较低时，实验钢中会有较多的大块亮白铁素体，随着二次淬火温度的升高，铁素体的含量降低，马氏体比例增多。当二次淬火温度达到720 ℃时，实验钢中基本已全部为板条状的马氏体结构。

观察不同二次淬火温度下的金相组织照片，因铁素体经硝酸酒精腐蚀后为亮白色，而马氏体内部因有碳化物析出，易受侵蚀，腐蚀后较暗，故可通过金相照片明暗场统计马氏体含量的变化，如图 8所示。可以看到, 在低于700 ℃时，实验钢中马氏体含量随二次淬火温度的升高而增加，在640 ℃时马氏体含量约占60%，而在720 ℃其含量增加到90%左右，此时实验钢中基本为全马氏体组织，再增加二次淬火温度对强度已没有显著影响。

与传统的QT工艺相比，QLT工艺一个显著的特点就是在实验钢中引入了作为软相的铁素体，经过两相区的二次淬火后，二次马氏体具有较高的强度，在回火后强度虽略有下降但仍明显高于铁素体组织。

因此经过QLT处理后，实验钢为软相的铁素体+硬相回火马氏体的双相组织结构。软相的引入可以显著降低实验钢的屈强比，另外对于双相钢来说，其屈服强度主要取决于软相组织，而抗拉强度则符合混合物定律，即取决于软硬相的比例及各自强度^[9]。混合物定律可表示为

$ T_{\mathrm{S}}=T_{\mathrm{SF}} f_{\mathrm{F}}+T_{\mathrm{SM}} f_{\mathrm{M}} $

(1)

式中：T_S为抗拉强度；T_SF、T_SM分别为铁素体和马氏体基体相的抗拉强度；f_F、f_M分别为铁素体和马氏体基体相的体积分数。

Swift和Hollomon方程表明，屈强比还可以表示为：

$ Y R=\frac{[b+\ln (1+\varepsilon)]^n}{(1+\varepsilon)} \frac{\exp (n-b)}{n^n} $

(2)

$ \begin{aligned} b= & \left(\alpha_{\mathrm{PF}} X_{\mathrm{PF}}+\alpha_{\mathrm{AF}} X_{\mathrm{AF}}+\alpha_{\mathrm{GB}} X_{\mathrm{GB}}+\right. \\ & \left.\alpha_{\mathrm{BF}} X_{\mathrm{BF}}\right) \exp \left(-k X_{\mathrm{M}}\right)+\alpha_{\mathrm{M}} X_{\mathrm{M}} \end{aligned} $

(3)

式中：YR为屈强比；b为应变常数；ε为工程屈服应变；n为应变硬化指数；α_i和X_i分别是每个组成相的专有常数和体积分数，i=PF、AF、GB、BF、M；k是取决于马氏体或马氏体/奥氏体成分、尺寸和分布的常数。已有的研究表明YR与ln(b/n²)成线性比例，因此存在b和n的平衡值以满足低屈强比的要求，最有效的方法就是在硬相中添加适当比例的软相来控制微观结构以降低ln(b/n²)^[10]。

由于两相区淬火使得C和合金元素在回火马氏体中富集，随着二次淬火温度的升高，马氏体中C含量增加，强度硬度上升，同时马氏体的体积分数也随之增多，最终导致屈强比随着两相区二次淬火温度的上升而增加。但是在700 ℃之后，组织变得均一稳定，屈强比变化不明显。

3.3 逆转变奥氏体对低温韧性的影响分析

实验钢经过QLT热处理后一个显著的特点就是：在回火过程中，会有逆转变奥氏体析出。逆转变奥氏体对钢材的冲击韧性及止裂性能有着重要的影响^[11]。

根据EBSD结果，可以看到不同热处理条件下实验钢中FCC相(即逆转变奥氏体)的分布情况，如图 9所示，其中图 9(a)和(b)试样的二次淬火温度分别为640和720 ℃，图 9(c)试样为调质态, 图中蓝色部分为逆转变奥氏体。可以看到, 在640 ℃进行二次淬火时，实验钢中的逆转变奥氏体含量较多，并且主要分布在晶界以及马氏体的板条边界处，当二次淬火温度升高至720 ℃，逆转变奥氏体含量减少。相比之下，传统QT调质处理后的实验钢在回火过程中几乎没有逆转变奥氏体的形成。

针对不同温度下二次淬火+回火的试样进行X射线衍射实验，并通过“五峰六线对法”计算其中逆转变奥氏体(γ′)的含量^[12]。XRD结果与逆转变奥氏体含量如图 10所示。可以看出随着二次淬火温度的上升，逆转变奥氏体含量显著降低，640 ℃二次淬火+回火后其含量最高，达到了11%，而当两相区二次淬火(L)温度上升到700 ℃后，逆转变奥氏体均在4%以下，可以认为是实验误差，故此时基本不存在逆转变奥氏体。

在两相区加热过程中，由于实验钢中Ni等合金元素的含量较高，延缓了马氏体板条的分解与再结晶，板条结构得以保留，加热到两相区时在现有马氏体的板条边界处形成奥氏体，随后沿着板条边界长大，C和Ni等合金元素扩散到奥氏体中，造成实验钢的成分起伏，在之后的回火过程中元素富集区的A_C1温度降低，形成了逆转变奥氏体，同时由于C在逆转变奥氏体中进一步富集，大幅度提高了逆转变奥氏体的稳定性，得以保存至室温。

图 11给出了Q-L640℃-T处理后实验钢的TEM照片，并对元素富集情况进行了分析，如图 12所示，沿图中红线进行线扫描，可以很明显的看到在逆转变奥氏体中发生了Ni的富集。

图 13给出了不同两相区温度淬火后的试样中垂直马氏体板条方向Ni元素的富集情况。随着二次淬火温度的提高，使得原马氏体板条内部的成分起伏和浓度梯度变小，γ/α界面向板条内部推进，Ni的峰值含量降低。当二次淬火温度为640 ℃时，其原子分数峰值含量为58%，二次淬火温度升至680 ℃时则下降到50%，最终导致随着二次淬火温度的升高逆转变奥氏体含量降低，在720 ℃时几乎没有元素起伏，故基本不会生成逆转变奥氏体。

上述研究结果表明，在不同的两相区淬火温度下，逆转变奥氏体存在显著差异。大量研究表明^[13-16]，逆转变奥氏体是影响低温韧性的一个重要因素。由图 3和图 5可以看到低温韧性和逆转变奥氏体含量随二次淬火温度的升高具有相同的变化趋势。首先，逆转变奥氏体同铁素体一样，本身的强度等级较低，但具有良好的塑性和韧性。在材料断裂过程中，逆转变奥氏体可以阻止裂纹的扩展，提高实验钢的塑性和韧性。其次由于逆转变奥氏体中C元素的富集，必然会导致其周围基体贫碳，而基体组织C含量的降低也会使韧性提高。此外，还有研究认为逆转变奥氏体在形成时不仅对C元素有吸附作用，同时还会吸附周围的N、P等杂质元素，使基体得到“净化”，同样可以达到提高韧性的效果^[17]。根据前文可知，逆转变奥氏体的含量随二次淬火温度的升高而降低，所以其对裂纹的扩展以及C、N、P等元素的吸附作用也降低，最终导致实验钢低温韧性的降低。

4 结论

1) QLT工艺下，两相区二次淬火温度对1 000 MPa级Ni-Cr-Mo-V系高强船体钢强度有着显著的影响。在640~700 ℃范围内，强度随两相区二次淬火温度的升高而增大，超过700 ℃后，因为已高于实际A₃温度，不在亚临界温度区，所以强度基本保持不变。

2) 与传统QT工艺相比，QLT工艺下实验材料的晶粒大约细化为QT态的50%。同时，逆转变奥氏体的形成是大幅改善低温韧性的主要原因。

3) L温度对逆转变奥氏体的转变行为存在显著影响，在640 ℃时实验钢的逆转变奥氏体含量达到11%，具有良好的稳定性。随着温度的升高，Ni等合金元素的成分起伏减弱，逆转变奥氏体含量显著降低。