侯洪,蔡煥,王紅鴻

(1.寶山鋼鐵股份有限公司,上海201900；2.湖北省高性能鋼鐵材料協(xié)同中心,武漢科技大學(xué),武漢430081)

0 前言

在釩微合金化鋼中添加較高含量的N元素,一方面通過大量彌散分布的V(C,N),提高析出強(qiáng)化,另一方面V(C,N)作為形核質(zhì)點(diǎn),提高晶內(nèi)鐵素體形核率而細(xì)化晶粒,兩者共同作用,使鋼鐵材料強(qiáng)度和低溫韌性同時(shí)提高[1-2]。目前寶山鋼鐵股份有限公司采用該研發(fā)思路,在16MnDR容器鋼的基礎(chǔ)上,研發(fā)出屈服強(qiáng)度≥460 MPa的高強(qiáng)正火容器鋼。

母材的高強(qiáng)度、高韌性并不能完全保證容器的安全使用,容器結(jié)構(gòu)的使用壽命和安全決定于焊接接頭,尤其是焊接熱影響區(qū)。對(duì)于微合金鋼來說,粗晶區(qū)的低溫韌性是焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)。而決定熱影響區(qū)粗晶區(qū)低溫韌性的關(guān)鍵因素之一是在連續(xù)冷卻過程中形成的微觀組織。

連續(xù)冷卻過程中的微觀組織取決于合金元素,如V,N,C的含量,以及加工工藝和熱處理歷史[3]。V微合金化使C-Mn鋼的焊接熱影響區(qū)組織從晶界形核產(chǎn)物(先共析鐵素體)轉(zhuǎn)變?yōu)榫?nèi)形核產(chǎn)物,這種在晶內(nèi)形核的貝氏體或鐵素體基體+第二相降低了有效晶粒尺寸,因而提高了熱影響區(qū)的韌性[4-5]。母材的加工工藝或熱處理歷史使得初始的微合金化元素的存在方式不同[6],以及在焊接熱循環(huán)過程中的V(C,N)演變不同,兩者均影響相變機(jī)制。許多連續(xù)冷卻相變的研究聚焦在TMCP工藝的試樣,低C或者V-Ti復(fù)合微合金化鋼[7],而對(duì)于正火態(tài)高氮V微合金化鋼,該方面的研究較少。因此,對(duì)于正火態(tài)高氮V微合金化的高強(qiáng)容器鋼,系統(tǒng)和深入的連續(xù)冷卻相變及其微觀組織研究至關(guān)重要。

該工作對(duì)新研制的高氮正火容器鋼進(jìn)行了焊接熱模擬試驗(yàn),并對(duì)連續(xù)冷卻相變及其組織進(jìn)行了詳細(xì)的分析。

1 試驗(yàn)材料及方法

采用50 kg真空冶煉爐冶煉試驗(yàn)用鋼,成分體系見表1。將鋼錠在電阻爐中加熱至1 200℃,保溫2 h,軋制成12 mm厚鋼板,空冷至室溫。隨后加熱至910℃,保溫30 min,進(jìn)行正火處理,出爐后空冷至室溫。

表1 試驗(yàn)用鋼的熔煉化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

試驗(yàn)鋼組織為鐵素體+珠光體+少量貝氏體,如圖1所示。屈服強(qiáng)度達(dá)到496 MPa,抗拉強(qiáng)度達(dá)到639 MPa,-40℃的平均沖擊吸收能量為163 J。

圖1 試驗(yàn)鋼的金相組織

在試板上取φ6 mm×70 mm的試樣,在Gleeble 3500熱模擬機(jī)上進(jìn)行熱模擬試驗(yàn),熱模擬工藝如下：加熱速度為150℃/s,峰值溫度為1 350℃,峰值停留時(shí)間為1 s,t8/5分別為5 s,7 s,15 s,25 s,45 s,60 s,80 s,100 s,200 s,300 s,500 s,1 000 s。

采用光學(xué)顯微鏡(OlympusBM51)、掃描電鏡(Nova 400Nano)觀察不同冷卻速度下的微觀組織,采用透射電鏡(JEM-2100F)觀察V(C,N)釩粒子的析出及其分布。每個(gè)t8/5取3張金相照片,在poshotoshop軟件中用不同顏色對(duì)所有照片中的先共析鐵素體、粒狀貝氏體、針狀鐵素體、貝氏體及珠光體分別進(jìn)行著色,保存照片后采用Image pro plus 6.0軟件對(duì)不同色塊在圖片中各組織所占的百分比進(jìn)行統(tǒng)計(jì),并取得3張照片的平均值。在硬度儀(上海耐博THV-1MD)上測(cè)試不同冷卻速度下的試樣的維氏硬度。采用固溶度積公式進(jìn)行V(C,N)析出的熱力學(xué)計(jì)算。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 連續(xù)冷卻相變組織分析

圖2 不同t8/5的顯微組織

圖2 為不同t8/5下的顯微組織,當(dāng)t8/5=5 s,7 s時(shí),組織全部為馬氏體,硬度為405 HV1,394HV1；當(dāng)t8/5=15 s時(shí),開始有貝氏體生成；當(dāng)t8/5=45 s時(shí),全部成為貝氏體組織；此時(shí),在原奧氏體晶界上開始有白色的先共析鐵素體生成,且隨著t8/5的增大,先共析鐵素體增多；當(dāng)t8/5=45～60 s,組織為先共析鐵素體和粒狀貝氏體,隨著t8/5增大,先共析鐵素體的含量從6.29%提高到8.35%；當(dāng)t8/5=80 s時(shí),開始有針狀鐵素體生成；當(dāng)t8/5=80～100 s時(shí),組織為粒狀貝氏體和先共析鐵素體,以及少量針狀鐵素體；當(dāng)t8/5=80 s時(shí)先共析鐵素體的含量為10.40%,針狀鐵素體的含量為2.51%,其余為貝氏體；當(dāng)t8/5=100 s時(shí),先共析鐵素體含量13.22%,針狀鐵素體含量為3.28%；當(dāng)t8/5=200～500 s時(shí),組織主要為貝氏體、先共析鐵素體、針狀鐵素體、珠光體。隨著 t8/5增大,貝氏體含量從15.82%增大到21.23%,針狀鐵素體含量保持在8%。珠光體的含量從3.74%增加到了19.04%；當(dāng)t8/5=1 000 s時(shí),組織為47.19%的塊狀鐵素體和52.81%的珠光體。

在t8/5大于15 s時(shí)開始有貝氏體生成,直到200 s,均以貝氏體為主要組織,圖3為貝氏體中的第二相MA組元的形貌隨著t8/5=40～100 s變化的圖片。從圖可以看出塊狀M-A組元隨t8/5提高而增大。

圖3 不同t8/5的貝氏體中第二相M-A組元的形貌

2.2 模擬焊接連續(xù)冷卻相變曲線SHCCT

根據(jù)光學(xué)顯微組織分析及硬度分析,可得出試驗(yàn)鋼的模擬焊接連續(xù)冷卻相變(Simulated heat-affected zone continuous cooling transformation,SHCCT)曲線,如圖4所示。SHCCT曲線給出了不同t8/5下的室溫組織組成,以及對(duì)應(yīng)的硬度值。

圖4 試驗(yàn)鋼的SHCCT曲線

2.3 V(C,N)粒子的透射電鏡分析

圖5 a是母材采用TEM方法測(cè)得的析出相粒子,分為兩種：一種為尺度大于100 nm形貌為長(zhǎng)方體、短棒狀、多邊形的V(C,N)粒子,是在熱軋過程中形成在正火處理時(shí)發(fā)生粗化的粒子；另一種為尺度在50～80 nm之間形貌為圓形或橢圓形的VC粒子,是在正火處理的冷卻過程中,在鐵素體中重新析出的粒子。圖5b是t8/5為80 s時(shí)的透射電子顯微鏡圖,幾乎沒有觀察到有粒子析出,只有極個(gè)別區(qū)域的界面上觀察到兩個(gè)立方體粒子,尺度小于100 nm。當(dāng)t8/5為100 s時(shí)(圖5c),圖中只有極少量的析出相,形貌不規(guī)則,尺度在100 nm。

圖5 V(C,N)粒子TEM分析

3 分析與討論

3.1 V(C,N)析出相在焊接熱循環(huán)過程中的演變

在高氮釩微合金化鋼中,V(C,N)析出粒子對(duì)于鋼的力學(xué)性能起著至關(guān)重要的作用,同樣,也對(duì)熱影響區(qū)粗晶區(qū)的組織和力學(xué)性能起著決定性的作用。

透射電鏡結(jié)果表明,在t8/5小于100 s時(shí),絕大多數(shù)的N,V,C固溶于基體中,即母材中的V(C,N),VC粒子在焊接熱循環(huán)過程中,即使加熱速度為150℃/s時(shí),到峰值溫度1 350℃時(shí),經(jīng)過粗化和回溶,全部固溶于基體中,到隨后的冷卻過程中,快速冷卻不能滿足重新析出的熱力學(xué)條件。

采用熱力學(xué)計(jì)算,該試驗(yàn)鋼在奧氏體的析出-時(shí)間-溫度(Precipitation-time-temperature,PTT)曲線如圖6所示,鼻子溫度為870℃,析出相對(duì)較慢,且需要較長(zhǎng)的等溫時(shí)間。切過鼻子溫度的切線(圖6中的虛線)為VN析出的臨界冷卻速度,對(duì)應(yīng)的t8/5為80 s,小于該冷卻速度時(shí),開始有VC粒子析出,該計(jì)算結(jié)果佐證了TEM的結(jié)果。

在許多文獻(xiàn)中發(fā)現(xiàn),在峰值溫度為1 350℃的熱模擬過程中,有析出相粒子依然保留下來。一方面,可能是由于V-Ti復(fù)合微合金化,TiN粒子的溶解溫度較高,在快速加熱過程中,粒子雖有回溶現(xiàn)象,仍有部分粒子保留下來,且在隨后的冷卻過程中,以此為核心重新析出(Ti,V)(C,N)[7-9]；另一方面,文獻(xiàn)中材料基本為TMCP工藝制備,在軋制過程中形成的析出相更為穩(wěn)定。而文中采用的試驗(yàn)鋼,只有V微合金化元素,且V(C,N)在奧氏體中有較高的固溶度積；試驗(yàn)鋼是熱軋后正火處理,熱軋后形成的粒子,部分在正火過程中發(fā)生回溶,部分發(fā)生粗化；細(xì)小的粒子是在隨后的空冷過程中析出。因此,在熱循環(huán)作用下,到1 350℃時(shí)幾乎全部固溶,在t8/5小于100 s的條件下,冷卻過程中無法再析出。

圖6 VN的奧氏體中的析出-時(shí)間-溫度(PTT)圖

3.2 V(C,N)演變對(duì)連續(xù)冷卻相變的影響

在焊接熱循環(huán)過程中,到1 350℃時(shí),V(C,N)粒子全部固溶,在未全部固溶之前,在一定程度上起到了釘扎奧氏體晶粒的作用,此部分內(nèi)容另作討論,在該工作中,主要討論V(C,N)演變對(duì)連續(xù)冷卻相變的影響。

在t8/5小于100 s時(shí),絕大多數(shù)的N,V,C固溶于基體中,N是奧氏體穩(wěn)定元素,當(dāng)其固溶于奧氏體時(shí),在連續(xù)冷卻過程中降低奧氏體分解溫度,形成大部分的馬氏體或貝氏體組織。固溶的V在連續(xù)冷卻過程中顯著阻礙鐵素體+珠光體的形成[10]。

在較快冷卻速度時(shí),當(dāng)t8/5小于25 s時(shí),以馬氏體組織為主。當(dāng)t8/5大于25 s、小于100 s時(shí),以貝氏體組織為主。

當(dāng)t8/5大于100 s時(shí),有不同數(shù)量、不同尺度的V(C,N)粒子析出,固溶于基體中的N,V,C濃度逐漸減少,于是,先共析鐵素體開始生成。高N元素含量可能會(huì)影響C元素在晶界的偏聚行為,或者促進(jìn)C元素在晶界的擴(kuò)散行為。先共析鐵素體隨著t8/5的增大而增多,一方面是由于C,N濃度的減少；另一方面可能緣于較慢冷卻速度下,C原子更易擴(kuò)散。

當(dāng)t8/5在200～500 s時(shí),有少量的針狀鐵素體形成,這可能是因?yàn)橛猩倭康腣(C,N)粒子在奧氏體中析出,在隨后的相變過程中,成為了針狀鐵素體的形核質(zhì)點(diǎn)而促進(jìn)了小部分針狀鐵素體的形成。

在t8/5大于300 s時(shí),連續(xù)冷卻相變組織為鐵素體+珠光體,或退化珠光體,此相變與母材正火后的空冷過程中的相變相似。

文獻(xiàn)中研究高N微合金化鋼,在焊接熱循環(huán)的連續(xù)冷卻過程中,第二相多為珠光體或退化珠光體,不是M-A組元,而該試驗(yàn)鋼中,當(dāng) t8/5在40～100 s的條件下,形成以貝氏體為主的組織,在貝氏體中存在部分的M-A組元,且塊狀隨t8/5提高而增大。

4 結(jié)論

(1)V-N微合金化正火容器鋼在1 350℃峰值溫度的熱循環(huán)后,t8/5為5～7 s時(shí),以馬氏體組織為主,隨著t8/5提高到40～100 s時(shí),以貝氏體為主,第二相為M-A組元；當(dāng)t8/5大于25 s時(shí),先共析鐵素體開始生成,且隨著t8/5的增大而數(shù)量增多；在t8/5在200～500 s時(shí),有少量的針狀鐵素體形成；當(dāng)t8/5大于300 s時(shí),連續(xù)冷卻相變組織為鐵素體+珠光體,或退化珠光體。

(2)V-N微合金化正火容器鋼在1 350℃峰值溫度的熱循環(huán)作用下,V(C,N)析出的臨界冷卻速度t8/5為80 s左右。當(dāng)t8/5大于100 s時(shí),固溶的N及C和V原子濃度的減少,促進(jìn)了先共析鐵素體的生成；當(dāng)t8/5在200～500 s時(shí),有少量的針狀鐵素體形成,這是由于少量V(C,N)粒子在奧氏體中析出,成為針狀鐵素體的形核質(zhì)點(diǎn)。