鈮微合金化對(duì)低合金高強(qiáng)鋼模擬焊接熱影響區(qū)粒狀貝氏體相變及SH-CCT曲線的影響

鄢文澤, 閆文青, 林軒藝, 王紅鴻

(1. 武漢科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院, 湖北 武漢 430081;2. 武漢科技大學(xué) 省部共建耐火材料與冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 湖北 武漢 430081)

低合金高強(qiáng)鋼是具有高的屈服強(qiáng)度、良好的加工性以及耐蝕性、耐低溫等性能的高性能鋼,廣泛應(yīng)用于石油化工、壓力容器、采油平臺(tái)、輸油管道和船舶建造等領(lǐng)域[1-3]。在低合金高強(qiáng)鋼中添加微量鈮元素(Nb),可改變凝固機(jī)制,細(xì)化晶粒[4-5];在軋制過(guò)程中促使Nb(C,N)析出;相變過(guò)程中抑制鐵素體相變,降低貝氏體相變溫度;固溶于奧氏體中降低形變奧氏體的再結(jié)晶速率等[6-7]。

鈮微合金化的低合金高強(qiáng)鋼,由于鈮元素獨(dú)特的物理特性,為焊接帶來(lái)了挑戰(zhàn)。王超等[8]研究表明,鈮質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為0.01%時(shí)可得到較高的CGHAZ韌性,但過(guò)量的鈮會(huì)促進(jìn)貝氏體生成而使韌性惡化。Chen等[9]研究了鈮對(duì)高鈮X80管線鋼熱影響區(qū)力學(xué)性能的影響,研究表明,隨著熱輸入的增加,高鈮低合金鋼的焊接熱影響區(qū)強(qiáng)度和韌性顯著降低。韓麗梅等[10]研究了鈮對(duì)船板鋼大熱輸入焊接熱影響區(qū)組織與韌性的影響,研究表明,含鈮鋼(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.025%)焊接接頭熔合線處-20 ℃沖擊吸收能量出現(xiàn)單值低于24 J的情況,不滿(mǎn)足船級(jí)社規(guī)范要求,鈮的添加對(duì)DH36級(jí)船板鋼大熱輸入焊接接頭的韌性不利。

粒狀貝氏體是低合金高強(qiáng)鋼焊接熱影響區(qū)的常見(jiàn)組織,粒狀貝氏體組織特點(diǎn)是鐵素體基體上分布著不連續(xù)的島狀結(jié)構(gòu),即M/A組元(Martensite-austenite constitutes)[11],M/A組元通常有4種形貌,即點(diǎn)狀、粒狀、長(zhǎng)條狀和塊狀[12]。而粒狀貝氏體上M/A組元的數(shù)量、形貌、分布對(duì)低合金高強(qiáng)鋼的強(qiáng)度和韌性有顯著影響,M/A組元的形態(tài)主要受化學(xué)成分、冷卻速度、相變溫度等因素的影響。曹杰等[13]研究表明,變形溫度和冷卻方法對(duì)粒狀貝氏體組織中的島狀物有明顯影響。鈮元素能明顯降低連續(xù)冷卻的相變溫度,0.01wt%的固溶鈮元素使連續(xù)冷卻相變溫度降低10 ℃[14-17]。陳海艷等[18]對(duì)高鈮(0.099wt%)X80管線鋼焊接熱影響區(qū)連續(xù)冷卻相變的研究表明,當(dāng)冷卻速度在2～20 ℃/s時(shí),組織從粒狀貝氏體逐漸向板條貝氏體過(guò)渡,焊接熱影響粗晶區(qū)(CGHAZ)的顯微硬度和沖擊韌性也逐漸提高。閆涵等[19]利用焊接熱模擬研究鈮含量對(duì)TiNbV微合金鋼CGHAZ組織和性能的影響,研究表明,隨著鈮元素含量的增加,大角度晶界的晶粒數(shù)量有所增加,晶粒得到細(xì)化,但是針狀鐵素體形成受到抑制,CGHAZ中貝氏體含量增加。張亞運(yùn)等[20]利用焊接熱模擬對(duì)大焊接熱循環(huán)條件下鈮含量對(duì)Mg處理鋼CGHAZ組織和性能的影響,研究表明,在300 kJ/cm焊接熱輸入量下,隨鈮含量增加,粗晶熱影響區(qū)的原奧氏體晶粒尺寸減小,晶界鐵素體和塊狀M/A組元比例增加,-40 ℃沖擊吸收能量下降,硬度逐漸增加。

國(guó)內(nèi)外學(xué)者在研究鈮微合金化對(duì)模擬焊接過(guò)程中SH-CCT曲線的影響時(shí),關(guān)注鈮含量小于0.10wt%的低合金高強(qiáng)鋼在焊接熱循環(huán)過(guò)程中對(duì)奧氏體晶粒長(zhǎng)大、連續(xù)冷卻相變組織的影響等方面的研究工作,對(duì)于鈮含量超過(guò)0.10wt%的研究鮮有報(bào)道,并且對(duì)于高鈮含量下粒狀貝氏體相變的研究較少。因此本文設(shè)計(jì)了4種不同鈮含量的低合金高強(qiáng)鋼,其中最高鈮含量高達(dá)0.180wt%,表征和研究鈮微合金化如何影響低合金高強(qiáng)鋼模擬焊接過(guò)程中的連續(xù)冷卻相變曲線以及粒狀貝氏體的相變規(guī)律,為高鈮低合金高強(qiáng)鋼的設(shè)計(jì)、焊接性研究及焊接工藝的正確制定提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為4種不同鈮含量的低合金高強(qiáng)鋼,其成分如表1,4種試驗(yàn)鋼的鈮含量分別為0、0.025%、0.085%和0.180%(質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同),分別用Nb0、Nb0.025、Nb0.085和Nb0.180對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行標(biāo)記。試樣取自采用TMCP(Thermo-mechanically controlled processed)工藝軋制而成的板材,沿試板軋制方向線切割成φ6 mm×70 mm的圓柱體試樣。在Gleeble-3500熱模擬機(jī)上進(jìn)行焊接熱模擬試驗(yàn),其焊接熱模擬工藝如圖1所示。試驗(yàn)鋼的峰值溫度為1320 ℃,峰值溫度停留時(shí)間1 s,加熱速度200 ℃/s,之后分別以t8/5(相變溫度范圍在800～500 ℃的冷卻時(shí)間來(lái)代替冷卻速度)為3、6、15、20、30、50、80、150、300、600 s的冷卻速度冷卻到200 ℃。通過(guò)熱膨脹儀實(shí)時(shí)采集膨脹曲線,利用切線法確定相轉(zhuǎn)變溫度點(diǎn)。將不同冷卻速度的焊接熱模擬試樣沿縱向軸線切開(kāi),在熱模擬試樣中部的位置制備金相試樣。經(jīng)粗磨、精磨、拋光后,用4%硝酸酒精腐蝕5～8 s。采用Carl Zeiss型金相顯微鏡和FEI Nova 400型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡對(duì)焊接熱影響粗晶區(qū)進(jìn)行顯微組織觀察。利用Image-pro-plus軟件對(duì)組織中的相比例進(jìn)行統(tǒng)計(jì)。采用HV-1000A型維氏硬度計(jì)測(cè)量試樣的顯微硬度,載荷砝碼為1 kg。結(jié)合維氏硬度測(cè)試和顯微組織觀察以及相比例統(tǒng)計(jì)結(jié)果,以t8/5為橫坐標(biāo),連續(xù)冷卻相變溫度為縱坐標(biāo)繪制試驗(yàn)鋼的SH-CCT曲線。

圖1 試驗(yàn)鋼的模擬焊接熱循環(huán)曲線Fig.1 Simulated welding heat cycle curves of the tested steel

表1 試驗(yàn)用低合金高強(qiáng)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù), %)

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 鈮含量對(duì)模擬焊接熱循環(huán)過(guò)程中連續(xù)冷卻相轉(zhuǎn)變溫度的影響

采用切線法對(duì)不同冷卻速度下的熱膨脹曲線進(jìn)行分析,得出不同的t8/5時(shí)間下的貝氏體相變開(kāi)始溫度(Bs)和相變結(jié)束溫度(Bf),見(jiàn)圖2所示。由圖2可知,當(dāng)t8/5=3、6 s時(shí),連續(xù)冷卻相變溫度隨鈮含量的變化曲線基本保持水平。這是由于連續(xù)冷卻速度較快,鈮元素難以擴(kuò)散,鈮含量對(duì)連續(xù)冷卻相變溫度的影響較小。其它t8/5時(shí)間(≥15 s)下,可以看到,在t8/5=30 s時(shí),隨著鈮含量的增加,Bs從733.1 ℃(Nb0)近似線性下降至604.9 ℃(Nb0.180), Bf從599.8 ℃ (Nb0)下降至543.0 ℃(Nb0.180)。特殊地,在t8/5=600 s時(shí),Bf從621.2 ℃(Nb0)下降至577.5 ℃(Nb0.025)而后逐漸上升至588.2 ℃(Nb0.180),這可能與鈮在t8/5=600 s時(shí)的晶界偏聚行為有關(guān)。除此之外,其他t8/5時(shí)間均呈現(xiàn)相同的規(guī)律,即連續(xù)冷卻相變溫度隨著鈮含量的增加而呈現(xiàn)整體下降的趨勢(shì)。這是由于冷卻速度較慢(≥15 s),在連續(xù)冷卻相變過(guò)程中,鈮的擴(kuò)散速度比碳慢得多,同時(shí),鈮的加入降低了轉(zhuǎn)變過(guò)程中碳的擴(kuò)散系數(shù),碳擴(kuò)散速度減慢,推遲奧氏體的擴(kuò)散分解過(guò)程,使連續(xù)冷卻相變減緩,連續(xù)冷卻相變溫度降低[21]。連續(xù)冷卻相變開(kāi)始溫度和結(jié)束溫度的高低同時(shí)決定了連續(xù)冷卻相變室溫組織的差異。

圖2 鈮含量對(duì)不同冷卻速度下試驗(yàn)鋼的連續(xù)冷卻相變開(kāi)始溫度(a)和相變結(jié)束溫度(b)的影響Fig.2 Effect of Nb content on continuous cooling phase transformation start temperature(a) and phase transformation end temperature(b) of the tested steel at different cooling rates

2.2 鈮含量對(duì)模擬焊接熱影響區(qū)連續(xù)冷卻相變微觀組織的影響

由圖3～6可知,當(dāng)t8/5為3、15 s時(shí),4種鈮含量的試驗(yàn)鋼焊接熱影響區(qū)顯微組織主要由粒狀貝氏體(GB)和板條貝氏體(LB)構(gòu)成。粒狀貝氏體上的第二相粒子主要呈粒狀和短桿狀(見(jiàn)圖3(f)、圖4(f))。當(dāng)t8/5為30 s時(shí),Nb0、Nb0.025試驗(yàn)鋼的焊接熱影響區(qū)顯微組織為準(zhǔn)多邊形鐵素體(F)和珠光體(P)組織(見(jiàn)圖3(c,g)、圖4(c,g)),Nb0.085和Nb0.180試驗(yàn)鋼焊接熱影響區(qū)的顯微組織仍為粒狀貝氏體(見(jiàn)圖5(c)、圖6(c)),第二相粒子有所長(zhǎng)大,形狀由粒狀向短桿狀、塊狀生長(zhǎng)(見(jiàn)圖5(f))。當(dāng)t8/5為80 s時(shí),Nb0、Nb0.025和Nb0.085試驗(yàn)鋼焊接熱影響區(qū)的顯微組織為多邊形鐵素體(F)和珠光體。鐵素體(F)由準(zhǔn)多邊形鐵素體向多邊形鐵素體轉(zhuǎn)變,珠光體進(jìn)一步長(zhǎng)大并向晶界處聚集成塊狀(見(jiàn)圖3(d)、圖4(d)、圖5(d,g))。值得注意的是,Nb0.180試驗(yàn)鋼焊接熱影響區(qū)顯微組織在t8/5為80 s時(shí)仍有粒狀貝氏體組織,第二相粒子呈長(zhǎng)條狀分布(見(jiàn)圖6(f))。當(dāng)t8/5為300 s時(shí),4種鈮含量的試驗(yàn)鋼焊接熱影響區(qū)顯微組織均由鐵素體和珠光體構(gòu)成(見(jiàn)圖3(e)、圖4(e)、圖5(e)、圖6(e,g)),說(shuō)明即使在較高的鈮含量下,奧氏體仍然發(fā)生了高溫分解,分解為準(zhǔn)多邊形鐵素體、多邊形鐵素體和珠光體組織。

圖3 Nb含量為0的試驗(yàn)鋼在不同冷卻速度下模擬焊接熱影響區(qū)的顯微組織Fig.3 Microstructure of simulated welding heat-affected zone of the tested steel with Nb content of 0 at different cooling rates(a) t8/5=3 s; (b,f) t8/5=15 s; (c,g) t8/5=30 s; (d) t8/5=80 s; (e) t8/5=300 s

圖4 Nb含量為0.025%的試驗(yàn)鋼在不同冷卻速度下模擬焊接熱影響區(qū)的顯微組織Fig.4 Microstructure of simulated welding heat-affected zone of the tested steel with Nb content of 0.025% at different cooling rates(a) t8/5=3 s; (b,f) t8/5=15 s; (c,g) t8/5=30 s; (d) t8/5=80 s; (e) t8/5=300 s

圖5 Nb含量為0.085%的試驗(yàn)鋼在不同冷卻速度下模擬焊接熱影響區(qū)的顯微組織Fig.5 Microstructure of simulated welding heat-affected zone of the tested steel with Nb content of 0.085% at different cooling rates(a) t8/5=3 s; (b) t8/5=15 s; (c,f) t8/5=30 s; (d,g) t8/5=80 s; (e) t8/5=300 s

圖6 Nb含量為0.180%的試驗(yàn)鋼在不同冷卻速度下模擬焊接熱影響區(qū)的顯微組織Fig.6 Microstructure of simulated welding heat-affected zone of the tested steel with Nb content of 0.180% at different cooling rates(a) t8/5=3 s; (b) t8/5=15 s; (c) t8/5=30 s; (d,f) t8/5=80 s; (e,g) t8/5=300 s

Nb0、Nb0.025試驗(yàn)鋼在t8/5=30 s時(shí)就發(fā)生了高溫相變,分解為鐵素體和珠光體組織(見(jiàn)圖3(c,g)、圖4(c,g)),發(fā)生粒狀貝氏體轉(zhuǎn)變的t8/5范圍在3～30 s。隨著試驗(yàn)鋼中鈮含量增加,Nb0.085試驗(yàn)鋼在t8/5=80 s時(shí)發(fā)生高溫相變,粒狀貝氏體轉(zhuǎn)變的t8/5范圍在3～50 s。而鈮含量最高的Nb0.180試驗(yàn)鋼即使在t8/5為80 s,組織中仍有粒狀貝氏體存在(見(jiàn)圖6(f)),發(fā)生粒狀貝氏體轉(zhuǎn)變的t8/5范圍在3～150 s。隨著鈮含量的增加,發(fā)生粒狀貝氏體相變的t8/5范圍擴(kuò)大。

2.3 鈮含量對(duì)模擬焊接熱影響區(qū)連續(xù)冷卻相變顯微硬度的影響

圖7為4種試驗(yàn)鋼不同冷卻速度下的硬度變化曲線?？梢钥闯?Nb0、Nb0.025試驗(yàn)鋼的硬度隨t8/5的增加呈逐漸下降的趨勢(shì),而Nb0.085、Nb0.180試驗(yàn)鋼的硬度值隨t8/5的增加呈先緩慢下降后趨于平穩(wěn)再緩慢上升的趨勢(shì)。并且在相同的冷卻速度下,硬度隨鈮含量的增加而逐漸增加。當(dāng)t8/5=3、6、15 s時(shí),4種試驗(yàn)鋼的組織均由板條貝氏體和粒狀貝氏體組成,同時(shí)隨著t8/5的增加,板條貝氏體逐漸減少,粒狀貝氏體逐漸增加,因此硬度隨著t8/5的增加逐漸下降。t8/5=20、30、50、80 s時(shí),由于Nb0.085、Nb0.180試驗(yàn)鋼的組織全部為粒狀貝氏體,使得其硬度在相當(dāng)長(zhǎng)的一段t8/5內(nèi)保持穩(wěn)定(Nb0.085試驗(yàn)鋼的硬度維持在190 HV左右,Nb0.180試驗(yàn)鋼的硬度維持在200 HV左右),而Nb0、Nb0.025試驗(yàn)鋼中存在鐵素體,使得其硬度出現(xiàn)波動(dòng),隨著t8/5的增加而逐漸減小。當(dāng)t8/5=150、300、600 s時(shí),4種鈮含量試驗(yàn)鋼的組織均由鐵素體和珠光體組成,Nb0.085和Nb0.180試驗(yàn)鋼中由于組織中形成彌散分布的珠光體,其硬度上升,而Nb0、Nb0.025的試驗(yàn)鋼中,由于珠光體呈塊狀聚集分布,與鐵素體的硬度差別較大,硬度下降。

圖7 不同鈮含量的試驗(yàn)鋼在不同冷卻速度下的維氏硬度Fig.7 Vickers hardness of the tested steel with different Nb contents at different cooling rates

2.4 模擬焊接熱影響區(qū)SH-CCT曲線

基于4種鈮含量下的連續(xù)冷卻相變溫度、顯微組織形貌和顯微硬度值,繪制試驗(yàn)鋼SH-CCT曲線,如圖8所示?？梢钥闯?隨著鈮含量的增加,發(fā)生粒狀貝氏體(GB)相變的t8/5范圍擴(kuò)大,高鈮含量(0.180%)的試驗(yàn)鋼粒狀貝氏體相變范圍最大,為t8/5=3～150 s。

圖8 不同鈮含量試驗(yàn)鋼的SH-CCT曲線Fig.8 SH-CCT curves of the tested steel with different Nb contents(a) 0; (b) 0.025%; (c) 0.085%; (d) 0.180%

3 結(jié)論

1) 在低合金高強(qiáng)鋼中加入較高含量的鈮,能顯著降低連續(xù)冷卻相變溫度。

2) 對(duì)比4種鈮含量的SH-CCT曲線,低合金高強(qiáng)鋼經(jīng)過(guò)鈮微合金化處理后,隨著鈮含量的增加,在連續(xù)冷卻相變過(guò)程中促進(jìn)了粒狀貝氏體的轉(zhuǎn)變,發(fā)生粒狀貝氏體相變的t8/5范圍擴(kuò)大。當(dāng)鈮含量為0.180wt%時(shí),在t8/5=3～150 s的冷卻速度范圍內(nèi)均為粒狀貝氏體組織。

3) 鈮微合金化提高了低合金高強(qiáng)鋼模擬焊接熱影響區(qū)連續(xù)冷卻相變的顯微硬度。鈮含量較高時(shí)(0.085%),低合金高強(qiáng)鋼在較大的熱輸入范圍內(nèi)(t8/5=15～80 s),顯微硬度較高且硬度的變化最小,為183～192 HV。