蔡 煥，桑 晨，王紅鴻，侯 洪

(1. 武漢科技大學(xué)高性能鋼鐵材料及其應(yīng)用省部共建協(xié)同創(chuàng)新中心，湖北 武漢，430081；2. 寶山鋼鐵股份有限公司中央研究院，上海，201900)

正火型460 MPa級高強(qiáng)容器鋼P(yáng)460NL1兼具超高強(qiáng)度和良好的低溫韌性，有利于促進(jìn)壓力容器向輕量化方向發(fā)展，該鋼種的強(qiáng)韌化機(jī)制是V(C,N)粒子通過細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化使鋼板獲得良好的綜合力學(xué)性能[1-2]。焊接作為必不可少的連接工藝，焊接熱循環(huán)過程伴隨著溫度改變，母材中分布的V(C,N)必然會發(fā)生演變，如溶解、粗化、再析出等，這會對鋼組織類型、晶粒尺寸等產(chǎn)生影響，進(jìn)而影響到鋼的低溫沖擊韌性[3-4]。

根據(jù)所經(jīng)歷熱循環(huán)峰值溫度的不同，焊接熱影響區(qū)(HAZ)可分為粗晶區(qū)(CGHAZ)、細(xì)晶區(qū)(FGHAZ)和兩相區(qū)(ICHAZ)。峰值溫度與奧氏體晶粒尺寸和析出相溶解及冷卻時(shí)的相變行為直接相關(guān)，峰值溫度1350～1200 ℃時(shí)對應(yīng)的是熱影響區(qū)粗晶區(qū)，此條件下奧氏體中碳元素分布均勻，當(dāng)冷卻速率較大時(shí)，奧氏體會轉(zhuǎn)變成馬氏體組織，若冷卻速率小，則會形成貝氏體組織；峰值溫度1150～950 ℃時(shí)對應(yīng)的是細(xì)晶熱影響區(qū)，由于峰值溫度略高于Ac3，奧氏體晶粒來不及長大，冷卻后形成細(xì)小的貝氏體組織；峰值溫度低于900 ℃時(shí)，模擬的是熱影響區(qū)中的兩相區(qū)，此時(shí)僅有部分晶粒奧氏體化，且由于溫度較低，在晶界和晶粒內(nèi)有大量的碳化物聚集，冷卻后是索氏體和貝氏體的混合組織[5-6]。師仲然等[7]比較了V鋼、V-N鋼、V-Ti鋼，V-N-Ti鋼的沖擊韌性后發(fā)現(xiàn)，鋼中添加氮元素會使CGHAZ中先共析鐵素體含量增多，從而導(dǎo)致鋼沖擊韌性下降，V-N鋼中第二相M-A組元含量很少，主要分布在先共析鐵素體周圍，可見V-N系列鋼中，M-A組元并非為熱影響區(qū)粗晶區(qū)沖擊韌性惡化的關(guān)鍵因素。文獻(xiàn)[8]中報(bào)道，游離氮對鋼CGHAZ韌性的不利影響可被晶粒細(xì)化對韌性帶來的提升所抵消，但Bang等[9]研究顯示，經(jīng)歷焊接熱循環(huán)后，高氮鋼組織中游離氮是導(dǎo)致其沖擊韌性惡化的主要因素。

目前，有關(guān)焊接熱循環(huán)過程V(C,N)粒子演變對高V-N型正火態(tài)容器鋼焊接熱影響區(qū)組織和低溫沖擊韌性的影響的研究較少。基于此，本文利用Gleeble 3800型熱模擬試驗(yàn)機(jī)，模擬P460NL1鋼在不同焊接熱循環(huán)下的熱影響區(qū)組織，結(jié)合低溫沖擊韌性實(shí)驗(yàn)和顯微組織觀察，研究了峰值溫度和冷卻時(shí)間對鋼焊接熱影響區(qū)組織和沖擊韌性的影響，重點(diǎn)分析了焊接熱循環(huán)過程中V(C,N)粒子的演變。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

本研究用鋼為寶山鋼鐵股份有限公司開發(fā)的P460NL1鋼，其化學(xué)成分見表1。試驗(yàn)鋼熔煉在真空感應(yīng)爐中進(jìn)行，將鋼水澆注成尺寸為125 mm×180 mm×235 mm的鑄錠，加熱至1200 ℃保溫2 h后，軋制成20 mm厚的鋼板，空冷至室溫，隨后進(jìn)行正火處理，工藝條件為：910 ℃×30 min，出爐后空冷至室溫。

表1 P460NL1鋼的化學(xué)成分(wB/%)Table 1 Chemical composition of P460NL1 steel

利用Gleeble 3800型熱模擬試驗(yàn)機(jī)對P460NL1鋼的焊接熱循環(huán)過程進(jìn)行模擬，試樣尺寸為11 mm×11 mm×70 mm，采用的熱循環(huán)工藝參數(shù)如表2所示。表2中，Tp表示峰值溫度，不同峰值溫度用于模擬不同的焊接熱影響區(qū)，t8/5表示鋼樣從800 ℃冷卻至500 ℃所需時(shí)間，用于表征不同的焊接冷卻速率。

表2 P460NL1鋼的焊接熱模擬工藝Table 2 Welding thermal simulation process of P460NL1 steel

將熱模擬試樣加工成10 mm×10 mm×55 mm的夏比V型缺口標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣，缺口開在熱電偶焊點(diǎn)處，用干冰和酒精將試樣冷卻至-40 ℃，測試樣品在該溫度下的夏比V型缺口沖擊功。利用線切割方法在沖擊試樣上取金相樣品，經(jīng)打磨、拋光并用4%硝酸酒精溶液腐蝕后，采用光學(xué)顯微鏡(Olympus BM51)觀察試樣顯微組織，每個試樣選取3個視場，采用Image-pro Plus 6.0軟件統(tǒng)計(jì)各視場中不同相的體積百分比，并求取平均值。采用掃描電鏡(FEI Nova Nano SEM 400)觀察熱模擬試樣沖擊斷口的形貌，在透射電鏡(JEM-2100UHR)下觀察試樣中V(C,N)粒子的形貌、尺寸及分布情況。采用Thermal-Calc軟件，計(jì)算試驗(yàn)鋼成分體系下，V(C,N)粒子析出量隨溫度的變化曲線，并預(yù)測其完全固溶溫度。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 模擬焊接熱影響區(qū)的低溫沖擊韌性

不同焊接熱循作用后P460NL1鋼的低溫沖擊韌性如圖1所示。從圖1 (a)中不同t8/5條件下模擬焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)的低溫沖擊韌性來看，實(shí)驗(yàn)條件范圍內(nèi)，試驗(yàn)鋼于-40 ℃的沖擊吸收功相對較低，其基本不隨t8/5(冷卻速率)的變化而變化，且峰值溫度越高，試驗(yàn)鋼低溫沖擊韌性越低。由圖1 (b)所示t8/5同為45 s時(shí)P460NL1鋼低溫沖擊韌性隨峰值溫度的變化趨勢可見，鋼樣低溫沖擊韌性隨峰值溫度的升高大致呈降低的趨勢，當(dāng)Tp為870、950 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼的沖擊吸收功較高，約為70 J，隨著峰值溫度進(jìn)一步升高，鋼樣低溫沖擊韌性急劇下降。

(a)不同t8/5下CGHAZ

(b)t8/5=45 s時(shí)不同峰值溫度圖1 模擬焊接熱影響區(qū)的低溫沖擊韌性Fig.1 Low-temperature impact toughness of simulated welding HAZ

2.2 模擬焊接熱影響區(qū)的微觀組織

2.2.1 CGHAZ的微觀組織

峰值溫度為1350、1200 ℃時(shí)，不同t8/5條件下模擬焊接熱循環(huán)后P460NL1鋼的微觀組織分別如圖2和圖3所示，金相定量分析結(jié)果及晶粒尺寸分別列于表3和表4中。結(jié)合圖2和表3可知，峰值溫度為1350 ℃條件下，當(dāng)t8/5=15 s時(shí)，P460NL1鋼模擬熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織為沿奧氏體晶界生成的長條狀先共析鐵素體、向晶內(nèi)生長的粒狀貝氏體及長條狀M-A組元(分布于粒狀貝氏體內(nèi))；t8/5在25～60 s范圍時(shí)，模擬粗晶區(qū)組織為先共析鐵素體和粒狀貝氏體，且先共析鐵素體含量由6.29%增至9.22%；當(dāng)t8/5=80 s，鋼中開始有針狀鐵素體生成，組織為呈連續(xù)小塊狀的先共析鐵素體、粒狀貝氏體及少量針狀鐵素體，隨著t8/5延長至100 s，鋼中先共析鐵素體含量增至13.22%，粒狀貝氏體含量減少了約4個百分點(diǎn)，針狀鐵素體的含量增至3.28%。由此可見，此峰值溫度條件下，隨著t8/5的增加(即冷卻速率的降低)，試驗(yàn)鋼模擬熱影響區(qū)粗晶區(qū)中先共析鐵素體含量逐漸增加，貝氏體含量大致呈降低的趨勢，鋼中未觀察到珠光體組織。

由圖3和表3可見，峰值溫度為1200 ℃條件下，當(dāng)t8/5在15～25 s范圍，P460NL1鋼模擬熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織為先共析鐵素體和粒狀貝氏體，且粒狀貝氏體中M-A組元呈長條狀，隨著t8/5的增大，鋼中先共析鐵素體的含量由5.11%增加到8.26%，且鐵素體寬度有所增加；當(dāng)t8/5=45 s時(shí)，鋼中開始出現(xiàn)少量珠光體，模擬粗晶區(qū)為貝氏體、塊狀鐵素體和珠光體混合組織，珠光體析出于塊狀鐵素體間隙間，此條件下，鋼中先共析鐵素體含量達(dá)到了33%；當(dāng)t8/5=80 s時(shí)，組織中開始出現(xiàn)針狀鐵素體，其位于原始奧氏體晶內(nèi)，模擬熱影響區(qū)組織為先共析鐵素體、粒狀貝氏體、珠光體和針狀鐵素體。

(a) t8/5=15 s (b) t8/5=25 s (c) t8/5=45 s

(d) t8/5=60 s (e) t8/5=80 s (f)t8/5=100 s圖2 Tp=1350 ℃下模擬焊接熱影響區(qū)的顯微組織Fig.2 Microstructure of simulated welding HAZ at peak temperature of 1350 ℃

(a) t8/5=15 s (b) t8/5=25 s

(c) t8/5=45 s (d) t8/5=80 s圖3 Tp=1200 ℃下模擬焊接熱影響區(qū)的顯微組織Fig.3 Microstructure of simulated welding HAZ at peak temperature of 1200 ℃

從表4可以看出，兩種峰值溫度條件下，P460NL1鋼模擬熱影響區(qū)粗晶區(qū)的平均晶粒尺寸大致隨t8/5的延長呈增加的趨勢，Tp為1350 ℃時(shí)，當(dāng)t8/5由15 s增加到80 s，鋼樣平均晶粒尺寸增大了約43.5%，但隨著t8/5延長至100 s，鋼樣平均晶粒尺寸有所降低，即小于t8/5=45 s時(shí)的情況；Tp同為1200 ℃，當(dāng)t8/5為15、25 s時(shí)，鋼樣平均晶粒尺寸變化不大，維持在41 μm附近，隨著t8/5延長至45 s，鋼樣平均晶粒尺寸增加了約21.95%，而t8/5=80 s時(shí)，鋼樣平均晶粒尺寸略有增加，增幅僅為1.8%。

表3 模擬焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)的組織定量統(tǒng)計(jì)結(jié)果Table 3 Statistical results of simulated welding CGHAZ microstructure

表4 模擬焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)的平均晶粒尺寸(單位:μm)Table 4 Average grain sizes of simulated welding HAZ

2.2.2t8/5=45 s時(shí)不同峰值溫度下的微觀組織

t8/5=45 s時(shí)，不同峰值溫度模擬焊接熱循環(huán)后P460NL1鋼的顯微組織如圖4所示，對應(yīng)各相的體積百分比列于表5中。結(jié)合圖4和表5可知，t8/5同為45 s時(shí)，隨著峰值溫度的升高，試驗(yàn)鋼顯微組織由珠光體+塊狀鐵素體向貝氏體+先共析鐵素體轉(zhuǎn)變，當(dāng)Tp為870 ℃時(shí)，鋼樣組織為塊狀鐵素體(白色)和帶狀珠光體，Tp處于950～1200 ℃范圍時(shí)，試驗(yàn)鋼為鐵素體+貝氏體+珠光體混合組織，且隨著峰值溫度的升高，珠光體含量逐漸降低，當(dāng)Tp升至1350 ℃，鋼樣組織主要由粒狀貝氏體構(gòu)成，僅有極少量鐵素體。

(a) Tp=870 ℃ (b) Tp=950 ℃ (c) Tp=1100 ℃

(d) Tp=1200 ℃ (e) Tp=1350 ℃圖4 t8/5=45 s時(shí)模擬焊接熱影響區(qū)的顯微組織 Fig.4 Microstructure of simulated welding HAZ at t8/5=45 s

表5 模擬焊接熱影響區(qū)組織定量統(tǒng)計(jì)結(jié)果Table 5 Statistical results of simulated welding HAZ microstructure

2.3 V(C,N)粒子表征

2.3.1 V(C,N)析出量理論計(jì)算

圖5所示為平衡態(tài)下V(C,N)粒子析出量隨溫度的變化曲線。由圖5可知，隨著溫度的升高，V(C,N)粒子的溶解度逐漸增大，當(dāng)溫度為700 ℃時(shí)，粒子析出量最大為0.41%，隨著溫度升至1100 ℃，V(C,N)析出量僅為0.08%，至1160 ℃時(shí)V(C,N)粒子已完全溶解。

圖5 V(C,N)析出量隨溫度的變化Fig.5 Variation of V(C,N) precipitation quantity with temperature

2.3.2 不同t8/5下V(C,N)粒子尺寸及形貌

當(dāng)峰值溫度為1350℃時(shí)，不同t8/5條件下P460NL1鋼的TEM照片如圖6所示。由圖6可見，t8/5=80 s時(shí)，所選視場中未觀察到析出相顆粒，而t8/5=100 s時(shí)，鋼中觀察到方形的V(C,N)粒子，測得3個V(C,N)粒子粒徑從小到大依次為26.50、31.25、31.68 nm。結(jié)合圖5可知，在經(jīng)歷1350 ℃峰值溫度后，鋼中V(C,N)粒子已全部溶解，在t8/5=100 s的冷卻條件下，V(C,N)粒子重新析出。該峰值溫度條件下，當(dāng)t8/5在15～80 s范圍時(shí)，基體中V(C,N)粒子完全溶解，冷卻過程中V(C,N)難以從基體中析出，N全部固溶；而t8/5=100 s時(shí)，基體中觀察到少量V(C,N)粒子，表明此t8/5條件接近于V(C,N)臨界析出t8/5，即V(C,N)粒子雖發(fā)生了再析出，但析出量較少，基體中仍然固溶有大部分N。

(a) t8/5=80 s

(b) t8/5=100 s圖6 焊接熱模擬試樣TEM照片F(xiàn)ig.6 TEM images of welding thermal simulation samples

2.4 沖擊斷口形貌

t8/5=45 s時(shí)，不同峰值溫度下P460NL1鋼樣沖擊斷口的SEM照片如圖7所示。由圖7可見，Tp為870、950 ℃時(shí)，試樣斷裂方式為準(zhǔn)解理斷裂，即由小而彎曲的河流花樣和撕裂棱構(gòu)成[10]，小刻面呈凹盆狀，且隨著Tp的升高，小刻面的面積增大；當(dāng)Tp處于1100～1350 ℃范圍時(shí)，鋼樣斷裂方式均為解理斷裂，相較于Tp=950 ℃的情況，峰值溫度為1100 ℃時(shí)鋼樣斷口解理面更平坦且連續(xù)，河流花樣長度變長，隨著Tp進(jìn)一步升高，鋼樣斷口均呈扇形花樣，解理面面積逐漸增大，臺階長度更長，這種斷口組織對應(yīng)著較低的沖擊韌性值。

(d) Tp=1200 ℃ (e) Tp=1350 ℃圖7 t8/5=45 s時(shí)模擬焊接熱影響區(qū)的斷口組織Fig.7 Fracture morphology of simulated welding HAZ at t8/5=45 s

3 討論

3.1 先共析鐵素體對P460NL1鋼低溫沖擊韌性的影響

當(dāng)Tp為1350、1200 ℃且t8/5在15～100 s范圍時(shí)，P460NL1鋼組織主要為粒狀貝氏體+先共析鐵素體，粗大的粒狀貝氏體組織往往會導(dǎo)致鋼沖擊韌性降低，這是P460NL1鋼CGHAZ低溫沖擊韌性值整體處于較低范圍(8～18 J)的主要因素。另外，圖1顯示，Tp同為1200 ℃時(shí)，相較于t8/5=45 s的情況，t8/5為80 s條件下P460NL1鋼的低溫沖擊吸收功略有提升，結(jié)合表2可知，當(dāng)t8/5較大(對應(yīng)的冷卻速率低)時(shí)，鋼中先共析鐵素體含量下降，組織中開始出現(xiàn)針狀鐵素體，該組織類型有助于試驗(yàn)鋼低溫沖擊韌性的提升。

t8/5同為45 s時(shí)，隨著Tp從870 ℃升高至1350 ℃，P460NL1鋼低溫沖擊吸收功由70.0 J降至9.2 J。結(jié)合圖4可知，Tp低于950 ℃時(shí)，鋼組織主要為細(xì)小的多邊形鐵素體，而Tp超過1200 ℃時(shí)，鋼組織主要為貝氏體+先共析鐵素體。而細(xì)小的鐵素體不利于裂紋擴(kuò)展，這是峰值溫度較低時(shí)P460NL1鋼沖擊韌性較高的重要原因。此外，先共析鐵素體易于產(chǎn)生微裂紋且不能有效阻止裂紋擴(kuò)展[11-12]，因而峰值溫度(1350 ℃)較高的實(shí)驗(yàn)條件下，P460NL1鋼低溫沖擊韌性下降明顯，先共析鐵素體增多也會導(dǎo)致鋼沖擊韌性降低，但影響相對較小。

3.2 晶粒尺寸對P460NL1鋼低溫沖擊韌性的影響

一般而言，晶粒尺寸對材料沖擊韌性有較明顯影響。表4顯示，Tp為1200 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼平均晶粒尺寸隨t8/5增大而增加，如圖1(a)所示，當(dāng)t8/5=45 s時(shí)，試驗(yàn)鋼低溫沖擊韌性略有降低，這可以由此t8/5條件下P460NL1鋼晶粒尺寸明顯增大來解釋；隨著t8/5增至80 s，鋼樣晶粒尺寸增幅較小，低溫沖擊韌性略有提升，這是由于針狀鐵素體含量提高所致。Tp為1350 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼晶粒尺寸隨t8/5增加而逐漸增大，但圖1(a)顯示，P460NL1鋼低溫沖擊韌性變化不大，表明除了晶粒尺寸外，還有其他因素會影響到熱影響區(qū)粗晶區(qū)的低溫沖擊韌性。

3.3 V(C,N)粒子演變及其對P460NL1鋼低溫沖擊韌性的影響

當(dāng)Tp為1200、1350 ℃且t8/5<100 s時(shí)，P460NL1鋼中V(C,N)粒子全部溶解，第二相粒子對奧氏體的釘扎作用消失，晶粒長大，晶界數(shù)量減少，試驗(yàn)鋼熱影響區(qū)粗晶區(qū)低溫沖擊韌性降低；另一方面，當(dāng)t8/5<100 s時(shí)，鋼中V(C,N)粒子不再析出，結(jié)合圖5可知，V(C,N)粒子在超過1160 ℃后完全溶解，故模擬熱影響區(qū)粗晶區(qū)中N元素全部以游離態(tài)存在，這會極大降低試驗(yàn)鋼熱影響區(qū)粗晶區(qū)的低溫沖擊韌性[6,8]。當(dāng)Tp為1350 ℃且t8/5=100 s時(shí)，鋼中V(C,N)粒子雖發(fā)生了再析出，但結(jié)合圖6可知，再析出V(C,N)粒子數(shù)目較少，其對奧氏體晶界釘扎效果并不明顯，此外，由于t8/5較大，對應(yīng)的冷卻速率較低，P460NL1鋼組織仍為粗大的粒狀貝氏體，基體中仍存在較多游離N，試驗(yàn)鋼的低溫沖擊韌性并沒有因?yàn)閂(C,N)粒子的再析出而明顯提高。

當(dāng)Tp=1100 ℃、t8/5=45 s時(shí)，鋼中V(C,N)粒子大部分溶解且未發(fā)生再析出，大部分N以游離態(tài)形式存在，組織主要為細(xì)小的塊狀鐵素體，其對裂紋擴(kuò)展有一定阻礙作用，材料低溫沖擊韌性得以提高。

當(dāng)峰值溫度為950、870 ℃且t8/5為45 s時(shí)，鋼中V(C,N)粒子部分溶解，此時(shí)組織為塊狀鐵素體+帶狀珠光體，N主要存在于第二相粒子中，少量游離N不會嚴(yán)重惡化模擬熱影響區(qū)的低溫沖擊韌性。此外，部分溶解的V(C,N)粒子不僅可以釘扎奧氏體晶界，還可以作為鐵素體形核質(zhì)點(diǎn)，晶內(nèi)鐵素體形核率因而增大，鐵素體晶粒尺寸減小[13]。因此，這兩個峰值溫度下P460NL1鋼的低溫沖擊韌性最佳。

4 結(jié)論

(1)峰值溫度取1350、1200 ℃且t8/5在15～100 s范圍時(shí)，P460NL1鋼模擬焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)-40 ℃低溫沖擊韌性相對較低(不超過20 J)，且基本不隨t8/5的變化而變化。此條件下P460NL1鋼組織為粒狀貝氏體+先共析鐵素體，N元素主要以游離態(tài)形式存在于基體中，第二相粒子V(C,N)對奧氏體的釘扎作用消失，這是造成粗晶區(qū)低溫韌性低且對t8/5變化不敏感的主要因素。

(2)當(dāng)t8/5同為45 s時(shí)，P460NL1鋼焊接熱模擬試樣的低溫沖擊韌性隨峰值溫度的升高大致呈減小趨勢，且當(dāng)峰值超過1200 ℃后，其低溫沖擊韌性會急劇降低。當(dāng)峰值溫度在870～1100 ℃范圍，即對應(yīng)P460NL1鋼模擬焊接熱影響區(qū)兩相區(qū)和細(xì)晶區(qū)，在焊接熱循環(huán)過程中，V(C,N)粒子部分溶解，即N主要存在于第二相粒子中，部分溶解的V(C,N)粒子不僅會起到釘扎奧氏體晶界的作用，還可作為鐵素體形核質(zhì)點(diǎn)，提高鐵素體形核率，達(dá)到細(xì)化晶粒的效果，組織的低溫沖擊韌性得以提高。