鄒 揚(yáng), 張?zhí)K淵, 張學(xué)峰, 張躍飛, 王 坤, 劉國權(quán)

(1. 北京科技大學(xué) 新金屬材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 北京 100083; 2. 首鋼集團(tuán)有限公司 技術(shù)研究院, 北京 100043; 3. 首鋼京唐鋼鐵聯(lián)合有限責(zé)任公司, 河北 唐山 063200)

水電是最為主要的清潔能源,壓力管道系統(tǒng)是給發(fā)電機(jī)組供水的關(guān)鍵部件。由于壓力管道系統(tǒng)承受巨大的水壓,對(duì)鋼板的韌性儲(chǔ)備有很高的要求。失穩(wěn)破壞是壓力管道常見的失效方式之一[1-2],微觀上主要表現(xiàn)為解理/準(zhǔn)解理斷裂。

800 MPa級(jí)別水電鋼最終采用調(diào)質(zhì)狀態(tài)交貨,基體組織以回火馬氏體為主。Wang等[3]對(duì)DIN 17CrNiMo6鋼的研究表明,馬氏體板條束(Packet)是調(diào)質(zhì)鋼的微觀韌性控制單元,準(zhǔn)解理裂紋擴(kuò)展過程中遇到板條束邊界會(huì)發(fā)生明顯偏轉(zhuǎn)并消耗能量,降低板條束尺寸可以大幅降低鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度(DBTT),同時(shí)還得出板條束尺寸(dp)和原奧氏體晶粒尺寸(dγ)之間的定量關(guān)系(dp=0.37dγ)。多項(xiàng)研究[4-5]均已表明,細(xì)化奧氏體晶粒有利于提高調(diào)質(zhì)鋼的低溫韌性。Celada-Casero等[6]的研究表明,細(xì)小的奧氏體晶粒有利于增加形核馬氏體轉(zhuǎn)變初始形核率,提高初始轉(zhuǎn)化率(0～30%),降低馬氏體板條(Lath)的橫縱比(a/c),使得其更傾向于形成等軸的馬氏體板條,達(dá)到細(xì)化板條束的目的。

800 MPa級(jí)別水電鋼通過“控制軋制→鋼板緩冷→離線淬火→回火”的工藝路線生產(chǎn)。細(xì)化晶粒主要通過軋制細(xì)化和淬火的加熱過程進(jìn)行控制。Nb元素可以在軋制過程中通過形變誘導(dǎo)析出而強(qiáng)烈細(xì)化鋼的軋制組織,提高熱機(jī)械處理后鋼的強(qiáng)韌性[7]。同時(shí)也注意到,在軋制加熱溫度(～1200 ℃)和熱處理加熱溫度(～900 ℃)之間,Nb元素的溶解度存在巨大差異(JMatPro計(jì)算),如圖1所示,在水電鋼的成分體系下,Nb含量低于0.06%時(shí),1200 ℃下Nb均能完全溶于奧氏體中,而在900 ℃下0.03%Nb的固溶量為23.7%,0.05%Nb的固溶量?jī)H為21.8%。

圖1 不同溫度下析出相中的Nb含量與鋼中Nb總添加量的關(guān)系(JMatPro計(jì)算)

本文利用Nb元素在軋制加熱溫度和熱處理加熱溫度之間的固溶度差異,模擬研究不同的Nb含量對(duì)軋制變形組織在再加熱過程中晶粒長大和晶粒尺寸分布的影響。

1 試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)鋼以某鋼廠800 MPa水電鋼成分為基礎(chǔ),其中Nb的添加量設(shè)計(jì)為3種目標(biāo)(0、0.03%和0.05%),其余合金元素含量基本相當(dāng)。試驗(yàn)鋼的實(shí)測(cè)化學(xué)成分如表1所示。

表1 不同Nb含量的試驗(yàn)鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

試驗(yàn)鋼采用50 kg真空爐冶煉,澆鑄成125 mm×125 mm的鋼錠,加熱到1250 ℃后軋制至20 mm厚度鋼板,隨后機(jī)械加工成φ8 mm×12 mm的圓柱體壓縮試樣。熱變形試驗(yàn)在Gleeble 3500熱/力模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,變形方式為恒溫、等應(yīng)變速率軸向壓縮。具體模擬試驗(yàn)方案如圖2所示,分為模擬熱軋變形(Step 1)和模擬淬火加熱(Step 2)兩個(gè)階段。

圖2 試驗(yàn)鋼模擬熱變形+再加熱淬火的示意圖

2)模擬再加熱淬火:根據(jù)熱膨脹測(cè)定鋼的Ac3溫度為868 ℃,確定奧氏體化溫度為900 ℃。對(duì)第一階段變形后的試樣,然后再以10 ℃/s的加熱速度將試樣加熱至900 ℃,分別保溫5、10和30 min;然后以20 ℃/s 冷速冷卻至200 ℃,取出空冷。

2 顯微組織觀察和分析

將經(jīng)過熱模擬的試樣沿軸向切割,界面經(jīng)砂紙逐級(jí)打磨至2000號(hào)后機(jī)械拋光,用過飽和苦味酸溶液熱浸蝕得到奧氏體晶粒晶界。浸蝕劑為150 mL蒸餾水+2.25 g苦味酸+1.1 g CuCl2+少量酒精以及白貓洗潔精。熱浸蝕在恒溫水浴爐中進(jìn)行,溫度保持在80 ℃,浸蝕過程中輕輕振蕩試樣,每次浸蝕時(shí)間為17 s,得到清晰的奧氏體晶粒晶界。使用DM4000M和MEF4A顯微鏡拍攝顯微組織照片后,在ImageTool軟件中用截線法測(cè)量奧氏體晶粒尺寸。

2.1 原始奧氏體晶粒觀察

圖3為0Nb、0.03%Nb和0.05%Nb試驗(yàn)鋼在經(jīng)過圖2所示的第一階段試驗(yàn)過程后的原始奧氏體顯微組織。從圖3中可以看出,隨著變形量增加,變形狀態(tài)的原始奧氏體晶粒尺寸變小;添加0.05%、0.03%的Nb均可以細(xì)化變形狀態(tài)的原始奧氏體晶粒尺寸。

圖3 不同Nb含量試驗(yàn)鋼經(jīng)不同變形率的模擬熱扎變形后的變形組織

圖4為0Nb和0.03%Nb試驗(yàn)鋼在經(jīng)過圖2所示所有試驗(yàn)過程后的原始奧氏體晶粒組織。原始奧氏體晶粒尺寸大致隨著變形量的增加而減小,隨再加熱時(shí)間增加而增大。在900 ℃保溫5～10 min的試樣,其奧氏體晶粒尺寸低于變形狀態(tài),隨著保溫時(shí)間延長至30 min,部分小變形量(～10%)試樣的原始奧氏體晶粒明顯長大,尺寸超過變形狀態(tài)。添加0.03%Nb 的試樣經(jīng)900 ℃再加熱不同時(shí)間后,其晶粒尺寸比不含Nb微合金鋼奧氏體晶粒組織更加細(xì)小且均勻。

圖4 不同Nb含量、不同變形量試驗(yàn)鋼經(jīng)900 ℃再加熱不同時(shí)間的顯微組織

2.2 形變奧氏體的平均晶粒尺寸

試驗(yàn)鋼完成第一階段變形后(Step1)的奧氏體晶粒尺寸(D)如圖5所示。整體上晶粒尺寸隨變形量升高下降,隨Nb含量升高而減小:①變形量在20%～30%之間時(shí),0.05%Nb試驗(yàn)鋼的晶粒尺寸變化不大。②變形量≥30%,0.03%Nb和0.05%Nb試驗(yàn)鋼平均奧氏體晶粒尺寸差異不大,而0Nb試驗(yàn)鋼的平均奧氏體晶粒尺寸達(dá)到20 μm以上。③0Nb的試驗(yàn)鋼,當(dāng)變形量提高到30%以上時(shí)才有較為明顯的細(xì)化效果;且當(dāng)變形量達(dá)到40%時(shí),其細(xì)化晶粒效果僅與0.03%Nb試驗(yàn)鋼變形量10%時(shí)的效果相當(dāng)。

圖5 試驗(yàn)鋼不同Nb含量下形變奧氏體晶粒尺寸D與第一階段變形量的關(guān)系

2.3 形變-再加熱的奧氏體的平均晶粒尺寸遺傳關(guān)系

圖6為試驗(yàn)鋼經(jīng)過第一階段變形和900 ℃再加熱保溫不同時(shí)間后的奧氏體平均晶粒尺寸(D′)變化情況,為便于對(duì)比,將熱變形后的奧氏體晶粒尺寸(D)畫于圖中。從圖6可以看出,①隨加熱時(shí)間增加,奧氏體晶粒尺寸增加;②除了10%變形量,在900 ℃再加熱30 min以內(nèi)時(shí),奧氏體晶粒尺寸不超過變形狀態(tài)的平均晶粒尺寸。

圖6 不同Nb含量試驗(yàn)鋼900 ℃再加熱后的奧氏體晶粒尺寸D′與第一階段變形量之間的關(guān)系

按照不同的奧氏體化加熱時(shí)間將數(shù)據(jù)整理至圖7中,可以看出,形變狀態(tài)下的奧氏體晶粒尺寸(D)與淬火再加熱態(tài)平均奧氏體晶粒尺寸(D′)之間大致符合線性關(guān)系,具體擬合數(shù)據(jù)見表2。由圖7可以看出,隨著加熱時(shí)間的延長,數(shù)據(jù)點(diǎn)漸趨分散(見表2中R2的變化趨勢(shì))。

圖7 在900 ℃再加熱后的奧氏體晶粒尺寸D′與形變奧氏體晶粒尺寸D的關(guān)系

表2 圖7中晶粒尺寸關(guān)系函數(shù) D′=A(D)+B中的常數(shù)值和擬合精度

1948年,P.A.貝克(Beck)等根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果,首次提出在等溫條件下,正常晶粒長大過程中平均晶粒尺寸與加熱時(shí)間的冪函數(shù)[8]:

D′=Ktn

(1)

將Beck模型即式(1)兩邊取對(duì)數(shù)可得:

lnD′=lnK+nlnt

(2)

將不同Nb含量、不同預(yù)變形量試樣的lnt-lnD′關(guān)系繪制于圖8。由圖8可以看出,lnt-lnD′大致呈現(xiàn)出相互平行的線性關(guān)系,斜率在0.169～0.279之間,平均為0.215,說明平均晶粒尺寸D′與保溫時(shí)間t之間大致滿足D′=Kt0.215的關(guān)系,K值為根據(jù)不同的Nb含量和不同的預(yù)變形量變化的參數(shù)。

圖8 900 ℃再加熱后試驗(yàn)鋼的奧氏體晶粒尺寸D′與保溫時(shí)間t的關(guān)系

如果將線性關(guān)系改寫為:

(3)

則D′又可寫為:

(4)

(5)

式中:D′為900 ℃淬火加熱平均奧氏體晶粒尺寸,D為形變奧氏體平均晶粒尺寸,t為淬火加熱保溫時(shí)間。通過式(5)可以建立形變態(tài)奧氏體與淬火再加熱態(tài)奧氏體之間的晶粒尺寸遺傳關(guān)系。根據(jù)式(5)預(yù)測(cè)的晶粒尺寸與試驗(yàn)值的對(duì)比見圖9,線性相關(guān)系數(shù)R2為0.8755,說明式(5)具有較高的預(yù)測(cè)精度。

圖9 基于式(5)的900 ℃淬火再加熱奧氏體晶粒尺寸預(yù)測(cè)值和試驗(yàn)值的對(duì)比圖

2.4 再加熱態(tài)的晶粒尺寸分布

為了更進(jìn)一步了解不同試樣的奧氏體晶粒尺寸分布,進(jìn)行了更為詳細(xì)的統(tǒng)計(jì),單個(gè)試樣統(tǒng)計(jì)的晶粒個(gè)數(shù)在500～800個(gè),具體統(tǒng)計(jì)結(jié)果如圖10所示。

圖10 不同第一階段變形量下試驗(yàn)鋼經(jīng)900 ℃再加熱后的奧氏體晶粒尺寸分布與Nb含量的對(duì)應(yīng)關(guān)系

圖10為不同Nb含量試驗(yàn)鋼在不同變形量和900 ℃再加熱不同保溫時(shí)間下的平均晶粒尺寸和相應(yīng)的最大、最小值的匯總圖。從晶粒尺寸平均值看,相同變形量下隨著加熱時(shí)間的延長,平均晶粒尺寸增加;同時(shí)隨著保溫時(shí)間的延長,最大晶粒尺寸均呈現(xiàn)增加趨勢(shì)。30%預(yù)變形+900 ℃×30 min再加熱的晶粒尺寸分布如圖11所示?？梢钥闯?隨Nb含量上升,平均晶粒尺寸減少,更值得注意的是,在添加了Nb元素后,個(gè)別異常粗大的晶粒被抑制。個(gè)別粗大的晶粒往往會(huì)造成沖擊吸收能量的單值離散,使韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高。

圖11 不同Nb含量試驗(yàn)鋼在熱變形30%、再加熱至900 ℃保溫30 min條件下的奧氏體晶粒尺寸分布

在厚板軋制過程中通?？梢赃_(dá)到的有效累計(jì)變形量區(qū)間內(nèi)(20%～30%),綜合考慮厚板熱處理加熱時(shí)間、平均晶粒尺寸、最大晶粒尺寸等因素,0.03%Nb和0.05%Nb的細(xì)化再加熱晶粒效果基本相當(dāng)?？紤]成本因素,0.03%左右的Nb含量更為經(jīng)濟(jì)。

3 析出相分析

3.1 析出相的熱力學(xué)計(jì)算

對(duì)3種不同Nb含量試驗(yàn)鋼中各類碳氮化物M(C,N) 和氮化物MN的析出溫度進(jìn)行計(jì)算(JMatPro軟件,計(jì)算時(shí)對(duì)Ti、Al、V、N、C質(zhì)量分?jǐn)?shù)取平均值),結(jié)果如圖12所示。高溫氮化物(MN)的開始析出溫度在1455 ℃左右,可以推測(cè)高溫氮化物主要以TiN為主,同時(shí)可以看出,Nb含量的增加可以極少量(1 ℃以內(nèi))地提高氮化物(MN)的開始析出溫度(見圖13(a)),可以認(rèn)為Nb元素的變化對(duì)TiN析出的影響可以忽略不計(jì)。

圖12 不同Nb含量試驗(yàn)鋼的M(C,N)和MN析出溫度(JMatPro計(jì)算)

圖13 不同Nb含量試驗(yàn)鋼中氮化物(a)和碳氮化物(b)的析出溫度計(jì)算值

碳氮化物的析出溫度隨Nb含量增加的變化較大(見圖13(b)),0Nb試驗(yàn)鋼中碳氮化物的開始析出溫度在800 ℃ 以下,根據(jù)成分可以推測(cè)主要為V(C,N),0.03%Nb和0.05%Nb試驗(yàn)鋼的析出溫度分別為1119.75和1178.27 ℃,可以推測(cè)出碳氮化物主要為Nb(C,N)。

3.2 析出相的TEM觀察和統(tǒng)計(jì)

根據(jù)圖2的試驗(yàn)方案,模擬鋼坯加熱的奧氏體化溫度為1180 ℃,高于理論Nb元素完全固溶溫度,而變形溫度分別為1000和820 ℃,模擬淬火加熱的奧氏體化溫度為900 ℃,因此在這幾個(gè)溫度點(diǎn)上主要考慮Nb(C,N)析出行為。

對(duì)不同Nb含量試驗(yàn)鋼的模擬熱軋變形階段(Step 1)結(jié)束后的析出物形貌、種類、數(shù)量進(jìn)行透射電鏡分析。析出物采用碳膜復(fù)型,透射電鏡型號(hào)為2100F+INCAx-sight 30,載物臺(tái)為Cu網(wǎng)。圖14為第一階段變形量為30%時(shí)的復(fù)型的析出物在5000倍視場(chǎng)下的照片,可以看出不同Nb含量試驗(yàn)鋼的析出物密度差異很大。為了統(tǒng)計(jì)析出物的密度,選取20 000倍視場(chǎng)下的照片4～5張,統(tǒng)計(jì)照片中析出物數(shù)量,得出析出物數(shù)量平均值后除以照片的視場(chǎng)面積(每張照片的視場(chǎng)面積為1.02×10-6cm2)得出析出物的密度,結(jié)果如表3所示?？梢悦黠@看出,隨著Nb含量增加,析出量增加。

表3 第一階段變形量為30%時(shí)不同Nb含量試驗(yàn)鋼的析出物數(shù)量統(tǒng)計(jì)

從圖14中可見,0Nb試驗(yàn)鋼中的析出物多為四方形,尺寸大小差別較大,為30～70 nm,0.03%Nb和0.05%Nb 試驗(yàn)鋼中的析出物數(shù)量明顯增加,析出物尺寸較為均勻,多在10～30 nm之間。析出物的析出位置沒有明顯傾向,在晶內(nèi)、晶界均有析出。析出物形貌大致有3種形狀:四方形、六邊形和球形/不規(guī)則形狀,分別選取典型照片如圖15所示。對(duì)圖15中的析出物粒子進(jìn)行能譜分析,結(jié)果如表4所示,可以看出,0Nb試驗(yàn)鋼主要為粗大且方形的TiN粒子;含Nb的兩個(gè)試驗(yàn)鋼主要粒子為球形/不規(guī)則的復(fù)合析出物M(C,N)粒子,同時(shí)有少量六邊形的Nb、Ti復(fù)合的氮化物粒子。

圖15 不同形貌析出物(a～c)及其能譜分析結(jié)果(d～f)

表4 圖15中不同形貌析出物粒子的主要組成元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

已有的研究成果表明,形變誘導(dǎo)析出Nb(C,N)粒子的尺寸在10～20 nm[9],與本試驗(yàn)中得到的粒子尺寸相當(dāng)。試驗(yàn)中,從1000 ℃變形降到820 ℃的時(shí)間為9 s,后續(xù)變形時(shí)間0.22 s,考慮到形變基體中Nb(C,N) 通過位錯(cuò)線的非均勻形核的孕育期大約在幾秒的數(shù)量級(jí)上[10]?？梢耘卸ū驹囼?yàn)中所得到的Nb(C,N) 粒子為形變誘導(dǎo)析出。

4 結(jié)論

1) 試驗(yàn)得到了900 ℃再加熱后的奧氏體晶粒尺寸(D′)與形變奧氏體晶粒尺寸(D)、淬火加熱保溫時(shí)間(t) 的函數(shù)關(guān)系,定量地表述了800 MPa水電站用鋼中形變奧氏體和再加熱奧氏體的晶粒尺寸遺傳關(guān)系,并且公式具有較高的預(yù)測(cè)精度。

2) Nb含量的增加降低形變奧氏體和再加熱奧氏體晶粒尺寸,同時(shí)降低了出現(xiàn)個(gè)別粗大晶粒的概率。通常認(rèn)為 ,<15 μm的平均奧氏體晶粒是超低碳調(diào)質(zhì)鋼馬氏體相變前較為理想的晶粒尺寸,對(duì)于常用的淬火加熱制度下(900 ℃×(10～20) min),0.03%Nb和0.05%Nb 的細(xì)化效果基本相當(dāng)。Nb含量提高至0.05% 時(shí),雖然可以進(jìn)一步提高細(xì)化奧氏體晶粒的效果,但邊界收益率明顯下降。因此添加0.03%左右的Nb是較為經(jīng)濟(jì)理想的添加量。

3) 通過對(duì)30%變形量后析出物的觀察,可以發(fā)現(xiàn)大量10～30 μm 尺寸的Nb(C,N) 粒子,粒子數(shù)量和密度隨Nb含量增加而增加,但尺寸并未明顯增大。通過熱力學(xué)計(jì)算并綜合粒子尺寸和形成時(shí)間推斷這些Nb(C,N) 是在1000 ℃熱變形后形成的形變誘導(dǎo)析出粒子。