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家重點實驗室, 湖北 武漢 430081)

低合金高強鋼是具有高的屈服強度、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、輸油管道和船舶建造等領(lǐng)域[1-3]。在低合金高強鋼中添加微量鈮元素(Nb),可改變凝固機制,細(xì)化晶粒[4-5];在軋制過程中促使Nb(C,N)析出;相變過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鋼,由于鈮元素獨特的物理特性,為焊接帶來了挑戰(zhàn)。王超等[8]研究表明,鈮質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為0.01%時可得到較高的CGHAZ韌性,但過量的鈮會促進貝氏體生成而使韌性惡化。Chen等[9]研究了鈮對高鈮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)強度和韌性顯著降低。韓麗梅等[10]研究了鈮對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,不滿足船級社規(guī)范要求,鈮的添加對DH36級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鋼焊接熱影響區(qū)的常見組織,粒狀貝氏體組織特點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,即點狀、粒狀、長條狀和塊狀[12]。而粒狀貝氏體上M/A組元的數(shù)量、形貌、分布對低合金高強鋼的強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,組織從粒狀貝氏體逐漸向板條貝氏體過渡,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。張亞運等[20]利用焊接熱模擬對大焊接熱循環(huán)條件下鈮含量對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。

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

1 試驗材料及方法

試驗材料為4種不同鈮含量的低合金高強鋼,其成分如表1,4種試驗鋼的鈮含量分別為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對試驗鋼進行標(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熱模擬機上進行焊接熱模擬試驗,其焊接熱模擬工藝如圖1所示。試驗鋼的峰值溫度為1320 ℃,峰值溫度停留時間1 s,加熱速度200 ℃/s,之后分別以t8/5(相變溫度范圍在800～500 ℃的冷卻時間來代替冷卻速度)為3、6、15、20、30、50、80、150、300、600 s的冷卻速度冷卻到200 ℃。通過熱膨脹儀實時采集膨脹曲線,利用切線法確定相轉(zhuǎn)變溫度點。將不同冷卻速度的焊接熱模擬試樣沿縱向軸線切開,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型場發(fā)射掃描電鏡對焊接熱影響粗晶區(qū)進行顯微組織觀察。利用Image-pro-plus軟件對組織中的相比例進行統(tǒng)計。采用HV-1000A型維氏硬度計測量試樣的顯微硬度,載荷砝碼為1 kg。結(jié)合維氏硬度測試和顯微組織觀察以及相比例統(tǒng)計結(jié)果,以t8/5為橫坐標(biāo),連續(xù)冷卻相變溫度為縱坐標(biāo)繪制試驗鋼的SH-CCT曲線。

圖1 試驗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 試驗用低合金高強鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù), %)

2 試驗結(jié)果與討論

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

采用切線法對不同冷卻速度下的熱膨脹曲線進行分析,得出不同的t8/5時間下的貝氏體相變開始溫度(Bs)和相變結(jié)束溫度(Bf),見圖2所示。由圖2可知,當(dāng)t8/5=3、6 s時,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,鈮元素難以擴散,鈮含量對連續(xù)冷卻相變溫度的影響較小。其它t8/5時間(≥15 s)下,可以看到,在t8/5=30 s時,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,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時的晶界偏聚行為有關(guān)。除此之外,其他t8/5時間均呈現(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。這是由于冷卻速度較慢(≥15 s),在連續(xù)冷卻相變過程中,鈮的擴散速度比碳慢得多,同時,鈮的加入降低了轉(zhuǎn)變過程中碳的擴散系數(shù),碳擴散速度減慢,推遲奧氏體的擴散分解過程,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)冷卻相變開始溫度和結(jié)束溫度的高低同時決定了連續(xù)冷卻相變室溫組織的差異。

圖2 鈮含量對不同冷卻速度下試驗鋼的連續(xù)冷卻相變開始溫度(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,4種鈮含量的試驗鋼焊接熱影響區(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(見圖3(f)、圖4(f))。當(dāng)t8/5為30 s時,Nb0、Nb0.025試驗鋼的焊接熱影響區(qū)顯微組織為準(zhǔn)多邊形鐵素體(F)和珠光體(P)組織(見圖3(c,g)、圖4(c,g)),Nb0.085和Nb0.180試驗鋼焊接熱影響區(qū)的顯微組織仍為粒狀貝氏體(見圖5(c)、圖6(c)),第二相粒子有所長大,形狀由粒狀向短桿狀、塊狀生長(見圖5(f))。當(dāng)t8/5為80 s時,Nb0、Nb0.025和Nb0.085試驗鋼焊接熱影響區(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,珠光體進一步長大并向晶界處聚集成塊狀(見圖3(d)、圖4(d)、圖5(d,g))。值得注意的是,Nb0.180試驗鋼焊接熱影響區(qū)顯微組織在t8/5為80 s時仍有粒狀貝氏體組織,第二相粒子呈長條狀分布(見圖6(f))。當(dāng)t8/5為300 s時,4種鈮含量的試驗鋼焊接熱影響區(qū)顯微組織均由鐵素體和珠光體構(gòu)成(見圖3(e)、圖4(e)、圖5(e)、圖6(e,g)),說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試驗鋼在t8/5=30 s時就發(fā)生了高溫相變,分解為鐵素體和珠光體組織(見圖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。隨著試驗鋼中鈮含量增加,Nb0.085試驗鋼在t8/5=80 s時發(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試驗鋼即使在t8/5為80 s,組織中仍有粒狀貝氏體存在(見圖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范圍擴大。

2.3 鈮含量對模擬焊接熱影響區(qū)連續(xù)冷卻相變顯微硬度的影響

圖7為4種試驗鋼不同冷卻速度下的硬度變化曲線?？梢钥闯?Nb0、Nb0.025試驗鋼的硬度隨t8/5的增加呈逐漸下降的趨勢,而Nb0.085、Nb0.180試驗鋼的硬度值隨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。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,4種試驗鋼的組織均由板條貝氏體和粒狀貝氏體組成,同時隨著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,由于Nb0.085、Nb0.180試驗鋼的組織全部為粒狀貝氏體,使得其硬度在相當(dāng)長的一段t8/5內(nèi)保持穩(wěn)定(Nb0.085試驗鋼的硬度維持在190 HV左右,Nb0.180試驗鋼的硬度維持在200 HV左右),而Nb0、Nb0.025試驗鋼中存在鐵素體,使得其硬度出現(xiàn)波動,隨著t8/5的增加而逐漸減小。當(dāng)t8/5=150、300、600 s時,4種鈮含量試驗鋼的組織均由鐵素體和珠光體組成,Nb0.085和Nb0.180試驗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范圍擴大,高鈮含量(0.180%)的試驗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) 對比4種鈮含量的SH-CCT曲線,低合金高強鋼經(jīng)過鈮微合金化處理后,隨著鈮含量的增加,在連續(xù)冷卻相變過程中促進了粒狀貝氏體的轉(zhuǎn)變,發(fā)生粒狀貝氏體相變的t8/5范圍擴大。當(dāng)鈮含量為0.180wt%時,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(0.085%),低合金高強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。