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實驗室, 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,對鋼板的韌性儲備有很高的要求。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計算),如圖1所示,在水電鋼的成分體系下,Nb含量低于0.06%時,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的固溶量僅為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 試驗材料和方法

試驗鋼以某鋼廠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)。試驗鋼的實測化學(xué)成分如表1所示。

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

試驗鋼采用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。熱變形試驗在Gleeble 3500熱/力模擬試驗機(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)兩個階段。

圖2 試驗鋼模擬熱變形+再加熱淬火的示意圖

2)模擬再加熱淬火:根據(jù)熱膨脹測定鋼的Ac3溫度為868 ℃,確定奧氏體化溫度為900 ℃。對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)砂紙逐級打磨至2000號后機(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試驗鋼在經(jīng)過圖2所示的第一階段試驗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試驗鋼在經(jīng)過圖2所示所有試驗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、不同變形量試驗鋼經(jīng)900 ℃再加熱不同時間的顯微組織

2.2 形變奧氏體的平均晶粒尺寸

試驗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,0.05%Nb試驗鋼的晶粒尺寸變化不大。②變形量≥30%,0.03%Nb和0.05%Nb試驗鋼平均奧氏體晶粒尺寸差異不大,而0Nb試驗鋼的平均奧氏體晶粒尺寸達(dá)到20 μm以上。③0Nb的試驗鋼,當(dāng)變形量提高到30%以上時才有較為明顯的細(xì)化效果;且當(dāng)變形量達(dá)到40%時,其細(xì)化晶粒效果僅與0.03%Nb試驗鋼變形量10%時的效果相當(dāng)。

圖5 試驗鋼不同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為試驗鋼經(jīng)過第一階段變形和900 ℃再加熱保溫不同時間后的奧氏體平均晶粒尺寸(D′)變化情況,為便于對比,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,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,隨著加熱時間的延長,數(shù)據(jù)點漸趨分散(見表2中R2的變化趨勢)。

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間的冪函數(shù)[8]:

D′=Ktn

(1)

將Beck模型即式(1)兩邊取對數(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 ℃再加熱后試驗鋼的奧氏體晶粒尺寸D′與保溫時間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)測的晶粒尺寸與試驗值的對比見圖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)測值和試驗值的對比圖

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,單個試樣統(tǒng)計的晶粒個數(shù)在500～800個,具體統(tǒng)計結(jié)果如圖10所示。

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

圖10為不同Nb含量試驗鋼在不同變形量和900 ℃再加熱不同保溫時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間的延長,平均晶粒尺寸增加;同時隨著保溫時間的延長,最大晶粒尺寸均呈現(xiàn)增加趨勢。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,個別異常粗大的晶粒被抑制。個別粗大的晶粒往往會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)到的有效累計變形量區(qū)間內(nèi)(20%～30%),綜合考慮厚板熱處理加熱時間、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)計算

對3種不同Nb含量試驗鋼中各類碳氮化物M(C,N) 和氮化物MN的析出溫度進(jìn)行計算(JMatPro軟件,計算時對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,可以推測高溫氮化物主要以TiN為主,同時可以看出,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TiN析出的影響可以忽略不計。

圖12 不同Nb含量試驗鋼的M(C,N)和MN析出溫度(JMatPro計算)

圖13 不同Nb含量試驗鋼中氮化物(a)和碳氮化物(b)的析出溫度計算值

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)成分可以推測主要為V(C,N),0.03%Nb和0.05%Nb試驗鋼的析出溫度分別為1119.75和1178.27 ℃,可以推測出碳氮化物主要為Nb(C,N)。

3.2 析出相的TEM觀察和統(tǒng)計

根據(jù)圖2的試驗方案,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 ℃,因此在這幾個溫度點上主要考慮Nb(C,N)析出行為。

對不同Nb含量試驗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,透射電鏡型號為2100F+INCAx-sight 30,載物臺為Cu網(wǎng)。圖14為第一階段變形量為30%時的復(fù)型的析出物在5000倍視場下的照片,可以看出不同Nb含量試驗鋼的析出物密度差異很大。為了統(tǒng)計析出物的密度,選取20 000倍視場下的照片4～5張,統(tǒng)計照片中析出物數(shù)量,得出析出物數(shù)量平均值后除以照片的視場面積(每張照片的視場面積為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%時不同Nb含量試驗鋼的析出物數(shù)量統(tǒng)計

從圖14中可見,0Nb試驗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試驗鋼主要為粗大且方形的TiN粒子;含Nb的兩個試驗鋼主要粒子為球形/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],與本試驗中得到的粒子尺寸相當(dāng)。試驗中,從1000 ℃變形降到820 ℃的時間為9 s,后續(xù)變形時間0.22 s,考慮到形變基體中Nb(C,N) 通過位錯線的非均勻形核的孕育期大約在幾秒的數(shù)量級上[10]。可以判定本試驗中所得到的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,同時降低了出現(xiàn)個別粗大晶粒的概率。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,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)計算并綜合粒子尺寸和形成時間推斷這些Nb(C,N) 是在1000 ℃熱變形后形成的形變誘導(dǎo)析出粒子。