焊接热循环下V-N 正火钢的V(C,N)粒子演变及微观组织分析

侯洪,蔡焕,王红鸿

(1.宝山钢铁股份有限公司,上海201900；2.湖北省高性能钢铁材料协同中心,武汉科技大学,武汉430081)

0 前言

在钒微合金化钢中添加较高含量的N元素,一方面通过大量弥散分布的V(C,N),提高析出强化,另一方面V(C,N)作为形核质点,提高晶内铁素体形核率而细化晶粒,两者共同作用,使钢铁材料强度和低温韧性同时提高[1-2]。目前宝山钢铁股份有限公司采用该研发思路,在16MnDR容器钢的基础上,研发出屈服强度≥460 MPa的高强正火容器钢。

母材的高强度、高韧性并不能完全保证容器的安全使用,容器结构的使用寿命和安全决定于焊接接头,尤其是焊接热影响区。对于微合金钢来说,粗晶区的低温韧性是焊接接头的薄弱环节。而决定热影响区粗晶区低温韧性的关键因素之一是在连续冷却过程中形成的微观组织。

连续冷却过程中的微观组织取决于合金元素,如V,N,C的含量,以及加工工艺和热处理历史[3]。V微合金化使C-Mn钢的焊接热影响区组织从晶界形核产物(先共析铁素体)转变为晶内形核产物,这种在晶内形核的贝氏体或铁素体基体+第二相降低了有效晶粒尺寸,因而提高了热影响区的韧性[4-5]。母材的加工工艺或热处理历史使得初始的微合金化元素的存在方式不同[6],以及在焊接热循环过程中的V(C,N)演变不同,两者均影响相变机制。许多连续冷却相变的研究聚焦在TMCP工艺的试样,低C或者V-Ti复合微合金化钢[7],而对于正火态高氮V微合金化钢,该方面的研究较少。因此,对于正火态高氮V微合金化的高强容器钢,系统和深入的连续冷却相变及其微观组织研究至关重要。

该工作对新研制的高氮正火容器钢进行了焊接热模拟试验,并对连续冷却相变及其组织进行了详细的分析。

1 试验材料及方法

采用50 kg真空冶炼炉冶炼试验用钢,成分体系见表1。将钢锭在电阻炉中加热至1 200℃,保温2 h,轧制成12 mm厚钢板,空冷至室温。随后加热至910℃,保温30 min,进行正火处理,出炉后空冷至室温。

表1 试验用钢的熔炼化学成分(质量分数,%)

试验钢组织为铁素体+珠光体+少量贝氏体,如图1所示。屈服强度达到496 MPa,抗拉强度达到639 MPa,-40℃的平均冲击吸收能量为163 J。

图1 试验钢的金相组织

在试板上取φ6 mm×70 mm的试样,在Gleeble 3500热模拟机上进行热模拟试验,热模拟工艺如下：加热速度为150℃/s,峰值温度为1 350℃,峰值停留时间为1 s,t8/5分别为5 s,7 s,15 s,25 s,45 s,60 s,80 s,100 s,200 s,300 s,500 s,1 000 s。

采用光学显微镜(OlympusBM51)、扫描电镜(Nova 400Nano)观察不同冷却速度下的微观组织,采用透射电镜(JEM-2100F)观察V(C,N)钒粒子的析出及其分布。每个t8/5取3张金相照片,在poshotoshop软件中用不同颜色对所有照片中的先共析铁素体、粒状贝氏体、针状铁素体、贝氏体及珠光体分别进行着色,保存照片后采用Image pro plus 6.0软件对不同色块在图片中各组织所占的百分比进行统计,并取得3张照片的平均值。在硬度仪(上海耐博THV-1MD)上测试不同冷却速度下的试样的维氏硬度。采用固溶度积公式进行V(C,N)析出的热力学计算。

2 试验结果

2.1 连续冷却相变组织分析

图2 不同t8/5的显微组织

图2 为不同t8/5下的显微组织,当t8/5=5 s,7 s时,组织全部为马氏体,硬度为405 HV1,394HV1；当t8/5=15 s时,开始有贝氏体生成；当t8/5=45 s时,全部成为贝氏体组织；此时,在原奥氏体晶界上开始有白色的先共析铁素体生成,且随着t8/5的增大,先共析铁素体增多；当t8/5=45～60 s,组织为先共析铁素体和粒状贝氏体,随着t8/5增大,先共析铁素体的含量从6.29%提高到8.35%；当t8/5=80 s时,开始有针状铁素体生成；当t8/5=80～100 s时,组织为粒状贝氏体和先共析铁素体,以及少量针状铁素体；当t8/5=80 s时先共析铁素体的含量为10.40%,针状铁素体的含量为2.51%,其余为贝氏体；当t8/5=100 s时,先共析铁素体含量13.22%,针状铁素体含量为3.28%；当t8/5=200～500 s时,组织主要为贝氏体、先共析铁素体、针状铁素体、珠光体。随着 t8/5增大,贝氏体含量从15.82%增大到21.23%,针状铁素体含量保持在8%。珠光体的含量从3.74%增加到了19.04%；当t8/5=1 000 s时,组织为47.19%的块状铁素体和52.81%的珠光体。

在t8/5大于15 s时开始有贝氏体生成,直到200 s,均以贝氏体为主要组织,图3为贝氏体中的第二相MA组元的形貌随着t8/5=40～100 s变化的图片。从图可以看出块状M-A组元随t8/5提高而增大。

图3 不同t8/5的贝氏体中第二相M-A组元的形貌

2.2 模拟焊接连续冷却相变曲线SHCCT

根据光学显微组织分析及硬度分析,可得出试验钢的模拟焊接连续冷却相变(Simulated heat-affected zone continuous cooling transformation,SHCCT)曲线,如图4所示。SHCCT曲线给出了不同t8/5下的室温组织组成,以及对应的硬度值。

图4 试验钢的SHCCT曲线

2.3 V(C,N)粒子的透射电镜分析

图5 a是母材采用TEM方法测得的析出相粒子,分为两种：一种为尺度大于100 nm形貌为长方体、短棒状、多边形的V(C,N)粒子,是在热轧过程中形成在正火处理时发生粗化的粒子；另一种为尺度在50～80 nm之间形貌为圆形或椭圆形的VC粒子,是在正火处理的冷却过程中,在铁素体中重新析出的粒子。图5b是t8/5为80 s时的透射电子显微镜图,几乎没有观察到有粒子析出,只有极个别区域的界面上观察到两个立方体粒子,尺度小于100 nm。当t8/5为100 s时(图5c),图中只有极少量的析出相,形貌不规则,尺度在100 nm。

图5 V(C,N)粒子TEM分析

3 分析与讨论

3.1 V(C,N)析出相在焊接热循环过程中的演变

在高氮钒微合金化钢中,V(C,N)析出粒子对于钢的力学性能起着至关重要的作用,同样,也对热影响区粗晶区的组织和力学性能起着决定性的作用。

透射电镜结果表明,在t8/5小于100 s时,绝大多数的N,V,C固溶于基体中,即母材中的V(C,N),VC粒子在焊接热循环过程中,即使加热速度为150℃/s时,到峰值温度1 350℃时,经过粗化和回溶,全部固溶于基体中,到随后的冷却过程中,快速冷却不能满足重新析出的热力学条件。

采用热力学计算,该试验钢在奥氏体的析出-时间-温度(Precipitation-time-temperature,PTT)曲线如图6所示,鼻子温度为870℃,析出相对较慢,且需要较长的等温时间。切过鼻子温度的切线(图6中的虚线)为VN析出的临界冷却速度,对应的t8/5为80 s,小于该冷却速度时,开始有VC粒子析出,该计算结果佐证了TEM的结果。

在许多文献中发现,在峰值温度为1 350℃的热模拟过程中,有析出相粒子依然保留下来。一方面,可能是由于V-Ti复合微合金化,TiN粒子的溶解温度较高,在快速加热过程中,粒子虽有回溶现象,仍有部分粒子保留下来,且在随后的冷却过程中,以此为核心重新析出(Ti,V)(C,N)[7-9]；另一方面,文献中材料基本为TMCP工艺制备,在轧制过程中形成的析出相更为稳定。而文中采用的试验钢,只有V微合金化元素,且V(C,N)在奥氏体中有较高的固溶度积；试验钢是热轧后正火处理,热轧后形成的粒子,部分在正火过程中发生回溶,部分发生粗化；细小的粒子是在随后的空冷过程中析出。因此,在热循环作用下,到1 350℃时几乎全部固溶,在t8/5小于100 s的条件下,冷却过程中无法再析出。

图6 VN的奥氏体中的析出-时间-温度(PTT)图

3.2 V(C,N)演变对连续冷却相变的影响

在焊接热循环过程中,到1 350℃时,V(C,N)粒子全部固溶,在未全部固溶之前,在一定程度上起到了钉扎奥氏体晶粒的作用,此部分内容另作讨论,在该工作中,主要讨论V(C,N)演变对连续冷却相变的影响。

在t8/5小于100 s时,绝大多数的N,V,C固溶于基体中,N是奥氏体稳定元素,当其固溶于奥氏体时,在连续冷却过程中降低奥氏体分解温度,形成大部分的马氏体或贝氏体组织。固溶的V在连续冷却过程中显著阻碍铁素体+珠光体的形成[10]。

在较快冷却速度时,当t8/5小于25 s时,以马氏体组织为主。当t8/5大于25 s、小于100 s时,以贝氏体组织为主。

当t8/5大于100 s时,有不同数量、不同尺度的V(C,N)粒子析出,固溶于基体中的N,V,C浓度逐渐减少,于是,先共析铁素体开始生成。高N元素含量可能会影响C元素在晶界的偏聚行为,或者促进C元素在晶界的扩散行为。先共析铁素体随着t8/5的增大而增多,一方面是由于C,N浓度的减少；另一方面可能缘于较慢冷却速度下,C原子更易扩散。

当t8/5在200～500 s时,有少量的针状铁素体形成,这可能是因为有少量的V(C,N)粒子在奥氏体中析出,在随后的相变过程中,成为了针状铁素体的形核质点而促进了小部分针状铁素体的形成。

在t8/5大于300 s时,连续冷却相变组织为铁素体+珠光体,或退化珠光体,此相变与母材正火后的空冷过程中的相变相似。

文献中研究高N微合金化钢,在焊接热循环的连续冷却过程中,第二相多为珠光体或退化珠光体,不是M-A组元,而该试验钢中,当 t8/5在40～100 s的条件下,形成以贝氏体为主的组织,在贝氏体中存在部分的M-A组元,且块状随t8/5提高而增大。

4 结论

(1)V-N微合金化正火容器钢在1 350℃峰值温度的热循环后,t8/5为5～7 s时,以马氏体组织为主,随着t8/5提高到40～100 s时,以贝氏体为主,第二相为M-A组元；当t8/5大于25 s时,先共析铁素体开始生成,且随着t8/5的增大而数量增多；在t8/5在200～500 s时,有少量的针状铁素体形成；当t8/5大于300 s时,连续冷却相变组织为铁素体+珠光体,或退化珠光体。

(2)V-N微合金化正火容器钢在1 350℃峰值温度的热循环作用下,V(C,N)析出的临界冷却速度t8/5为80 s左右。当t8/5大于100 s时,固溶的N及C和V原子浓度的减少,促进了先共析铁素体的生成；当t8/5在200～500 s时,有少量的针状铁素体形成,这是由于少量V(C,N)粒子在奥氏体中析出,成为针状铁素体的形核质点。