復合型高鈮耐火鋼熱影響區粗晶區的低溫沖擊韌性

陳林恒， 劉攀， 崔強， 范益， 孟令明， 王紅鴻

(1.南京鋼鐵有限公司，南京 210035；2.武漢科技大學，高性能鋼鐵材料及其應用省部共建協同創新中心，武漢 430081)

0 前言

在鋼鐵材料焊接時，在焊接熱循環作用下形成熱影響區，其粗晶區的峰值溫度接近熔點，晶粒粗化是其顯著的微觀組織特征之一。由于晶粒粗化，導致粗晶區力學性能惡化，尤其是低溫沖擊韌性，已是當今鋼鐵材料焊接冶金領域關注的內容。

對于體心立方結構(BCC)的低合金高強鋼，在焊接熱循環的加熱過程中，當溫度高于Ac1點，會發生從體心立方(BCC)向面心立方(FCC)的相變，稱為奧氏體逆轉變[1-2]，繼續加熱到Ac3點，完成奧氏體的逆轉變，之后發生奧氏體的長大[3]。在此過程中，奧氏體的長大行為，決定了熱影響區粗晶區的最終晶粒尺寸[4-5]。逆轉變奧氏體的長大方式一般包括：晶界遷移、角隅的合并、消失和移動，以及晶界的平直化、晶粒的合并、大晶粒吞并小晶粒[6]。加熱速度、加熱溫度、合金元素及原始組織都會影響奧氏體的形核長大[7]。加熱速度越快，保溫溫度越高、原始組織晶粒尺寸越小、晶界面積越大，越利于奧氏體形核長大。晶界遷移時，原子在晶界處發生短程擴散。加熱溫度、保溫時間、加熱速度，都可以影響原子的擴散，因此也會影響晶界的遷移。合金元素也會影響晶界的遷移[8]。合金元素如Ti，Nb，V等，會形成難溶的碳化物，對晶界的遷移有較大的阻礙作用。伴隨晶界的遷移，在晶界處會有合金元素的偏聚，同樣對晶界的遷移速度產生不同的影響，如溶質拖曳等。以上研究材料多為熱處理條件，對于焊接熱循環作用下的逆轉變奧氏體長大，相關研究較少。

該工作以復合型耐火鋼為研究材料，采用激光高溫共聚焦掃描顯微鏡方法原位觀察逆轉變奧氏體的長大[9]，同時，分析了該鋼在不同焊接熱輸入下的粗晶區的晶粒尺寸及低溫沖擊韌性。

1 試驗材料及方法

試驗材料為Q420FRE復合型耐火鋼，其供貨狀態是TMCP，顯微組織以粒狀貝氏體為主。表1為Q420FRE鋼的化學成分，其它元素：0.000 2%B， 0.033%Alt，0.004 4%N，0.000 2%H。表2為Q420FRE鋼的力學性能。

該試驗中，使用熱模擬方法測出相變點Ac1，Ac3。試驗設備為Gleeble3800熱模擬機，測定加熱過程中的逆轉變奧氏體相變溫度，加熱速度為0.05 ℃/s，200 ℃/s，試樣尺寸為φ6 mm×70 mm。為研究鈮元素對加熱過程中的相變點的影響，將鈮含量為0.05%的結構鋼作為對比鋼，檢測相變點并進行對比。對比鋼的合金成分除Nb含量不同外，其它元素相同。

在高溫共聚焦試驗中，該試驗采用了激光共聚焦高溫掃描顯微鏡的方法[10]在VL2000DX-SVF17SP顯微鏡上原位觀察高溫時奧氏體晶粒長大，并使用割線法和面積法測量奧氏體晶粒尺寸。試樣尺寸為φ4 mm×6 mm，表面磨制并拋光。試樣以1 ℃/s的速度加熱到1 320 ℃，停留1 s，然后以1 ℃/s的速度冷卻到室溫。以15幀/秒的拍攝實況圖片進行在線觀察。

表1 Q420FRE鋼的化學成分(質量分數，%)

表2 Q420FRE鋼的力學性能

使用埋弧焊制備焊接接頭，采用厚度為40 mm的試板，規格為40 mm×230 mm×500 mm，坡口形式為X形，全自動埋弧焊方法(SAW)，焊接熱輸入分別為：15 kJ/cm，50 kJ/cm，75 kJ/cm。然后進行光學顯微組織分析及沖擊韌性測試。

在光學顯微組織分析試驗中，對埋弧焊焊接接頭的粗晶區進行了光學顯微組織分析，使用的光學顯微鏡型號為BM51。其試樣制備按常規方法進行磨制、拋光，并用4%硝酸酒精腐蝕。

在焊接熱影響區粗晶區的沖擊韌性測試試驗中，沖擊試樣取自表面下2 mm處，并距熔合線1 mm處取V形沖擊缺口，測試-40 ℃沖擊韌性。

2 試驗結果

2.1 逆轉變奧氏體相變溫度

表3中為含鈮0.09%的Q420FRE在兩個不同升溫速度下的相變點及含鈮0.05%的對比鋼在緩慢升溫速度下的相變點。在緩慢升溫條件下(0.05 ℃/s)得到的就近似于平衡態的相變點。表3顯示：高鈮含量(0.09%)鋼的近平衡態的相變溫度Ac1，Ac3均高于鈮含量(0.05%)對比鋼的相變溫度。200 ℃/s升溫速度是模擬焊接條件，與升溫速度0.05 ℃/s的條件相比較，可知隨著升溫速度的增大，Q420FRE鋼的相變溫度升高，也就是說在實際焊接過程中，加熱過程的Ac1，Ac3要高于近平衡態的相變溫度。

2.2逆轉變奧氏體晶粒長大

圖1為不同溫度下的奧氏體晶粒變化圖，即從1 050 ℃加熱到峰值溫度1 317 ℃，之后再冷卻到800 ℃的過程中的奧氏體晶粒變化圖。在加熱過程中，奧氏體逆轉變從810 ℃開始，在810～1 050 ℃的溫度范圍內，形核與長大同時進行。先形核的奧氏體開始長大，長大速度較小，為0.002 055 μm/s。到1 050 ℃時，奧氏體逆轉變完成，全面進入長大階段，如圖1a所示。從1 050～1 200 ℃的階段，逆轉變奧氏體基本以晶界遷移的方式長大，如圖1b～圖1d所示，其長大速度較低，為0.004 135 μm/s。在1 200～1 320 ℃的階段，開始出現晶粒合并的長大方式，如圖1d～圖1g所示，晶粒長大速度增大，為0.009 575 μm/s。到達峰值溫度1 320 ℃時，奧氏體晶粒大小不均勻，最大的晶粒尺寸約為50 μm，最小的晶粒尺寸約為20 μm，如圖1g所示。在隨后的冷卻過程中，晶粒沒有繼續長大，如圖1h～圖1l所示。

表3 Q420FRE鋼與對比鋼的臨界溫度點

2.3 埋弧焊焊接熱影響粗晶區晶粒

圖2是焊接熱輸入分別為15 kJ/cm，50 kJ/cm，75 kJ/cm的焊接接頭粗晶區的光學顯微組織。從圖2中可以看出，3個焊接熱輸入下的粗晶區組織主要為貝氏體，且晶粒細小，測得熱輸入15 kJ/cm，50 kJ/cm，75 kJ/cm條件下，鐵素體基體的平均晶粒尺寸在分別約為：32 μm，41 μm，25 μm，且隨焊接熱輸入的增大，晶粒沒有增大。在圖3中，可以看到在塊狀的鐵素體基體上均分布著第二相(滲碳體和M-A組元)。此外，在晶界處均有少量珠光體。

2.4 埋弧焊焊接熱影響粗晶區的低溫沖擊韌性

將實際埋弧焊的焊接接頭進行-40 ℃低溫沖擊試驗，結果示于表4中。由于是X形坡口，熔合線(FL)及粗晶區(FL+1 mm)的沖擊韌性取樣會包括部分焊縫金屬(WM)，因此，將焊縫金屬的沖擊韌性一并列于表中。從表4可以看出，焊縫金屬沖擊韌性并未隨焊接熱輸入的增大而出現顯著的減小，因而，焊縫金屬的沖擊韌性不會影響到熔合線和粗晶區。表4表明：焊接熱輸入為15 kJ/cm 時，熔合線的平均低溫沖擊吸收能量為282 J，268 J，焊接熱輸入為50 kJ/cm時，熔合線的平均低溫沖擊吸收能量為295 J，278 J，低溫沖擊韌性沒有隨著熱輸入的增大而降低。當焊接熱輸入為75 kJ/cm時，熔合線的平均低溫沖擊吸收能量為177 J，188 J，比15 kJ/cm和50 kJ/cm的沖擊韌性低，這是因為在兩個位置出現了兩個低值，98 J和60 J，即沖擊韌性波動較大而致。

圖1 不同溫度下的奧氏體晶粒變化圖

圖2 不同焊接熱輸入下焊接接頭粗晶區的光學顯微組織(低倍)

圖3 不同焊接熱輸入下焊接接頭粗晶區的光學顯微組織(高倍)

表4 埋弧焊的(-40 ℃)低溫沖擊韌性

3 討論

3.1 逆轉變奧氏體相變溫度的影響

Nb元素一般認為是鐵素體形成元素，但是當含量較高時，它會表現出奧氏體形成元素的特性[11]，從而影響加熱過程中的逆轉變奧氏體。表3結果證實了這一點，當鈮含量為0.09%時，相比于0.05%鈮含量的對比鋼，其逆轉變奧氏體開始溫度Ac1和完成溫度Ac3均提高20 ℃左右。該試驗鋼含有較高Nb元素，再加上奧氏體化元素Mn含量低(0.78%)、C含量超低(0.045%)，使得該鋼相變溫度Ac1，Ac3較高。尤其在焊接過程中，快速加熱，進一步提高了奧氏體逆轉變溫度較高。因而，相比于逆轉變奧氏體低的鋼鐵材料，Q420FRE鋼完全轉變的奧氏體溫度較高，于是轉變后奧氏體進行長大的時間縮短，意味著奧氏體長大熱力學條件降低。

3.2 逆轉變奧氏體長大方式

圖1奧氏體晶粒長大原位觀察表明，逆轉變奧氏體在初期以晶界遷移的方式長大，長大速度較慢，之后以晶粒合并方式長大，沒有觀察到大晶粒吞并小晶粒的長大方式，因而，沒有奧氏體異常長大的現象。而且，在躍過峰值溫度后的冷卻過程中，沒有發現晶粒的再長大，即沒有熱慣性長大現象。

該課題組前期關于高鈮耐火鋼焊接熱影響區碳氮化鈮演變研究表明[12]：焊接加熱過程，在溫度達到500～650 ℃時，碳氮化鈮開始粗化，到1 050 ℃時，碳氮化鈮開始重新熔解，鈮元素固溶于奧氏體基體中，直到1 200 ℃全部熔解。碳氮化鈮的存在對奧氏體晶界具有釘扎作用，因而在逆轉變奧氏體長大初期，以晶界遷移為主要方式，且長大速度較小。隨著碳氮化鈮的熔解，晶界釘扎作用逐漸失去作用，且奧氏體長大方式變為以晶粒合并為主，因而長大速度增大。到峰值溫度之后，鈮元素全部固溶于奧氏體基體中，在隨后的快速冷卻過程，鈮元素發生了晶界偏聚行為[13-14]，偏聚于晶界降低了界面能，降低了晶界遷移的驅動力，這可能是在隨后的冷卻過程中沒有發生晶粒長大的原因。

3.3 晶粒尺寸對沖擊韌性的影響

對于粗晶熱影響區的沖擊韌性，晶粒尺寸起著至關重要的影響作用。從圖2和圖3的顯微組織可以看出，3個焊接熱輸入的粗晶區顯微組織以貝氏體為主，在第二相(滲碳體和M-A及珠光體)的數量上略有差別，會在一定程度上影響沖擊韌性。但相較于顯微組織，晶粒尺寸起著更顯著的作用。在焊接熱循環作用有下，奧氏體晶粒沒有異常長大，并在隨后的冷卻過程中形成了細小的晶粒。細小的晶粒擁有較多的晶界，在裂紋擴展過程中，晶界阻礙裂紋擴展或改變裂紋擴展路徑，增加了裂紋擴展能，從而提高了沖擊韌性。而且將焊接熱輸入提高至75 kJ/cm時，熱輸入已經達到了大熱輸入焊接的參數，但是由于晶粒尺寸較小，粗晶區仍保持了較高的沖擊韌性。

4 結論

(1)低Mn高Nb超低C的成分體系，提高了鋼材的相變溫度Ac1，Ac3，即提高了加熱過程中的逆轉變奧氏體相變溫度，因而，在焊接熱循環過程中，逆轉變奧氏體長大時間縮短。

(2)高溫共聚焦顯微方法表明，復合型耐火鋼在加熱過程中，奧氏體長大的初期階段以晶界遷移方式長大，速度較小，之后結合晶粒合并方式，沒有發現吞并方式的長大。冷卻過程中沒有發現晶粒長大。

(3)埋弧焊的粗晶熱影響區晶粒細小，且不隨熱輸入增大而增大，晶粒尺寸在25～41 μm之間。粗晶區的-40 ℃平均沖擊吸收能量在240 J以上，其主要原因在于粗晶區的細小的晶粒。