Nb含量和變形量對水電站用800 MPa高強鋼淬火再加熱奧氏體晶粒尺寸及其分布的影響

鄒 揚, 張蘇淵, 張學峰, 張躍飛, 王 坤, 劉國權

(1. 北京科技大學 新金屬材料國家重點實驗室, 北京 100083; 2. 首鋼集團有限公司 技術研究院, 北京 100043; 3. 首鋼京唐鋼鐵聯合有限責任公司, 河北 唐山 063200)

水電是最為主要的清潔能源,壓力管道系統是給發電機組供水的關鍵部件。由于壓力管道系統承受巨大的水壓,對鋼板的韌性儲備有很高的要求。失穩破壞是壓力管道常見的失效方式之一[1-2],微觀上主要表現為解理/準解理斷裂。

800 MPa級別水電鋼最終采用調質狀態交貨,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)是調質鋼的微觀韌性控制單元,準解理裂紋擴展過程中遇到板條束邊界會發生明顯偏轉并消耗能量,降低板條束尺寸可以大幅降低鋼的韌脆轉變溫度(DBTT),同時還得出板條束尺寸(dp)和原奧氏體晶粒尺寸(dγ)之間的定量關系(dp=0.37dγ)。多項研究[4-5]均已表明,細化奧氏體晶粒有利于提高調質鋼的低溫韌性。Celada-Casero等[6]的研究表明,細小的奧氏體晶粒有利于增加形核馬氏體轉變初始形核率,提高初始轉化率(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,達到細化板條束的目的。

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。細化晶粒主要通過軋制細化和淬火的加熱過程進行控制。Nb元素可以在軋制過程中通過形變誘導析出而強烈細化鋼的軋制組織,提高熱機械處理后鋼的強韌性[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,其中Nb的添加量設計為3種目標(0、0.03%和0.05%),其余合金元素含量基本相當。試驗鋼的實測化學成分如表1所示。

表1 不同Nb含量的試驗鋼化學成分(質量分數,%)

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/力模擬試驗機上進行,變形方式為恒溫、等應變速率軸向壓縮。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

將經過熱模擬的試樣沿軸向切割,界面經砂紙逐級打磨至2000號后機械拋光,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,變形狀態的原始奧氏體晶粒尺寸變小;添加0.05%、0.03%的Nb均可以細化變形狀態的原始奧氏體晶粒尺寸。

圖3 不同Nb含量試驗鋼經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,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。添加0.03%Nb 的試樣經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小且均勻。

圖4 不同Nb含量、不同變形量試驗鋼經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到20 μm以上。③0Nb的試驗鋼,當變形量提高到30%以上時才有較為明顯的細化效果;且當變形量達到40%時,其細化晶粒效果僅與0.03%Nb試驗鋼變形量10%時的效果相當。

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系

2.3 形變-再加熱的奧氏體的平均晶粒尺寸遺傳關系

圖6為試驗鋼經過第一階段變形和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以內時,奧氏體晶粒尺寸不超過變形狀態的平均晶粒尺寸。

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系

按照不同的奧氏體化加熱時間將數據整理至圖7中,可以看出,形變狀態下的奧氏體晶粒尺寸(D)與淬火再加熱態平均奧氏體晶粒尺寸(D′)之間大致符合線性關系,具體擬合數據見表2。由圖7可以看出,隨著加熱時間的延長,數據點漸趨分散(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的關系

表2 圖7中晶粒尺寸關系函數 D′=A(D)+B中的常數值和擬合精度

1948年,P.A.貝克(Beck)等根據試驗結果,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[8]:

D′=Ktn

(1)

將Beck模型即式(1)兩邊取對數可得:

lnD′=lnK+nlnt

(2)

將不同Nb含量、不同預變形量試樣的lnt-lnD′關系繪制于圖8。由圖8可以看出,lnt-lnD′大致呈現出相互平行的線性關系,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的關系,K值為根據不同的Nb含量和不同的預變形量變化的參數。

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的關系

如果將線性關系改寫為:

(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)可以建立形變態奧氏體與淬火再加熱態奧氏體之間的晶粒尺寸遺傳關系。根據式(5)預測的晶粒尺寸與試驗值的對比見圖9,線性相關系數R2為0.8755,說明式(5)具有較高的預測精度。

圖9 基于式(5)的900 ℃淬火再加熱奧氏體晶粒尺寸預測值和試驗值的對比圖

2.4 再加熱態的晶粒尺寸分布

為了更進一步了解不同試樣的奧氏體晶粒尺寸分布,進行了更為詳細的統計,單個試樣統計的晶粒個數在500～800個,具體統計結果如圖10所示。

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

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增加趨勢。30%預變形+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_到的有效累計變形量區間內(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的細化再加熱晶粒效果基本相當?？紤]成本因素,0.03%左右的Nb含量更為經濟。

3 析出相分析

3.1 析出相的熱力學計算

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的析出溫度進行計算(JMatPro軟件,計算時對Ti、Al、V、N、C質量分數取平均值),結果如圖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)地提高氮化物(MN)的開始析出溫度(見圖13(a)),可以認為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觀察和統計

根據圖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)結束后的析出物形貌、種類、數量進行透射電鏡分析。析出物采用碳膜復型,透射電鏡型號為2100F+INCAx-sight 30,載物臺為Cu網。圖14為第一階段變形量為30%時的復型的析出物在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。為了統計析出物的密度,選取20 000倍視場下的照片4～5張,統計照片中析出物數量,得出析出物數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,結果如表3所示。可以明顯看出,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量統計

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、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中的析出物粒子進行能譜分析,結果如表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/不規則的復合析出物M(C,N)粒子,同時有少量六邊形的Nb、Ti復合的氮化物粒子。

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(質量分數,%)

已有的研究成果表明,形變誘導析出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。試驗中,從1000 ℃變形降到820 ℃的時間為9 s,后續變形時間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量級上[10]?？梢耘卸ū驹囼炛兴玫降腘b(C,N) 粒子為形變誘導析出。

4 結論

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) 的函數關系,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系,并且公式具有較高的預測精度。

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,同時降低了出現個別粗大晶粒的概率。通常認為 ,<15 μm的平均奧氏體晶粒是超低碳調質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 的細化效果基本相當。Nb含量提高至0.05% 時,雖然可以進一步提高細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是較為經濟理想的添加量。

3) 通過對30%變形量后析出物的觀察,可以發現大量10～30 μm 尺寸的Nb(C,N) 粒子,粒子數量和密度隨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析出粒子。