Nb含量和变形量对水电站用800 MPa高强钢淬火再加热奥氏体晶粒尺寸及其分布的影响

邹 扬, 张苏渊, 张学峰, 张跃飞, 王 坤, 刘国权

(1. 北京科技大学 新金属材料国家重点实验室, 北京 100083; 2. 首钢集团有限公司 技术研究院, 北京 100043; 3. 首钢京唐钢铁联合有限责任公司, 河北 唐山 063200)

水电是最为主要的清洁能源,压力管道系统是给发电机组供水的关键部件。由于压力管道系统承受巨大的水压,对钢板的韧性储备有很高的要求。失稳破坏是压力管道常见的失效方式之一[1-2],微观上主要表现为解理/准解理断裂。

800 MPa级别水电钢最终采用调质状态交货,基体组织以回火马氏体为主。Wang等[3]对DIN 17CrNiMo6钢的研究表明,马氏体板条束(Packet)是调质钢的微观韧性控制单元,准解理裂纹扩展过程中遇到板条束边界会发生明显偏转并消耗能量,降低板条束尺寸可以大幅降低钢的韧脆转变温度(DBTT),同时还得出板条束尺寸(dp)和原奥氏体晶粒尺寸(dγ)之间的定量关系(dp=0.37dγ)。多项研究[4-5]均已表明,细化奥氏体晶粒有利于提高调质钢的低温韧性。Celada-Casero等[6]的研究表明,细小的奥氏体晶粒有利于增加形核马氏体转变初始形核率,提高初始转化率(0～30%),降低马氏体板条(Lath)的横纵比(a/c),使得其更倾向于形成等轴的马氏体板条,达到细化板条束的目的。

800 MPa级别水电钢通过“控制轧制→钢板缓冷→离线淬火→回火”的工艺路线生产。细化晶粒主要通过轧制细化和淬火的加热过程进行控制。Nb元素可以在轧制过程中通过形变诱导析出而强烈细化钢的轧制组织,提高热机械处理后钢的强韧性[7]。同时也注意到,在轧制加热温度(～1200 ℃)和热处理加热温度(～900 ℃)之间,Nb元素的溶解度存在巨大差异(JMatPro计算),如图1所示,在水电钢的成分体系下,Nb含量低于0.06%时,1200 ℃下Nb均能完全溶于奥氏体中,而在900 ℃下0.03%Nb的固溶量为23.7%,0.05%Nb的固溶量仅为21.8%。

图1 不同温度下析出相中的Nb含量与钢中Nb总添加量的关系(JMatPro计算)

本文利用Nb元素在轧制加热温度和热处理加热温度之间的固溶度差异,模拟研究不同的Nb含量对轧制变形组织在再加热过程中晶粒长大和晶粒尺寸分布的影响。

1 试验材料和方法

试验钢以某钢厂800 MPa水电钢成分为基础,其中Nb的添加量设计为3种目标(0、0.03%和0.05%),其余合金元素含量基本相当。试验钢的实测化学成分如表1所示。

表1 不同Nb含量的试验钢化学成分(质量分数,%)

试验钢采用50 kg真空炉冶炼,浇铸成125 mm×125 mm的钢锭,加热到1250 ℃后轧制至20 mm厚度钢板,随后机械加工成φ8 mm×12 mm的圆柱体压缩试样。热变形试验在Gleeble 3500热/力模拟试验机上进行,变形方式为恒温、等应变速率轴向压缩。具体模拟试验方案如图2所示,分为模拟热轧变形(Step 1)和模拟淬火加热(Step 2)两个阶段。

图2 试验钢模拟热变形+再加热淬火的示意图

2)模拟再加热淬火:根据热膨胀测定钢的Ac3温度为868 ℃,确定奥氏体化温度为900 ℃。对第一阶段变形后的试样,然后再以10 ℃/s的加热速度将试样加热至900 ℃,分别保温5、10和30 min;然后以20 ℃/s 冷速冷却至200 ℃,取出空冷。

2 显微组织观察和分析

将经过热模拟的试样沿轴向切割,界面经砂纸逐级打磨至2000号后机械抛光,用过饱和苦味酸溶液热浸蚀得到奥氏体晶粒晶界。浸蚀剂为150 mL蒸馏水+2.25 g苦味酸+1.1 g CuCl2+少量酒精以及白猫洗洁精。热浸蚀在恒温水浴炉中进行,温度保持在80 ℃,浸蚀过程中轻轻振荡试样,每次浸蚀时间为17 s,得到清晰的奥氏体晶粒晶界。使用DM4000M和MEF4A显微镜拍摄显微组织照片后,在ImageTool软件中用截线法测量奥氏体晶粒尺寸。

2.1 原始奥氏体晶粒观察

图3为0Nb、0.03%Nb和0.05%Nb试验钢在经过图2所示的第一阶段试验过程后的原始奥氏体显微组织。从图3中可以看出,随着变形量增加,变形状态的原始奥氏体晶粒尺寸变小;添加0.05%、0.03%的Nb均可以细化变形状态的原始奥氏体晶粒尺寸。

图3 不同Nb含量试验钢经不同变形率的模拟热扎变形后的变形组织

图4为0Nb和0.03%Nb试验钢在经过图2所示所有试验过程后的原始奥氏体晶粒组织。原始奥氏体晶粒尺寸大致随着变形量的增加而减小,随再加热时间增加而增大。在900 ℃保温5～10 min的试样,其奥氏体晶粒尺寸低于变形状态,随着保温时间延长至30 min,部分小变形量(～10%)试样的原始奥氏体晶粒明显长大,尺寸超过变形状态。添加0.03%Nb 的试样经900 ℃再加热不同时间后,其晶粒尺寸比不含Nb微合金钢奥氏体晶粒组织更加细小且均匀。

图4 不同Nb含量、不同变形量试验钢经900 ℃再加热不同时间的显微组织

2.2 形变奥氏体的平均晶粒尺寸

试验钢完成第一阶段变形后(Step1)的奥氏体晶粒尺寸(D)如图5所示。整体上晶粒尺寸随变形量升高下降,随Nb含量升高而减小:①变形量在20%～30%之间时,0.05%Nb试验钢的晶粒尺寸变化不大。②变形量≥30%,0.03%Nb和0.05%Nb试验钢平均奥氏体晶粒尺寸差异不大,而0Nb试验钢的平均奥氏体晶粒尺寸达到20 μm以上。③0Nb的试验钢,当变形量提高到30%以上时才有较为明显的细化效果;且当变形量达到40%时,其细化晶粒效果仅与0.03%Nb试验钢变形量10%时的效果相当。

图5 试验钢不同Nb含量下形变奥氏体晶粒尺寸D与第一阶段变形量的关系

2.3 形变-再加热的奥氏体的平均晶粒尺寸遗传关系

图6为试验钢经过第一阶段变形和900 ℃再加热保温不同时间后的奥氏体平均晶粒尺寸(D′)变化情况,为便于对比,将热变形后的奥氏体晶粒尺寸(D)画于图中。从图6可以看出,①随加热时间增加,奥氏体晶粒尺寸增加;②除了10%变形量,在900 ℃再加热30 min以内时,奥氏体晶粒尺寸不超过变形状态的平均晶粒尺寸。

图6 不同Nb含量试验钢900 ℃再加热后的奥氏体晶粒尺寸D′与第一阶段变形量之间的关系

按照不同的奥氏体化加热时间将数据整理至图7中,可以看出,形变状态下的奥氏体晶粒尺寸(D)与淬火再加热态平均奥氏体晶粒尺寸(D′)之间大致符合线性关系,具体拟合数据见表2。由图7可以看出,随着加热时间的延长,数据点渐趋分散(见表2中R2的变化趋势)。

图7 在900 ℃再加热后的奥氏体晶粒尺寸D′与形变奥氏体晶粒尺寸D的关系

表2 图7中晶粒尺寸关系函数 D′=A(D)+B中的常数值和拟合精度

1948年,P.A.贝克(Beck)等根据试验结果,首次提出在等温条件下,正常晶粒长大过程中平均晶粒尺寸与加热时间的幂函数[8]:

D′=Ktn

(1)

将Beck模型即式(1)两边取对数可得:

lnD′=lnK+nlnt

(2)

将不同Nb含量、不同预变形量试样的lnt-lnD′关系绘制于图8。由图8可以看出,lnt-lnD′大致呈现出相互平行的线性关系,斜率在0.169～0.279之间,平均为0.215,说明平均晶粒尺寸D′与保温时间t之间大致满足D′=Kt0.215的关系,K值为根据不同的Nb含量和不同的预变形量变化的参数。

图8 900 ℃再加热后试验钢的奥氏体晶粒尺寸D′与保温时间t的关系

如果将线性关系改写为:

(3)

则D′又可写为:

(4)

(5)

式中:D′为900 ℃淬火加热平均奥氏体晶粒尺寸,D为形变奥氏体平均晶粒尺寸,t为淬火加热保温时间。通过式(5)可以建立形变态奥氏体与淬火再加热态奥氏体之间的晶粒尺寸遗传关系。根据式(5)预测的晶粒尺寸与试验值的对比见图9,线性相关系数R2为0.8755,说明式(5)具有较高的预测精度。

图9 基于式(5)的900 ℃淬火再加热奥氏体晶粒尺寸预测值和试验值的对比图

2.4 再加热态的晶粒尺寸分布

为了更进一步了解不同试样的奥氏体晶粒尺寸分布,进行了更为详细的统计,单个试样统计的晶粒个数在500～800个,具体统计结果如图10所示。

图10 不同第一阶段变形量下试验钢经900 ℃再加热后的奥氏体晶粒尺寸分布与Nb含量的对应关系

图10为不同Nb含量试验钢在不同变形量和900 ℃再加热不同保温时间下的平均晶粒尺寸和相应的最大、最小值的汇总图。从晶粒尺寸平均值看,相同变形量下随着加热时间的延长,平均晶粒尺寸增加;同时随着保温时间的延长,最大晶粒尺寸均呈现增加趋势。30%预变形+900 ℃×30 min再加热的晶粒尺寸分布如图11所示。可以看出,随Nb含量上升,平均晶粒尺寸减少,更值得注意的是,在添加了Nb元素后,个别异常粗大的晶粒被抑制。个别粗大的晶粒往往会造成冲击吸收能量的单值离散,使韧脆转变温度升高。

图11 不同Nb含量试验钢在热变形30%、再加热至900 ℃保温30 min条件下的奥氏体晶粒尺寸分布

在厚板轧制过程中通常可以达到的有效累计变形量区间内(20%～30%),综合考虑厚板热处理加热时间、平均晶粒尺寸、最大晶粒尺寸等因素,0.03%Nb和0.05%Nb的细化再加热晶粒效果基本相当。考虑成本因素,0.03%左右的Nb含量更为经济。

3 析出相分析

3.1 析出相的热力学计算

对3种不同Nb含量试验钢中各类碳氮化物M(C,N) 和氮化物MN的析出温度进行计算(JMatPro软件,计算时对Ti、Al、V、N、C质量分数取平均值),结果如图12所示。高温氮化物(MN)的开始析出温度在1455 ℃左右,可以推测高温氮化物主要以TiN为主,同时可以看出,Nb含量的增加可以极少量(1 ℃以内)地提高氮化物(MN)的开始析出温度(见图13(a)),可以认为Nb元素的变化对TiN析出的影响可以忽略不计。

图12 不同Nb含量试验钢的M(C,N)和MN析出温度(JMatPro计算)

图13 不同Nb含量试验钢中氮化物(a)和碳氮化物(b)的析出温度计算值

碳氮化物的析出温度随Nb含量增加的变化较大(见图13(b)),0Nb试验钢中碳氮化物的开始析出温度在800 ℃ 以下,根据成分可以推测主要为V(C,N),0.03%Nb和0.05%Nb试验钢的析出温度分别为1119.75和1178.27 ℃,可以推测出碳氮化物主要为Nb(C,N)。

3.2 析出相的TEM观察和统计

根据图2的试验方案,模拟钢坯加热的奥氏体化温度为1180 ℃,高于理论Nb元素完全固溶温度,而变形温度分别为1000和820 ℃,模拟淬火加热的奥氏体化温度为900 ℃,因此在这几个温度点上主要考虑Nb(C,N)析出行为。

对不同Nb含量试验钢的模拟热轧变形阶段(Step 1)结束后的析出物形貌、种类、数量进行透射电镜分析。析出物采用碳膜复型,透射电镜型号为2100F+INCAx-sight 30,载物台为Cu网。图14为第一阶段变形量为30%时的复型的析出物在5000倍视场下的照片,可以看出不同Nb含量试验钢的析出物密度差异很大。为了统计析出物的密度,选取20 000倍视场下的照片4～5张,统计照片中析出物数量,得出析出物数量平均值后除以照片的视场面积(每张照片的视场面积为1.02×10-6cm2)得出析出物的密度,结果如表3所示。可以明显看出,随着Nb含量增加,析出量增加。

表3 第一阶段变形量为30%时不同Nb含量试验钢的析出物数量统计

从图14中可见,0Nb试验钢中的析出物多为四方形,尺寸大小差别较大,为30～70 nm,0.03%Nb和0.05%Nb 试验钢中的析出物数量明显增加,析出物尺寸较为均匀,多在10～30 nm之间。析出物的析出位置没有明显倾向,在晶内、晶界均有析出。析出物形貌大致有3种形状:四方形、六边形和球形/不规则形状,分别选取典型照片如图15所示。对图15中的析出物粒子进行能谱分析,结果如表4所示,可以看出,0Nb试验钢主要为粗大且方形的TiN粒子;含Nb的两个试验钢主要粒子为球形/不规则的复合析出物M(C,N)粒子,同时有少量六边形的Nb、Ti复合的氮化物粒子。

图15 不同形貌析出物(a～c)及其能谱分析结果(d～f)

表4 图15中不同形貌析出物粒子的主要组成元素含量(质量分数,%)

已有的研究成果表明,形变诱导析出Nb(C,N)粒子的尺寸在10～20 nm[9],与本试验中得到的粒子尺寸相当。试验中,从1000 ℃变形降到820 ℃的时间为9 s,后续变形时间0.22 s,考虑到形变基体中Nb(C,N) 通过位错线的非均匀形核的孕育期大约在几秒的数量级上[10]。可以判定本试验中所得到的Nb(C,N) 粒子为形变诱导析出。

4 结论

1) 试验得到了900 ℃再加热后的奥氏体晶粒尺寸(D′)与形变奥氏体晶粒尺寸(D)、淬火加热保温时间(t) 的函数关系,定量地表述了800 MPa水电站用钢中形变奥氏体和再加热奥氏体的晶粒尺寸遗传关系,并且公式具有较高的预测精度。

2) Nb含量的增加降低形变奥氏体和再加热奥氏体晶粒尺寸,同时降低了出现个别粗大晶粒的概率。通常认为 ,<15 μm的平均奥氏体晶粒是超低碳调质钢马氏体相变前较为理想的晶粒尺寸,对于常用的淬火加热制度下(900 ℃×(10～20) min),0.03%Nb和0.05%Nb 的细化效果基本相当。Nb含量提高至0.05% 时,虽然可以进一步提高细化奥氏体晶粒的效果,但边界收益率明显下降。因此添加0.03%左右的Nb是较为经济理想的添加量。

3) 通过对30%变形量后析出物的观察,可以发现大量10～30 μm 尺寸的Nb(C,N) 粒子,粒子数量和密度随Nb含量增加而增加,但尺寸并未明显增大。通过热力学计算并综合粒子尺寸和形成时间推断这些Nb(C,N) 是在1000 ℃热变形后形成的形变诱导析出粒子。