貝氏體對(duì)超低碳含銅時(shí)效鋼粗晶熱影響區(qū)沖擊韌性的影響

貝氏體對(duì)超低碳含銅時(shí)效鋼粗晶熱影響區(qū)沖擊韌性的影響

含銅量鋼是一種尼crcrmonb系體鋼。它主要依靠銅的分散和分離，以獲得高強(qiáng)度和高耐度的配合。由于該鋼具有極低的碳含量,與傳統(tǒng)相同強(qiáng)度級(jí)別的船體鋼(如12Ni3CrMoV鋼)相比,含銅時(shí)效鋼有良好的焊接性。粗晶熱影響區(qū)(CGHAZ)是含銅鋼焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié),往往由于該區(qū)域的低溫沖擊韌性不足而使整個(gè)焊接接頭不能滿足性能要求。該區(qū)域的顯微組織為鐵素體+板條貝氏體+粒狀貝氏體,且隨著熱輸入量的不斷加大,粒狀貝氏體組織不斷增多,該區(qū)域的沖擊韌性顯著下降。為了使粗晶熱影響區(qū)的低溫沖擊韌性能滿足使用要求,筆者研究了粒狀貝氏體對(duì)含銅時(shí)效鋼CGHAZ沖擊韌性的影響。1試驗(yàn)材料和方法1.1試驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分試驗(yàn)用鋼取自武漢鋼鐵集團(tuán)公司90t轉(zhuǎn)爐生產(chǎn)的含銅時(shí)效鋼,熱處理狀態(tài)為900℃淬火+650℃回火,板厚為16mm。試驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為:C0.046,Si0.300,Mn0.600,P0.013,S0.003,Ni0.850,Cr0.810,Cu1.190,Mo0.190,Nb0.020。其力學(xué)性能為:σs=615MPa,σb=680MPa,δ5=23%,ψ=80%,Akv(-40℃)=255J。1.2試驗(yàn)結(jié)果和分析利用Gleeble1500熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)含銅時(shí)效鋼的CGHAZ進(jìn)行模擬。峰值溫度為1350℃,t8/5(從800℃至500℃的冷卻時(shí)間)分別選取7.5s、10s、20s、40s、90s。將熱模擬后的試樣加工成標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣進(jìn)行室溫、0℃、-20℃、-50℃、-70℃的沖擊試驗(yàn)。采用Neophot-Ⅱ型普通光學(xué)顯微鏡觀察了含銅時(shí)效鋼模擬粗晶區(qū)的顯微組織,采用Labara著色侵蝕劑(1%偏重亞硫酸鈉水溶液+4%苦味酸酒精溶液)觀察了組織中的粒狀貝氏體形態(tài)、數(shù)量和分布。腐蝕后M-A島呈白色,鐵素體呈灰色,碳化物呈黑色。根據(jù)著色的不同,可較準(zhǔn)確地確定M-A島的數(shù)量。利用場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡S-4300進(jìn)一步觀察了M-A島的組織形態(tài)。2試驗(yàn)結(jié)果2.1無(wú)塑性轉(zhuǎn)變溫度對(duì)不同t8/5下CGHAZ不同溫度的沖擊韌性進(jìn)行測(cè)試,結(jié)果如圖1所示。從圖中可以看出,隨著t8/5的不斷增大,CGHAZ的沖擊功顯著下降。t8/5=90s時(shí),其沖擊韌性最低,t8/5=7.5、10s時(shí),沖擊韌性最高。當(dāng)t8/5≤20s時(shí),在所測(cè)試的溫度范圍內(nèi)(室溫～-70℃),其沖擊韌性基本上處于上平臺(tái)附近,無(wú)塑性轉(zhuǎn)變溫度(NDT)低于-70℃,因此表現(xiàn)出優(yōu)異的低溫沖擊韌性,尤其是-50℃的沖擊功遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于標(biāo)準(zhǔn)要求(47J)。當(dāng)t8/5≥40s時(shí),其無(wú)塑性轉(zhuǎn)變溫度高于-50℃,材料的低溫韌性顯著下降,其-50℃的沖擊功均低于標(biāo)準(zhǔn)要求。另外,為對(duì)含銅時(shí)效鋼熱影響區(qū)的力學(xué)性能有一個(gè)比較性的認(rèn)識(shí),將含銅時(shí)效鋼與傳統(tǒng)的強(qiáng)度級(jí)別相同的12Ni3CrMoV鋼-50℃的沖擊韌性進(jìn)行了對(duì)比,結(jié)果如圖2所示。從圖中可以看出,在整個(gè)試驗(yàn)范圍內(nèi)(t8/5=7.5～90s),含銅時(shí)效鋼CGHAZ的沖擊韌性均高于12Ni3CrMoV鋼。其中t8/5<40s時(shí),二者的沖擊韌性相差較大,含銅時(shí)效鋼CGHAZ的沖擊韌性是12Ni3CrMoV鋼的兩倍以上;t8/5>40s時(shí),二者的差距減少,到t8/5=90s時(shí),二者的沖擊韌性基本相等。因此,從沖擊性能可以看出,含銅鋼與12Ni3CrMoV鋼均不適合大線能量(t8/5>40s)的焊接,以中、小線能量(t8/5<40s)焊接時(shí),含銅鋼的焊接性能明顯優(yōu)于12Ni3CrMoV鋼。2.2組織2.2.1冷卻速度對(duì)鐵素體島狀組織的影響采用4%硝酸酒精腐蝕的含銅時(shí)效鋼母材及不同t8/5的模擬焊接熱循環(huán)試樣的顯微組織如圖3所示。母材的顯微組織主要是回火索氏體+貝氏體[圖3(a)]。對(duì)于經(jīng)過(guò)熱循環(huán)后的組織,當(dāng)冷卻速度較小時(shí),在粗大的奧氏體晶粒內(nèi)部主要分布著粗大的粒狀貝氏體和先共析鐵素體[圖3(b)];隨著冷卻速度的增加,島狀組織的數(shù)量減少,尺寸變小[圖3(c)],同時(shí),先共析鐵素體的數(shù)量減少,開(kāi)始出現(xiàn)塊狀鐵素體組織,貝氏體鐵素體逐漸呈現(xiàn)板條特征[圖3(d)];隨著冷卻速度的進(jìn)一步增加,鐵素體的板條特征更加明顯,島狀組織的數(shù)量大幅度減少[圖3(e)]。從圖中可以看出,即使在極快的冷卻速度下,也不可能得到完全的馬氏體組織,本試驗(yàn)中冷卻速度最快(t8/5=7.5s)時(shí)的顯微組織主要是板條狀貝氏體[圖3(f)]。2.2.2m-a島狀對(duì)食品質(zhì)量的影響采用Labara著色腐蝕劑對(duì)含銅鋼熱循環(huán)后的組織進(jìn)行著色腐蝕,結(jié)果如圖4(a～d)所示。對(duì)比用硝酸酒精腐蝕的顯微組織可以發(fā)現(xiàn):冷卻速度較慢時(shí)(t8/5=90s),組織中主要以粒狀貝氏體為主,此時(shí)粒狀貝氏體中M-A島的數(shù)量較多,尺寸較大,其形狀以顆粒狀為主[圖4(a)];隨著冷卻速度的增加,粒狀貝氏體中M-A島狀組織的數(shù)量減少,尺寸減小,其形狀除顆粒狀以外,還有一定量的桿狀[圖4(b、c)];當(dāng)冷卻速度較快時(shí)(t8/5=7.5s),粒狀貝氏體的數(shù)量急劇減少,M-A島狀組織幾乎消失[圖4(d)]。另外,對(duì)t8/5=20、40s的12Ni3CrMoV鋼熱循環(huán)后的組織也進(jìn)行了著色腐蝕[見(jiàn)圖4(e)、(f)]。從圖中可以看出,相同熱循環(huán)條件下12Ni3CrMoV鋼組織中M-A島的數(shù)量和尺寸遠(yuǎn)高于含銅時(shí)效鋼。2.2.3體體結(jié)構(gòu)的能譜分析在掃描電鏡下對(duì)粒狀貝氏體進(jìn)行觀察,結(jié)果見(jiàn)圖5(a)。圖中白色島狀部分是粒狀貝氏體中的M-A島,灰色部分為鐵素體基體組織。對(duì)基體和島狀組織進(jìn)行能譜分析,結(jié)果見(jiàn)圖5(b、c)。能譜分析表明:M-A島中的錳、鎳含量與基體相當(dāng),而碳含量是基體的10倍左右。2.3金相測(cè)量采用定量金相法,測(cè)定了含銅時(shí)效鋼及12Ni3CrMoV鋼著色后粒狀貝氏體中M-A島的數(shù)量及平均尺寸,結(jié)果見(jiàn)表1。3m-a島對(duì)含銅時(shí)效鋼沖擊韌性的影響根據(jù)相關(guān)資料,粒狀貝氏體會(huì)顯著降低鋼的韌性。這主要是由于粒狀貝氏體中的奧氏體島可有不同的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物或分解,在冷卻過(guò)程中當(dāng)島內(nèi)某一部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體(M-A島)時(shí),韌性下降。因此定量分析不同冷卻速度下粗晶熱影響區(qū)內(nèi)M-A島的數(shù)量有利于了解其韌性的好壞。M-A島一般是在中等冷卻速度下形成的。在奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的過(guò)程中,碳及合金元素不斷向未轉(zhuǎn)變的奧氏體中擴(kuò)散,造成奧氏體中碳濃度的不斷增高。對(duì)粒狀貝氏體中M-A島進(jìn)行的能譜分析表明:M-A島中的錳、鎳含量與基體相當(dāng),而碳含量是基體的10倍左右。進(jìn)一步冷卻到300～350℃時(shí),殘余奧氏體有一部分析出為板條馬氏體或?qū)\晶馬氏體,從而構(gòu)成了M-A島。因此,M-A島的韌性低主要是由于殘余奧氏體增碳后易形成夾在貝氏體與鐵素體之間的孿晶馬氏體,在其界面上產(chǎn)生顯微裂紋并沿M-A島的邊界擴(kuò)展造成的。M-A島的數(shù)量是影響鋼的低溫韌性的重要因素。結(jié)合圖4與表1可知:對(duì)于含銅時(shí)效鋼來(lái)說(shuō),當(dāng)冷卻速度較快時(shí)(t8/5<40s),M-A島的數(shù)量較少(其體積分?jǐn)?shù)小于3%),此時(shí)CGHAZ能夠獲得良好的低溫韌性,-50℃的沖擊功高于標(biāo)準(zhǔn)要求(47J);當(dāng)冷卻速度較慢時(shí)(t8/5>40s),M-A島的數(shù)量較多(其體積分?jǐn)?shù)大于3%),此時(shí)CGHAZ的低溫韌性顯著下降,不能滿足標(biāo)準(zhǔn)要求。M-A島的尺寸也是引發(fā)解理斷裂的因素之一。雖然M-A島的形態(tài)各異,但可以在M-A島上作一內(nèi)切圓,圓的直徑被定義為M-A島的有效直徑DM-A,即M-A島的尺寸,其實(shí)際測(cè)量結(jié)果見(jiàn)表1。由沖擊試驗(yàn)結(jié)果可知,當(dāng)M-A島的有效直徑小于1μm時(shí),對(duì)低溫沖擊韌性影響不大;但當(dāng)M-A島的有效直徑超過(guò)1μm時(shí),鋼的低溫沖擊韌性顯著下降。因此,采取適當(dāng)?shù)墓に嚧胧﹣?lái)減少CGHAZ中M-A島的有效直徑及數(shù)量,可有效地提高含銅時(shí)效鋼的低溫韌性。為進(jìn)一步研究粒狀貝氏體對(duì)含銅時(shí)效鋼低溫韌性的影響,將其與強(qiáng)度級(jí)別相當(dāng)?shù)?2Ni3CrMoV進(jìn)行了對(duì)比。著色腐蝕的結(jié)果表明,經(jīng)過(guò)相同熱循環(huán)后,12Ni3CrMoV鋼中M-A島的含量遠(yuǎn)高于含銅鋼中M-A島的含量。經(jīng)相同熱循環(huán)后,含銅時(shí)效鋼的沖擊韌性是12Ni3CrMoV的兩倍以上(圖2)。日本神戶制鋼所HatanoH對(duì)影響鋼沖擊韌性的因素進(jìn)行了研究。結(jié)果表明:碳及碳化物形成元素的含量是影響HAZ沖擊韌性的重要因素。碳及碳化物形成元素的含量越低,熱影響區(qū)中形成的M-A島越少,熱影響區(qū)的沖擊韌性越好。對(duì)比12Ni3CrMoV鋼與含銅時(shí)效鋼的成分可知,12Ni3CrMoV鋼的碳含量約為含銅時(shí)效鋼的兩倍,且碳化物形成元素略高于含銅時(shí)效鋼。因此可認(rèn)為,降低含銅時(shí)效鋼中碳及碳化物元素的含量,大大減少了焊接熱循環(huán)后熱影響區(qū)組織中粒狀貝氏體數(shù)量,從而顯著提高了其低溫韌性,改善了鋼的焊接性。4m-a島的數(shù)量和尺寸(1)經(jīng)過(guò)中等冷卻速度的焊接熱循環(huán)后,含銅時(shí)效鋼組織中存在一定量的粒狀貝氏體組織,這顯著降低了鋼的低溫韌性。(2)冷卻速度對(duì)粒狀貝氏體中M-A島的數(shù)量和尺寸有顯著的影響。冷卻速度較快時(shí)(t8/5<40s),M-A島的數(shù)量少、尺寸小(其體積分?jǐn)?shù)小于3%,DM-A小于1μm)。當(dāng)冷卻速度較慢時(shí)(t8/5>40s),M-A島的數(shù)量顯著增多、尺寸增大(其體積分?jǐn)?shù)大于3%,DM-A大于1μm)。(3)粒狀貝氏體中M-A島的數(shù)量和尺寸是影響含銅時(shí)效鋼低溫韌性的重要因素。當(dāng)M-A島的有效直徑DM-A小于1μm,體積分?jǐn)?shù)小于3%時(shí),M-A島對(duì)鋼的低溫韌性影響不