超低碳贝氏体钢的制备及焊接性研究

超低碳贝氏体钢的制备及焊接性研究

众所周知，低碳量的贝尔体钢具有良好的耐腐蚀性。主要原因是极低含碳量可以降低或消除贝氏铁素体中的渗透碳体。因此，钢的耐腐蚀性可以得到改善。为了保证贝氏体转变的充分性,同时尽量避免产生马氏体,低碳贝氏体钢中应该适量添加其他合金元素。大量的研究推进了这种认识,并导致所谓的ULCB(ultralowcarbonbainite)钢的发展。该类钢具有优良的韧性,强度和焊接等综合性能,并已经应用于极地和海底环境的高强管线。1其他非调质材料ULCB钢起源于瑞典实验室开发出来的“强可焊性钢”,最初这类钢的典型成分是0.10~0.16C,0.6Mn,0.4Si,0.35~0.60Mo和0.0013~0.0035B(%)。少量的Mo和B抑制了多边形铁素体的形成,但对转变动力学有一定的影响。结果使得“强可焊性钢”在较宽的冷速范围内可获得完全贝氏体组织。1957年Irvine和Pickering的研究表明,这些钢的强度与其奥氏体转变成贝氏体的温度是相关联的。而且通过添加合金元素,还能控制贝氏体的转变开始温度。研究还表明,这些低碳贝氏体钢可得到600~1200MPa的抗拉强度,或是450~900MPa的屈服应力。然而在焊接后,这类钢的主要缺点就体现出来了。因为它们的C含量太高,焊后部分热影响区形成大量的脆性组织。因此这类钢的应用受到了极大的限制。它的进一步发展依赖于获得较低C含量的钢产品的技术进展。McEvily于1967年研制出采用Mn、Mo、Ni、Nb合金化的ULCB钢,经热机械控制(TMCP)处理后,屈服强度达到700MPa,且具有良好的低温韧性和焊接性能。日本钢铁公司研制了X70和X80超低碳控轧贝氏体钢,其屈服强度高于500MPa,脆性转变温度(FATT)低于-80℃。可以作为低温管线钢以及舰艇系列用钢使用。川崎制铁公司采取调整钢的化学成分和控制组织的方法,即采用超低碳贝氏体钢,并添加Cu元素,利用其析出硬化提高钢材强度,开发出在轧制状态下交货的590MPa级高强度特厚H型钢。Garcia等开发出ULCB-100型超低碳贝氏体中厚钢板,通过控轧控冷处理和高度合金化实现细晶强化、弥散强化与位错强化的综合作用。该钢种以80%累积变形量进行精轧并随后空冷,其屈服强度可高达700MPa,且FATT可提高到-50℃。波兰学者在热轧、淬火及回火加工条件下,研究超低碳贝氏体钢的微观组织与力学性能。证明可以获得屈服强度大于650MPa、低温冲击性能为200J(213K)的超低碳贝氏体钢板。近代工业发展对热轧非调质钢板的性能要求越来越高,除了具有高强度外,还要具有良好的韧性、焊接性能及低的冷脆性。目前世界上许多国家都利用(超)低碳的控轧控冷贝氏体钢来生产高寒地区使用的输油、输气管道用钢板,低碳含铌的低合金高强度钢板,高韧性钢板,以及造船板、桥梁钢板、压力容器用钢板等。2ulcb钢的制造要素2.1变性切变学说与台阶扩散机制在钢和有色金属中都存在着贝氏体相变。尽管进行了大量的研究,学者们对贝氏体的相变机理仍然有分歧。一类是相变切变机理,最早由Zener提出的。柯俊和Cottrol等人在抛光的贝氏体钢试样表面观察到表面浮凸现象,认为与马氏体表面浮凸类似,为不变平面应变类型,将此作为贝氏体相变切变机制的重要依据,开拓性地提出了贝氏体相变切变学说。此后该观点被Hehemann和Bhadeshia所接受,发展成为系统的切变学说。另一类是台阶扩散机制,由美国冶金学家H.I.Aaronson及其合作者在20世纪60年代末提出。其核心内容是:贝氏体是过冷奥氏体的非层片状共析分解的产物。在贝氏体相变过程中,存在碳原子、铁原子和替换原子的扩散过程。贝氏体铁素体是通过台阶的激发型核———台阶机制进行的,长大过程受碳原子扩散控制。台阶的台面是共格或者半共格的,而阶面是非共格的。贝氏体碳化物在奥氏体-铁素体晶界形核并且向奥氏体内部长大。2.2其他学体晶粒的特征研究表明,典型的ULCB钢贝氏体晶粒是由具有细小亚结构的贝氏铁素体组成的,上面均匀分布着少量的富C二次相。这些二次相处于贝氏铁素体板条束中,基本上都是由M/A组元组成。由于束状结构内贝氏铁素体亚结构的边界是小角度晶界,在光学显微镜下几乎或根本看不到到铁素体边界。因此其光学组织形貌特征是二次相粒子散布在单个的铁素体晶粒内。但是,事实上,这些二次相是由位向基本一致的铁素体晶粒之间的残余奥氏体和马氏体组成的。低倍光学显微镜下,ULCB钢组织的显著特征是原始奥氏体晶界沿轧制方向平行排列,呈直线条纹状,这是因为精轧保留了最终未再结晶奥氏体的扁平形状。贝氏铁素体断裂的有效晶粒尺寸受到奥氏体晶粒尺寸的显著影响。为了改善ULCB钢的韧性,原始奥氏体晶粒细小化是很重要的。最新发展的控轧工艺对细化奥氏体晶粒尺寸和进一步改善低温韧性有明显的影响。这些采用Nb、Ti和B微合金化的控轧ULCB钢具有典型的超低C含量(0.01%~0.03%),TiN和NbC被认为是这些钢的基本组成,它们在控制轧制的操作过程中对阻碍奥氏体晶粒的长大起着重要的作用。2.3nb与b的联合作用机理C含量控制到0.01%~0.03%,保证了ULCB钢的成功开发。低的C含量应该能够确保不会由于贝氏体相变不完全而形成马氏体的前提下,又足以与微合金元素Nb发生反应形成NbC。有研究表明,由于C含量降低造成的马氏体体积分数的减少而改善了钢材的韧性,从而不会造成大的强度损失。然而,应该注意到C含量不应当低于0.01%,否则将不能形成足够的NbC,致使韧性恶化。由于C含量的大幅降低,最新开发的ULCB钢都采用了Nb、Ti和B复合微合金化。研究表明,单独加入B时,通常会在轧后奥氏体晶界沉淀析出Fe23(CB)6,从而显著降低B的强化效果,造成γ→α的转变不能得到有效抑制,因此钢中加入Nb来阻止Fe23(CB)6的形成,因为Nb更易与C结合,随着溶解的Nb含量的增加,形成贝氏体的倾向也大大增加了。Nb的适量溶解可以稳定奥氏体并表现出和B复合添加促进贝氏体转变的效果。Nb和B的联合作用机理可以这样描述:首先,Nb可以有效地阻碍变形γ的再结晶,如此通过阻止由于再结晶而形成新的晶界来使γ晶界稳定,这就使得B有足够的时间扩散到γ晶界附近,从而增加了γ的淬透性。其次,Nb能够降低C在γ中扩散率及活度,因此,γ中溶解的Nb可以保护B,而不至于形成B的碳化物,如Fe23(CB)6。第三是γ中溶解Nb本身对于抑制γ→α转变有相当大的影响。由于Nb在γ中的溶解极限是0.03%,故典型的ULCB钢中Nb含量通常高于0.04%。在ULCB钢中,Ti完全固定了钢中的N,因此,所有加入的B在轧制前的加热中得到了溶解。随着B含量的增加,强度得到提高,结果组织中的贝氏体体积分数增加,而且,当B含量超过0.002%时的抗拉强度指标趋于稳定。但是,当B含量超过0.001%时,低温韧性急剧恶化。产生这种结果的原因被推断是由于随着B含量的增加引起了在γ晶粒边界和γ晶粒内的B偏析造成的。在添加0.003%B的钢中可以观察到Fe23(CB)6的沉淀析出。因此,可以认为当加入B含量超过0.003%时是无效的。合金元素Cu对ULCB钢的相变点Ac1、Ac3有明显的影响,随着钢中Cu的增加,相变点Ac1、Ac3均呈下降趋势;贝氏体转变开始温度(Bs)及转变完成温度(Bf)也显著降低。这主要是由于Cu的加入推迟钢的γ→α转变所致。2.4艺参数对热压的影响由于碳含量的显著降低及采用控轧工艺,ULCB钢的韧性尤其是低温韧性明显改善。决定ULCB钢韧性的因素主要有3个:(1)原始奥氏体的冶金条件;(2)钢的纯净度;(3)钢的强度级别。原始奥氏体的冶金条件,决定了有效晶粒的尺寸。控轧控冷ULCB钢的有效晶粒是贝氏铁素体板条束。控轧和快冷的工艺参数包括板坯加热温度、终轧温度、总变形量(板坯总压缩比)和快冷速率。为了获得具有极好的韧性、强度和焊接综合性能的最佳组织,应对上述工艺参数进行细致的控制。高的板坯加热温度可以获得在γ中NbC更多的溶解。研究表明,当加热温度超过NbC的完全溶解温度时,可以得到较高的贝氏体含量。另一方面,当加热温度低于此温度时,基体组织中的大部分是多边形铁素体,而不是贝氏铁素体。不同的加热温度得到的转变前的γ晶粒尺寸也不相同,并且加热中Nb的固溶量不同,得到的显微组织构成也不相同。强度受总变形量的影响(板坯总压缩比)较小。钢板越厚,轧制变形的总压下量越小。如果和同样钢种采用空冷处理相比,因为轧后采用快冷处理,ULCB钢可以获得更多体积分数的贝氏体含量。在快冷的情况下,可以获得更精细的具有高密度位错的贝氏铁素体亚结构。而且在贝氏铁素体基体上M/A组元的尺寸变得更精细,其分布也更均匀。这些显微组织特征解释了为什么在快速冷却的情况下,强度和韧性能得到显著改善的原因。3低碳贝氏体钢的焊接3.1热影响区组织的影响由于超低碳贝氏体钢的碳当量(Ceq)和焊接冷裂纹敏感性系数(Pcm)都很低,一般都分别不超过0.2%和0.4%,因此这类钢在拥有良好的强韧性的同时,也拥有较好的可焊性,特别是具有很低的冷裂纹敏感性。通常可在不预热或较低温度预热条件下焊接。由于此类钢的淬透性较高,常规焊接条件下热影响区组织基本上都可得到贝氏体+针状铁素体。当热影响区(HAZ)在焊接热源作用下由α相向γ相转变的过程中,母材中的Ti、Al等元素与其它活性元素所反应形成的质点会在γ相内优先促使针状铁素体形核并迅速生长,从而起到割裂、细化奥氏体晶粒作用,从而改善HAZ韧性。不同的焊接冷却速度往往只是改变不同形态贝氏体之间的相互比例。即使是在焊接线能量较大情况下,这类钢也不会产生焊接热影响区晶粒急剧长大现象。原因是这类钢焊接时,母材中的B和Nb原子会偏聚在新形成并在移动中的奥氏体晶界上,从而阻碍晶粒长大,同时B,Nb元素与其他元素(如C,N)的化合物在焊接升温过程中需经历一个自身的溶解过程,从而在奥氏体晶粒的长大过程中也起到一定的限制作用。此外这类钢在大焊接线能量条件下焊接时,HAZ不会像珠光体钢那样容易出现粗大、脆性的魏氏组织,因此这类钢的HAZ的室温及低温韧性较好。3.2焊接工艺条件为了保证焊缝的综合性能既有高的韧性,又有高的强度和抗裂性能,所选的焊接材料(焊条、焊丝等)必须具备相匹配的性能。通常的做法是降低碳含量、加入较多的合金元素如Ni、Mo等,且将焊缝的Pcm值控制在一定的范围内。如国内宝鸡钢管厂生产的H08D焊丝,采用较高的C-Si-Mn组合或含较高的Ni,其抗拉强度达到700MPa。国外一些埋弧焊丝有ESABSA1(E8)、tibor33(含Mo)、按ISO标准的PS3Mo、PS2Ni及PS3NiMo等。这些焊丝品种大多数应用了较多昂贵的Mo、Ni合金。在明确了焊接材料、焊接工艺条件等因素在控制焊缝力学性能方面所起的作用后,就可以通过图1的流程预测、改进和确定焊接材料合适成分范围及合理的焊接工艺条件。通过这种方法,可以快速、方便而有效地得到所需要的力学性能的焊缝,对于焊接材料的研制和焊接工艺的制定有很大的指导作用。3.3低碳贝氏体钢的焊接工艺随着钢种抗裂性能的改善,焊接裂纹易发区将由热影响区转向焊缝。对于弧焊焊缝,焊缝合金含量对焊缝强度具有主导影响作用。不同的焊接工艺如不同线能量也会导致焊缝中产生不同的组织结构,一般说来,小的焊接线能量有利于得到细的组织,但过小的线能量会增加出现淬硬组织的可能性。对于超低碳贝氏体钢,一般选用与母材同等强度级别焊接材料所得到的焊缝组织,其基体基本上是无碳板条贝氏体+粒状贝氏体+针状铁素体+极少量其它组织(如M-A组元)。对于屈服强度在800MPa以下的低碳贝氏体钢,国内外现有焊接技术和焊接材料(包括已能够基本保证使焊接各项指标与母材的性能指标基本相匹配),当母材强度级别超过800MPa时,目前还很少有可以与之匹配焊接材料可供选用。由于焊接材料、焊接方法和焊接结构形式等因素的多变性和复杂性,实际生产中焊接材料的选取和焊接工艺的制定,仍然需要进行深入研究的课题。关于焊缝和热影响区中细微组织对焊接接头的强度、韧性和冷裂纹敏感性也需进一步从宏观和微观机理上加以深入研究。其中值得重点一提的是M-A组元。尽管已有大量的研究结果表明,M-A组元是影响微裂纹萌生和扩展行为的基本组织因素,但对于这种局部脆化现象紧密相关的断裂过程及机理仍然不十分清楚。焊缝金属属于非平衡结晶,难以像炼钢那样精确地实现成分洁净化和均匀化,同时又不能通过控轧控冷实现细晶化,容易产生粗大的柱状晶。若单纯靠加入更多合金元素以达到细化焊缝晶粒的目的,又可能会对焊缝金属淬透性产生不利影响,同时合金元素会以固溶方式存在于基体中,造成焊缝金属塑性和韧性下降。这就给焊缝金属的强韧化带来很大的