贝氏体对超低碳含铜时效钢粗晶热影响区冲击韧性的影响

贝氏体对超低碳含铜时效钢粗晶热影响区冲击韧性的影响

含铜量钢是一种尼crcrmonb系体钢。它主要依靠铜的分散和分离，以获得高强度和高耐度的配合。由于该钢具有极低的碳含量,与传统相同强度级别的船体钢(如12Ni3CrMoV钢)相比,含铜时效钢有良好的焊接性。粗晶热影响区(CGHAZ)是含铜钢焊接接头的薄弱环节,往往由于该区域的低温冲击韧性不足而使整个焊接接头不能满足性能要求。该区域的显微组织为铁素体+板条贝氏体+粒状贝氏体,且随着热输入量的不断加大,粒状贝氏体组织不断增多,该区域的冲击韧性显著下降。为了使粗晶热影响区的低温冲击韧性能满足使用要求,笔者研究了粒状贝氏体对含铜时效钢CGHAZ冲击韧性的影响。1试验材料和方法1.1试验用钢的化学成分试验用钢取自武汉钢铁集团公司90t转炉生产的含铜时效钢,热处理状态为900℃淬火+650℃回火,板厚为16mm。试验用钢的化学成分(质量分数,%)为:C0.046,Si0.300,Mn0.600,P0.013,S0.003,Ni0.850,Cr0.810,Cu1.190,Mo0.190,Nb0.020。其力学性能为:σs=615MPa,σb=680MPa,δ5=23%,ψ=80%,Akv(-40℃)=255J。1.2试验结果和分析利用Gleeble1500热模拟试验机对含铜时效钢的CGHAZ进行模拟。峰值温度为1350℃,t8/5(从800℃至500℃的冷却时间)分别选取7.5s、10s、20s、40s、90s。将热模拟后的试样加工成标准冲击试样进行室温、0℃、-20℃、-50℃、-70℃的冲击试验。采用Neophot-Ⅱ型普通光学显微镜观察了含铜时效钢模拟粗晶区的显微组织,采用Labara着色侵蚀剂(1%偏重亚硫酸钠水溶液+4%苦味酸酒精溶液)观察了组织中的粒状贝氏体形态、数量和分布。腐蚀后M-A岛呈白色,铁素体呈灰色,碳化物呈黑色。根据着色的不同,可较准确地确定M-A岛的数量。利用场发射扫描电镜S-4300进一步观察了M-A岛的组织形态。2试验结果2.1无塑性转变温度对不同t8/5下CGHAZ不同温度的冲击韧性进行测试,结果如图1所示。从图中可以看出,随着t8/5的不断增大,CGHAZ的冲击功显著下降。t8/5=90s时,其冲击韧性最低,t8/5=7.5、10s时,冲击韧性最高。当t8/5≤20s时,在所测试的温度范围内(室温～-70℃),其冲击韧性基本上处于上平台附近,无塑性转变温度(NDT)低于-70℃,因此表现出优异的低温冲击韧性,尤其是-50℃的冲击功远远高于标准要求(47J)。当t8/5≥40s时,其无塑性转变温度高于-50℃,材料的低温韧性显著下降,其-50℃的冲击功均低于标准要求。另外,为对含铜时效钢热影响区的力学性能有一个比较性的认识,将含铜时效钢与传统的强度级别相同的12Ni3CrMoV钢-50℃的冲击韧性进行了对比,结果如图2所示。从图中可以看出,在整个试验范围内(t8/5=7.5～90s),含铜时效钢CGHAZ的冲击韧性均高于12Ni3CrMoV钢。其中t8/5<40s时,二者的冲击韧性相差较大,含铜时效钢CGHAZ的冲击韧性是12Ni3CrMoV钢的两倍以上;t8/5>40s时,二者的差距减少,到t8/5=90s时,二者的冲击韧性基本相等。因此,从冲击性能可以看出,含铜钢与12Ni3CrMoV钢均不适合大线能量(t8/5>40s)的焊接,以中、小线能量(t8/5<40s)焊接时,含铜钢的焊接性能明显优于12Ni3CrMoV钢。2.2组织2.2.1冷却速度对铁素体岛状组织的影响采用4%硝酸酒精腐蚀的含铜时效钢母材及不同t8/5的模拟焊接热循环试样的显微组织如图3所示。母材的显微组织主要是回火索氏体+贝氏体[图3(a)]。对于经过热循环后的组织,当冷却速度较小时,在粗大的奥氏体晶粒内部主要分布着粗大的粒状贝氏体和先共析铁素体[图3(b)];随着冷却速度的增加,岛状组织的数量减少,尺寸变小[图3(c)],同时,先共析铁素体的数量减少,开始出现块状铁素体组织,贝氏体铁素体逐渐呈现板条特征[图3(d)];随着冷却速度的进一步增加,铁素体的板条特征更加明显,岛状组织的数量大幅度减少[图3(e)]。从图中可以看出,即使在极快的冷却速度下,也不可能得到完全的马氏体组织,本试验中冷却速度最快(t8/5=7.5s)时的显微组织主要是板条状贝氏体[图3(f)]。2.2.2m-a岛状对食品质量的影响采用Labara着色腐蚀剂对含铜钢热循环后的组织进行着色腐蚀,结果如图4(a～d)所示。对比用硝酸酒精腐蚀的显微组织可以发现:冷却速度较慢时(t8/5=90s),组织中主要以粒状贝氏体为主,此时粒状贝氏体中M-A岛的数量较多,尺寸较大,其形状以颗粒状为主[图4(a)];随着冷却速度的增加,粒状贝氏体中M-A岛状组织的数量减少,尺寸减小,其形状除颗粒状以外,还有一定量的杆状[图4(b、c)];当冷却速度较快时(t8/5=7.5s),粒状贝氏体的数量急剧减少,M-A岛状组织几乎消失[图4(d)]。另外,对t8/5=20、40s的12Ni3CrMoV钢热循环后的组织也进行了着色腐蚀[见图4(e)、(f)]。从图中可以看出,相同热循环条件下12Ni3CrMoV钢组织中M-A岛的数量和尺寸远高于含铜时效钢。2.2.3体体结构的能谱分析在扫描电镜下对粒状贝氏体进行观察,结果见图5(a)。图中白色岛状部分是粒状贝氏体中的M-A岛,灰色部分为铁素体基体组织。对基体和岛状组织进行能谱分析,结果见图5(b、c)。能谱分析表明:M-A岛中的锰、镍含量与基体相当,而碳含量是基体的10倍左右。2.3金相测量采用定量金相法,测定了含铜时效钢及12Ni3CrMoV钢着色后粒状贝氏体中M-A岛的数量及平均尺寸,结果见表1。3m-a岛对含铜时效钢冲击韧性的影响根据相关资料,粒状贝氏体会显著降低钢的韧性。这主要是由于粒状贝氏体中的奥氏体岛可有不同的转变产物或分解,在冷却过程中当岛内某一部分转变为马氏体(M-A岛)时,韧性下降。因此定量分析不同冷却速度下粗晶热影响区内M-A岛的数量有利于了解其韧性的好坏。M-A岛一般是在中等冷却速度下形成的。在奥氏体向铁素体转变的过程中,碳及合金元素不断向未转变的奥氏体中扩散,造成奥氏体中碳浓度的不断增高。对粒状贝氏体中M-A岛进行的能谱分析表明:M-A岛中的锰、镍含量与基体相当,而碳含量是基体的10倍左右。进一步冷却到300～350℃时,残余奥氏体有一部分析出为板条马氏体或孪晶马氏体,从而构成了M-A岛。因此,M-A岛的韧性低主要是由于残余奥氏体增碳后易形成夹在贝氏体与铁素体之间的孪晶马氏体,在其界面上产生显微裂纹并沿M-A岛的边界扩展造成的。M-A岛的数量是影响钢的低温韧性的重要因素。结合图4与表1可知:对于含铜时效钢来说,当冷却速度较快时(t8/5<40s),M-A岛的数量较少(其体积分数小于3%),此时CGHAZ能够获得良好的低温韧性,-50℃的冲击功高于标准要求(47J);当冷却速度较慢时(t8/5>40s),M-A岛的数量较多(其体积分数大于3%),此时CGHAZ的低温韧性显著下降,不能满足标准要求。M-A岛的尺寸也是引发解理断裂的因素之一。虽然M-A岛的形态各异,但可以在M-A岛上作一内切圆,圆的直径被定义为M-A岛的有效直径DM-A,即M-A岛的尺寸,其实际测量结果见表1。由冲击试验结果可知,当M-A岛的有效直径小于1μm时,对低温冲击韧性影响不大;但当M-A岛的有效直径超过1μm时,钢的低温冲击韧性显著下降。因此,采取适当的工艺措施来减少CGHAZ中M-A岛的有效直径及数量,可有效地提高含铜时效钢的低温韧性。为进一步研究粒状贝氏体对含铜时效钢低温韧性的影响,将其与强度级别相当的12Ni3CrMoV进行了对比。着色腐蚀的结果表明,经过相同热循环后,12Ni3CrMoV钢中M-A岛的含量远高于含铜钢中M-A岛的含量。经相同热循环后,含铜时效钢的冲击韧性是12Ni3CrMoV的两倍以上(图2)。日本神户制钢所HatanoH对影响钢冲击韧性的因素进行了研究。结果表明:碳及碳化物形成元素的含量是影响HAZ冲击韧性的重要因素。碳及碳化物形成元素的含量越低,热影响区中形成的M-A岛越少,热影响区的冲击韧性越好。对比12Ni3CrMoV钢与含铜时效钢的成分可知,12Ni3CrMoV钢的碳含量约为含铜时效钢的两倍,且碳化物形成元素略高于含铜时效钢。因此可认为,降低含铜时效钢中碳及碳化物元素的含量,大大减少了焊接热循环后热影响区组织中粒状贝氏体数量,从而显著提高了其低温韧性,改善了钢的焊接性。4m-a岛的数量和尺寸(1)经过中等冷却速度的焊接热循环后,含铜时效钢组织中存在一定量的粒状贝氏体组织,这显著降低了钢的低温韧性。(2)冷却速度对粒状贝氏体中M-A岛的数量和尺寸有显著的影响。冷却速度较快时(t8/5<40s),M-A岛的数量少、尺寸小(其体积分数小于3%,DM-A小于1μm)。当冷却速度较慢时(t8/5>40s),M-A岛的数量显著增多、尺寸增大(其体积分数大于3%,DM-A大于1μm)。(3)粒状贝氏体中M-A岛的数量和尺寸是影响含铜时效钢低温韧性的重要因素。当M-A岛的有效直径DM-A小于1μm,体积分数小于3%时,M-A岛对钢的低温韧性影响不