低焊接裂紋敏感性鋼07MnNiMoDR的組織性能研究

馮路路， 張敬忠， 居 峰， 李錫陸， 喬文瑋， 魯修宇

(1. 荊楚理工學(xué)院 機(jī)械工程學(xué)院，湖北 荊門 448000；2. 江蘇華能電纜股份有限公司, 江蘇 高郵 225613；3. 武漢鋼鐵(集團(tuán))研究院, 武漢 430080)

當(dāng)前存儲(chǔ)乙烯、丙烯等氣體的容器越來越大，由400 m3到現(xiàn)在的2000 m3，在低溫常壓下存儲(chǔ)此類氣體需要大型化的設(shè)備和先進(jìn)的制冷技術(shù).通常的存儲(chǔ)方式為常溫加壓法，此方法要求鋼材具有較高的強(qiáng)度和優(yōu)異的低溫沖擊韌性，以及較低的裂紋敏感指數(shù)和較強(qiáng)的止裂能力[1].張雲(yún)飛等人[2]對(duì)低焊接裂紋敏感性鋼07MnNiMoDR的奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線進(jìn)行了研究，確定了其轉(zhuǎn)變規(guī)律.邸洪雙等人[3]則對(duì)610 MPa級(jí)大型儲(chǔ)罐用鋼進(jìn)行了研制，成功試制出強(qiáng)度級(jí)別為610 MPa 的儲(chǔ)罐用鋼.石昆等人[4]則研究了調(diào)質(zhì)態(tài)07MnNiMoDR鋼的斷裂機(jī)制，得到了其低溫沖擊韌性離散性的原因是因?yàn)榇笮【Я５牟痪鶆蚍植?關(guān)于07MnNiMoDR鋼的熱處理生產(chǎn)工藝研究，相關(guān)的文獻(xiàn)報(bào)道很少，為明確其合理的熱處理生產(chǎn)工藝，本文結(jié)合生產(chǎn)實(shí)際對(duì)低焊接裂紋敏感性鋼的調(diào)質(zhì)工藝對(duì)組織性能的影響進(jìn)行了研究，提出了合理的淬火溫度和回火溫度，為工業(yè)生產(chǎn)提供了可參考的技術(shù)依據(jù).

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)用鋼坯經(jīng)鐵水預(yù)處理脫硫、轉(zhuǎn)爐、LF爐、RH爐和連鑄等工序冶煉而成，其化學(xué)成分如表1所示，碳含量為0.075 %，P控制在0.010 %以下，S控制在0.003 %以下，添加了微合金元素Nb、V和Ti細(xì)化晶粒，同時(shí)V還可以在回火時(shí)起到析出強(qiáng)化的效果， Ti可以固定鋼中游離態(tài)的氮[N]，降低鋼的應(yīng)變時(shí)效敏感性，改善焊縫熱影響區(qū)的韌性，Cr和Mo用來提高鋼材的淬透性， 添加Ni元素降低鋼材的韌脆轉(zhuǎn)變溫度，確保鋼板在-50 ℃具有良好的沖擊韌性.實(shí)驗(yàn)鋼的焊接裂紋敏感指數(shù)Pcm值為0.19%，低于標(biāo)準(zhǔn)0.22%的要求.

表1 實(shí)驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

其中：Pcm=w(C)+w(Si)/30+w(Mn+Cu+Cr)/20+w(Ni)/60+w(Mo)/15+w(V)/10+5w(B)

鋼坯軋制在4 300 mm雙機(jī)架寬厚板軋機(jī)上完成，鋼板目標(biāo)厚度為48 mm.將軋制后的鋼板采用火切的方式分為4塊，按照1#、 2#、 3# 、4#進(jìn)行編號(hào)，采用配備了淬火機(jī)的輥底式氬氣保護(hù)輻射加熱爐進(jìn)行鋼板的淬火和回火，熱處理工藝如表2所示， 1#、 2#和4#樣品對(duì)比不同的淬火溫度對(duì)組織性能的影響， 2#和3#樣品對(duì)比相同淬火溫度下不同回火溫度對(duì)組織性能的影響.

表2 實(shí)驗(yàn)用鋼的熱處理參數(shù)

對(duì)淬火態(tài)和回火態(tài)的實(shí)驗(yàn)鋼取樣觀察金相顯微組織和力學(xué)性能的測(cè)定，采用光學(xué)顯微鏡(Olympmus PEM3-3)觀察實(shí)驗(yàn)鋼的微觀組織形貌.

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 淬火后鋼樣品的金相顯微組織

實(shí)驗(yàn)鋼淬火態(tài)的金相顯微組織如圖1所示，870 ℃淬火時(shí)由于加熱溫度與Ac3溫度基本相同，奧氏體化不完全，加熱形成的部分奧氏體在淬火時(shí)發(fā)生切邊轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織，最終轉(zhuǎn)變?yōu)槲慈荑F素體+馬氏體組織，如圖1(a)所示；鋼板厚度1/4處和厚度1/2處組織差異不大，均為未溶鐵素體+大量的碳化物組成，碳化物分布在鐵素體基體和晶界上[6]，如圖1(b)和(c)所示.900 ℃淬火時(shí)，鋼板近表面的組織同樣為鐵素體和馬氏體組織，但是鐵素體組織要少于870 ℃淬火的試樣，如圖1(d)所示；鋼板厚度1/4處和厚度1/2處的組織差異不大，鐵素體的數(shù)量同樣明顯低于870 ℃淬火的試樣，轉(zhuǎn)變組織為粒狀貝氏體+鐵素體組織，如圖1(e)和(f)所示.930 ℃淬火時(shí)，由于實(shí)驗(yàn)鋼完全奧氏體化，鋼板近表面由于較高的冷卻速度發(fā)生馬氏體相變，轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織，如圖1(g)所示；鋼板厚度1/4處和厚度1/2處組織中粒狀貝氏體的比例進(jìn)一步的增大，依然存在少量的鐵素體，但是鐵素體的等軸狀形貌已經(jīng)消失[8]，形成了板條狀或者針狀的鐵素體形貌，說明隨著淬火加熱溫度的提高，鋼板厚度方向的淬透性逐漸提高，同時(shí)厚度方向上組織差異性逐漸變小，如圖1(h)和(i)所示.

2.2 回火后鋼樣品的金相顯微組織

1#、 2#和4#實(shí)驗(yàn)鋼回火加熱溫度為600 ℃， 3#實(shí)驗(yàn)鋼回火加熱溫度為630 ℃，保溫時(shí)間均為180 min，回火后光學(xué)顯微組織如圖2和圖3所示.從圖2中可以看出， 1#、 2#和4#實(shí)驗(yàn)鋼在高溫回火后鋼板近表面、厚度1/4處和厚度1/2處組織差異性進(jìn)一步縮小，鋼板近表面淬火時(shí)出現(xiàn)的馬氏體組織在回火時(shí)發(fā)生分解轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體+珠光體的混合組織，形成回火索氏體；而淬火時(shí)形成的鐵素體+粒狀貝氏體的混合組織在回火時(shí)，粒狀貝氏體中的碳在回火過程中擴(kuò)散至α鐵素體外部，碳化物聚集在鐵素體的基體或者晶界上[9]，同時(shí)鐵素體的形貌遺傳了淬火組織中鐵素體的形貌.對(duì)比分析可以看出， 1#、 2#和4#實(shí)驗(yàn)鋼600 ℃回火后得到的室溫組織差異不大，尤其是厚度1/4處和厚度1/2處，均為大量的滲碳體、合金碳化物均勻彌散的分布在鐵素體基體或晶界上[9].

圖1 淬火后的鋼樣品的光學(xué)顯微組織Fig.1 Optical micrographs of steel samples after quenching

圖2 600 ℃回火后，鋼樣品的光學(xué)顯微組織Fig.2 Optical micrographs of steel samples after tempering

圖3 3#630 ℃回火后，鋼樣品的光學(xué)顯微組織Fig.3 Optical micrographs of 3# sample after tempering

3#實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)900 ℃淬火630 ℃回火后的光學(xué)顯微組織如圖3所示，鋼板近表面淬火時(shí)形成的馬氏體發(fā)生分解轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹚魇象w組織，形成鐵素體和回火索氏體組織的混合組織，與2#實(shí)驗(yàn)鋼對(duì)比分析可以看出，3#實(shí)驗(yàn)鋼由于回火溫度較高，碳化物的析出的數(shù)量也較多[10]，如圖3(a)和圖2(d)所示；鋼板厚度1/4處同樣的均轉(zhuǎn)變?yōu)樘蓟?鐵素體的混合組織，但是3#實(shí)驗(yàn)鋼630 ℃回火后多邊形鐵素體的數(shù)量要高于600 ℃回火多邊形鐵素體的數(shù)量[11]，說明隨著回火溫度的升高，碳的長(zhǎng)程擴(kuò)散更加明顯，碳化物出現(xiàn)聚集長(zhǎng)大的現(xiàn)象，鐵素體開始發(fā)生合并重組，逐漸向多邊形鐵素體轉(zhuǎn)變，如圖3(b)所示；而鋼板厚度1/2處的顯微組織與厚度1/4處類似，多邊形鐵素體的數(shù)量更多，尺寸更大[12]，如圖3(c)所示.

2.3 不同熱處理工藝下鋼樣品的力學(xué)性能

圖4為1#、 2#和4#實(shí)驗(yàn)鋼淬火后的強(qiáng)度性能對(duì)比圖，從圖4中可以看出，實(shí)驗(yàn)鋼厚度1/4處和厚度1/2處的屈服強(qiáng)度均隨著淬火溫度的升高逐漸升高，抗拉強(qiáng)度波動(dòng)不大，未出現(xiàn)明顯的升高.由此可知，隨著淬火溫度的升高，大量析出的碳化物在發(fā)生塑性變形時(shí)對(duì)鐵素體中位錯(cuò)的移動(dòng)起到了阻礙、釘扎的作用，從而提升了實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度，表現(xiàn)為實(shí)驗(yàn)鋼930 ℃淬火后屈服強(qiáng)度優(yōu)于900 ℃，900 ℃淬火后屈服強(qiáng)度優(yōu)于870 ℃.

圖4 鋼樣品不同淬火溫度下的強(qiáng)度性能Fig.4 Strength properties of tested steel at different quenching temperatures

1#、 2#和4#實(shí)驗(yàn)鋼回火后力學(xué)性能如圖5所示，實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度在回火后得到了提升，而抗拉強(qiáng)度基本未出現(xiàn)明顯的變化，維持在一個(gè)較高的水平.而對(duì)比分析-50 ℃低溫沖擊韌性，鋼板厚度1/4的韌性隨著淬火溫度的提高而略有提高，但是鋼板厚度1/2處的低溫沖擊韌性隨著淬火溫度的提高則出現(xiàn)了明顯的下降.因此淬火溫度應(yīng)該選擇2#實(shí)驗(yàn)鋼的900 ℃.

圖5 不同淬火溫度相同回火溫度處理后的鋼樣品的力學(xué)性能Fig.5 Mechanical properties of tested steel at different quenching temperatures and the same tempering temperature

2#和3#實(shí)驗(yàn)鋼回火后力學(xué)性能對(duì)比如圖6所示，隨著回火溫度的提高，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均降低，-50 ℃低溫沖擊韌性得到了提高.隨著回火溫度的提高，碳在高溫狀態(tài)下具有長(zhǎng)程擴(kuò)散的能力，碳化物出現(xiàn)聚集長(zhǎng)大的現(xiàn)象，鐵素體晶界發(fā)生遷移、合并重組為尺寸更大的多邊形鐵素體晶粒，因此強(qiáng)度進(jìn)一步下降.同時(shí)鋼板厚度1/2處抗拉強(qiáng)度對(duì)比厚度1/4處下降的更多，低于了標(biāo)準(zhǔn)要求的 610 MPa，因此回火溫度應(yīng)控制在600 ℃.

圖6 相同淬火溫度不同回火溫度處理后鋼樣品的力學(xué)性能Fig.6 Mechanical properties of tested steel at the same quenching temperature and different tempering temperature

3 結(jié) 論

(1 ) 實(shí)驗(yàn)鋼07MnNiMoDR淬火后，鋼板近表面發(fā)生了部分馬氏體轉(zhuǎn)變，出現(xiàn)了馬氏體組織，鋼板厚度1/4處和厚度1/2處的組織差異不大，為鐵素體+粒狀貝氏體組織.不同的淬火溫度對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度影響不大，屈服強(qiáng)度隨著淬火溫度的升高而升高，鋼板厚度方向組織差異性隨著淬火溫度的提高而變小.

(2 ) 600 ℃溫度回火后，實(shí)驗(yàn)鋼近表面轉(zhuǎn)變?yōu)椴糠只鼗鹚魇象w組織，鋼板厚度方向組織差異性進(jìn)一步縮小，轉(zhuǎn)變?yōu)樘蓟?多邊形鐵素體.實(shí)驗(yàn)鋼回火后屈服強(qiáng)度提高，抗拉強(qiáng)度基本不變，鋼板厚度1/4處-50 ℃低溫沖擊韌性值隨著淬火溫度的提高而提高，厚度1/2處的低溫沖擊韌性則出現(xiàn)了明顯的下降，合理的淬火溫度為900 ℃.

(3 ) 900 ℃淬火后的實(shí)驗(yàn)鋼，經(jīng)600 ℃和630 ℃回火后，其室溫組織差異不大，均為鐵素體基體和晶界上彌散析出大量的碳化物.630 ℃回火低溫沖擊韌性要優(yōu)于600 ℃回火的實(shí)驗(yàn)鋼，但是強(qiáng)度下降的更多，出現(xiàn)了不合格的現(xiàn)象，因此合理的回火溫度為600 ℃.