正火溫度對低溫壓力容器鋼板組織與力學性能的影響

謝章龍, 陳家輝, 張丙軍, 陳 鋒

(1. 南京鋼鐵股份有限公司, 江蘇 南京 210035;2. 東南大學 材料科學與工程學院, 江蘇 南京 211189)

低溫壓力容器用鋼是國民經(jīng)濟建設(shè)中一類十分重要的鋼鐵材料,各行業(yè)對低溫容器鋼提出了越來越高的性能指標以滿足安全性和成本的要求[1]。低溫容器鋼要長期在低溫環(huán)境中服役,故特別要求其具備優(yōu)異的低溫韌性[2-3]。如歐標EN 10028中P355NL2、13MnNi6-3鋼和美標ASME A537/A537M中A537Cl1鋼等,交貨狀態(tài)為正火態(tài),多用于建造丙烷、丁烷等低溫儲罐,為了提高安全裕量,通常會要求考核溫度比標準要求溫度低10 ℃左右,如EN 10028中要求P355NL2鋼-50 ℃的KV2≥27 J[4],而采購方則提出-60 ℃的KV2≥27 J的技術(shù)要求。正火鋼受到成分、鑄坯偏析、正火工藝以及冷速等因素影響,其組織狀態(tài)和低溫韌性易出現(xiàn)波動。

本文以10 mm厚低溫容器鋼板P355NL2為研究對象,重點研究了熱軋態(tài)及不同正火溫度下鋼板的組織、強度及低溫韌性的變化規(guī)律,以獲得合適的正火工藝參數(shù),滿足低溫沖擊性能的要求,為指導實際生產(chǎn)提供理論和試驗依據(jù)。

1 試驗材料及方法

試驗鋼P355NL2的主要化學成分如表1所示,為了確保強度裕量,C和Mn含量接近標準上線,采用了微合金化成分設(shè)計。

表1 試驗鋼P355NL2的化學成分(質(zhì)量分數(shù),%)

熱軋板的正火工藝為升溫過程的平均速率為1.5 ℃/min,正火溫度為850、870、880、890、910、930、950 ℃,到達要求溫度后保溫15 min,空冷。

熱軋板及正火板沿橫向切取拉伸、沖擊以及顯微組織試樣后進行相關(guān)試驗。根據(jù)GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分:室溫試驗方法》切取2個平行拉伸試樣,在CMT5105型電子萬能試驗機上進行拉伸試驗;按照GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》切取3個V型缺口試樣,加工成尺寸為7.5 mm×10 mm×55 mm的試樣,在ZBC2303-1型擺錘試驗機上進行試驗,試驗溫度為-60 ℃;在心部位置測量異常組織硬度,試驗設(shè)備為FM-700顯微硬度計,載荷砝碼為500 g,保載時間為10 s;采用光學顯微鏡和環(huán)境掃描電鏡進行組織觀察與分析,利用Image Pro Plus和Nano Measurer圖像分析軟件測定組織中鐵素體的體積分數(shù)和晶粒尺寸。

2 結(jié)果與討論

2.1 正火溫度對1/4厚度處組織的影響

圖1為不同正火溫度下鋼板的顯微組織。由圖1可見,熱軋態(tài)及各正火溫度下組織均為鐵素體+珠光體,呈帶狀分布,與熱軋態(tài)相比,正火后珠光體條帶狀組織明顯變窄且彌散化,帶狀明顯減輕,鐵素體與珠光體分布更加均勻。由圖2可見,熱軋態(tài)試樣的滲碳體為層片狀,其與片狀鐵素體交替,形成片狀珠光體組織;正火后滲碳體仍保持片層結(jié)構(gòu),隨正火溫度升高,滲碳體尖角處逐漸溶解圓化,至950 ℃正火時,滲碳體片層結(jié)構(gòu)不明顯,部分形態(tài)呈長棒狀。圖3為試驗鋼在不同正火溫度下的鐵素體晶粒尺寸、體積分數(shù)和長寬比。結(jié)合圖1、圖3可以發(fā)現(xiàn),隨著正火溫度升高,帶狀組織減輕,鐵素體的形貌由不規(guī)則逐步等軸化,鐵素體的晶粒尺寸增加且趨于均勻,體積分數(shù)減小,這是因為隨正火溫度升高,奧氏體晶粒會長大,成分均勻性會提高,使得鐵素體具有更少的形核位置(體積分數(shù)減少)、更大的生長空間(晶粒尺寸增加)[5]。正火溫度升高到950 ℃時鐵素體晶粒尺寸大于軋態(tài)的,達不到正火的目的。鋼板熱軋時晶粒受到擠壓變形,形成高長寬比的鐵素體,正火后鐵素體晶粒長寬比減小,正火溫度大于880 ℃后鐵素體長寬比變化不大。正火溫度高、冷速較快,過冷度大,可減小富溶質(zhì)區(qū)與貧溶質(zhì)區(qū)奧氏體的分解速度差距,從而減輕帶狀組織[6]。

圖1 不同正火溫度下試驗鋼板1/4厚度處的顯微組織(a)熱軋態(tài);(b)850 ℃;(c)870 ℃;(d)880 ℃;(e)890 ℃;(f)910 ℃;(g)930 ℃;(h)950 ℃Fig.1 Microstructure at 1/4 thickness of the tested steel plate normalized at different temperatures(a) hot-rolled; (b) 850 ℃; (c) 870 ℃; (d) 880 ℃; (e) 890 ℃; (f) 910 ℃; (g) 930 ℃; (h) 950 ℃

圖3 不同正火溫度下試驗鋼中鐵素體晶粒尺寸、體積分數(shù)、長寬比Fig.3 Grain size, volume fraction, aspect ratio of ferrite in the tested steel normalized at different temperatures

2.2 正火溫度對心部組織的影響

圖4為熱軋態(tài)及不同正火溫度下試驗鋼心部的顯微組織?？梢钥闯?熱軋態(tài)與正火態(tài)心部組織都不均勻,出現(xiàn)呈條帶狀的異常組織,且隨著正火溫度升高,異常組織形貌無明顯變化。

圖4 不同正火溫度下試驗鋼板心部的顯微組織(a)熱軋態(tài);(b)850 ℃;(c)870 ℃;(d)880 ℃;(e)890 ℃;(f)910 ℃;(g)930 ℃;(h)950 ℃Fig.4 Microstructure of core of the tested steel plate normalized at different temperatures(a) hot-rolled; (b) 850 ℃; (c) 870 ℃; (d) 880 ℃; (e) 890 ℃; (f) 910 ℃; (g) 930 ℃; (h) 950 ℃

為進一步分析心部異常組織的成分及成因,本文利用掃描電鏡對心部異常組織進行了元素選區(qū)分析,結(jié)果如圖5和表2所示。異常組織中Mn元素含量相對于均值1.59%大幅偏高;Ni元素含量相對于均值0.32%也偏高,Mn和Ni元素發(fā)生了微區(qū)偏聚。Mn、Ni元素是奧氏體穩(wěn)定化元素,能使CCT曲線向右下方劇烈移動[7],因此,異常組織的形成應歸因于心部Mn、Ni偏析使得CCT曲線右移,導致冷卻時形成了貝氏體組織[8]。從表2可以看出,Mn和Ni的偏析程度與正火溫度無明顯關(guān)系。

表2 不同正火溫度下試驗鋼板心部異常組織處元素含量(質(zhì)量分數(shù),%)

圖5 880 ℃正火后試驗鋼的EDS分析(a)1/4厚;(b)心部Fig.5 EDS analysis of the tested steel normalized at 880 ℃(a) 1/4 thickness; (b) core

2.3 正火溫度對拉伸性能的影響

圖6為熱軋態(tài)與不同溫度正火后試樣的拉伸性能?？梢钥闯?正火后試驗鋼抗拉強度和屈服強度相比熱軋態(tài)有所降低,伸長率上升,原因是正火使試驗鋼組織中位錯密度降低,不平衡組織有所減輕。隨正火溫度的升高,強度變化很小,這是多種因素共同作用的結(jié)果:隨著正火溫度的升高,鐵素體晶粒尺寸逐漸增大會導致強度下降;而鐵素體體積分數(shù)的逐漸減少(珠光體體積分數(shù)升高)則會使得強度上升。

2.4 正火溫度對低溫韌性的影響

圖7為熱軋態(tài)和不同正火溫度下試驗鋼-60 ℃的KV2變化曲線。不同溫度正火后試驗鋼的沖擊吸收能量較熱軋態(tài)均有大幅提升,隨著正火溫度升高,呈現(xiàn)先升后降的趨勢,正火溫度在880～910 ℃之間時,沖擊吸收能量變化不大。當正火溫度達到930 ℃時,韌性下降明顯。相對于熱軋態(tài),正火溫度≤930 ℃時,鐵素體晶粒得到細化,晶界總面積增大,同時帶狀組織得到減輕(見圖1)。晶界的存在可以有效阻止裂紋擴展,因而晶粒細化可以非常有效地提升低溫韌性[9]。

圖7 不同正火溫度下試驗鋼-60 ℃沖擊吸收能量Fig.7 Impact absorbed energy at -60 ℃ of the tested steel normalized at different temperatures

隨著正火溫度的升高,鐵素體形狀逐漸由不規(guī)則轉(zhuǎn)為規(guī)則,尺寸逐漸均勻,有利于低溫韌性,這從鐵素體長寬比與韌性關(guān)系可以看出,如圖8所示。相同體積下,長寬比越大,其表面積越大,即晶界面積越大,對低溫韌性起有利作用[10];但一方面由于長寬比大的晶粒存在各向異性,裂紋在沿特定方向擴展時相對更加容易,導致低溫韌性惡化;另一方面長寬比大通常是在正火溫度低的工況,其晶粒均勻性較差且?guī)罱M織更嚴重,不規(guī)則晶界處和大小晶粒交界處容易出現(xiàn)應力集中而產(chǎn)生裂紋[11],導致低溫韌性惡化。帶狀組織由于晶粒取向的一致性,有利于變形發(fā)展,隨著應力的增加和形變量的積累,滑移面上的位錯容易越過晶界,從而加速裂紋的擴展導致材料的斷裂[12]。隨著正火溫度升高,晶粒尺寸和滲碳體比例增加不利于韌性,但晶粒形貌和帶狀組織的改善使得韌性大幅提升。當晶粒尺寸和滲碳體比例持續(xù)提高(正火溫度達到930 ℃時),其對韌性的影響開始起主導作用,導致低溫韌性的降低。因此,低溫韌性隨正火溫度變化的規(guī)律是上述多種因素共同作用的結(jié)果。

圖8 試驗鋼的沖擊吸收能量與鐵素體晶粒長寬比的關(guān)系Fig.8 Relationship between impact absorbed energy and length-width ratio of ferrite grain of the tested steel

從圖9不同正火溫度下偏析帶上硬度看,其大小隨正火溫度無明顯變化規(guī)律,僅與微區(qū)偏析程度有關(guān),同一張鋼板偏析帶在沖擊試樣中的占比基本相同,因此前述分析沒有考慮心部偏析帶的影響。但心部偏析形成了高硬度的條帶狀貝氏體勢必會降低鋼板的低溫沖擊性能[10]。因此,抑制鋼板心部Mn、Ni元素偏析和貝氏體的形成,進一步提升材料韌性是今后需開展的一項重要工作。

圖9 不同正火溫度下試驗鋼板心部異常組織處的顯微硬度(a)熱軋態(tài);(b)850 ℃;(c)870 ℃;(d)880 ℃;(e)890 ℃;(f)910 ℃;(g)930 ℃;(h)950 ℃Fig.9 Microhardness of abnormal microstructure region in core of the tested steel plate normalized at different temperatures(a) hot-rolled; (b) 850 ℃; (c) 870 ℃; (d) 880 ℃; (e) 890 ℃; (f) 910 ℃; (g) 930 ℃; (h) 950 ℃

3 結(jié)論

通過對熱軋態(tài)和不同正火溫度下低溫壓力容器P355NL2鋼板顯微組織和力學性能的分析,得出以下結(jié)論:

1) 正火后帶狀組織改善,沖擊性能大幅提高,隨正火溫度升高,鐵素體晶粒趨于等軸化、晶粒尺寸粗化、體積分數(shù)減小,強度和伸長率無明顯變化,低溫沖擊性能先上升后下降。

2) 熱軋態(tài)、不同正火溫度下的心部異常帶狀組織無明顯差異。

3) 正火溫度升高可改善鐵素體形貌和帶狀組織,使得低溫韌性提高,但當鐵素體晶粒尺寸和珠光體比例持續(xù)增加到一定程度后對低溫韌性的不利影響將起到主導作用。

4) 對于10 mm厚鋼板正火溫度選擇880～910 ℃可獲得優(yōu)良綜合力學性能,尤其低溫韌性相對于EN10028標準中要求值(27 J)有較大裕量。