分享：1000MPa级超高强水电钢焊接热影响区组织及韧性

我国水电机组不断向大落差、高水头方向发展，这对水电钢的强度、韧性等提出了更高的要求。目前国内水电钢的强度升级至1 000 MPa，逐步取代了进口钢[1]。国内多家企业[2-3]通过精细的成分设计[4]和合理的轧制、热处理工艺，成功研发出1 000 MPa级超高强水电钢。随着水电钢强度的不断升级和水电站不断向高海拔、极寒地建造，焊材匹配及接头低温韧性成为制约高强水电钢应用的关键指标。 

目前关于1 000 MPa级超高强水电钢的公开报道较少，赖世强等[5]研究了高强水电钢的焊接冷裂纹敏感性，提出了焊接预热温度不小于100 ℃。司广全等[6]研究了1 000 MPa级水电钢埋弧焊接头的组织和力学性能。钢板焊接热影响区的韧性是影响钢结构工程安全性和可靠性的重要因素[7-9]。近年来，随着水电工程对材料性能要求的不断提高，研究焊接热影响区的韧性具有重要的理论和实际意义。在焊接领域，不同峰值温度对应热影响区的不同区域，如粗晶区、细晶区等，而不同t8/5（800 ℃降低至500 ℃的时间）对应不同的热输入。笔者采用Gleeble热模拟的方法，研究了焊接热影响区不同峰值温度及不同t8/5条件下超高强水电钢焊接热影响区的组织及韧性，结果可为超高强水电钢的焊接工艺提供指导。 

1.   试验材料及过程

试验材料选用首钢自主研发的1 000 MPa水电钢，钢板的化学成分如表1所示。采用热模拟的方法研究1 000 MPa级超高强水电钢热影响区的组织和韧性，在热模拟试验机上进行热模拟试验，试样尺寸为11 mm×11 mm×100 mm（长度×宽度×高度，下同）。以120 ℃/s的升温速率将试样加热至峰值温度，为了获得热影响区不同区域的组织和性能，将热循环峰值温度设置为1 320，1 100，950，850，650 ℃，在峰值温度停留1 s。此外，为了研究热输入对粗晶热影响区组织和性能的影响，将热循环峰值温度设置为1 320 ℃，停留1 s后以不同的冷却速率冷却钢板，将t8/5分别设置为20，30，40 s。试验过程热循环曲线如图1所示。 

图  1  试验过程热循环曲线

热模拟试验后，将试样加工成标准冲击试样，试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm，依据标准GB/T 19748—2005《钢材 夏比V型缺口摆锤冲击试验 仪器化试验方法》进行示波冲击试验，试验温度为-40 ℃，试验过程中记录载荷-位移曲线。示波冲击试验过程中，最大载荷-位移曲线下包含的面积为冲击吸收能量，最大载荷之前载荷-位移曲线下的面积代表裂纹形成需要的能量，最大载荷之后载荷-位移曲线下的面积代表裂纹扩展消耗的能量，冲击吸收能量是裂纹形成能量与裂纹扩展能量之和。采用扫描电子显微镜(SEM)观察热模拟试样的显微组织，用电子背散射电子衍射仪（EBSD）分析热模拟试样的晶体结构特征。EBSD试样先经过砂纸打磨，后经过机械抛光，最后将其放入高氯酸乙醇溶液中进行电解抛光去除应力，电解抛光电压为20 V，电解抛光时间为15 s，EBSD分析步长为0.3 μm。 

2.   试验结果

2.1   显微组织形貌

热模拟试样的显微组织形貌如图2所示。由图2可知：原奥氏体晶界清晰可见；当峰值温度为1 320 ℃时，原奥氏体晶粒尺寸粗大，试样组织主要为马氏体；当峰值温度为1 100，950，850 ℃时，原奥氏体晶粒尺寸明显减小，但1 100 ℃时的奥氏体晶粒尺寸最大，850 ℃时的奥氏体晶粒尺寸最小；当峰值温度为1 100 ℃时，试样组织为马氏体，此外由于高温和快速冷却，少量富碳奥氏体转变为粗大的碳化物颗粒，且颗粒出现聚集现象；当峰值温度为950 ℃时，原奥氏体晶粒尺寸均匀，组织以马氏体为主；当峰值温度为850 ℃时，试样组织主要包含马氏体和贝氏体，M-A组元以岛状形态分布于贝氏体中；650 ℃峰值温度下的试样组织为回火马氏体。t8/5分别为20，30，40 s时的试样组织均为马氏体。与t8/5为20 s的试样相比，t8/5为30 s和40 s试样的原奥氏体晶粒尺寸明显增大。 

图  2  热模拟试样的显微组织形貌

2.2   晶体结构特征

峰值温度分别为1 320，1 100，950，850，650 ℃时，热模拟试样的EBSD分析结果如图3所示。左侧为反极图，即IPF着色图，右侧为大小角度晶界图（黑色为大于15°晶界，绿色为大于3°晶界）。峰值温度为1 320 ℃试样的原奥氏体晶粒粗大，冷却速率快，奥氏体通过切变模式转变成马氏体，原奥氏体晶粒内部板条马氏体间的取向差很小，在IPF图中表示为颜色相同或相近，以小角度晶界为主。由于在峰值温度为1 100 ℃条件下，冷却速率减小，大角度晶界明显增多，小角度晶界减少。峰值温度为950 ℃试样的原奥氏体晶粒均匀细小，以大角度晶界为主。由于奥氏体化温度小于850 ℃，故峰值温度为850 ℃试样虽然发生了奥氏体转变，但温度较低且时间短，奥氏体晶粒细小，部分保留了原回火马氏体形貌，在IPF图上表示为晶界取向相近的区域内部及晶界处分布着晶粒取向差异较大的细小晶粒，如图3（g）所示。峰值温度为650 ℃试样的晶粒较大，在加热的作用下，间隙元素发生扩散，马氏体板条内的亚结构消失，小角度晶界较少。 

图  3  不同峰值温度条件下热模拟试样的EBSD分析结果

不同t8/5热模拟试样的大小角度晶界及相分布如图4所示。由图4可知：当t8/5为20 s时，冷却速率快，含有大量的小角度晶界[见图4（a）]；当t8/5延长至30 s和40 s时，小角度晶界明显减少，t8/5较短时，元素来不及扩散，渗碳体（黄色）和奥氏体（红色）细小均匀地分布[见图4（b）]；当t8/5延长至30 s时，部分残余奥氏体在晶界和三重连接处出现聚集[见图4（d）]；当t8/5延长至40 s时，碳元素得到充分扩散，试样中出现了粗大的渗碳体，与此同时铁素体中的碳元素扩散进入奥氏体，富碳奥氏体更稳定，在热循环结束后保留下来[见图4（f）]。 

图  4  不同t8/5热模拟试样的大小角度晶界及相分布

2.3   冲击韧性

示波冲击试验过程中载荷-位移曲线如图5所示。由图5可知：峰值温度为1 320 ℃时，载荷升高至最大值后直线下降，裂纹发生不稳定扩展；峰值温度为950 ℃时，载荷逐渐增大，试样先发生弹性变形，随着载荷继续增大，试样发生屈服，屈服后发生塑性变形，材料产生塑性应变强化后，载荷达到最大值，材料出现裂纹，裂纹导致试样承载面积减小，载荷缓慢减小，裂纹发生稳定扩展；峰值温度为1 100 ℃及850 ℃时，裂纹出现后载荷缓慢减小了一段时间就突然减小；峰值温度为1 320 ℃且t8/5为20 s时，载荷到达最大值后迅速减小，t8/5为30 s时，载荷缓慢减小一段时间后迅速减小，裂纹发生不稳定扩展。 

图  5  示波冲击试验过程中载荷-位移曲线

不同峰值温度及t8/5试样的冲击吸收能量、裂纹形成能量和裂纹扩展能量如图6所示。由图6可知：峰值温度为1 320 ℃试样的平均冲击吸收能量最小，为35 J，表明粗晶区是超高强水电钢热影响区的薄弱区域，其中裂纹形成能量为28 J，裂纹扩展能量为7 J，冲击吸收能量主要由裂纹形成能量组成；峰值温度为850~1 100 ℃试样的冲击吸收能量明显增大，平均冲击吸收能量大于100 J，裂纹扩展能量大于裂纹形成能量，裂纹形成能量小幅度增大；峰值温度为850 ℃试样的裂纹扩展能量出现减小，峰值温度为650 ℃试样的裂纹扩展能量最大；随着t8/5的延长，冲击吸收能量先增大后减小，波动均较大；t8/5从30 s延长至40 s后，裂纹形成能量减小，随着t8/5的延长，裂纹扩展能量不断增大；在t8/5为20 s时，平均裂纹形成能量为34 J，平均裂纹扩展能量仅为10 J；而t8/5为40 s时，平均裂纹形成能量为28 J，平均裂纹扩展能量则为40 J；随着t8/5的延长，裂纹扩展能量与冲击吸收能量的比值不断增大。 

图  6  不同峰值温度及t8/5试样的冲击吸收能量、裂纹形成能量和裂纹扩展能量

3.   讨论

上述研究结果表明：峰值温度为1 320 ℃时的冲击韧性差，峰值温度低于1 100 ℃的冲击吸收能量明显增大，且裂纹形成能量与裂纹扩展能量占冲击吸收能量的比例差异较大，这与组织有很大的关系。粗大的马氏体组织塑性差，示波冲击过程中材料容易发生应力集中，裂纹迅速扩展，因此峰值温度为1 320 ℃试样的冲击韧性低，且冲击吸收能量主要由裂纹形成能量组成。峰值温度为650~1 100 ℃试样的载荷随位移逐渐增大至最大值后平稳减小，在冲击过程中发生了明显的塑性变形。小角度晶界可以看作是由位错线构成的晶体缺陷，随着小角度晶界的增多，在塑性变形过程中，位错在小角度晶界处的运动受到阻碍，塑性变形能力差。峰值温度为1 100 ℃时的小角度晶界较多，因此在示波冲击过程中载荷迅速增大至最大值，950 ℃和850 ℃试样出现应变强度，载荷缓慢持续增大，到最大值后出现裂纹。850 ℃试样中含有贝氏体，因此该试样的最大载荷小于950 ℃试样。峰值温度为650 ℃晶界的数量减少，晶粒较大，尽管其载荷缓慢增大，但峰值明显小于850~1 100 ℃试样，其裂纹形成能量略微减小。裂纹出现以后，应力集中分布在裂纹尖端，由于大量小角度晶界及碳化物颗粒的存在，1 100 ℃和850 ℃试样的局部变形能力小，裂纹容易迅速扩展，发生脆断。 

在1 320 ℃峰值温度下，t8/5较短，材料脆化。随着t8/5的延长，组织板条变宽，塑性增强，裂纹扩展能量增大，这主要是由于粗大渗碳体颗粒的存在。在冲击过程中，粗大的渗碳体颗粒未能与周围的马氏体板条协同发生变形，导致材料开裂。t8/5越长，热输入越大，因此对于超高强水电钢，焊接热输入不能太大，根据传热公式可知，t8/5与热输入之间的关系[10]如式（1）所示。 

式中：T0为初始温度；η为相对热效率；E为热输入；F3为三维导热系数。 

由式（1）及t8/5可确定合适的焊接热输入。结果表明，焊接粗晶区是整个焊接的薄弱区域，t8/5超过40 s时，材料的韧性已经出现下降。考虑焊接层间温度为100~180 ℃，依据式（1），最好将1 000 MPa级超高强水电钢焊接热输入控制在15~60 kJ/cm。 

4.   结论

（1）1 000 MPa级超高强水电钢焊接模拟热影响区主要由马氏体和贝氏体组成。峰值温度为1 320 ℃试样组织由粗大的马氏体组成，峰值温度为950 ℃试样组织主要为细小的马氏体，峰值温度为1 100 ℃试样除了有细小的马氏体还含有聚集态的碳化物，650 ℃峰值温度下的组织为回火马氏体。峰值温度为1 320 ℃条件下，随着t8/5的延长，原奥氏体尺寸增大，马氏体板条变宽。 

（2）1 320 ℃条件下，原奥氏体晶粒内部板条马氏体间的取向差很小，峰会温度为850~1 100 ℃时大角度晶界明显增多，1 100 ℃峰值温度下材料同时含有大量的大角度晶界和小角度晶界，950 ℃峰值温度下材料组织主要由大角度晶界组成，850 ℃峰值温度下材料含有大量的小角度晶界，650 ℃峰值温度下的晶粒尺寸较大。峰值温度为1 320 ℃时，随着t8/5的延长，碳化物和残余奥氏体逐渐增多。 

（3）1 320 ℃峰值温度下的冲击吸收能量仅为35 J，裂纹形成能量为28 J，裂纹扩展能量为7 J，冲击吸收能量主要由裂纹形成能量组成。峰值温度为1 100 ℃以下时，冲击吸收能量大于100 J，冲击吸收能量主要由裂纹扩展能量组成。随着t8/5延长至40 s，碳元素充分扩散，碳化物颗粒的形成导致裂纹形成能量减小。 

（4）裂纹的形成是断裂应力与断裂应变相互竞争的结果，峰值温度为850~1 100 ℃时裂纹形成能量逐渐增大。对于峰值温度为1 100 ℃和850 ℃试样，由于大量小角度晶界及碳化物颗粒的存在，裂纹容易迅速扩展，直至材料发生脆断。t8/5大于40 s时，碳元素充分扩散，碳化物颗粒聚集长大，促进裂纹的形成和扩展，最好将1 000 MPa级超高强水电钢焊接热输入控制在15~60 kJ/cm。

文章来源——材料与测试网