超低溫高錳鋼埋弧焊焊縫金屬微觀組織及沖擊韌性分析

陳亞魁，王紅鴻，孟 亮，王睿之

(1. 武漢科技大學高性能鋼鐵材料及其應用省部共建協(xié)同創(chuàng)新中心，湖北 武漢，430081；2. 寶山鋼鐵股份有限公司中央研究院 上海，201900)

近年來，低溫高錳奧氏體鋼因兼具優(yōu)異的低溫力學性能及良好的經(jīng)濟優(yōu)勢，有望取代傳統(tǒng)9%Ni低溫鋼而廣泛應用于液化天然氣(LNG)儲罐及其運輸船的制造[1]。對于高錳鋼的實際使用而言，除了保證母材的力學性能之外，焊縫金屬的力學性能特別是其在超低溫工作環(huán)境下的沖擊韌性，直接決定了LNG儲罐的安全運行和使用壽命，但目前該類型低溫高錳奧氏體鋼并沒有匹配的焊接材料。

焊縫金屬的微觀組織類型是影響其低溫沖擊韌性的關鍵因素。根據(jù)Wittig等[2]得到的高錳鋼焊縫金屬的相圖可知，隨著Mn含量增加，焊縫金屬可能存在的組織類型包括奧氏體與馬氏體(α′馬氏體和ε馬氏體)。有研究表明，高錳鋼焊縫金屬在冷卻過程中形成的α′馬氏體和ε馬氏體均會導致其沖擊韌性的降低[3-5]。由此可見，對于LNG用全奧氏體型低溫高錳鋼，選擇適宜的焊劑和焊接工藝以獲得組織穩(wěn)定的焊縫金屬組織，對提升構(gòu)件的低溫力學性能具有重要意義；另外，焊縫金屬組織類型與低溫沖擊韌性的關系等問題，還有待進一步研究。

基于此，本文設計了一種全奧氏體組織的高錳鋼焊縫金屬，通過-196 ℃超低溫示波沖擊試驗，結(jié)合微觀組織觀察及斷口形貌表征，分析了微觀組織對高錳鋼焊縫金屬低溫沖擊韌性的影響，研究結(jié)果可為高錳奧氏體鋼新型焊接材料的研發(fā)提供數(shù)據(jù)支持。

1 試驗材料及方法

本文采用埋弧焊工藝制備高錳鋼焊縫，焊絲直徑為3.2 mm，焊接工藝參數(shù)及焊接材料選擇見表1，所得焊縫金屬的化學成分如表2所示。

表1 焊接工藝參數(shù)及焊接材料Table 1 Welding parameters and materials

表2 焊縫金屬的化學成分(wB/%)Table 2 Chemical composition of weld metal

采用Na2S2O3+K2S2O5+H2O試劑對焊縫金屬金相試樣進行腐蝕，時間為25 s，并在Olym-pus BM51光學顯微鏡(OM)下觀察其金相組織；利用FEI Nova Nano 400場發(fā)射掃描電鏡(SEM)配備的電子背散射衍射(EBSD)系統(tǒng)分析焊縫金屬的顯微組織類型，并利用夾雜物自動分析系統(tǒng)(inclusions automatic analyzer system，IAAS)對組織中夾雜物粒子數(shù)量和尺度進行統(tǒng)計，IAAS由掃描電鏡(SEM)、能譜儀(EDS)和夾雜物自動分析軟件組成。

沖擊試驗在RKP450示波沖擊試驗機上進行，實驗溫度為-196 ℃，得到?jīng)_擊過程載荷隨位移變化特征曲線。采用SEM觀察低溫沖擊斷口的形貌，并利用IAAS統(tǒng)計斷口韌窩中夾雜物。對沖擊試樣進行取樣，取樣區(qū)域如圖1所示，采用SEM觀察圖中區(qū)域的微觀組織，利用THV-1MD維氏硬度儀測定斷口附近組織的維氏顯微硬度，載荷為1 kg；利用EBSD對斷口組織進行相成分和取向分析。

圖1 沖擊后焊縫金屬組織取樣圖示Fig.1 Sampling position of weld metal after impact

2 結(jié)果與分析

2.1 焊縫金屬的微觀組織

圖2所示為焊縫金屬的OM照片及EBSD相組成圖。由圖2(a)觀察到，焊縫金屬微觀組織呈胞狀樹枝晶結(jié)構(gòu)；圖2(b)中，紅色區(qū)域表示鐵素體，綠色區(qū)域表示奧氏體，黃色區(qū)域表示ε-馬氏體(ε-M)，其中綠色區(qū)域占99.9%，表明該焊縫金屬的微觀組織類型為全奧氏體。

(a) OM

(b) EBSD相組成分析圖2 焊縫金屬的OM照片和EBSD相組成分析Fig.2 OM image and EBSD phase analysis of weld metal

2.2 焊縫金屬的沖擊斷裂性能

圖3為焊縫金屬在-196 ℃沖擊過程的載荷-位移曲線及對應各階段的斷口形貌SEM照片。由圖3可知，0～y階段，載荷隨位移呈線性增加的趨勢，這是沖擊過程中組織發(fā)生彈性形變的階段；y～m階段，載荷隨位移波動變化(即屈服階段)，此時組織發(fā)生塑性變形，裂紋開始萌生；m～P1階段，載荷隨位移增加呈下降趨勢，且斜率基本維持穩(wěn)定，表明此階段為裂紋穩(wěn)定擴展階段；P1～P3階段，載荷值明顯降低且隨位移緩慢下降至0，表明此階段發(fā)生裂紋的失穩(wěn)擴展。

圖3 沖擊過程載荷-位移曲線及各階段對應的沖擊斷口Fig.3 Load-displacement curve of impact process and the corresponding impact fracture at each stage

表3 沖擊實驗各階段對應能量及所占比例Table 3 Energy and its proportion at each stage of impact test

2.3 焊縫金屬沖擊過程的組織演變

圖4為沖擊實驗后焊縫金屬的SEM照片，斷口附近區(qū)域的硬度分布情況如圖5所示。由圖4可見，斷口附近區(qū)域出現(xiàn)了交叉的細線狀組織，該區(qū)域的平均維氏硬度HV1為362.1，其中細線狀組織密集區(qū)域的硬度值相對更高；遠離斷口區(qū)域則未發(fā)現(xiàn)類似的細線狀組織，其平均維氏硬度HV1為208.5，與未發(fā)現(xiàn)變形的焊縫金屬組織硬度值相近。結(jié)合圖5可知，隨著與斷口距離的增加，組織硬度呈現(xiàn)下降的趨勢，且離斷口越遠，組織維氏硬度逐漸趨于穩(wěn)定。由此可見，焊縫金屬在沖擊過程中形成的細線狀組織是引起硬度上升的主要因素。

(a)靠近斷口處

圖5 斷口附近組織的硬度分布Fig.5 Macro-hardness distribution of microstructure near the fracture

對靠近斷口處的微觀組織進行EBSD相類型分析及取向分析，結(jié)果如圖6所示。由圖6(a)可知，斷口附近除了奧氏體組織以外，還存在7.1%的ε馬氏體(ε-M)和0.4%的α′馬氏體(α′-M)。Yang等[6]在22Mn鋼壓縮變形實驗中發(fā)現(xiàn)，α′-M在2個ε-M變體的交叉處形成，該位置既高應力集中，同時也滿足馬氏體相變晶體學條件。結(jié)合圖6(c)和圖6(d)可知，α′-M大多存在于ε-M組織之間，并且α′-M周圍存在多種不同取向的ε-M晶粒，這表明焊縫金屬在沖擊變形過程中發(fā)生了γ→ε-M→α′-M轉(zhuǎn)變，其中以γ→ε-M轉(zhuǎn)變?yōu)橹鳌?/p>

(a)相分析

(b)取向分析

(c)圖6(a)中方框區(qū)域放大圖

(d)圖6(b)中方框區(qū)域放大圖圖6 沖擊實驗后焊縫金屬的EBSD分析Fig.6 EBSD analysis of weld metal after impact test

2.4 夾雜物粒徑分布

圖7所示為沖擊斷口韌窩和焊縫金屬組織中夾雜物尺寸分布的統(tǒng)計結(jié)果，其中沖擊斷口統(tǒng)計區(qū)域面積為6×104μm2，粒子總數(shù)為210個，焊縫金屬組織統(tǒng)計區(qū)域面積為1 mm2，粒子總數(shù)為4988個。從圖7可以看出，焊縫金屬組織中，數(shù)量占主要部分的是粒徑小于0.5 μm的夾雜物，占夾雜物總數(shù)量的61.5%，其次為粒徑處于0.5～1.0 μm范圍的夾雜物，粒徑大于1.0 μm夾雜物占比僅為7.3%；而沖擊斷口韌窩中，數(shù)量占主要部分的是粒徑大于0.5 μm的夾雜物，占比為90.5%。

圖7 沖擊斷口韌窩和焊縫金屬組織中夾雜物統(tǒng)計結(jié)果 Fig.7 Statistical results of inclusions in dimples and weld metal

3 討論

3.1 奧氏體對焊縫金屬低溫沖擊韌性的影響

由圖3所示的沖擊過程載荷隨位移變化曲線可知，焊縫金屬組織對沖擊過程中裂紋形成與擴展有明顯阻礙作用，斷口分析顯示，組織發(fā)生了較大程度的塑性變形，斷裂方式均為韌性斷裂，表明該焊縫金屬在-196 ℃仍具有良好的沖擊韌性。焊縫金屬為全奧氏體組織，奧氏體因具有高密度的點陣滑移系而具有良好的塑性變形能力，這保證了該焊縫金屬良好的低溫韌性。

3.2 馬氏體轉(zhuǎn)變對焊縫金屬低溫沖擊韌性的影響

高錳鋼焊縫金屬為全奧氏體組織，在外力作用下發(fā)生了相變誘導塑性效應(transformation induced plasticity，TRIP)，這是其韌化的重要機制。如圖6所示，焊縫金屬在外力沖擊作用下發(fā)生了γ→ ε-M→α′-M轉(zhuǎn)變，形成了7.1%的ε馬氏體和0.4%的α′馬氏體。在馬氏體轉(zhuǎn)變過程中，會發(fā)生局部硬化，應力得到釋放，變形不再集中于局部，這使得相變均勻擴散至整個材料，進一步提升了材料的塑性。Kim等[7]認為，沖擊過程發(fā)生了γ→ε-M轉(zhuǎn)變，所形成的ε馬氏體可有效阻礙裂紋擴展，從而起到提高材料沖擊韌性的作用。本研究中，焊縫金屬在形變作用下發(fā)生了馬氏體轉(zhuǎn)變，產(chǎn)生了TRIP效應，這在一定程度上對材料低溫沖擊韌性的提升起到促進作用。

3.3 夾雜物對焊縫金屬低溫沖擊韌性的影響

夾雜物周圍存在高能量的位錯環(huán)，夾雜物粒徑越大，其附近位錯環(huán)能量越高，萌生裂紋的幾率也就越大，因此，夾雜物尺寸和數(shù)量是影響材料斷裂行為的重要因素。如圖7所示，斷口韌窩中，粒徑大于0.5 μm的夾雜物占90.5%，可見粒徑大于0.5 μm的夾雜物誘導裂紋萌生的幾率較高。Ogawa等[8]對25Mn鋼焊縫金屬中夾雜物對其沖擊韌性的影響進行了研究，結(jié)果顯示，在埋弧焊焊縫金屬中粒徑大于0.5 μm的夾雜物數(shù)密度超過了8739 個/mm2，高密度的夾雜物減小了斷口韌窩的尺寸，導致焊縫金屬沖擊韌性降低。本研究中，粒徑大于0.5 μm的夾雜物數(shù)密度為1920 個/mm2，與文獻[8]相比明顯較低，而低密度的夾雜物保證了焊縫金屬的低溫沖擊韌性。

4 結(jié)論

(1)本文設計的高錳鋼埋弧焊焊縫金屬的主要成分為：0.20%～0.22%C、20.00%～22.00%Mn、2.80%～3.00%Ni，組織類型為全奧氏體，組織呈胞狀樹枝晶結(jié)構(gòu)，焊縫金屬中含有大量夾雜物顆粒，其中粒徑小于0.5 μm粒子數(shù)量占總數(shù)的61.5%。

(2)焊縫金屬在-196 ℃的低溫沖擊吸收功平均值為68.2 J，沖擊斷裂方式為延性斷裂，沖擊斷口形貌為韌窩，焊縫金屬組織在沖擊過程中表現(xiàn)出優(yōu)異的塑性變形能力。斷口處韌窩中心存在夾雜物，且夾雜物粒子尺度集中于粒徑大于0.5 μm，占總數(shù)量的90.5%。

(3)全奧氏體組織是該焊縫金屬在-196 ℃仍然能發(fā)生延性斷裂的根本原因。沖擊過程中，組織發(fā)生了馬氏體相變，即相變誘導塑性(TRIP)效應，這在一定程度上有益于低溫韌性的提升；另一方面，組織中粒徑小于0.5 μm的夾雜物粒子所占比例相對較高，這也是其保持良好低溫韌性的一個關鍵因素。