熱輸入對(duì)09MnNiDR鋼焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織和韌性的影響

李金梅，楊兆慶，梁小武，張建曉，雷萬(wàn)慶，曹 睿

(1.蘭州蘭石檢測(cè)技術(shù)有限公司，蘭州 730314；2.蘭州理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，省部共建有色金屬先進(jìn)加工與再利用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050；3.蘭州蘭石重型裝備有限公司，蘭州 730314)

0 引 言

鋼鐵材料焊接結(jié)構(gòu)在管道、橋梁、汽車等領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用。在鋼鐵材料焊接性方面，國(guó)內(nèi)外研究人員都已進(jìn)行了大量研究[1-2]。但是，隨著鋼鐵材料強(qiáng)度的不斷提升，化學(xué)成分和顯微組織都發(fā)生了變化，同時(shí)鋼板厚度也在不斷增大以滿足更高的服役要求。為提高焊接效率、降低生產(chǎn)成本，在保證焊接接頭性能的前提下，使用大熱輸入焊接已成為厚板焊接的發(fā)展趨勢(shì)。但大熱輸入焊接也帶來(lái)了新的問(wèn)題，其中焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)(CGHAZ)韌性的惡化成為了研究的焦點(diǎn)。熱影響區(qū)粗晶區(qū)受焊接熱輸入的影響最為嚴(yán)重，是焊接接頭的薄弱區(qū)域[3-4]，解理裂紋更傾向于在這個(gè)區(qū)域萌生[5]。過(guò)大的熱輸入極易導(dǎo)致粗晶區(qū)形成大量多邊形鐵素體以及脆性馬氏體-奧氏體(M-A)組元[6-8]，成為引發(fā)焊接接頭早期斷裂的主要原因。因此，研究不同熱輸入尤其是大熱輸入下熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織和性能的變化規(guī)律，對(duì)制定合理的焊接工藝具有重要意義。在實(shí)際焊接接頭中，熱影響區(qū)粗晶區(qū)是一個(gè)狹小的微區(qū)，無(wú)法采用常規(guī)方法測(cè)試該區(qū)域的力學(xué)性能。通過(guò)計(jì)算機(jī)熱源控制模擬實(shí)際施焊時(shí)焊接接頭某個(gè)微區(qū)所經(jīng)歷的加熱溫度、峰值溫度、冷卻時(shí)間等，可以將此微區(qū)的組織在尺寸較大的試樣上重現(xiàn)，從而較為方便地研究其組織和性能。因此，研究者大多采用熱模擬方法制備出大尺寸熱影響區(qū)試樣，再采用常規(guī)方法研究熱影響區(qū)的性能。

09MnNiDR鋼是一種低溫壓力容器用鋼，主要應(yīng)用于石油、化工設(shè)備和低溫儲(chǔ)罐制造等，其焊接加工主要以埋弧焊為主。焊接接頭的性能一直是壓力容器制造過(guò)程中的關(guān)鍵指標(biāo)，而熱影響區(qū)粗晶區(qū)的脆化問(wèn)題尤為突出。然而目前，有關(guān)09MnNiDR鋼焊接方面的研究主要集中在某個(gè)熱循環(huán)參數(shù)下焊接熱影響區(qū)組織和性能變化及焊后熱處理溫度的控制等方面[9-13]，對(duì)于不同熱循環(huán)參數(shù)下最薄弱的熱影響區(qū)粗晶區(qū)的組織和韌性的變化機(jī)制尚不清楚。作者采用熱模擬技術(shù)制備了09MnNiDR鋼熱影響區(qū)粗晶區(qū)試樣，研究了大熱輸入對(duì)熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織和沖擊韌性的影響，擬為09MnNiDR鋼工業(yè)焊接工藝的制定提供參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為09MnNiDR鋼板，厚度為60 mm，由蘭州蘭石重型裝備有限公司提供，化學(xué)成分見(jiàn)表1，顯微組織見(jiàn)圖1，主要由塊狀鐵素體(BF)組成。該鋼-70 ℃下的平均沖擊吸收能量為276 J，平均維氏硬度為172 HV。

圖1 09MnNiDR鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of 09MnNiDR steel

表1 09MnNiDR鋼的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of 09MnNiDR steel %

在1/4板厚處取尺寸為70 mm×11 mm×11 mm的熱模擬試樣，長(zhǎng)度方向垂直于軋制方向。使用Gleeble-3800型熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行熱模擬試驗(yàn)以制成CGHAZ試樣。采用Rykalin3-D數(shù)學(xué)模型確定厚鋼板的熱循環(huán)曲線，其中加熱速率為130 ℃·s-1，峰值溫度為1 320 ℃，峰值溫度停留時(shí)間為1 s，焊接熱輸入分別為20，25，30，50，100 kJ·cm-1，不同熱輸入對(duì)應(yīng)的t8/5(從800 ℃降至500 ℃所需的時(shí)間)根據(jù)Rykalin-3D數(shù)學(xué)模型計(jì)算得到，依次為14.1，17.5，21.2，35.3，70.7 s。

在CGHAZ試樣上取尺寸為10 mm×10 mm×10 mm的金相試樣，經(jīng)體積分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精溶液腐蝕10～15 s，用Quanta450FEG型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織。采用過(guò)飽和苦味酸溶液腐蝕出原始奧氏體晶粒邊界，用SEM拍攝圖片，使用ImageJ軟件測(cè)量原始奧氏體晶粒的長(zhǎng)度和寬度，將2個(gè)參數(shù)的平均值定義為奧氏體晶粒尺寸。使用HAT-1000A型數(shù)字顯微硬度計(jì)測(cè)定顯微硬度，載荷為0.98 N，加載時(shí)間為15 s。

將CGHAZ試樣加工成標(biāo)準(zhǔn)V形缺口沖擊試樣，缺口位于熱電偶點(diǎn)焊位置，沖擊試樣尺寸為55 mm×10 mm×10 mm。使用JBW-300C型微機(jī)控制擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行-70 ℃的低溫夏比沖擊試驗(yàn)。采用Quanta450FEG型掃描電子顯微鏡觀察沖擊斷口形貌。根據(jù)文獻(xiàn)[14]，將沖擊斷口起裂源前沿分為3個(gè)區(qū)域，如圖2所示，分別為呈現(xiàn)韌窩形態(tài)的塑性裂紋擴(kuò)展區(qū)(SCL)、SCL至缺口的延伸區(qū)(SZW)和起裂源正上方至塑性裂紋尖端的塑性裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展區(qū)(Xf)。統(tǒng)計(jì)這3個(gè)區(qū)域沿裂紋擴(kuò)展方向的長(zhǎng)度，建立其與沖擊吸收能量的關(guān)系。

圖2 沖擊斷口區(qū)域劃分示意Fig.2 Diagram of area division on impact fracture

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 對(duì)顯微組織的影響

由圖3可以看出，在試驗(yàn)給定的熱輸入下，CGHAZ試樣中原始奧氏體晶粒內(nèi)的組織形態(tài)為不同形狀的白色M-A組元分布在灰黑色的鐵素體基體上，并且均出現(xiàn)了粒狀貝氏體(GB)。20 kJ·cm-1熱輸入下，CGHAZ試樣的顯微組織以粒狀貝氏體和板條貝氏體(LB)占主導(dǎo)，隨著熱輸入的增大，板條狀貝氏體比例減小，M-A組元分布變得沒(méi)有方向性，邊界不清晰，即粒狀貝氏體增多；此外，隨著熱輸入的增大，M-A組元的形態(tài)從點(diǎn)狀、長(zhǎng)條狀逐漸向塊狀轉(zhuǎn)變，亦即M-A組元的數(shù)量減少，尺寸增大；當(dāng)熱輸入為100 kJ·cm-1時(shí)，CGHAZ試樣的顯微組織以粒狀貝氏體和塊狀鐵素體為主。

圖3 不同熱輸入下CGHAZ試樣的顯微組織Fig.3 Microstructure of CGHAZ samples at different heat inputs

由圖4可知：隨著熱輸入的增大，CGHAZ試樣中原始奧氏體晶粒尺寸大于100 μm的比例先減小后增大，整體粗化顯著。當(dāng)熱輸入分別為20，25，30，50，100 kJ·cm-1時(shí)，平均奧氏體晶粒尺寸分別為61.2，47.5，59.3，88.1，108.7 μm，最大奧氏體晶粒尺寸分別為142，115，140，198，255 μm。平均奧氏體晶粒尺寸隨熱輸入的增加先減小后增大。

圖4 不同熱輸入下CGHAZ試樣的原始奧氏體晶粒尺寸分布Fig.4 Prior austenite grain size distribution of CGHAZ samples at different heat inputs

2.2 對(duì)維氏硬度的影響

由圖5可知，隨著熱輸入的增加，CGHAZ試樣的維氏硬度逐漸降低。結(jié)合顯微組織分析可知，不同熱輸入下貝氏體與鐵素體比例的不同導(dǎo)致了硬度的差異。由已有研究結(jié)果可知，鐵素體的硬度大多在100～200 HV，貝氏體的硬度大多在230～300 HV。當(dāng)熱輸入較低時(shí)，由粒狀貝氏體和板條貝氏體組成的組織表現(xiàn)出更高的硬度，20 kJ·cm-1熱輸入下CGHAZ試樣的硬度最高，為314.7 HV；隨著熱輸入的增加，塊狀鐵素體比例的提高削弱了組織的硬度，CGHAZ試樣的硬度降低；當(dāng)熱輸入增加到100 kJ·cm-1時(shí)，由粒狀貝氏體和塊狀鐵素體組成的復(fù)合組織硬度較低，CGHAZ試樣的硬度降至245.3 HV。

圖5 CGHZA試樣的硬度隨熱輸入的變化曲線Fig.5 Hardness vs heat input curve of CGHAZ samples

2.3 對(duì)沖擊性能的影響

由圖6可以看出，CGHAZ試樣的-70 ℃沖擊吸收能量隨熱輸入的增加呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)，沖擊韌性的變化范圍并不大，在7.6～23.6 J之間。根據(jù)GB 3531-2014，CGHAZ試樣的沖擊韌性不滿足壓力容器用鋼板的韌性要求，沖擊韌性發(fā)生嚴(yán)重惡化。當(dāng)?shù)吞嫉秃辖痄摻宇^CGHAZ出現(xiàn)大量由粒狀貝氏體和鐵素體組成的復(fù)合組織時(shí)，其韌性會(huì)嚴(yán)重惡化[15-16]。隨著熱輸入的增加，CGHAZ試樣組織從主要由粒狀貝氏體和板條貝氏體組成轉(zhuǎn)變?yōu)橛闪钬愂象w和塊狀鐵素體組成，而塊狀鐵素體具有良好的沖擊韌性，因此推測(cè)，粒狀貝氏體組織是CGHAZ試樣韌性惡化的主要原因。已有研究[17-19]認(rèn)為，奧氏體晶粒尺寸越細(xì)小，缺口試樣的沖擊韌性也越好。隨著熱輸入的增加，09MnNiDR鋼CGHAZ的原始奧氏體晶粒尺寸先減小后增大，當(dāng)熱輸入為25 kJ·cm-1時(shí)原始奧氏體晶粒尺寸最??；原始奧氏體晶粒尺寸的變化與沖擊吸收能量的變化正好成反比。因此，原始奧氏體晶粒尺寸是導(dǎo)致不同熱輸入下沖擊韌性變化的主要因素。

圖6 CGHAZ試樣的沖擊吸收能量隨熱輸入的變化曲線Fig.6 Impact absorbed energy vs heat input curve of CGHAZ samples

不同熱輸入模擬CGHAZ試樣的宏觀沖擊斷口幾乎都呈解理斷裂特征，在缺口根部附近存在面積極小的韌性斷裂區(qū)。由圖7可以看出：不同熱輸入下，CGHAZ試樣起裂源處沖擊斷口的微觀形貌差異不大，均存在粗大的解理面，表現(xiàn)為完全的解理斷裂。在試驗(yàn)給定的熱輸入下，所有CGHAZ試樣沖擊斷口上塑性裂紋擴(kuò)展區(qū)域和延伸區(qū)的長(zhǎng)度極小，亦即沖擊斷口上幾乎不存在塑性裂紋擴(kuò)展區(qū)和延伸區(qū)，說(shuō)明所有試樣的韌性都極差。雖然不同熱輸入下的沖擊吸收能量差異很小，但是解理斷裂區(qū)域面積有大有小。當(dāng)試樣韌性較好時(shí)，沖擊吸收能量與延伸區(qū)+塑性裂紋擴(kuò)展區(qū)的長(zhǎng)度呈線性相關(guān)；而當(dāng)延伸區(qū)+塑性裂紋擴(kuò)展區(qū)的長(zhǎng)度較短時(shí)，沖擊吸收能量取決于起裂源到塑性裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展區(qū)域的長(zhǎng)度(xf)。由圖8可以看出，xf越長(zhǎng)，CGHAZ試樣的韌性越好，亦即解理斷裂區(qū)域的面積越小，裂紋達(dá)到失穩(wěn)狀態(tài)越困難。

圖8 CGHAZ試樣的沖擊吸收能量和xf的關(guān)系Fig.8 Relationship between impact absorbed energy and xf of CGHAZ samples

3 結(jié) 論

(1)隨著熱輸入的增加，09MnNiDR鋼CGHAZ的顯微組織從粒狀貝氏體+板條貝氏體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榱钬愂象w+塊狀鐵素體，硬度逐漸降低；不同熱輸入下CGHAZ的韌性均不滿足要求，其韌性惡化的原因是由于存在粒狀貝氏體組織。

(2)隨著熱輸入的增加，CGHAZ中原始奧氏體晶粒先減小后增大，試樣的沖擊吸收能量先增大后減小，當(dāng)熱輸入為25 kJ·cm-1時(shí)，原始奧氏體晶粒尺寸最小，沖擊吸收能量最大。不同熱輸入下原始奧氏體晶粒尺寸的變化是影響CGHAZ韌性的主要因素。