碳化物析出對(duì)ENiCrFe-3 預(yù)邊堆焊異種鋼焊縫力學(xué)性能影響的數(shù)值模擬

樊佳偉，李卓軒，吳昊盛，劉光銀，張建曉,3，黃健康

(1.甘肅煙草工業(yè)有限責(zé)任公司,蘭州,730050；2.蘭州理工大學(xué),蘭州,730050；3.蘭州蘭石重型裝備股份有限公司,蘭州,730300)

0 序言

石油煉化裝備制造過程中往往需要進(jìn)行焊接操作，而因其所處高壓、高溫、大載荷的環(huán)境，使得對(duì)焊縫質(zhì)量有極為苛刻的要求.ENiCrFe-3 作為一種Ni 基合金焊材，其具有優(yōu)異焊接性能、高蠕變強(qiáng)度等優(yōu)點(diǎn)，常用于生產(chǎn)石油化工鍋爐高壓管線等裝備，并將其應(yīng)用于石油、核能、化工等工業(yè)熱端部的制造領(lǐng)域[1-3].雖然ENiCrFe-3 合金在高溫條件下抗氧化性較好，但是在長(zhǎng)期服役過程中會(huì)有大量碳化物析出[4]，如：MC、M6C、M23C6等，對(duì)合金的耐腐蝕性及力學(xué)性能產(chǎn)生顯著的影響.相關(guān)研究表明，相比于純鐵素體，碳化物通過和鐵素體基體的互不相容性及鐵素體晶粒之間的空間相互作用直接影響局部應(yīng)變.位于晶界處的碳化物可以促進(jìn)鐵素體晶界處應(yīng)變的擴(kuò)展，但是，在碳化物和鐵素體晶界密度高的區(qū)域，碳化物及晶界會(huì)減弱高局部應(yīng)變的發(fā)生[5].

文中針對(duì)異種鋼焊接接頭元素?cái)U(kuò)散等問題，采用ENiCrFe-3 焊絲進(jìn)行過渡層堆焊，為探究其焊接接頭碳化物析出對(duì)力學(xué)性能所產(chǎn)生的影響，使用Abaqus 軟件建立晶體塑性有限元模型，研究預(yù)邊堆焊層處碳化物區(qū)的應(yīng)力場(chǎng)，分析了力學(xué)性能，以及晶界交叉處的相對(duì)運(yùn)動(dòng)情況，從而揭示焊縫中碳化物析出對(duì)接頭力學(xué)性能影響的微觀機(jī)制.

1 試驗(yàn)方法

1.1 ENiCrFe-3 過渡層預(yù)邊堆焊試驗(yàn)

針對(duì)厚板低合金耐熱鋼和奧氏體不銹鋼異種鋼焊接中存在的元素?cái)U(kuò)散等問題，采用ENiCrFe-3焊絲進(jìn)行過渡層預(yù)邊堆焊，焊接電流140 A，焊接速度150 mm/min，焊接電壓22 V.而后進(jìn)行埋弧焊堆焊填充.焊接過程示意圖如圖1 所示.試驗(yàn)?zāi)覆臑?2Cr2Mo1R 低合金耐熱鋼和S30408 奧氏體不銹鋼2 種材料，鋼板規(guī)格為120 mm×60 mm×40 mm，坡口角度為60°，鈍邊厚度為10 mm.

對(duì)焊后接頭組織進(jìn)行分析，采用APMA 對(duì)預(yù)邊堆焊層接頭進(jìn)行倍數(shù)為5000 倍的元素掃描分析，結(jié)果如圖2 所示，能夠在奧氏體晶界處發(fā)現(xiàn)碳富集現(xiàn)象.

對(duì)焊接接頭進(jìn)行退火熱處理，熱處理溫度為690 ℃，退火后組織如圖3 所示，可以看出焊縫組織存在生長(zhǎng)演變，而且母材的晶粒也較未進(jìn)行熱處理的明顯增加.其次，在進(jìn)行熱處理后，焊縫組織中出現(xiàn)了更多的碳化物析出相，在金相圖中呈黑色顆粒狀.

圖3 焊縫顯微組織形貌Fig.3 Weld microstructure morphology.(a) without heat treatment;(b) 8 h heat treatment;(c) 32 h heat treatment

對(duì)焊接接頭進(jìn)行力學(xué)拉伸測(cè)試，拉伸曲線如圖4 所示，未經(jīng)熱處理的試件斷裂處于熔合線處，其抗拉強(qiáng)度為552.55 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為15.58%.

圖4 預(yù)邊堆焊ENiCrFe-3 拉伸曲線分析Fig.4 Tensile curve analysis of pre-edge welded ENiCrFe-3

而8 小時(shí)熱處理與32 小時(shí)熱處理的試件均斷裂位于硬度較低的焊縫處，與未經(jīng)熱處理接頭相比抗拉強(qiáng)度分別上升到了570.53 MPa 與570.60 MPa，斷后伸長(zhǎng)率分別上升到了18.99%與17.79%.退火熱處理8 小時(shí)后少量的碳化物析出造成的彌散強(qiáng)化與第二相強(qiáng)化.是抗拉強(qiáng)度與斷后伸長(zhǎng)率提高的主要原因.退火熱處理32 小時(shí)后碳化物進(jìn)一步長(zhǎng)大，使得材料強(qiáng)度增加而塑性變差.拉伸斷口界面的微觀形貌如圖5 所示，從圖中觀察到韌窩中心存在大量尺寸、形狀各異的碳化物第二相顆粒.

圖5 拉伸斷口界面的碳化物顆粒Fig.5 Carbide particles at the tensile fracture interface

1.2 二維模型建立

為研究碳化物含量對(duì)材料力學(xué)性能的關(guān)系，采用有限元模擬方法進(jìn)行研究.圖6 為建立不同碳含量的細(xì)觀二維模型來研究碳化物對(duì)焊縫組織應(yīng)力應(yīng)變的影響.

圖6 4 種不同碳化物含量模型Fig.6 Four models with different carbide contents.(a)0.63%;(b) 1.55%;(c) 3.58%;(d) 6.94%

由于大部分的晶粒形狀與隨機(jī)多邊形相類似，所以晶粒的形狀選擇泰森多邊形進(jìn)行模擬.該模型包含八個(gè)晶粒，其幾何尺寸為10 μm×16 μm，分別用C1～ C8 命名.晶粒的取向情況用φ1、φ、φ2表示，如表1 所示.

表1 基材取向分布Table 1 Substrate orientation distribution

通過調(diào)整晶體塑性參數(shù)，使模型在單軸拉伸狀態(tài)下的應(yīng)力應(yīng)變曲線近似于試驗(yàn)結(jié)果所得曲線.從圖7 中可以看出基體材料的應(yīng)力-應(yīng)變行為可以通過上述模型擬合得到的參數(shù)來反映.通過試驗(yàn)擬合計(jì)算所得到的晶體塑性材料相關(guān)參數(shù)如表2所示.

表2 晶體塑性材料參數(shù)Table 2 Crystal plastic material parameters

圖7 模擬結(jié)果與試驗(yàn)結(jié)果的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.7 Stress-strain curve of simulation results and test results

2 碳化物析出應(yīng)力應(yīng)變分布機(jī)理研究

通過上文所建立單軸拉伸模型運(yùn)算，得到不同含量碳化物應(yīng)力應(yīng)變?cè)茍D，對(duì)其應(yīng)力應(yīng)變機(jī)理進(jìn)行分析.碳化物含量0.63%模型的應(yīng)力應(yīng)變分布云圖，如圖8 所示，可知應(yīng)變集中分布于晶粒C4 和晶粒C6 及晶界處，其晶界處的應(yīng)變值最大，即圖中箭頭所標(biāo)位置，因此拉伸時(shí)晶界處最容易產(chǎn)生裂紋，晶粒C4 和晶粒C6 產(chǎn)生塑性變形，并在徑向上收縮，造成較大的變形.在拉伸過程中，晶粒會(huì)出現(xiàn)明顯的不均勻變形現(xiàn)象，晶粒C4 自內(nèi)向外變形量逐漸減小.

圖8 碳化物含量為0.63%的應(yīng)力應(yīng)變分布云圖Fig.8 Stress-strain distribution clouds for carbide content of 0.63%.(a) image of stress distribution;(b) image of strain distribution

碳化物含量1.55%時(shí)的應(yīng)力分布圖，如圖9a所示，與0.63%相比應(yīng)力分布情況沒有明顯變化，但觀察到碳化物區(qū)域和在三晶界交點(diǎn)處出現(xiàn)最大應(yīng)力，即圖中箭頭所標(biāo)位置.圖9b 為碳化物含量為1.55%時(shí)應(yīng)變?cè)茍D，晶界處碳化物顆粒周圍應(yīng)變分布不均勻，碳化物的數(shù)量影響并改變了應(yīng)變分布.

圖9 碳化物含量為1.55%的應(yīng)力應(yīng)變分布云圖Fig.9 Stress-strain distribution clouds for carbide content of 1.55%.(a) image of stress distribution;(b) image of strain distribution

碳化物含量3.58%模型的應(yīng)力-應(yīng)變分布云圖，如圖10 所示，此時(shí)的最大應(yīng)變達(dá)到1.255，可以發(fā)現(xiàn)模型中的碳化物變形量都較大，尤其是C4 和C6 晶粒的變形過程與晶粒結(jié)構(gòu)一致，這與之前研究所得結(jié)論一致[6].

圖10 碳化物含量為3.58%的應(yīng)力應(yīng)變分布云圖Fig.10 Stress-strain distribution cloud for carbide content of 3.58%. (a) image of stress distribution;(b) image of strain distribution

晶粒C1 與C2 的晶界兩側(cè)切應(yīng)力方向相反，表明晶粒C1 與C2 有發(fā)生相對(duì)運(yùn)動(dòng)的趨勢(shì).當(dāng)碳化物含量越多，晶粒兩側(cè)切應(yīng)力分布差距更明顯，晶界上剪應(yīng)力將造成碳化物顆粒形成裂紋.

根據(jù)圖11 可知切應(yīng)力集中在C4 與C7 之間的晶界及C3 與C5 之間的晶界上，并且切應(yīng)力方向沿著與拉力方向呈45°的方向延伸.隨著碳化物含量增加，晶粒C4 與C7 間切應(yīng)力分布范圍擴(kuò)大，這是由于碳化物顆粒增加，在位錯(cuò)處堆積，對(duì)滑移運(yùn)動(dòng)造成阻礙，并且碳化物減少塑性變形發(fā)生，使該處應(yīng)力不易釋放.

圖11 不同碳化物含量下切應(yīng)力分布Fig.11 Distribution of shear stress under different carbide conditions. (a) 0.63%; (b) 1.55%; (c)3.58%;(d) 6.94%

裂紋的形成和擴(kuò)展與碳化物形態(tài)也有關(guān)系.變形條件相同的情況下，碳化物呈連續(xù)條紋狀分布時(shí)比顆粒狀的碳化物更容易形成裂紋.如圖12 所示為碳化物呈連續(xù)條狀的應(yīng)變、應(yīng)力、切向應(yīng)力分布圖，從模擬計(jì)算的結(jié)構(gòu)能分析連續(xù)條狀碳化物對(duì)材料應(yīng)力-應(yīng)變的影響.

圖12 碳化物呈連續(xù)條狀的應(yīng)變、應(yīng)力分布Fig.12 Strain and stress distribution of carbide in continuous strip.(a) image of stress distribution;(b) image of strain distribution

圖12b 所示為最大應(yīng)力下的應(yīng)變分布圖.與0.63%、1.55%和3.58%不同的是，6.94%中的晶粒內(nèi)高應(yīng)變范圍小，并集中在三晶粒交點(diǎn)處.在C4 與C5 以及C5 與C6 之間的晶界處，最大應(yīng)變可以達(dá)到1.255.圖12a 顯示了拉伸過程中應(yīng)力分布，可以看出晶界區(qū)的應(yīng)力值較小，高應(yīng)力區(qū)集中在三晶粒交點(diǎn)處.圖11d 為切向應(yīng)力分布云圖，可以發(fā)現(xiàn)應(yīng)力主要集中在晶界的交匯點(diǎn)位置，應(yīng)力對(duì)稱地分布在三個(gè)晶粒C4，C5，C6 交點(diǎn)處.

從上述得知，碳化物以顆粒狀析出到晶界時(shí)，晶界處碳化物顆粒所受應(yīng)力小，因此抵抗外力變形的能力小，因而碳化物從晶界處析出的濃度越來越高，材料的抗變形能力越來越低.

3 結(jié)果與分析

3.1 碳化物析出對(duì)力學(xué)性能的影響

通過模擬結(jié)果，我們可以看出材料的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度以及斷后伸長(zhǎng)率隨碳化物含量增大而不斷降低.在碳化物含量為3.58%的模型中，可以看到拉伸曲線有顯著的下降，變形量也出現(xiàn)下降趨勢(shì)，此時(shí)抗拉強(qiáng)度為406 MPa.可見較高含量的碳化物會(huì)使材料的力學(xué)性能有明顯的減小.而碳化物含量為6.94%時(shí)，其應(yīng)力應(yīng)變?nèi)鐖D13 綠色曲線所示,所得抗拉強(qiáng)度為304 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為6.9%，可見其抗拉伸性能顯著減弱.

圖13 應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.13 Stress-strain curve

如圖14 所示為不同模型的抗拉強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度，斷后伸長(zhǎng)率.從圖中可以清楚地看出，碳化物含量與抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度及應(yīng)變之間的關(guān)系.材料的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度以及斷后伸長(zhǎng)率都表現(xiàn)出隨碳化物含量增大而不斷降低的情況.其原因是碳化物含量低時(shí)，碳化物在晶界處分布情況為顆粒狀，阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng).

當(dāng)碳化物含量達(dá)到6.94%時(shí)，碳化物狀態(tài)由顆粒狀變?yōu)檠鼐Ы绲膶訝罘植迹@是因?yàn)樘蓟锖途ЯＶg形成了界面非共格，并且兩種材料性能截然不同，脆且硬的碳化物使晶界間的結(jié)合強(qiáng)度迅速降低，導(dǎo)致較低的應(yīng)力應(yīng)變.

3.2 分析與討論

由上述模擬結(jié)果可知，碳化物硬度較高，但塑韌性較差，受拉力的作用，碳化物顆粒阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，同時(shí)晶粒在外力的影響下產(chǎn)生了塑性變形，因此導(dǎo)致碳化物顆粒周圍的拉應(yīng)力增大，進(jìn)而導(dǎo)致碳化物產(chǎn)生裂紋，裂紋的形核、擴(kuò)展及斷裂示意圖如圖15 所示，應(yīng)力集中使得碳化物端部出現(xiàn)裂紋，該裂紋末端尖銳，并且尖端處應(yīng)力最大.增大拉力，使裂紋擴(kuò)展更加迅速，裂紋尺寸隨之增大，促使裂紋尖端應(yīng)力集中.最后，產(chǎn)生的較多小裂紋相互連接，形成裂紋.然而，碳化物體積較大時(shí)所受應(yīng)力較大，所以在受到拉力時(shí)易發(fā)生斷裂.

圖15 裂紋形核、擴(kuò)展示意圖Fig.15 Crack nucleation,propagation diagram

晶體內(nèi)部位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)變化如圖16 所示，根據(jù)塑性變形理論與應(yīng)力分布規(guī)律可知，三晶粒交點(diǎn)處塑性變形有如下3 個(gè)階段，即位錯(cuò)塞積、應(yīng)力集中、尖端開裂.通過碳化物對(duì)應(yīng)力分布的影響可以看出，最大壓力處于三晶粒交點(diǎn)處，根據(jù)表面應(yīng)力的分布，塑性變形在碳化物區(qū)域最先發(fā)生[7-8].應(yīng)力分布不均勻?qū)е绿蓟锱c基材界面附近產(chǎn)生的塑性變形不均勻，使界面附近區(qū)域出現(xiàn)峰值應(yīng)變，應(yīng)力水平提高.晶粒中存在較大塑性變形時(shí)，碳化物區(qū)域位錯(cuò)達(dá)到一定密度會(huì)加快形變速率，但晶粒C1 受多向應(yīng)力的共同作用使其不易變形，而晶粒C2 和晶粒C3 較容易發(fā)生塑性變形.

圖16 晶體內(nèi)部位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)演化Fig.16 Evolution of dislocation motion inside the crystal

析出大量的碳化物會(huì)引起釘扎效應(yīng)[9]，晶界處位錯(cuò)通過晶界擴(kuò)散并包圍晶粒，阻礙了晶界處位錯(cuò)的堆積，使晶粒內(nèi)部位錯(cuò)密度升高，應(yīng)力增加，晶粒內(nèi)位錯(cuò)擴(kuò)散并堆積.同時(shí)，顆粒狀碳化物限制了晶粒沿晶界方向的相對(duì)運(yùn)動(dòng)，切向應(yīng)力的作用使得晶粒發(fā)生小角度偏轉(zhuǎn)，因此晶界及周圍晶粒發(fā)生與晶界垂直的相對(duì)運(yùn)動(dòng)，碳化物區(qū)域應(yīng)力集中的位置是出現(xiàn)裂紋的起源.

在碳化物產(chǎn)生塑性變形之前，由于彈性模量較高使其受到很大的應(yīng)力，因此阻礙了晶粒產(chǎn)生塑性變形[10].在碳化物開始出現(xiàn)塑性變形后，碳化物出現(xiàn)較高的臨界分切應(yīng)力，改變了碳化物晶粒內(nèi)部的應(yīng)力分布，對(duì)材料的塑性變形性能產(chǎn)生影響.綜合上述分析發(fā)現(xiàn)，碳化物改變晶粒的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)而導(dǎo)致性能改變.

4 結(jié)論

(1) 通過預(yù)邊堆焊ENiCrFe-3 過渡層，能夠?qū)崿F(xiàn)低合金耐熱鋼和奧氏體不銹鋼的異種鋼良好焊接，但在ENiCrFe-3 過渡層中發(fā)現(xiàn)了碳元素富集與碳析出現(xiàn)象.

(2) 模擬結(jié)果表明，材料的抗拉強(qiáng)度會(huì)隨碳化物含量的增加而降低.碳化物顆粒周圍存在著較多應(yīng)變區(qū)，碳化物易于形成應(yīng)力強(qiáng)度聚集點(diǎn)，成為裂紋起源.

(3) 三晶粒交點(diǎn)處是焊縫力學(xué)性能最薄弱的區(qū)域，晶界交匯處應(yīng)力分布不對(duì)稱，使碳化物區(qū)域處所受應(yīng)力-應(yīng)變作用更復(fù)雜，通常交點(diǎn)處最先失效，成為斷裂源.