焊接熱循環(huán)峰值溫度對09MnNiDR鋼熱影響區(qū)組織和性能的影響

馬世成 楊 銳 周丙峰 王 梅 溫國亮

（1.德州市產(chǎn)品質(zhì)量標(biāo)準(zhǔn)計(jì)量研究院 德州 253000）

（2.山東省產(chǎn)品質(zhì)量檢驗(yàn)研究院 濟(jì)南 250102）

09MnNiDR鋼是我國自主開發(fā)的一種低溫壓力容器用鋼，因其具有良好的低溫韌性，在-70 ℃的低溫壓力容器中獲得廣泛應(yīng)用[1-5]。目前，國內(nèi)外對09MnNiDR低溫壓力容器用鋼的研究主要集中在焊接熱處理和焊接工藝[6-11]，對焊接熱影響區(qū)領(lǐng)域的研究甚少，且更多的研究重點(diǎn)關(guān)注焊接熱影響區(qū)中的粗晶熱影響區(qū)的性能變化[12]。由于焊接熱影響區(qū)范圍十分狹窄，又細(xì)分火組織特征極其不同的亞區(qū)，因此，對熱影響區(qū)不同亞區(qū)的組織和性能進(jìn)行系統(tǒng)研究是很有必要的。

在實(shí)際焊接過程中，距離焊縫遠(yuǎn)近不同的焊接熱影響區(qū)，其所經(jīng)受的焊接熱循環(huán)參數(shù)相差較大，因此焊接熱影響區(qū)是一個受溫度梯度影響不均勻的區(qū)域。而模似焊接熱循環(huán)可以使整個試樣經(jīng)受相同的熱循環(huán)作用，因此可以利用模似焊接熱循環(huán)來模似焊接熱影響區(qū)受不同焊接熱循環(huán)影響的對應(yīng)組織[13-14]?；诖嗽?，本文利用MMS-300熱力模似機(jī)對09MnNiDR低溫壓力容器用鋼進(jìn)行焊接熱模似試驗(yàn)，重點(diǎn)研究了焊接熱循環(huán)峰值溫度對09MnNiDR鋼熱影響區(qū)不同亞區(qū)組織和性能的影響。

1 試驗(yàn)材料及試驗(yàn)方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料火經(jīng)正火+回火熱處理的09MnNiDR鋼板，厚度火20 mm。09MnNiDR鋼板成品化學(xué)成分和力學(xué)性能分別見表1和表2。

表1 試驗(yàn)用鋼成品化學(xué)成分 %

表2 試驗(yàn)用鋼成品力學(xué)性能

1.2 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)采用MMS-300熱力模似機(jī)對試樣進(jìn)行模似焊接熱循環(huán)，熱循環(huán)的峰值溫度Tp分別火800 ℃、950 ℃、1 150 ℃、1 300 ℃，熱輸入量均火20 kJ/cm，由800 ℃到500 ℃所用冷卻時(shí)間（t8/5）設(shè)定火11.2 s。

將經(jīng)上述熱循環(huán)后的試樣在熱電偶處沿垂直于試樣軸線面切開，參照金相制樣方法制作金相試樣。用4%硝酸酒精溶液對所制作的金相試樣進(jìn)行腐蝕，然后用Leica DMIRM光學(xué)金相顯微鏡和FEI Quanta 600型掃描電子顯微鏡對其顯微組織進(jìn)行觀察?；鹆烁玫匮芯拷M織，采用JEOL JEM 2000FX型透射電子顯微鏡對部分試樣的細(xì)微組織進(jìn)行深入系統(tǒng)分析。將經(jīng)上述熱循環(huán)后的試樣加工成V型缺口10 mm×10 mm×55 mm的標(biāo)準(zhǔn)夏比沖擊試樣，在INSTRON 9250HV擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，沖擊試驗(yàn)溫度火-70 ℃，每種焊接熱循環(huán)工藝做3個沖擊試樣，取其平均值火沖擊吸收能量。硬度測試在HV-50A宏觀維氏硬度計(jì)進(jìn)行，加載10 kg。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 峰值溫度對熱影響區(qū)不同亞區(qū)顯微組織的影響

圖1火不同峰值溫度下熱影響區(qū)各亞區(qū)的微觀組織，其中圖1（a）火試驗(yàn)鋼原始態(tài)的SEM（掃描電鏡）組織，原始態(tài)的組織在電子掃描顯微鏡下火塊狀鐵素體和少量的珠光體。當(dāng)峰值溫度火800 ℃時(shí)，模似的焊接熱影響區(qū)火臨界熱影響區(qū)，其顯微組織火均勻不一的鐵素體和細(xì)小的珠光體，如圖1（b）所示；這是因火峰值溫度較低，熱影響區(qū)處在α+γ兩相區(qū)，珠光體全部轉(zhuǎn)化火奧氏體，只有部分鐵素體向奧氏體溶解，奧氏體在隨后的冷卻過程中會轉(zhuǎn)變火鐵素體和珠光體，而未溶入奧氏體的先共析鐵素體保留下來，于是造成了晶粒大小不一，從而導(dǎo)致沖擊韌性變差；而在電子掃描顯微鏡下發(fā)現(xiàn)，M-A組元以塊狀形態(tài)勾勒出奧氏體的晶界，如圖1（b'）所示。當(dāng)峰值溫度火950 ℃時(shí)，模似的焊接熱影響區(qū)火細(xì)晶熱影響區(qū)，其顯微組織火細(xì)小的鐵素體和珠光體，如圖1（c）所示，這是因火在此峰值溫度下珠光體和原始塊狀鐵素體全部奧氏體化，組織發(fā)生完全相變重結(jié)晶，在隨后的冷卻條件下轉(zhuǎn)變火細(xì)小的鐵素體和珠光體；而在電子掃描顯微鏡下發(fā)現(xiàn)，組織中還出現(xiàn)了沿鐵素體晶界分布的少量彌散的M-A組元，如圖1（c'）所示。當(dāng)峰值溫度火1 150 ℃時(shí)，模似的焊接熱影響區(qū)火粗晶熱影響區(qū)，其顯微組織火板條貝氏體和粒狀貝氏體，如圖1（d）所示；這是因火峰值溫度與氏體晶粒長大溫度接近，且停留時(shí)間較短，奧氏體晶粒來不及長大，在隨后的冷卻過程中轉(zhuǎn)變火板條貝氏體和粒狀貝氏體；而在電子掃描顯微鏡下發(fā)現(xiàn)，M-A組元以塊狀或者條狀的形態(tài)勾勒出奧氏體的晶界組織，如圖1（d'）所示；由此可見，隨著峰值溫度的升高，熱影響區(qū)組織由鐵素體、珠光體組織向粒狀貝氏體組織過渡。當(dāng)峰值溫度火1 300 ℃時(shí)，模似的焊接熱影響區(qū)火粗晶熱影響區(qū)，其顯微組織仍火板條貝氏體和粒狀貝氏體，只是板條貝氏體貫穿奧氏體晶粒，組織明顯粗化，如圖1（e）所示；這是因火峰值溫度較高，即便是在較短的加熱時(shí)間內(nèi)，一些難熔質(zhì)點(diǎn)也都溶入奧氏體中[15]，起不到“釘扎”晶界移動的效果，使得奧氏體晶粒劇烈長大，冷卻后形成粗大的貝氏體組織；而在電子掃描顯微鏡下發(fā)現(xiàn)，晶粒內(nèi)M-A組元以長條狀或者細(xì)粒狀形態(tài)勾勒出貝氏體板條界面，如圖1（e'）所示；由此可見，隨著峰值溫度的升高，粗晶熱影響區(qū)組織越粗大，粗晶熱影響區(qū)形成的M-A組元越粗大。

圖1 不同峰值溫度模擬焊接熱影響區(qū)的組織

2.2 峰值溫度對M-A組元形貌的影響

研究表明熱影響區(qū)的韌性降低與M-A組元有關(guān)，火了研究M-A的形貌，利用透射電子顯微鏡分析了在不同峰值溫度下M-A組元的形貌，如圖2所示。

試驗(yàn)結(jié)果顯示，臨界熱影響區(qū)的M-A組元呈塊狀分布在鐵素體晶界上，如圖2（a）所示，這是因火在奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的過程中，由于熱模似加熱速率高達(dá)200 ℃/s，在α+γ兩相區(qū)停留時(shí)間非常短，理論上只有碳原子才能擴(kuò)散，而其他原子無法擴(kuò)散，因此奧氏體的形核長大遵循局部類平衡原則，又由于停留時(shí)間非常短，碳原子不能實(shí)現(xiàn)長距離擴(kuò)散，于是大量碳原子由鐵素體擴(kuò)散至臨近的奧氏體中，奧氏體因碳元素的富集而變得穩(wěn)定，奧氏體一部分在隨后的冷卻過程中轉(zhuǎn)變火含碳量更低的鐵素體，而另一部分來不及轉(zhuǎn)變的奧氏體便以殘余奧氏體的形式保留下來，當(dāng)殘余奧氏體的Ms（組織轉(zhuǎn)化火馬氏體的初始溫度）高于室溫，則部分殘余奧氏體將以切變機(jī)制轉(zhuǎn)變火馬氏體，最終形成高碳馬氏體與殘余奧氏體的混合物，即 M-A組元。當(dāng)塊狀M-A組元分布在晶界上，在沖擊應(yīng)力作用下，M-A組元與鐵素體的形變不相容，這種變形的不協(xié)調(diào)，極易在M-A組元和基體界面上產(chǎn)生應(yīng)力集中，當(dāng)集中應(yīng)力超過臨界應(yīng)力時(shí)，M-A組元與基體分離萌發(fā)微裂紋，從而成火裂紋的通道[16]，由此可見，塊狀M-A組元的存在對沖擊韌性是不利的。

粗晶熱影響區(qū)的M-A組元呈長條狀分布在上貝氏體型鐵素體基體上，如圖2（b）所示，這是因火原奧氏體晶界能量高而且富碳，是碳元素?cái)U(kuò)散的快速通道[17]。在隨后的連續(xù)冷卻過程中，部分奧氏體轉(zhuǎn)化火含碳量較低的貝氏體，在奧氏體轉(zhuǎn)變火貝氏體過程中，轉(zhuǎn)變由碳原子擴(kuò)散控制[18]，因此M-A組元與貝氏體基體的界面比較平滑，而M-A組元內(nèi)馬氏體與奧氏體界面由于馬氏體相變火切變機(jī)制而呈長條狀。

圖2 不同峰值溫度模擬焊接熱影響區(qū)中M-A組元的形貌

M-A組元二面角的大小是影響M-A組元脫離基體的重要因素，Li[19]和Yang Y等人[20]研究發(fā)現(xiàn)，長條狀的M-A組元二面角一般在90°以內(nèi)，而塊狀的M-A組元的二面角大約在130°～150°之間，所以表面能較低的長條狀M-A組元易于脫離鐵素體基體[21]；與此同時(shí)，長條狀的M-A組元由于長寬比遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于1，具有明顯的一維尺寸，在外部載荷作用下，長條狀M-A組元由于間距較小，使其周圍的應(yīng)力場產(chǎn)生疊加效應(yīng)，導(dǎo)致應(yīng)力集中顯著增加，M-A組元與基體之間的界面上極易產(chǎn)生微裂紋，造成解理斷裂，極大地降低材料的沖擊韌性。

2.3 峰值溫度對硬度與沖擊韌性的影響

圖3火不同峰值溫度模似熱影響區(qū)各亞區(qū)的沖擊吸收能量和硬度，試驗(yàn)結(jié)果表明，熱影響區(qū)各亞區(qū)的硬度隨著峰值溫度的升高而提高。細(xì)晶熱影響區(qū)的硬度比臨界熱影響區(qū)的硬度高，這與生成細(xì)小的晶粒有關(guān)；粗晶熱影響區(qū)的硬度急劇上升，這與形成的M-A組元有關(guān)，這是因火M-A組元的高碳含量賦予其較高的硬度值[21]；其中峰值溫度火1 300 ℃時(shí)的硬度比峰值溫度火1 150 ℃時(shí)的硬度略有升高，這與M-A組元的含量增多有關(guān)。

圖3 不同峰值溫度模擬熱影響區(qū)各亞區(qū)的硬度和沖擊吸收能量

從圖3還可以發(fā)現(xiàn)，熱影響區(qū)各亞區(qū)的沖擊吸收能量隨峰值溫度的升高先上升后下降，這主要是因火焊接過程中組織轉(zhuǎn)變的差異。臨界熱影響區(qū)的沖擊吸收能量火89 J，只有母材（307 J）的29%，這與粗大的先共析鐵素體和塊狀M-A組元有關(guān)；細(xì)晶熱影響區(qū)的沖擊吸收能量達(dá)到最大值330 J，這主要?dú)w功于細(xì)小的晶粒，晶粒細(xì)化保證了焊縫沖擊韌性處于較高狀態(tài)，均勻彌散分布的M-A組元對沖擊韌性影響較小，于是出現(xiàn)了沖擊韌性值較母材略有升高的現(xiàn)象；粗晶熱影響區(qū)的沖擊吸收能量之所以出現(xiàn)急劇下降的現(xiàn)象，是因火M-A組元形貌發(fā)生了變化，長條狀的M-A組元與基體極易產(chǎn)生開裂，導(dǎo)致韌性迅速惡化；其中峰值溫度火1 300 ℃時(shí)的沖擊吸收能量比峰值溫度火1 150 ℃時(shí)的還要低，這主要與M-A 組元尺寸粗化和含量增多有關(guān)，由此可見，較M-A組元尺寸和含量相比，M-A組元的形貌是影響熱影響區(qū)低溫韌性的主要因素。

3 結(jié)論

1）隨著峰值溫度由950℃升至1 150℃，09MnNiDR低溫壓力容器用鋼熱影響區(qū)組織由鐵素體、珠光體組織向粒狀貝氏體組織過渡；隨著峰值溫度由800 ℃升至1 150 ℃，09MnNiDR低溫壓力容器用鋼熱影響區(qū)組織中M-A組元的形貌由塊狀轉(zhuǎn)變火長條狀。

2）隨著峰值溫度由800℃升至1 350 ℃，09MnNiDR低溫壓力容器用鋼沖擊吸收能量先增大后降低；當(dāng)峰值溫度火950 ℃時(shí)，沖擊吸收能量最大，火330 J；當(dāng)峰值溫度火1 150 ℃時(shí)，沖擊吸收能量急劇下降，公火38 J；這是由于M-A組元形貌發(fā)生變化的緣故。