含銅超低碳貝氏體鋼焊接熱影響區(qū)組織與性能

含銅超低碳貝氏體鋼焊接熱影響區(qū)組織與性能

低碳貝氏體鋼（ucb鋼）是近20年來(lái)國(guó)際新開(kāi)發(fā)的一種高強(qiáng)度、高耐候性和多功能鋼。這類鋼強(qiáng)韌性匹配極佳,尤其是焊接性能較傳統(tǒng)的鐵素體珠光體鋼有大幅度提高。由于ULCB鋼具有優(yōu)良的綜合性能和較低的生產(chǎn)成本,近年來(lái)被廣泛用于寒冷地帶的油氣管線、海洋設(shè)施及艦船等方面。焊接是連接材料的重要手段之一,焊接熱影響區(qū)又是焊接后母材性能最差的區(qū)域,它的性能直接表征著鋼種的可焊性,對(duì)其研究有重要意義。同時(shí),由于硼作為提高淬透性、控制組織結(jié)構(gòu)的微量元素在ULCB鋼的發(fā)展中有很特殊的作用,分析硼在鋼中的分布狀態(tài)對(duì)了解硼的作用十分重要。已有研究表明,ULCB鋼中加入銅的目的之一是利用銅和硼的綜合作用來(lái)進(jìn)一步提高鋼的淬透性,同時(shí)在高銅鋼中憑借銅的時(shí)效硬化來(lái)進(jìn)一步強(qiáng)化鋼種。PTA技術(shù)是目前國(guó)內(nèi)外用于分析不同顯微區(qū)域硼濃度及分布狀態(tài)的有效方法。本試驗(yàn)利用中子照射硼的(,)反應(yīng),采用對(duì)粒子敏感的固體徑跡探測(cè)膜來(lái)探測(cè)α粒子的數(shù)量及分布,從而直接顯示金相試樣截面上各區(qū)域硼的濃度及微觀分布狀態(tài)。當(dāng)前,此技術(shù)探測(cè)靈敏度為10-6,空間橫向分辨率為2μm,可區(qū)分直徑不小于0.2μm的細(xì)小硼相。作者通過(guò)對(duì)含銅ULCB鋼進(jìn)行焊接熱模擬實(shí)驗(yàn),分析其焊接熱影響區(qū)的組織與性能等,為實(shí)際生產(chǎn)提供依據(jù)。1試驗(yàn)方法及參數(shù)試驗(yàn)用熱連軋鋼板的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為:C0.063,Si0.33,Mn1.43,S0.007,P0.015,Cu0.16,Nb0.057,Ti0.016,B0.0016。熱連軋板厚6mm,平行于軋向取樣,試樣尺寸為5.5mm×12mm×70mm。經(jīng)粗磨后在Gleeble-1500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行一次焊接熱循環(huán)試驗(yàn)。根據(jù)生產(chǎn)中的實(shí)際焊接過(guò)程及三維傳熱模型,選定試驗(yàn)參數(shù)為:加熱速率為300℃/s,峰值溫度為1340℃,高溫停留0.5s,冷卻時(shí)在800～500℃間的冷卻時(shí)間t8/5,D,E,F組試樣分別選用30s、45s、60s,以此來(lái)分析冷卻速率對(duì)鋼焊接熱影響區(qū)的影響。典型的設(shè)定曲線與熱模擬機(jī)實(shí)測(cè)曲線見(jiàn)圖1。熱模擬后的試樣加工成5mm×10mm×55mm的沖擊試樣進(jìn)行示波沖擊實(shí)驗(yàn)。2試驗(yàn)結(jié)果與討論2.1試樣的硼分布試驗(yàn)鋼的原始狀態(tài)為熱連軋態(tài),其縱向試樣經(jīng)硝酸酒精浸蝕后的組織如圖2(a)所示,主要由粒狀貝氏體組成,同時(shí)在基體中混雜有部分板條貝氏體和極少量沿晶滲碳體或離散型珠光體。由于熱連軋時(shí)非再結(jié)晶區(qū)變形量很大,試樣上變形條帶(及M-A島排列)比較明顯。試樣再經(jīng)過(guò)拋光后,進(jìn)行中子活化實(shí)驗(yàn),累計(jì)熱中子輻照通量為1×1015n/cm2,探測(cè)膜用7.5N的NaOH水溶液浸蝕,試樣的硼分布狀態(tài)見(jiàn)圖2(b)。由圖可見(jiàn),試樣中有少量細(xì)小硼相,主要集中在變形條帶區(qū);同時(shí),在拉長(zhǎng)的原始奧氏體晶粒內(nèi)細(xì)小的亞晶(或粒狀貝氏體)邊界上也看到有少量硼的偏聚。試驗(yàn)鋼的軋態(tài)力學(xué)性能見(jiàn)表1,其縱向韌性很好,沖擊性能明顯優(yōu)于國(guó)際同類鋼水平(見(jiàn)WEL-TENNipponSteelCorporation1991技術(shù)報(bào)告)。2.2沖擊功試驗(yàn)結(jié)果在TORSEECIEM-30-D30kg·m沖擊試驗(yàn)機(jī)上對(duì)焊接熱模擬后的試樣進(jìn)行示波沖擊試驗(yàn),試驗(yàn)溫度范圍為-60～25℃。各組試樣的試驗(yàn)結(jié)果見(jiàn)表2,表中同時(shí)給出沖擊功中裂紋形核功(EI)、撕裂功(EP)及總功(Et)。典型示波沖擊曲線如圖3(a)所示,沖擊功-溫度曲線如圖3(b)所示。由沖擊功-溫度曲線確定的韌脆轉(zhuǎn)變溫度:D組為-35℃;E組為-45℃;F組為-20℃。由上述結(jié)果可見(jiàn),三種不同冷卻速率下,焊接熱影響粗晶區(qū)均能得到較低的韌脆轉(zhuǎn)變溫度,其中,E組試樣的韌性最好,-40℃的沖擊值為153.3J。其它兩種試樣的韌性也比較好,在-40℃時(shí),F組試樣的沖擊功達(dá)92.4J,D組試樣的沖擊功為65.4J。2.3t8/5:32s時(shí)板條貝氏體的低溫韌性焊接熱模擬后試樣的金相組織見(jiàn)圖4,由圖可見(jiàn)在所采用的t8/5范圍內(nèi),冷卻后得到的是兩種類型組織的混合物。冷卻速率為10℃/s時(shí)[圖4(a),t8/5=30s],主要由板條狀貝氏體組成(>80%),其尺寸較大、板條細(xì)長(zhǎng)而平直、幾乎貫穿整個(gè)原始奧氏體晶粒,有的板條被少量粒狀貝氏體團(tuán)分割。冷卻速率為6.7℃/s時(shí)[圖4(b),t8/5=45s],試樣中板條狀貝氏體所占比例下降(約為60%),大量細(xì)小的粒狀貝氏體團(tuán)彌散分布在原始奧氏體晶粒內(nèi),具有相同取向的板條貝氏體長(zhǎng)度比較小,寬度也更窄。隨著冷卻速率的進(jìn)一步降低,在5℃/s[圖4(c),t8/5=60s]的樣品中,粒狀貝氏體的比例明顯增加(70%以上),尺寸也明顯變大,少量板條貝氏體雜亂分布在粒狀貝氏體團(tuán)之間。從組織觀察中發(fā)現(xiàn),在t8/5=45s時(shí),由于在生成板條貝氏體以前已經(jīng)有一定量的粒狀貝氏體存在這些尺寸比較小密度足夠大約40%)、彌散分布的粒狀貝氏體團(tuán)(具有各種形狀,以長(zhǎng)條狀為主)可有效地分隔后續(xù)轉(zhuǎn)變的板條貝氏體,所以相對(duì)于t8/5=30s的試樣,其貝氏體的板條變得更細(xì),同時(shí)長(zhǎng)度變小。這種組織具有良好的低溫韌性,在-40℃時(shí),沖擊值高達(dá)153J。而t8/5=60s的試樣中粒狀貝氏體團(tuán)的尺寸比較大,比例高達(dá)70%以上,生成的板條貝氏體數(shù)量不多,所以其韌性不如8/5=45的試樣,但其-40℃沖擊功仍高達(dá)92.4J。文獻(xiàn)曾研究了不含銅的超低碳貝氏體鋼焊接熱影響區(qū)的韌性。研究中發(fā)現(xiàn),在采用與本文相似的工藝熱模擬后,t8/5=30s的試樣低溫韌性最好。該研究分析原因時(shí)認(rèn)為,由于這類鋼淬透性較高,所以在所示工藝范圍(冷卻速率5～10℃/s)冷卻后都能得到全貝氏體組織,但在不同冷卻速率時(shí)得到的貝氏體類型不同:在8/5=30時(shí)主要為板條貝氏體(約80%),但在大的奧氏體晶粒內(nèi)也產(chǎn)生少量粒狀貝氏體(又稱為貝氏體α鐵),它們分割了板條貝氏體區(qū)。而在t8/5=45s或更長(zhǎng)時(shí)間時(shí),所得組織絕大部分為粒狀貝氏體,板條貝氏體數(shù)量較少(20%～30%)。直接觀察低溫?cái)嗔堰^(guò)程發(fā)現(xiàn),以板條貝氏體為主并含有少量粒狀貝氏體的組織對(duì)阻礙裂紋擴(kuò)展最有效,這時(shí),板條邊界近似起到了晶界作用,裂紋擴(kuò)展時(shí)在板條邊界處發(fā)生彎折。本試驗(yàn)用鋼碳含量較高并加入了少量銅,鋼的屈服強(qiáng)度比文獻(xiàn)所用鋼板高100MPa左右,韌性略有下降。而淬透性有所提高。因此在t8/5=30s冷卻時(shí)得到的組織中80%以上是板條狀貝氏體,且?guī)缀踟灤┱麄€(gè)原始奧氏體晶粒,少量的粒狀貝氏體尚未充分發(fā)揮分割?yuàn)W氏體晶粒、細(xì)化板條狀組織的作用。而當(dāng)t8/5=45s時(shí),相當(dāng)比例(30%～40%)的粒狀貝氏體在板條貝氏體形成前即已存在,它們分割原始奧氏體晶粒,使進(jìn)一步轉(zhuǎn)變時(shí)生成的板條貝氏體變短、變窄,這時(shí)的效果很好。當(dāng)冷卻速率更慢時(shí)變成以粒狀貝氏體為主,韌性又有所下降。看來(lái)在貝氏體組織中,粒狀貝氏體占一定比例時(shí)(本試驗(yàn)為30%～40%)可有效分割后續(xù)生成的板條貝氏體,此時(shí)低溫韌性最好。本試驗(yàn)用鋼因淬透性提高,在t8/5=45s時(shí)低溫韌性最佳。2.4顯微尺寸對(duì)原代培養(yǎng)的影響徑跡顯微照相顯示的不同冷卻速率冷卻后試樣中硼的分布狀態(tài)見(jiàn)圖5,可以看出:(1)三種試樣中硼在原始奧氏體晶界上的偏聚均非常明顯,奧氏體晶粒較粗大,晶界平直。但同時(shí)也看到,在t8/5=45s試樣中,有的奧氏體晶粒內(nèi)部分為幾個(gè)區(qū)域,各個(gè)區(qū)域的邊界也顯示有比較弱的硼偏聚。在相應(yīng)的金相組織中可以看到,一些奧氏體晶粒在轉(zhuǎn)變時(shí),先生成的粒狀貝氏體團(tuán)對(duì)后續(xù)轉(zhuǎn)變的板條貝氏體的分割作用使得一個(gè)奧氏體晶粒往往被分成好幾個(gè)區(qū)域,因此,硼偏聚在那些板條貝氏體團(tuán)或粒狀貝氏體團(tuán)的邊界上。以前的研究表明,這種偏聚主要是在貝氏體團(tuán)形成過(guò)程中產(chǎn)生各貝氏體團(tuán)之間有較大位相差貝氏體團(tuán)的邊界在一定程度上也可起到晶界作用。在t8/5=30s的試樣中,由于生成的板條貝氏體常常貫穿原始奧氏體晶粒,貝氏體團(tuán)占據(jù)了整個(gè)奧氏體晶粒,貝氏體團(tuán)的邊界已與原始奧氏體晶界重合,所以?shī)W氏體晶粒內(nèi)部的硼分布比較均勻,沒(méi)有明顯的內(nèi)部分區(qū)現(xiàn)象。這一情況同樣出現(xiàn)在t8/5=60s的試樣中,這時(shí)大的粒狀貝氏體團(tuán)幾乎貫穿了整個(gè)奧氏體晶粒,因而在奧氏體晶粒內(nèi)部硼分布比較均勻;(2)隨著t8/5的增加,冷卻時(shí)生成的硼相隨之聚集長(zhǎng)大。在8/5=60[圖5()]時(shí),鋼中的硼相已達(dá)0.5左右。但從沖擊性能看,這種在貝氏體團(tuán)內(nèi)析出的硼相對(duì)鋼沖擊韌性的影響不明顯;(3)相變前三種試樣的原始奧氏體平均晶粒尺寸不同。隨著t8/5的增加,試樣的奧氏體晶粒變大,但試樣的沖擊韌性值卻并未隨原始奧氏體晶粒增大而降低,在t8/5=45s時(shí)出現(xiàn)最佳韌性,因此,對(duì)這類鋼而言,Hall-Patch公式中的晶粒度應(yīng)該指的是貝氏體團(tuán)的尺寸,而不是原始奧氏體晶粒的尺寸。2.5斷口含裂紋物情況在-40℃下,各種試樣(8/5=30,45)的沖擊斷口主要為韌窩狀斷口,韌窩呈拋物線形并且大小不均勻[圖6(a),6(b)],但在局部區(qū)域發(fā)現(xiàn)有較多的解理裂紋[圖6(c)],斷口上還有一些析出物,能譜分析表明這些析出物主要是Al、Si(含Al的硅酸鹽),結(jié)果見(jiàn)圖6(d)?？磥?lái)Si、Al等脫氧元素的分布不均勻是造成此鋼局部韌性下降的原因,凈化有可能使低溫韌性值進(jìn)一步提高。3材料的沖擊韌性(1)在各種不同的模擬焊接條件下,含有少量銅的超低碳貝氏