李軍輝，王紅鴻，李 麗，吳開(kāi)明

( 1. 武漢科技大學(xué)高性能鋼鐵材料及其應(yīng)用湖北省協(xié)同創(chuàng)新中心，湖北 武漢，430081；2. 南京鋼鐵集團(tuán)有限公司研究院，江蘇 南京，210035 )

焊接熱循環(huán)對(duì)5Mn鋼連續(xù)冷卻過(guò)程中馬氏體相變的影響

李軍輝1，王紅鴻1，李 麗2，吳開(kāi)明1

( 1. 武漢科技大學(xué)高性能鋼鐵材料及其應(yīng)用湖北省協(xié)同創(chuàng)新中心，湖北 武漢，430081；2. 南京鋼鐵集團(tuán)有限公司研究院，江蘇 南京，210035 )

利用熱模擬試驗(yàn)測(cè)定海洋平臺(tái)用5Mn鋼在不同焊接熱循環(huán)下的熱膨脹曲線，結(jié)合顯微組織觀察，分析峰值溫度和冷卻速率對(duì)5Mn鋼連續(xù)冷卻過(guò)程中馬氏體相變行為的影響。結(jié)果表明，在不同的焊接熱循環(huán)下，5Mn鋼室溫組織均以板條馬氏體為主；峰值溫度為1320 ℃和850 ℃時(shí)的馬氏體相變開(kāi)始溫度Ms的變化范圍分別為371～395 ℃和397～423 ℃，且相同冷卻速率下，峰值溫度為850 ℃時(shí)的Ms高于峰值溫度為1320 ℃時(shí)的Ms；此外，5Mn鋼馬氏體相變速率隨著冷卻速率的增大而增大，在相同冷速下，峰值溫度為850 ℃時(shí)的馬氏體相變速率大于峰值溫度為1320 ℃時(shí)的相應(yīng)值。

海洋平臺(tái)用鋼；5Mn鋼；焊接熱循環(huán)；冷卻速率；峰值溫度；連續(xù)冷卻；馬氏體相變

海洋平臺(tái)作為海洋資源開(kāi)發(fā)的重要工具，屬于超大型焊接結(jié)構(gòu)，應(yīng)用在嚴(yán)峻的海洋工作環(huán)境中，支撐總重量超過(guò)數(shù)百噸的鉆井設(shè)備，這些使用特征決定了海洋平臺(tái)用鋼必須滿足高強(qiáng)韌性、抗疲勞、抗層狀撕裂、良好的可焊性和冷加工性及耐海水腐蝕等性能指標(biāo)[1-2]。目前，690 MPa級(jí)超高強(qiáng)海洋平臺(tái)結(jié)構(gòu)用鋼一般采用低 C、低 Mn 成分基礎(chǔ)上添加大量 Ni、Cr、Mo、Cu 的合金化設(shè)計(jì)思路，通過(guò)淬火+回火工藝，形成以回火馬氏體為主的強(qiáng)韌化組織。但此類調(diào)質(zhì)鋼的合金原料成本較高，低溫沖擊韌性難以得到保證，延性較差且屈強(qiáng)比普遍高于90%，因此限制了其在海洋平臺(tái)結(jié)構(gòu)領(lǐng)域的推廣應(yīng)用[3]。5Mn鋼采用低碳中錳(5%Mn)的成分設(shè)計(jì)思路，結(jié)合新型淬火+回火熱處理工藝，在保證其超高強(qiáng)度的同時(shí)，還具有優(yōu)異的低溫沖擊韌性和較低的屈強(qiáng)比，能滿足海洋平臺(tái)結(jié)構(gòu)對(duì)超高強(qiáng)鋼安全性能和建造成本的要求。

電弧焊是海洋平臺(tái)焊接結(jié)構(gòu)的主要連接方式，在焊接過(guò)程中，由于焊接熱循環(huán)的作用，鋼熱影響區(qū)的組織性能會(huì)發(fā)生轉(zhuǎn)變，使焊接接頭成為整個(gè)構(gòu)件的薄弱環(huán)節(jié)，進(jìn)而影響高強(qiáng)鋼的使用性能。目前，對(duì)中錳鋼的研究主要集中在熱處理工藝對(duì)組織與性能的影響方面[4-6]，而對(duì)其在連續(xù)冷卻過(guò)程中的相變行為則研究較少。基于此，本文結(jié)合熱膨脹試驗(yàn)與顯微組織觀察，重點(diǎn)研究了5Mn鋼熱影響區(qū)在不同焊接熱循環(huán)下的馬氏體相變行為，以期為中錳鋼焊接工藝參數(shù)的選取及工藝規(guī)程的制定提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

本試驗(yàn)用鋼為南京鋼鐵集團(tuán)有限公司研發(fā)的80 mm厚的5Mn鋼板，其顯微組織為回火馬氏體+逆轉(zhuǎn)變奧氏體，其化學(xué)成分及力學(xué)性能分別如表1和表2所示。

表1 5Mn鋼的化學(xué)成分(wB/%)

表2 5Mn鋼的力學(xué)性能

(a)Tm=1320 ℃ (b)Tm=850 ℃

圖1熱模擬工藝曲線

Fig.1Thermalsimulationprocesscurves

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖2為不同峰值溫度及冷卻速率下5Mn鋼熱影響區(qū)各亞區(qū)的顯微組織。從圖2中可以看出，鋼樣粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)的室溫組織均以板條馬氏體為主。當(dāng)Tm為1320 ℃時(shí)，馬氏體板條結(jié)構(gòu)比較明顯，晶粒大小約為60～80 μm，此條件下冷卻速率對(duì)粗晶區(qū)組織類型及晶粒大小影響較??；當(dāng)Tm為850 ℃時(shí)，冷卻速率為5 ℃/s時(shí)的馬氏體板條結(jié)構(gòu)比較明顯，晶粒大小約為20～40 μm，當(dāng)冷速為60 ℃/s時(shí)，晶粒更為細(xì)小，仍顯示出板條馬氏體結(jié)構(gòu)。

(a) 1320 ℃，5 ℃/s (b) 1320 ℃，60 ℃/s

(c) 850 ℃，5 ℃/s (d) 850 ℃，60 ℃/s

圖2不同峰值溫度與冷卻速率下5Mn鋼熱影響區(qū)的顯微組織

Fig.2Microstructuresof5MnsteelinHAZatdifferentpeaktemperaturesandcoolingrates

2.2 相變溫度

圖3為典型5Mn鋼的熱膨脹曲線，采用切線法對(duì)曲線進(jìn)行分析，得該條件下鋼樣的相變溫度點(diǎn)?；诖朔椒ǎ傻?Mn鋼在不同焊接熱循環(huán)下的相變開(kāi)始溫度和結(jié)束溫度。結(jié)合顯微組織觀察可知，不同焊接熱循環(huán)下，鋼樣的室溫組織均以板條馬氏體為主，故圖3中的相變點(diǎn)可認(rèn)為是馬氏體相變開(kāi)始溫度Ms和結(jié)束溫度Mf，表3和表4即為不同峰值溫度和冷卻速率下的馬氏體相變開(kāi)始溫度。由表3和表4可見(jiàn)，當(dāng)Tm分別為1320 ℃和850 ℃時(shí)，不同冷卻速率下Ms的范圍分別為371～395 ℃和397～423 ℃，變化幅度相對(duì)較小，且基本保持在400 ℃左右；在同一峰值溫度下，特別是當(dāng)Tm為850 ℃時(shí)，Ms隨冷卻速率的增加大致呈降低趨勢(shì)，但部分冷速下的相變溫度點(diǎn)有所偏離，這可能與切點(diǎn)位置的選取存在一定的誤差有關(guān)。此外，在相同的冷卻速率下，Tm為850℃的馬氏體相變開(kāi)始溫度均比Tm為1320℃時(shí)要高。

圖3 5Mn鋼的熱膨脹曲線(冷卻速率：15 ℃·s-1)

Fig.3Thermalexpansioncurveof5Mnsteel(coolingrate：15℃·s-1)

表3 Tm=1320 ℃時(shí)不同冷卻速率下5Mn鋼的Ms

表4Tm=850℃時(shí)不同冷卻速率下5Mn鋼的Ms

Table4Msof5MnsteelatdifferentcoolingratesatTm=850℃

冷卻速度/℃·s-1510154060Ms/℃423405414403397

2.3 相變動(dòng)力學(xué)曲線

通過(guò)杠桿法，從測(cè)得的熱膨脹曲線中可得不同冷卻速率和峰值溫度下生成馬氏體的體積分?jǐn)?shù)f與時(shí)間的關(guān)系，結(jié)果如圖4所示。由圖4可知，隨著冷卻速率的降低，曲線向右移動(dòng)且斜率變小；在轉(zhuǎn)變開(kāi)始時(shí)，馬氏體體積分?jǐn)?shù)f變化較小，此為馬氏體形核階段；當(dāng)f在0.1～0.7范圍時(shí)，其與時(shí)間大致呈線性關(guān)系，此為馬氏體大量形成的階段，即馬氏體板條不停分割?yuàn)W氏體晶粒形成新的馬氏體；當(dāng)f大于0.7時(shí)，馬氏體體積分?jǐn)?shù)f的變化較緩，直至轉(zhuǎn)變結(jié)束。

圖5為不同峰值溫度和冷卻速率下馬氏體相變速率隨馬氏體體積分?jǐn)?shù)f的變化。由圖5可見(jiàn)，在整個(gè)相變過(guò)程中，馬氏體相變速率先增大后降低，當(dāng)f在0.3～0.4之間時(shí)，馬氏體相變速率達(dá)到最大值，此階段馬氏體呈爆發(fā)式生成。此外，在同一峰值溫度下，隨著冷卻速率的增大，馬氏體相變速率也增大；在相同冷速下，峰值溫度為850 ℃時(shí)的馬氏體相變速率高于峰值溫度為1320 ℃時(shí)的相應(yīng)值。

(a)Tm=1320 ℃

(b)Tm=850 ℃

(a)Tm=1320 ℃

(b)Tm=850 ℃

Fig.5Variationsofmartensitetransformationratewithmartensitevolumnfraction

3 分析與討論

3.1 馬氏體相變溫度

馬氏體相變是典型的切變過(guò)程，根據(jù)馬氏體相變理論，奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的自由能ΔGγ→M可表示為：

(1)

式中：ΔGγ→α為γ與α兩相間的化學(xué)自由能差；σMs為奧氏體在Ms時(shí)的屈服強(qiáng)度。

由上式可以看出，母相奧氏體在轉(zhuǎn)變時(shí)的屈服強(qiáng)度提高會(huì)使馬氏體相變時(shí)的應(yīng)變能增加，所需相變驅(qū)動(dòng)力增大，從而使Ms降低[7]。

由表3和表4可知，5Mn鋼的Ms隨著冷卻速率的增加大致呈降低趨勢(shì)，這主要緣于冷卻速率大小會(huì)影響碳原子氣團(tuán)的形成，從而影響奧氏體的屈服強(qiáng)度。奧氏體在轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體之前，其中碳分布是不均勻的，即碳原子常分布于位錯(cuò)周圍，形成碳原子氣團(tuán)，使得位錯(cuò)周圍的碳濃度明顯高于平均值，這將導(dǎo)致位錯(cuò)應(yīng)變能的下降及位錯(cuò)穩(wěn)定性的增加，從而使奧氏體的屈服強(qiáng)度提高[8]。這種碳原子氣團(tuán)的大小與溫度有關(guān)，即高溫下碳原子活動(dòng)能力強(qiáng)，使其在奧氏體中位錯(cuò)線上的偏聚傾向減少或脫離位錯(cuò)逸去，因而無(wú)法形成碳原子氣團(tuán)或形成的碳原子氣團(tuán)較小，溫度較低時(shí)，碳原子擴(kuò)散活動(dòng)性減弱，偏聚傾向增大，碳原子氣團(tuán)尺寸增大。當(dāng)以極快的速率冷卻時(shí)，碳原子還來(lái)不及擴(kuò)散就已冷卻到室溫，碳原子氣團(tuán)的形成因而受到抑制[9]。連續(xù)冷卻過(guò)程可以看成是由無(wú)數(shù)級(jí)的等溫過(guò)程組成的，冷卻速率大小則表示奧氏體在高溫區(qū)的等溫時(shí)間長(zhǎng)短，當(dāng)冷速較低時(shí)，奧氏體在高溫階段等溫時(shí)間較長(zhǎng)，在高溫下碳原子擴(kuò)散系數(shù)大且活動(dòng)能力強(qiáng)，使其在位錯(cuò)線上的偏聚傾向減少，形成的碳原子氣團(tuán)較小，對(duì)奧氏體的強(qiáng)化作用小，這就使得5Mn鋼在低冷速下具有較高的Ms。隨著冷卻速率的增加，碳原子氣團(tuán)的形成不會(huì)被抑制，奧氏體在高溫階段的等溫時(shí)間越短，形成碳原子氣團(tuán)的尺寸越大，對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用越強(qiáng)，使奧氏體的屈服強(qiáng)度提高，進(jìn)而導(dǎo)致5Mn鋼Ms的下降。

表3和表4還顯示，相同冷卻速率下，5Mn鋼在峰值溫度為1320 ℃時(shí)的Ms低于峰值溫度為850 ℃時(shí)的Ms。原因可能是：一方面，峰值溫度高有利于碳及合金元素?cái)U(kuò)散并溶入奧氏體中，使奧氏體成分均勻，變得更穩(wěn)定，進(jìn)而導(dǎo)致Ms的下降。另一方面，峰值溫度為1320 ℃時(shí)，金屬處于過(guò)熱狀態(tài)，奧氏體晶粒迅速長(zhǎng)大，晶粒尺寸較大，晶界少；峰值溫度為850 ℃時(shí)，熱影響區(qū)可能發(fā)生重結(jié)晶，得到的奧氏體組織均勻而細(xì)小，晶界多[10]。此外，馬氏體形核觀察表明，馬氏體晶核優(yōu)先在晶界處形成，也可在相界面、位錯(cuò)、孿晶界等缺陷處形核，符合相變形核的一般規(guī)律[11]。由此可知，Tm為850 ℃時(shí)的奧氏體晶粒細(xì)小、晶界多，馬氏體形核位置增加，形核率增大，使得Ms相對(duì)較高。

3.2 馬氏體相變速率

從圖5中可以看出，馬氏體相變速率隨冷卻速率的增大而增大，在相同冷速下，峰值溫度為850 ℃時(shí)的馬氏體相變速率高于1320 ℃時(shí)的馬氏體相變速率，這主要是由馬氏體的形核率決定的。馬氏體形核一般為非均勻形核，其臨界晶核半徑R可表示為：

R=2σαγ/ΔGv

(2)

式中：σαγ為馬氏體和奧氏體的界面能，J/m2；ΔGv為自由能差，即相變的驅(qū)動(dòng)力，J/mol。

當(dāng)峰值溫度一定時(shí)，隨著冷卻速率的增大，過(guò)冷度增大，相變驅(qū)動(dòng)力ΔGv增大，臨界晶核半徑減小，有利于形核，而形核率增大會(huì)引起馬氏體相變速率的增大。當(dāng)冷卻速率一定且峰值溫度為1320 ℃時(shí)，奧氏體晶粒尺寸較大，晶界減少，馬氏體形核位置減少，形核率的下降會(huì)引起馬氏體相變速率的減小[12]。

4 結(jié)論

(1)在不同焊接熱循環(huán)下，5Mn鋼熱影響區(qū)的室溫組織均以板條狀馬氏體為主，當(dāng)峰值溫度為850 ℃時(shí)，隨著冷卻速率的增加，馬氏體板條越來(lái)越細(xì)小。

(2)連續(xù)冷卻過(guò)程中，5Mn鋼的馬氏體轉(zhuǎn)變的起始溫度(Ms)隨著冷卻速率的升高大致呈降低的趨勢(shì)，且在相同的冷卻速率下，峰值溫度為850 ℃時(shí)的Ms高于峰值溫度為1320 ℃時(shí)的Ms。

(3)在5Mn鋼熱影響區(qū)相轉(zhuǎn)變的初始階段，馬氏體以較高的速率生成，此時(shí)馬氏體體積分?jǐn)?shù)與轉(zhuǎn)變時(shí)間大致呈線性關(guān)系；當(dāng)馬氏體轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)達(dá)到一定值時(shí)，相變速率達(dá)到峰值，隨后，馬氏體相變速率逐漸降低直至轉(zhuǎn)變結(jié)束。

(4)在相同峰值溫度下，5Mn鋼熱影響區(qū)的馬氏體相變速率隨著冷卻速率的增加而增大；在相同冷卻速率下，峰值溫度為850 ℃時(shí)的馬氏體相變速率高于峰值溫度為1320 ℃時(shí)的相應(yīng)值。

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Effectofweldingthermalcyclingonmartensitictransformationin5Mnsteelduringcontinuouscooling

LiJunhui1,WangHonghong1,LiLi2,WuKaiming1

(1. Hubei Collaborative Innovation Center for Advanced Steel, Wuhan University of Science and Technology,Wuhan 430081, China; 2. Research Institute, Nanjing Iron and Steel Group Corp., Ltd.,Nanjing 210035, China)

The dilatometric curves of 5Mn steel used for offshore platform under different welding thermal cycles were determined by thermal simulation tests. Aided by microstructure observation, the effects of cooling rate and peak temperature on the martensite transformation behavior for 5Mn steel were reseached. The results show that under different welding heat cycles, the microstructure of 5Mn steel is mainly lath martensite, and the starting point of martensite transformation (Ms) at the peak temperature of 1320 ℃ and 850 ℃ varies from 371 ℃ to 395 ℃ and 397 ℃ to 423 ℃, respectively. At the same cooling rate,Msmeasured at the peak temperature of 850 ℃ is higher than that measured at 1320 ℃. Moreover, the martensite transformation rate of 5Mn steel increases with the increase of cooling rate, and the rate of martensite transformation at the peak temperature of 850 ℃ is higher than that at the temperature of 1320 ℃ under the same cooling rate.

offshore platform steel; 5Mn steel; welding thermal cycle; cooling rate; peak temperature; continuous cooling; martensite transformation

2017-05-03

國(guó)家高技術(shù)研究發(fā)展計(jì)劃(863計(jì)劃)資助項(xiàng)目(2015AA03A501)；武漢科技大學(xué)教改項(xiàng)目(51501134).

李軍輝(1992-)，男，武漢科技大學(xué)碩士生.E-mail：327250578@qq.com

王紅鴻(1967-)，女，武漢科技大學(xué)教授，博士.E-mail：wanghonghong@wust.edu.cn

10.3969/j.issn.1674-3644.2017.05.004

TG407

A

1674-3644(2017)05-0339-05

[責(zé)任編輯董貞]