郭 衛(wèi)，孔德軍,2

(1 常州大學(xué) 機械工程學(xué)院,江蘇 常州 213164;2常州大學(xué) 常州市模具先進制造高技術(shù)重點實驗室,江蘇 常州 213164)

1Cr5Mo耐熱鋼具有良好的強度和高韌性，能夠抵抗石油裂化過程中產(chǎn)生的腐蝕，主要用于石油裂解管、熱蒸氣管、鍋爐等領(lǐng)域[1-4]。其制作過程一般采用焊接方法，屬于局部加熱熔化過程，容易產(chǎn)生焊接接頭組織的缺陷，是影響管道安全的主要因素之一[5-6]；因此，需要對其焊接接頭進行表面改性處理，目前，主要采用噴丸強化、表面納米化、超聲沖擊、碾壓、熱處理等方法[7-9]。國內(nèi)學(xué)者對焊接接頭的熱處理工藝進行了大量研究，楊松等[10]分析了熱處理對局部損傷的影響，獲得熱處理變形的控制方法；鄒德寧等[11]研究了熱處理后焊接接頭的力學(xué)性能，揭示了焊接接頭組織的演變特征；郝亞鑫等[12]對焊接接頭進行熱處理，分析了熱處理對析出相尺寸及分布的影響。熱處理工藝需要對管道進行退火，但由于管道結(jié)構(gòu)的復(fù)雜性，上述的熱處理工藝受到限制。與傳統(tǒng)的熱處理方法相比，激光熱處理(Laser Heat Treatment,LHT)通過控制激光方向可以對材料表面任意局部進行處理，利用其高能量改變表面微觀結(jié)構(gòu)，產(chǎn)生殘余壓應(yīng)力，提高其拉伸性能。葉存冬等[13]分析了激光熱處理對焊接接頭疲勞性能的影響，裴峻峰等[14]研究了激光熱處理對應(yīng)力腐蝕的影響，并對應(yīng)力腐蝕開裂及其斷裂機理進行了分析；師東生[15]分析了激光熱處理工藝參數(shù)對微觀組織與硬度的影響，獲得了提高耐磨性能的機理；而有關(guān)激光退火對1Cr5Mo鋼焊接接頭熱拉伸性能影響的文獻報道甚少。本工作通過CO2激光對1Cr5Mo鋼焊接接頭進行退火，分析溫度對激光退火后焊接接頭熱拉伸性能的影響。

1 實驗

實驗材料為退火狀態(tài)的1Cr5Mo耐熱鋼，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為C 0.15，Si 0.50，Mn 0.60，Cr 4.0～6.0，Mo 0.45～0.60，Ni 0.60，P 0.03，S 0.02，其余為Fe。鋼板厚度為10mm，采用X型坡口，雙面焊接，如圖1(a)所示。利用φ2.5mm的H11Cr5Mo焊絲氬弧焊打底和φ3.2mm的R507焊條手工焊蓋面。激光退火處理在GLS-IB型CO2激光器上進行，采用氮氣保護，雙面處理，搭接率為50%，其工藝參數(shù)：光斑直徑為4mm，功率為1.0kW，掃描速率為15mm/s。激光退火后，利用VHX-700FC型超景深三維顯微系統(tǒng)分析焊接接頭表面顯微組織，并采用D/max 2500PC型X射線衍射儀分析激光退火前后焊接接頭的物相組成。殘余應(yīng)力分析在X350-A型應(yīng)力儀上進行，工藝參數(shù)：傾斜角Ψ分別為0°,25°,35°和45°，應(yīng)力常數(shù)為-318MPa/(°)，起始角度為161°～152°，步進速率為2.0(°)/min。熱拉伸實驗在AGS-10KNZ型拉伸試驗機上進行，試樣尺寸如圖1(b)所示。在200℃和300℃時分別對原始試樣和激光退火后試樣進行熱拉伸實驗，拉斷后，采用JSUPRA55型場發(fā)射掃描電鏡觀察斷口形貌，分析激光退火后1Cr5Mo耐熱鋼焊接接頭熱拉伸斷裂機理。

圖1 焊接接頭形狀(a)與拉伸試樣尺寸(b) Fig.1 Shape of welded joint (a) and dimension of stretching sample (b)

2 結(jié)果分析與討論

2.1 熱拉伸實驗結(jié)果

圖2為試樣應(yīng)力-應(yīng)變拉伸曲線圖。在彈性變形階段，3組試樣的拉伸曲線斜率相差不大，這表明在此階段激光退火和溫度對焊接接頭彈性變形基本沒有影響。3組試樣均沒有明顯的屈服現(xiàn)象，直接進入均勻變形階段。在均勻變形階段，激光退火后試樣抗拉強度明顯大于原始試樣，300℃時激光退火后試樣屈服強度和抗拉強度有所下降，但仍大于200℃時原始試樣屈服強度和抗拉強度，這說明激光退火后焊接接頭能夠滿足更高的高溫使用要求。在斷裂階段，200℃時激光退火后試樣應(yīng)變大于原始試樣應(yīng)變，塑性有所增強。在300℃時應(yīng)變區(qū)間增大，激光退火后試樣塑性隨著溫度升高而有所增加。

圖2 試樣應(yīng)力-應(yīng)變拉伸曲線Fig.2 Stretching stress-strain curves of samples

表1為圖2中應(yīng)力-應(yīng)變曲線數(shù)據(jù)處理結(jié)果，200℃時激光退火后試樣屈服強度、抗拉強度和伸長率比原始試樣分別提高了32.5%，22.5%和4.6%。300℃時激光退火后試樣屈服強度和抗拉強度與原始試樣在200℃時相比差別不大，僅提高了6.6%和6.5%。隨著溫度升高，激光退火后試樣屈服強度和抗拉強度有所下降。而伸長率由200℃時24.9%提高到300℃時25.6%，比原始試樣提高了7.5%，這是由于溫度升高緩解了晶粒間不均勻變形所引起的應(yīng)力集中，從而塑性有所提高。

表1 試樣拉伸實驗結(jié)果Table 1 Results of sample tension tests

2.2 斷口形貌分析

在200℃時原始試樣斷口全貌如圖3(a)所示，其由纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇區(qū)組成，為韌性斷裂方式。纖維區(qū)由大量的等軸小韌窩組成，如圖3(b)所示。放射區(qū)主要由尺寸比纖維區(qū)小的等軸韌窩組成，并伴有撕裂棱產(chǎn)生，如圖3(c)所示。剪切唇區(qū)由尺寸更小的拉長韌窩組成，如圖3(d)所示。

圖3 200℃時原始試樣拉伸斷口形貌 (a)斷口全貌;(b)纖維區(qū);(c)放射區(qū);(d)剪切唇區(qū)Fig.3 Fracture morphologies of original sample at 200℃ (a)overall morphology of fracture;(b)fiber zone;(c)radiation zone;(d)shear lip zone

圖4 200℃時激光退火后試樣拉伸斷口形貌 (a)宏觀斷口;(b)纖維區(qū);(c)放射區(qū);(d)剪切唇區(qū)Fig.4 Fracture morphologies of laser annealed sample at 200℃ (a)overall morphology of fracture;(b)fiber zone;(c)radiation zone;(d)shear lip zone

在200℃時激光退火后試樣斷口全貌如圖4(a)所示，頸縮比原始試樣嚴(yán)重，頸縮面較小，這是由于激光退火后試樣裂紋擴展阻力增加，其塑性得到提高的結(jié)果。纖維區(qū)由大小均勻的等軸韌窩組成，尺寸和深度明顯大于原始試樣，如圖4(b)所示。放射區(qū)主要由等軸韌窩和少量剪切拉長韌窩組成，尺寸小于纖維區(qū)，但大于原始試樣，如圖4(c)所示。剪切唇區(qū)由大量的拉長韌窩組成，尺寸和深度大于原始試樣，如圖4(d)所示。

圖5為300℃時激光退火后試樣斷口形貌，頸縮明顯，深度大于在200℃時激光退火的試樣，剪切唇區(qū)面積有所減小，為典型的韌性斷口，如圖5(a)所示。纖維區(qū)斷口由等軸韌窩組成，如圖5(b)所示，其尺寸大于200℃時激光退火的試樣，這是由于溫度升高時，晶界切變抗力降低，韌窩成核率減小，引起韌窩尺寸增大。放射區(qū)由等軸韌窩組成，韌窩尺寸和深度明顯大于200℃時激光退火的試樣，如圖5(c)所示。與200℃拉伸時相比，激光退火的試樣剪切唇區(qū)是由少量等軸韌窩和大量的拉長韌窩組成，韌窩尺寸和深度有所增加，如圖5(d)所示。

2.3 分層斷裂分析

圖5 300℃時激光退火后試樣拉伸斷口形貌 (a)宏觀斷口;(b)纖維區(qū);(c)放射區(qū);(d)剪切唇區(qū)Fig.5 Fracture morphologies of laser annealed sample at 300℃ (a)overall morphology of fracture;(b)fiber zone;(c)radiation zone;(d)shear lip zone

在拉伸過程中，3組試樣都出現(xiàn)了不同程度的頸縮，受力由均勻分布的軸向應(yīng)力作用轉(zhuǎn)變?yōu)檩S向應(yīng)力、徑向應(yīng)力和切向應(yīng)力的共同作用[16-17]。頸縮中心處纖維區(qū)為最大受力區(qū)域，裂紋擴展速率最快，形成分層斷裂現(xiàn)象，如圖6所示。在200℃時，原始試樣分層斷裂現(xiàn)象明顯，呈臺階狀，如圖6(a)所示。激光退火的試樣分層斷裂現(xiàn)象有所緩解，其斷裂方式得到改善，如圖6(b)所示。當(dāng)300℃時，激光退火的試樣纖維區(qū)也存在“臺階狀”分層斷裂現(xiàn)象，但其高度低于200℃時激光退火的試樣，如圖6(c)所示。

圖6 斷口分層斷裂形貌 (a)200℃時原始試樣;(b)200℃時激光退火的試樣;(c)300℃時激光退火的試樣Fig.6 Morphologies of layered rupture on fractures(a)original sample at 200℃;(b)laser annealed sample at 200℃;(c)laser annealed sample at 300℃

2.4 機理分析

2.4.1 激光熱影響層

原始試樣截面存在一些微小的焊接孔洞和微裂紋，如圖7(a)所示，易產(chǎn)生應(yīng)力集中現(xiàn)象。經(jīng)激光退火后焊接接頭表面形成厚度約為65μm的熱影響層，無明顯的焊接缺陷，如圖7(b)所示，微觀缺陷有所減少，組織結(jié)構(gòu)得到改善。

2.4.2 晶粒組織

原始試樣表面顯微組織比較粗大，如圖8(a)所示，經(jīng)激光退火后顯微組織尺寸明顯減小，分布均勻，如圖8(b)所示。這是由于激光加熱和冷卻時間極短，形成較大的相變驅(qū)動力，加快了組織成核速率，產(chǎn)生晶粒細化。晶粒細化使變形量分散到其他晶粒，增加了位錯運動的阻力，表現(xiàn)出較好的塑性和韌性。

圖7 激光退火前(a)后(b)截面形貌Fig.7 Section morphologies of sample before (a) and after (b) laser annealing

圖8 激光退火前(a)后(b)試樣表面晶粒分布Fig.8 Grain size distribution of sample surface before (a) and after (b) laser annealing

2.4.3 XRD分析

原始試樣的物相由α-Fe組成，而激光退火的試樣物相主要由α-Fe,γ-Fe,MnO2,奧氏體和Fe3O4等組成，如圖9所示。其中Fe3O4和MnO2分別為Fe和Mn原子的氧化物，而面心立方的γ-Fe可以轉(zhuǎn)化為體心立方的α-Fe；因此，激光退火的試樣表面沒有出現(xiàn)新的物相，只是出現(xiàn)奧氏體相衍射峰，與原始試樣相比，奧氏體含量有所增加。

圖9 激光退火前后試樣表面XRD分析Fig.9 XRD analysis of sample surfaces before and after laser annealing

2.4.4 殘余應(yīng)力

激光退火的試樣表面殘余應(yīng)力由拉應(yīng)力(106±6)MPa(圖10(a))轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯?yīng)力(-255±8)MPa(圖10(b))，這是由于激光退火區(qū)域產(chǎn)生塑性變形，使焊接形成的殘余拉應(yīng)力得到釋放。同時，激光退火區(qū)域外的材料抵抗該區(qū)域塑性變形，從而形成壓應(yīng)力。壓應(yīng)力可以抵消一部分外加載荷，對已形成的裂紋具有閉合效果[18]，有利于提高試樣的拉伸性能。

3 結(jié)論

(1)在200℃時，激光退火前后試樣拉伸斷口均為韌性斷裂，激光退火后試樣屈服強度、抗拉強度和伸長率比原始試樣分別提高了32.5%,22.5%和4.6%。

圖10 激光退火前(a)后(b)試樣表面殘余應(yīng)力Fig.10 Residual stress of sample surface before (a) and after (b) laser annealing

(2)在300℃時，激光退火后試樣屈服強度、抗拉強度和伸長率比原始試樣分別提高了6.6%，6.5%和7.5%，斷裂方式得到改善。

(3)激光退火后試樣表面形成了晶粒細化和殘余壓應(yīng)力層，是提高1Cr5Mo耐熱鋼焊接接頭熱拉伸性能的主要因素。

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