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        焊接熱輸入對新型低Mn微Nb鋼CGHAZ組織及沖擊韌性的影響

        2022-09-26 02:07:38何江里王厚昕胡其龍顧曉勇王青峰
        上海金屬 2022年5期
        關(guān)鍵詞:沖擊韌性貝氏體晶界

        何江里 王厚昕 周 海 胡其龍 顧曉勇 王青峰

        (1. 燕山大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,河北 秦皇島 066004; 2.中信微合金化技術(shù)中心,北京 100004; 3.天順風(fēng)能(蘇州)股份有限公司,江蘇 蘇州 215400; 4.南京鋼鐵股份有限公司,江蘇 南京 210035;5.中鐵山橋集團有限公司,河北 秦皇島 066200)

        在全球性能源危機和環(huán)境污染背景下,風(fēng)力發(fā)電產(chǎn)業(yè)在全世界獲得了廣泛關(guān)注且迅速發(fā)展[1- 3]。風(fēng)電塔筒作為支撐風(fēng)電機組的關(guān)鍵結(jié)構(gòu)[4],對于整個風(fēng)力發(fā)電機的持續(xù)穩(wěn)定安全生產(chǎn)具有重要作用。在目前風(fēng)電塔筒常用355 MPa級C- Mn鋼的基礎(chǔ)上,設(shè)計了一種新型低Mn微Nb鋼,即降低Mn含量,同時加入微量Nb,不僅可以有效減輕C- Mn鋼的鑄坯中心偏析和淬硬傾向,還能提高性能穩(wěn)定性,降低生產(chǎn)成本[5]。

        風(fēng)電塔筒常采用全焊接結(jié)構(gòu)[6],焊接質(zhì)量對風(fēng)電塔筒結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性與安全性有重要影響[7]。而焊接粗晶熱影響區(qū)(CGHAZ)是整個焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)[8],該區(qū)域奧氏體晶粒粗大[9- 10],低溫沖擊韌性差[11- 12],尤其是當(dāng)焊接熱輸入較高時,沖擊韌性的惡化更為顯著。因此,有必要深入研究焊接熱輸入對新型低Mn微Nb合金鋼焊接粗晶熱影響區(qū)組織與沖擊韌性的影響,以期為該鋼在風(fēng)電塔筒中的應(yīng)用提供參考。

        1 試驗材料與方法

        試驗材料選用新型低Mn微Nb鋼板,板厚40 mm,其化學(xué)成分如表1所示。試驗鋼的粗軋終軋溫度為1 020 ℃,中間坯待溫厚度為49 mm;精軋開軋溫度為980 ℃,終軋溫度為830 ℃,返紅溫度為620 ℃。試驗鋼的軋態(tài)組織為鐵素體(F)和珠光體(P)。

        表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù))

        在軋態(tài)鋼板(縱向)上取樣加工成尺寸為φ6 mm×80 mm的圓棒試樣和10.5 mm×10.5 mm×80 mm的條形試樣,分別用于微觀組織觀察和沖擊斷裂行為表征。

        借助Gleeble- 3500熱模擬試驗機模擬試驗鋼在不同焊接熱輸入(Ej為20、25、30及35 kJ/cm)條件下CGHAZ熱循環(huán)過程。采用Rykalin- 2D傳熱模型計算生成焊接熱循環(huán)曲線,加熱速率為100 ℃/s,試樣加熱到1 350℃保溫1 s,其微觀組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體,而后在不同熱輸入條件下冷卻到200 ℃,如圖1所示。同時,采用CGauge引伸計模塊測得焊接熱循環(huán)過程中試驗鋼CGHAZ的體積膨脹數(shù)據(jù),采用切線法獲得冷卻過程中過冷奧氏體向鐵素體(γ→α)轉(zhuǎn)變開始溫度Ar3與結(jié)束溫度Ar1。

        圖1 不同熱輸入條件下試驗鋼CGHAZ的焊接熱循環(huán)曲線

        將經(jīng)焊接熱循環(huán)的試棒切割、鑲嵌、研磨及機械拋光,并用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕,在Axio Vert.A1型光學(xué)顯微鏡(optical microscope, OM) 上觀察CGHAZ試樣的微觀組織;采用體積分數(shù)為10%的高氯酸甲醇溶液對試樣進行電解拋光,借助S- 3400N型掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope, SEM)搭載的電子背散射衍射(electron backscatter diffraction, EBSD)探頭測得試樣的CGHAZ平均等效晶粒尺寸與取向分布;最后制備薄膜試樣和萃取復(fù)型試樣,在Talos F200X型透射電子顯微鏡(transmission electron microscope, TEM)上觀察CGHAZ的微觀組織及析出相,并用能譜儀(energy dispersive spectrometer, EDS)檢測析出相成分。

        將經(jīng)焊接熱模擬的條形試樣加工成尺寸為10 mm×10 mm×55 mm的標準夏比V型缺口沖擊試樣,然后在ZBC2452- CE型擺錘式?jīng)_擊試驗機上測定不同熱輸入條件下CGHAZ的-20 ℃沖擊吸收能量(KV2);最后采用掃描電子顯微鏡觀察不同熱輸入條件下CGHAZ的沖擊斷口形貌。

        2 試驗結(jié)果與分析

        2.1 CGHAZ顯微組織

        不同熱輸入條件下試驗鋼CGHAZ顯微組織如圖2所示。當(dāng)焊接熱輸入為35 kJ/cm時,CGHAZ顯微組織為板條貝氏體(LB)和粒狀貝氏體(GB);隨著焊接熱輸入的降低,LB增多,GB減少,組織明顯細化,當(dāng)焊接熱輸入為20 kJ/cm時,CGHAZ由細小均勻的LB和少量GB構(gòu)成。

        圖2 不同熱輸入條件下試驗鋼CGHAZ顯微組織

        選取典型熱輸入20和35 kJ/cm,借助EBSD技術(shù)獲得試驗鋼CGHAZ的反極圖,如圖3所示。圖中,白線表示取向差角2°≤θ<15°(小角度晶界),黑線表示取向差角θ≥15°(大角度晶界)[13]。同時,典型熱輸入條件下試驗鋼CGHAZ的取向差角與晶界比例、平均等效晶粒尺寸之間的關(guān)系如圖4所示??梢婋S著焊接熱輸入的降低,CGHAZ的小角度晶界比例降低,大角度晶界比例明顯升高。當(dāng)焊接熱輸入一定時,隨著取向差角的增大,CGHAZ的平均等效晶粒尺寸先迅速增大,而后趨于平穩(wěn);并且當(dāng)取向差角一定時,隨著焊接熱輸入的降低,平均等效晶粒尺寸明顯減小,即晶粒細化。

        圖3 典型熱輸入條件下試驗鋼CGHAZ的反極圖

        圖4 典型熱輸入條件下試驗鋼CGHAZ的取向差角與晶界的比例、平均等效晶粒尺寸之間的關(guān)系

        典型熱輸入(20、35 kJ/cm)條件下試驗鋼CGHAZ的TEM形貌如圖5所示。在兩種熱輸入條件下,CGHAZ均由大致平行排列的板條貝氏體鐵素體(LBF)、粒狀貝氏體鐵素體(GBF)以及分布于條狀鐵素體之間的細長條狀M/A組元構(gòu)成。隨著焊接熱輸入的降低,LBF和GBF的尺寸明顯減小,M/A組元細化。

        圖5 典型熱輸入條件下試驗鋼CGHAZ的TEM形貌

        2.2 試驗鋼CGHAZ沖擊韌性

        不同焊接熱輸入條件下試驗鋼CGHAZ的-20 ℃沖擊韌性如圖6所示??梢姰?dāng)焊接熱輸入為35 kJ/cm時,CGHAZ的沖擊吸收能量平均值為75 J,低溫沖擊韌性較差;隨著焊接熱輸入的降低,沖擊吸收能量升高,當(dāng)焊接熱輸入降低到20 kJ/cm時,沖擊吸收能量平均值升高到142 J,試驗鋼CGHAZ的低溫沖擊韌性明顯改善。

        圖6 不同熱輸入條件下試驗鋼CGHAZ的沖擊韌性

        不同熱輸入條件下試驗鋼CGHAZ的典型沖擊斷口形貌如圖7所示。當(dāng)焊接熱輸入為20~35 kJ/cm時,CGHAZ沖擊斷口均表現(xiàn)出典型的穿晶解理斷裂特征,如放射狀河流花樣,部分解理面邊緣存在少量撕裂棱。隨著焊接熱輸入的降低,CGHAZ沖擊斷口解理面的尺寸減小,斷口形貌由平坦逐漸趨于凹凸起伏,與低溫沖擊韌性改善的結(jié)果吻合良好。

        圖7 不同熱輸入條件下試驗鋼CGHAZ的典型沖擊斷口形貌

        2.3 熱力學(xué)計算及析出相分析

        運用Thermo-Calc軟件對試驗鋼在不同溫度下的析出相及析出溫度進行熱力學(xué)平衡計算,結(jié)果如圖8所示??芍囼炰摰闹饕龀鱿酁镕CC_A1# 2,即Nb(C,N)粒子,其析出溫度為1 068 ℃。在焊接熱循環(huán)的加熱過程中,峰值溫度為1 350 ℃,試驗鋼中Nb析出相全部固溶于基體;焊后冷卻過程中,Nb與C、N結(jié)合形成Nb(C,N)粒子析出。

        圖8 試驗鋼的熱力學(xué)平衡計算

        典型熱輸入條件下試驗鋼CGHAZ的析出相如圖9所示。在典型熱輸入條件下,CGHAZ中析出相均為彌散分布的Nb(C,N)粒子,呈不規(guī)則顆粒狀。隨著焊接熱輸入從35 kJ/cm降低至20 kJ/cm,Nb(C,N)粒子的數(shù)量增多,平均尺寸減小。

        圖9 典型熱輸入條件下試驗鋼CGHAZ的析出相

        2.4 相變動力學(xué)分析

        不同熱輸入條件下試驗鋼CGHAZ的熱膨脹曲線與相變溫度如圖10所示。可見隨著焊接熱輸入的降低,γ→α相變開始溫度Ar3與結(jié)束溫度Ar1均降低,晶粒細化(圖3、圖4)。當(dāng)焊接熱輸入較低時,CGHAZ的高溫停留時間較短,細小彌散的Nb(C,N)粒子釘扎在原始奧氏體晶粒邊界[14],阻礙了原始奧氏體晶粒的遷移長大[15];并且,隨著焊接熱輸入的降低,冷卻速率增大,F(xiàn)e、C原子的擴散與分配無法充分進行,導(dǎo)致擴散控制的γ→α相變過程被強烈阻礙[16],為順利驅(qū)動相變,需提高過冷度或降低相變開始溫度Ar3。

        圖10 不同熱輸入條件下試驗鋼CGHAZ的熱膨脹曲線與相變溫度

        粒狀貝氏體(γ→GB)大多在奧氏體晶界形核,而板條貝氏體(γ→LB)主要在奧氏體晶粒內(nèi)形核[17];并且晶界吉布斯自由能一般高于晶內(nèi)[18],晶界可為相變提供更高的能量,因此γ→GB相變先于γ→LB相變發(fā)生[19],γ→GB相變溫度高于γ→LB相變溫度[20]。當(dāng)焊接熱輸入為35 kJ/cm時,γ→α相變開始溫度Ar3最高(600 ℃),表明此時γ→GB+LB相變起始溫度最高;隨著焊接熱輸入的降低,Ar3依次降低到575(30 kJ/cm)、551(25 kJ/cm)及518 ℃(20 kJ/cm),Ar3降低引起晶粒內(nèi)部γ→LB相變的形核與生長驅(qū)動力增加,而γ→LB相變的形核與長大受到抑制。因此,隨著焊接熱輸入的降低,試驗鋼CGHAZ中GB含量逐漸減少,LB含量逐漸增多。

        3 結(jié)論

        (1)試驗鋼焊接粗晶熱影響區(qū)(CGHAZ)的微觀組織主要是板條貝氏體(LB)和粒狀貝氏體(GB),隨著焊接熱輸入的降低,γ→α相變開始溫度Ar3降低,板條貝氏體增多,粒狀貝氏體減少,大角度晶界比例顯著升高,M/A組元細化,組織明顯細化。

        (2)隨著焊接熱輸入的降低,試驗鋼CGHAZ的沖擊吸收能量(-20 ℃KV2)顯著提高,低溫沖擊韌性明顯改善;不同熱輸入條件下沖擊斷口均表現(xiàn)出典型的穿晶解理斷裂特征,其解理面尺寸隨熱輸入的降低而減小。

        (3)試驗鋼CGHAZ的析出相為細小彌散的Nb(C,N)粒子,析出溫度為1 068 ℃,隨著焊接熱輸入的降低,該析出粒子數(shù)量增多,平均尺寸減小。

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