何瓊，王紅鴻，王楊文，張富偉，李曉晨

(1.武漢科技大學(xué)，高性能鋼鐵材料及其應(yīng)用省部共建協(xié)同創(chuàng)新中心,武漢,430081；2.武漢科技大學(xué)，省部共建耐火材料與冶金國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,武漢,430081；3.招商局金陵鼎衡船舶(揚(yáng)州)有限公司,揚(yáng)州,225217)

0 序言

隨著清潔能源液化天然氣(liquefied natural gas，LNG)的迅猛發(fā)展，超低溫用高錳奧氏體鋼成為研究熱點(diǎn)[1-4]，通過(guò)添加含量為22.5%～ 25.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的Mn 元素和含量為0.40%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))左右的C 元素，以及Cr 和Cu 等合金元素，控制其層錯(cuò)能(stacking fault energy，SFE)在20～ 24 mJ/m2的范圍內(nèi)，促進(jìn)孿生誘導(dǎo)塑性(twinning induced plasticity，TWIP)效應(yīng)，使其具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能，特別是優(yōu)異的超低溫沖擊韌性[5-7].

焊接是高錳奧氏體鋼建造LNG 等超低溫儲(chǔ)運(yùn)裝備的重要連接工藝，也是制約其應(yīng)用的重要因素[8]，關(guān)于高錳奧氏體鋼焊接的研究中，主要集中在不同焊接工藝[9-12]、填充材料和焊接方法[13-14]對(duì)焊接接頭力學(xué)性能[15-16]，以及焊縫金屬凝固裂紋[17]和變形行為的影響，初步探明了高錳奧氏體鋼在低溫應(yīng)用中的基礎(chǔ)問(wèn)題.焊接接頭是高錳奧氏體鋼制備低溫行業(yè)構(gòu)件的薄弱部位，特別是熔合區(qū)，因其顯著的微觀組織和化學(xué)成分的不均勻性[18]，成為焊接接頭力學(xué)性能的關(guān)鍵部位.目前，關(guān)于高錳奧氏體鋼焊接熔池凝固、元素偏析行為及其影響因素等研究報(bào)道較少，而焊接接頭熔合區(qū)微觀組織與化學(xué)成分及其凝固行為對(duì)焊接接頭微觀組織和力學(xué)性能有重要影響，是闡明焊接接頭力學(xué)性能以及低溫結(jié)構(gòu)服役及失效分析的重要內(nèi)容，是高錳奧氏體鋼應(yīng)用中的關(guān)鍵問(wèn)題.

文中在分析高錳奧氏體鋼焊接接頭的微觀組織和化學(xué)元素分布及其偏析行為的基礎(chǔ)上，探討熔池凝固行為及特征，對(duì)高錳奧氏體鋼的焊接接頭組織與性能控制提供理論支撐，推動(dòng)高錳奧氏體鋼的低溫應(yīng)用.

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)所用母材(base metal，BM)為高錳奧氏體鋼，通過(guò)熱軋工藝制得，厚度為10 mm.焊材為自主研發(fā)的高錳奧氏體鋼實(shí)心焊絲和配套的燒結(jié)高堿性焊劑，焊絲直徑為?3.2 mm.采用埋弧焊(submerged-arc welding，SAW)工藝制備焊接接頭，焊接工藝參數(shù)見(jiàn)表1，母材及焊縫金屬(weld metal，WM)的化學(xué)成分見(jiàn)表2，焊縫金屬的化學(xué)成分設(shè)計(jì)與母材為同成分體系.

表1 焊接工藝參數(shù)Table 1 Welding process parameters

表2 高錳奧氏體鋼和焊縫金屬的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 2 Chemical compositions of high manganese austenitic steel (BM) and weld metal (WM)

焊接接頭宏觀形貌如圖1 所示，選取最后一道次的焊縫金屬作為微觀組織和熔池凝固分析區(qū)域(圖1 矩形區(qū)域)，依據(jù)國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)相關(guān)試驗(yàn)方法對(duì)焊接接頭拉伸性能和低溫沖擊韌性進(jìn)行測(cè)試：焊接接頭室溫抗拉強(qiáng)度為701 MPa，斷裂位置為焊縫；焊接接頭-196 ℃的沖擊吸收能量最低為缺口位于距離FL 5 mm 的熱影響區(qū)的40 J，缺口位于焊縫金屬處的試樣-196 ℃沖擊吸收能量為75 J，滿足國(guó)內(nèi)船級(jí)社對(duì)高錳奧氏體低溫鋼焊接的力學(xué)性能要求.

圖1 焊接接頭宏觀形貌Fig.1 Macro morphology of welded joint

采用Carl Zeiss AG 型光學(xué)顯微鏡(OM)分析母材、焊接熱影響區(qū)(heat-affected zone，HAZ)和接頭熔合區(qū)(fusion zone，F(xiàn)Z)的微觀組織，金相樣品通過(guò)機(jī)械研磨拋光后，使用10 % (體積分?jǐn)?shù)) 硝酸酒精溶液和Klemm's I 試劑(50 mL 飽和Na2S2O3水溶液+1 g K2S2O5)進(jìn)行化學(xué)腐蝕[19-20]，同時(shí)結(jié)合FEI Nano 400 型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(scanning electron microscope，SEM)、QUANTA FEG 450 型配備有電子背散射衍射分析儀(EBSD)的掃描電鏡分析熔合區(qū)微觀組織，化學(xué)成分分析使用型號(hào)為Shimadzu EPMA 8050G 的場(chǎng)發(fā)射電子探針顯微分析儀(EPMA)，并結(jié)合熱力學(xué)計(jì)算軟件Themo-Clac 計(jì)算Fe-Mn 平衡態(tài)相圖及不同成分下的固液相線溫度，分析成分偏析對(duì)焊接熔池形成和凝固行為的影響.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 高錳奧氏體鋼的微觀組織和成分分析

試驗(yàn)鋼母材沿軋制方向的微觀組織如圖2 所示，母材組織為等軸晶結(jié)構(gòu)，由沿軋制方向拉長(zhǎng)的晶粒和不規(guī)則形狀的晶粒組成，平均晶粒尺寸約為26 μm，在晶粒內(nèi)部觀察到退火孿晶.

圖2 母材沿軋制方向的微觀組織Fig.2 Microstructure of BM along rolling direction

在母材厚度的表層和芯部均觀察到沿軋制方向拉長(zhǎng)的熱軋帶，相臨熱軋帶間距約為5～ 30 μm，如圖3 所示，母材的EPMA 分析結(jié)果表明：C，Mn和Cr 等合金元素在熱軋帶中富集，測(cè)量了母材中熱軋帶和基體的元素濃度見(jiàn)表3：在熱軋帶上，C，

圖3 母材熱軋帶EPMA 分析Fig.3 EPMA analysis of hot rolled strip in BM.(a) C;(b)Mn;(c) Cr

表3 EPMA 成分定量分析結(jié)果Table 3 Quantitative component analysis results of EPMA

Mn 和Cr 元素濃度分別為0.40%，27.12%和4.31%，而在基體中，C，Mn 和Cr 元素濃度分別為0.37%，22.97%和3.947%，合金元素濃度在熱軋帶上均有不同程度的增加.

2.2 焊接接頭熔合區(qū)微觀組織特征分析

試驗(yàn)鋼焊接接頭的微觀組織及其EBSD 分析結(jié)果如圖4 所示，圖中的點(diǎn)劃線表示熔合線(fusion line，F(xiàn)L)的位置；在FL 線的上半部分為焊縫金屬，呈現(xiàn)粗大的柱狀晶形貌；在FL 線的下半部分為焊接粗晶熱影響區(qū)(coarse grain heat affected zone，CGHAZ).

圖4 包含了熔合區(qū)的焊接接頭微觀組織Fig.4 Microstructure of welded joint including fusion zone.(a) Microstructure of welded joint fusion zone;(b) IPF-Z inverse pole diagram of welded joint fusion zone;(c) Σ3 grain boundary distribution of welded joint fusion zone

熔合區(qū)為熱影響區(qū)向焊縫的過(guò)渡區(qū)域(圖4a)，因此熔合區(qū)包含了一部分熱影響區(qū)與焊縫組織，根據(jù)圖4a 中微觀組織不同，將熔合區(qū)劃分為區(qū)域1和區(qū)域2 兩部分，熔合區(qū)寬度約為60～ 150 μm，在區(qū)域1 中，微觀組織為等軸晶結(jié)構(gòu)，在熱軋帶方向上有深色偏析區(qū)域；而在區(qū)域2 中，奧氏體晶粒內(nèi)部觀察到胞晶和胞晶間區(qū)域，為熔池凝固組織，胞狀晶形核發(fā)生在區(qū)域1 半熔化奧氏體晶粒上.圖4b 為SAW 焊接接頭熔合區(qū)的Z 方向反極示意圖(IPF-Z 圖)，熔合線上側(cè)的焊縫柱狀晶與下側(cè)的母材熱影響區(qū)半熔化的等軸晶具有相同的晶體取向，表明了熔合區(qū)焊縫柱狀晶的聯(lián)生結(jié)晶特性，即母材半熔化晶粒表面處形核生長(zhǎng)出的柱狀晶與母材晶粒具有相同的晶粒取向.圖4c 為接頭熔合區(qū)Σ3 晶界的分布特征，圖中深色線條表示Σ3 晶界，灰色線條為 >15°的大角度晶界，Σ3 特征晶界被認(rèn)為是形變孿晶和退火孿晶等的孿晶界[21]，通過(guò)Σ3 晶界的分布能夠進(jìn)一步確定區(qū)域1 和區(qū)域2 的界線即熔合線的位置，在區(qū)域1 和焊接粗晶熱影響區(qū)中有較多的平直狀Σ3 晶界的分布，均為母材在熱軋工藝中所產(chǎn)生的退火孿晶，而在焊縫金屬和區(qū)域2 中沒(méi)有觀察到平直狀的Σ3 晶界的存在，表明區(qū)域2 和焊縫金屬均為熔池凝固組織，因此Σ3 特征晶界分布結(jié)果能夠表明熔合線示意位置的準(zhǔn)確性.

在焊接粗晶熱影響區(qū)中由于焊接熱輸入的作用，奧氏體晶粒發(fā)生長(zhǎng)大，晶粒形狀趨于等軸，平均晶粒尺寸從母材的約26 μm 長(zhǎng)大至約54 μm，焊接粗晶熱影響區(qū)中仍然存在熱軋偏析帶和退火孿晶.焊縫金屬組織為柱狀晶凝固結(jié)構(gòu)，柱狀晶生長(zhǎng)始于焊接粗晶熱影響區(qū)中半熔化的奧氏體晶粒，焊縫金屬柱狀晶內(nèi)具有胞狀晶間區(qū)域，表明其結(jié)晶形態(tài)為胞狀晶.

2.3 焊接接頭熔合區(qū)元素分布與偏析行為分析

熔合區(qū)的掃描電鏡圖像和EPMA 合金元素分布如圖5 所示.從合金元素的分布上，觀察到在熔合線至焊縫金屬間存在一個(gè)寬度為10～ 50 μm 的合金元素過(guò)渡區(qū)域(圖5a 區(qū)域2).如圖4a 和圖5a所示，SEM 圖像同樣也顯示了區(qū)域2 的微觀組織與焊縫金屬組織均為柱狀晶，在Mn 和Cr 元素分布上清晰顯示了合金元素偏析到胞晶間的位置.

圖5 焊接接頭熔合區(qū)EPMAFig.5 EPMA result of fusion zone of welded joint.(a) SEM image;(b) C;(c) Si;(d) Mn;(e) Cr;(f) Ni

進(jìn)一步元素定量分析顯示其合金元素偏析濃度與區(qū)域1 中偏析濃度較為接近，均低于焊縫金屬中合金元素偏析濃度，見(jiàn)表3.而在熔合線下部的區(qū)域1，其微觀組織仍保持為母材的等軸晶組織，但在晶內(nèi)的熱軋帶方向上存在偏析區(qū)域，并且觀察到偏析區(qū)域延續(xù)到區(qū)域2 的胞晶間位置.此外，EPMA 結(jié)果還表明焊縫金屬為富Mn、Cr 和Ni 成分，在胞狀晶晶界上存在胞晶偏析區(qū)域，C，Mn，Si 和Cr 元素在此處富集.

為了進(jìn)一步分析熔合區(qū)區(qū)域1、區(qū)域2 和焊縫金屬間的化學(xué)成分差異，對(duì)EPMA 試驗(yàn)結(jié)果作熔合區(qū)EPMA 成分分析如圖6 所示：在圖6a 的SEM 圖像中的矩形區(qū)域中測(cè)量并計(jì)算了水平橫向不同位置處的縱向濃度平均值，得到圖6b 所示的沿橫向不同位置的平均成分分布曲線圖.如圖6b 所示，在距離為0～ 50 μm 的焊縫金屬中，Mn，Cr 和Ni 元素濃度更高；在距離為90～ 150 μm 為熔合區(qū)區(qū)域1，相對(duì)于焊縫具有較低的合金含量水平；而在距離為50～ 90 μm 的區(qū)域2，隨著距離的增加，即遠(yuǎn)離熔合線和靠近熱影響區(qū)粗晶區(qū)，Mn，Cr，Ni 和Si 元素含量也逐漸降低至母材金屬成分水平.

根據(jù)固溶體凝固過(guò)程的溶質(zhì)平衡分配系數(shù)k，即

進(jìn)一步的EPMA 定量分析結(jié)果見(jiàn)表3，使用偏析比R=Cmax/Cmin來(lái)評(píng)估合金元素偏析程度，在母材熱軋帶中，其C 和Mn 元素濃度分別為0.40%和27.12%，其偏析比為RC=1.08，RMn=1.18；而在區(qū)域1 中，C 和Mn 元素的富集區(qū)濃度分別為0.62%和29.95%，其偏析比分別為RC=1.24，RMn=1.32，結(jié)果表明，區(qū)域1 在經(jīng)過(guò)焊接熱循環(huán)后合金元素的偏析程度進(jìn)一步增強(qiáng)；在區(qū)域2 中，C 和Mn 等元素在胞晶間產(chǎn)生富集，其濃度分別為0.61%和29.75%，其偏析比分別為RC=1.22，RMn=1.30，表明區(qū)域2 中的富集區(qū)溶質(zhì)濃度和偏析程度相較于區(qū)域1 差別不大；在焊縫金屬中，胞晶間的C 和Mn 元素濃度分別為0.54%和32.10%，其偏析比分別為RC=1.17，RMn=1.32，相比于熔合區(qū)和母材，焊縫金屬中的富集區(qū)濃度最高，而偏析比R相比于熔合區(qū)差別不大，均大于母材中的偏析濃度.

2.4 高錳奧氏體鋼熔池凝固特征分析

為了進(jìn)一步分析高錳奧氏體鋼焊接接頭熔池凝固特征，以Fe-Mn 二元系統(tǒng)為例，使用熱力學(xué)計(jì)算軟件Themo-Clac 計(jì)算了Fe-Mn 二元平衡相，如圖7 所示.隨著Mn 元素含量的增加，固液相線溫度逐漸降低.由于熱軋是高錳奧氏體鋼的制造工藝之一，而在熱軋過(guò)程中，由于元素偏析而產(chǎn)生熱軋帶是不可避免的[7]，母材中廣泛存在的熱軋偏析帶會(huì)降低平衡固液相線溫度.

高錳奧氏體鋼熔池凝固如圖8 所示，焊接時(shí)母材金屬受焊接熱源加熱作用而熔化，與填充金屬混合形成液態(tài)熔池，母材未熔化的晶粒表面與液態(tài)熔池之間的界面即為熔合線，如圖8a 所示.在熔池尺寸達(dá)到穩(wěn)定時(shí)，熔合線處的母材晶粒處于過(guò)熱狀態(tài)，由于熔池?zé)崃肯蚰覆膫鲗?dǎo)，當(dāng)區(qū)域1 中的熱軋帶處的溫度超過(guò)其液相線溫度時(shí)，將發(fā)生區(qū)域1 中熱軋帶的部分熔化，如圖8a 和圖8b 所示.在凝固時(shí)由于溶質(zhì)元素的再分配，C，Mn 和Cr 等溶質(zhì)元素傾向于在殘余液相中分配，凝固后形成了區(qū)域1中的深色偏析區(qū)，并且其偏析程度在母材熱軋帶偏析的基礎(chǔ)上進(jìn)一步加強(qiáng)，最終形成了圖4a 和圖5a所示熔合區(qū)域1 的微觀組織，結(jié)合溶質(zhì)元素平衡分配系數(shù)的結(jié)果，證明區(qū)域1 的溶質(zhì)偏析來(lái)源于母材熱軋帶的熔化和凝固所產(chǎn)生.對(duì)熔合區(qū)的EPMA分析結(jié)果表明，如圖5～ 圖6 所示，區(qū)域2 為母材熔化凝固形成的富母材金屬成分的過(guò)渡區(qū)，其合金元素偏析程度和區(qū)域1 差異不大，其微觀組織為凝固的柱狀晶組織，結(jié)晶形態(tài)為胞狀晶.根據(jù)張漢謙等人[18]對(duì)熔焊接頭特征區(qū)域的劃分，熔合區(qū)域1 即為部分熔化區(qū)(partially melted zone，PMZ)，區(qū)域2 即為焊縫不均勻混合區(qū)(heterogeneous mixture zone，HMZ).

圖8 高錳奧氏體鋼焊接接頭熔池凝固示意圖Fig.8 Schematic diagram of welded joint pool solidification of high manganese austenitic steel.(a) beginning of liquefaction of the PMZ hot rolled strip;(b) partial melting of PMZ;(c) associated crystallization of PMZ;(d)Solidification crystallization of the melt pool

在熔池穩(wěn)定階段，因熔合區(qū)PMZ 中的熱軋帶的液化(圖8a 和圖8b)，剩余未熔化的固相形成凸出熔池的固相半島(圖8b)，熔池凝固時(shí)，固液界面在將多余的溶質(zhì)元素排向界面前沿液相過(guò)程中，由于PMZ 的已熔化的偏析帶中溶質(zhì)元素的聚集，進(jìn)一步增加了部分熔化區(qū)內(nèi)固液界面凹谷處的溶質(zhì)原子濃度，導(dǎo)致其結(jié)晶生長(zhǎng)需要更大的過(guò)冷度，因此其生長(zhǎng)受到抑制；而固相半島處于固液界面尖端位置，生長(zhǎng)過(guò)程中能夠快速排出溶質(zhì)，因此固相以胞狀晶形態(tài)在固相半島表面快速生長(zhǎng).這種由于元素偏析所產(chǎn)生的生長(zhǎng)速度的差異，導(dǎo)致了初始胞狀晶間距與偏析帶間距具有內(nèi)在關(guān)聯(lián)性[23](圖8c)；同時(shí)部分熔化區(qū)中的液相凝固時(shí)，因溶質(zhì)的重新分配，在熱軋帶的較高溶質(zhì)濃度的基礎(chǔ)上產(chǎn)生了凝固偏析(圖8d)，進(jìn)一步增加了部分熔化區(qū)中偏析區(qū)的溶質(zhì)濃度，最終形成如圖4a 和圖5a 所示的熔合區(qū)和焊縫金屬微觀組織.

3 結(jié)論

(1) 微觀組織和化學(xué)成分分析結(jié)果表明，高錳奧氏體鋼接頭熔合區(qū)可劃分為部分熔化區(qū)和不均勻混合區(qū)，接頭中合金元素最大偏析濃度發(fā)生在焊縫胞晶間處.

(2) 母材中熱軋帶上的合金元素富集，導(dǎo)致了部分熔化區(qū)發(fā)生部分熔化，凝固后進(jìn)一步加強(qiáng)了合金元素的偏析程度，由母材熱軋帶中C，Mn 和Cr 元素的濃度分別為0.40%，27.12%和4.31%相應(yīng)的分別增加到0.62%，29.95%和5.49%.

(3) 不均勻混合區(qū)內(nèi)合金元素偏析為熔池凝固所產(chǎn)生的胞狀晶偏析，其偏析濃度和部分熔化區(qū)內(nèi)的偏析濃度無(wú)明顯差別.

(4) 高錳奧氏體鋼熔池凝固特征：熔合區(qū)形成的固液界面凸起充當(dāng)了熔池凝固形核襯底，熔池首先以胞狀晶形態(tài)結(jié)晶生長(zhǎng).