我國(guó)水電機(jī)組不斷向大落差、高水頭方向發(fā)展，這對(duì)水電鋼的強(qiáng)度、韌性等提出了更高的要求。目前國(guó)內(nèi)水電鋼的強(qiáng)度升級(jí)至1 000 MPa，逐步取代了進(jìn)口鋼[1]。國(guó)內(nèi)多家企業(yè)[2-3]通過精細(xì)的成分設(shè)計(jì)[4]和合理的軋制、熱處理工藝，成功研發(fā)出1 000 MPa級(jí)超高強(qiáng)水電鋼。隨著水電鋼強(qiáng)度的不斷升級(jí)和水電站不斷向高海拔、極寒地建造，焊材匹配及接頭低溫韌性成為制約高強(qiáng)水電鋼應(yīng)用的關(guān)鍵指標(biāo)。 

目前關(guān)于1 000 MPa級(jí)超高強(qiáng)水電鋼的公開報(bào)道較少，賴世強(qiáng)等[5]研究了高強(qiáng)水電鋼的焊接冷裂紋敏感性，提出了焊接預(yù)熱溫度不小于100 ℃。司廣全等[6]研究了1 000 MPa級(jí)水電鋼埋弧焊接頭的組織和力學(xué)性能。鋼板焊接熱影響區(qū)的韌性是影響鋼結(jié)構(gòu)工程安全性和可靠性的重要因素[7-9]。近年來，隨著水電工程對(duì)材料性能要求的不斷提高，研究焊接熱影響區(qū)的韌性具有重要的理論和實(shí)際意義。在焊接領(lǐng)域，不同峰值溫度對(duì)應(yīng)熱影響區(qū)的不同區(qū)域，如粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)等，而不同t8/5（800 ℃降低至500 ℃的時(shí)間）對(duì)應(yīng)不同的熱輸入。筆者采用Gleeble熱模擬的方法，研究了焊接熱影響區(qū)不同峰值溫度及不同t8/5條件下超高強(qiáng)水電鋼焊接熱影響區(qū)的組織及韌性，結(jié)果可為超高強(qiáng)水電鋼的焊接工藝提供指導(dǎo)。 

1.   試驗(yàn)材料及過程

試驗(yàn)材料選用首鋼自主研發(fā)的1 000 MPa水電鋼，鋼板的化學(xué)成分如表1所示。采用熱模擬的方法研究1 000 MPa級(jí)超高強(qiáng)水電鋼熱影響區(qū)的組織和韌性，在熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行熱模擬試驗(yàn)，試樣尺寸為11 mm×11 mm×100 mm（長(zhǎng)度×寬度×高度，下同）。以120 ℃/s的升溫速率將試樣加熱至峰值溫度，為了獲得熱影響區(qū)不同區(qū)域的組織和性能，將熱循環(huán)峰值溫度設(shè)置為1 320，1 100，950，850，650 ℃，在峰值溫度停留1 s。此外，為了研究熱輸入對(duì)粗晶熱影響區(qū)組織和性能的影響，將熱循環(huán)峰值溫度設(shè)置為1 320 ℃，停留1 s后以不同的冷卻速率冷卻鋼板，將t8/5分別設(shè)置為20，30，40 s。試驗(yàn)過程熱循環(huán)曲線如圖1所示。 

圖  1  試驗(yàn)過程熱循環(huán)曲線

熱模擬試驗(yàn)后，將試樣加工成標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣，試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，依據(jù)標(biāo)準(zhǔn)GB/T 19748—2005《鋼材 夏比V型缺口擺錘沖擊試驗(yàn) 儀器化試驗(yàn)方法》進(jìn)行示波沖擊試驗(yàn)，試驗(yàn)溫度為-40 ℃，試驗(yàn)過程中記錄載荷-位移曲線。示波沖擊試驗(yàn)過程中，最大載荷-位移曲線下包含的面積為沖擊吸收能量，最大載荷之前載荷-位移曲線下的面積代表裂紋形成需要的能量，最大載荷之后載荷-位移曲線下的面積代表裂紋擴(kuò)展消耗的能量，沖擊吸收能量是裂紋形成能量與裂紋擴(kuò)展能量之和。采用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察熱模擬試樣的顯微組織，用電子背散射電子衍射儀（EBSD）分析熱模擬試樣的晶體結(jié)構(gòu)特征。EBSD試樣先經(jīng)過砂紙打磨，后經(jīng)過機(jī)械拋光，最后將其放入高氯酸乙醇溶液中進(jìn)行電解拋光去除應(yīng)力，電解拋光電壓為20 V，電解拋光時(shí)間為15 s，EBSD分析步長(zhǎng)為0.3 μm。 

2.   試驗(yàn)結(jié)果

2.1   顯微組織形貌

熱模擬試樣的顯微組織形貌如圖2所示。由圖2可知：原奧氏體晶界清晰可見；當(dāng)峰值溫度為1 320 ℃時(shí)，原奧氏體晶粒尺寸粗大，試樣組織主要為馬氏體；當(dāng)峰值溫度為1 100，950，850 ℃時(shí)，原奧氏體晶粒尺寸明顯減小，但1 100 ℃時(shí)的奧氏體晶粒尺寸最大，850 ℃時(shí)的奧氏體晶粒尺寸最小；當(dāng)峰值溫度為1 100 ℃時(shí)，試樣組織為馬氏體，此外由于高溫和快速冷卻，少量富碳奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蟮奶蓟镱w粒，且顆粒出現(xiàn)聚集現(xiàn)象；當(dāng)峰值溫度為950 ℃時(shí)，原奧氏體晶粒尺寸均勻，組織以馬氏體為主；當(dāng)峰值溫度為850 ℃時(shí)，試樣組織主要包含馬氏體和貝氏體，M-A組元以島狀形態(tài)分布于貝氏體中；650 ℃峰值溫度下的試樣組織為回火馬氏體。t8/5分別為20，30，40 s時(shí)的試樣組織均為馬氏體。與t8/5為20 s的試樣相比，t8/5為30 s和40 s試樣的原奧氏體晶粒尺寸明顯增大。 

圖  2  熱模擬試樣的顯微組織形貌

2.2   晶體結(jié)構(gòu)特征

峰值溫度分別為1 320，1 100，950，850，650 ℃時(shí)，熱模擬試樣的EBSD分析結(jié)果如圖3所示。左側(cè)為反極圖，即IPF著色圖，右側(cè)為大小角度晶界圖（黑色為大于15°晶界，綠色為大于3°晶界）。峰值溫度為1 320 ℃試樣的原奧氏體晶粒粗大，冷卻速率快，奧氏體通過切變模式轉(zhuǎn)變成馬氏體，原奧氏體晶粒內(nèi)部板條馬氏體間的取向差很小，在IPF圖中表示為顏色相同或相近，以小角度晶界為主。由于在峰值溫度為1 100 ℃條件下，冷卻速率減小，大角度晶界明顯增多，小角度晶界減少。峰值溫度為950 ℃試樣的原奧氏體晶粒均勻細(xì)小，以大角度晶界為主。由于奧氏體化溫度小于850 ℃，故峰值溫度為850 ℃試樣雖然發(fā)生了奧氏體轉(zhuǎn)變，但溫度較低且時(shí)間短，奧氏體晶粒細(xì)小，部分保留了原回火馬氏體形貌，在IPF圖上表示為晶界取向相近的區(qū)域內(nèi)部及晶界處分布著晶粒取向差異較大的細(xì)小晶粒，如圖3（g）所示。峰值溫度為650 ℃試樣的晶粒較大，在加熱的作用下，間隙元素發(fā)生擴(kuò)散，馬氏體板條內(nèi)的亞結(jié)構(gòu)消失，小角度晶界較少。 

圖  3  不同峰值溫度條件下熱模擬試樣的EBSD分析結(jié)果

不同t8/5熱模擬試樣的大小角度晶界及相分布如圖4所示。由圖4可知：當(dāng)t8/5為20 s時(shí)，冷卻速率快，含有大量的小角度晶界[見圖4（a）]；當(dāng)t8/5延長(zhǎng)至30 s和40 s時(shí)，小角度晶界明顯減少，t8/5較短時(shí)，元素來不及擴(kuò)散，滲碳體（黃色）和奧氏體（紅色）細(xì)小均勻地分布[見圖4（b）]；當(dāng)t8/5延長(zhǎng)至30 s時(shí)，部分殘余奧氏體在晶界和三重連接處出現(xiàn)聚集[見圖4（d）]；當(dāng)t8/5延長(zhǎng)至40 s時(shí)，碳元素得到充分?jǐn)U散，試樣中出現(xiàn)了粗大的滲碳體，與此同時(shí)鐵素體中的碳元素?cái)U(kuò)散進(jìn)入奧氏體，富碳奧氏體更穩(wěn)定，在熱循環(huán)結(jié)束后保留下來[見圖4（f）]。 

圖  4  不同t8/5熱模擬試樣的大小角度晶界及相分布

2.3   沖擊韌性

示波沖擊試驗(yàn)過程中載荷-位移曲線如圖5所示。由圖5可知：峰值溫度為1 320 ℃時(shí)，載荷升高至最大值后直線下降，裂紋發(fā)生不穩(wěn)定擴(kuò)展；峰值溫度為950 ℃時(shí)，載荷逐漸增大，試樣先發(fā)生彈性變形，隨著載荷繼續(xù)增大，試樣發(fā)生屈服，屈服后發(fā)生塑性變形，材料產(chǎn)生塑性應(yīng)變強(qiáng)化后，載荷達(dá)到最大值，材料出現(xiàn)裂紋，裂紋導(dǎo)致試樣承載面積減小，載荷緩慢減小，裂紋發(fā)生穩(wěn)定擴(kuò)展；峰值溫度為1 100 ℃及850 ℃時(shí)，裂紋出現(xiàn)后載荷緩慢減小了一段時(shí)間就突然減?。环逯禍囟葹? 320 ℃且t8/5為20 s時(shí)，載荷到達(dá)最大值后迅速減小，t8/5為30 s時(shí)，載荷緩慢減小一段時(shí)間后迅速減小，裂紋發(fā)生不穩(wěn)定擴(kuò)展。 

圖  5  示波沖擊試驗(yàn)過程中載荷-位移曲線

不同峰值溫度及t8/5試樣的沖擊吸收能量、裂紋形成能量和裂紋擴(kuò)展能量如圖6所示。由圖6可知：峰值溫度為1 320 ℃試樣的平均沖擊吸收能量最小，為35 J，表明粗晶區(qū)是超高強(qiáng)水電鋼熱影響區(qū)的薄弱區(qū)域，其中裂紋形成能量為28 J，裂紋擴(kuò)展能量為7 J，沖擊吸收能量主要由裂紋形成能量組成；峰值溫度為850~1 100 ℃試樣的沖擊吸收能量明顯增大，平均沖擊吸收能量大于100 J，裂紋擴(kuò)展能量大于裂紋形成能量，裂紋形成能量小幅度增大；峰值溫度為850 ℃試樣的裂紋擴(kuò)展能量出現(xiàn)減小，峰值溫度為650 ℃試樣的裂紋擴(kuò)展能量最大；隨著t8/5的延長(zhǎng)，沖擊吸收能量先增大后減小，波動(dòng)均較大；t8/5從30 s延長(zhǎng)至40 s后，裂紋形成能量減小，隨著t8/5的延長(zhǎng)，裂紋擴(kuò)展能量不斷增大；在t8/5為20 s時(shí)，平均裂紋形成能量為34 J，平均裂紋擴(kuò)展能量?jī)H為10 J；而t8/5為40 s時(shí)，平均裂紋形成能量為28 J，平均裂紋擴(kuò)展能量則為40 J；隨著t8/5的延長(zhǎng)，裂紋擴(kuò)展能量與沖擊吸收能量的比值不斷增大。 

圖  6  不同峰值溫度及t8/5試樣的沖擊吸收能量、裂紋形成能量和裂紋擴(kuò)展能量

3.   討論

上述研究結(jié)果表明：峰值溫度為1 320 ℃時(shí)的沖擊韌性差，峰值溫度低于1 100 ℃的沖擊吸收能量明顯增大，且裂紋形成能量與裂紋擴(kuò)展能量占沖擊吸收能量的比例差異較大，這與組織有很大的關(guān)系。粗大的馬氏體組織塑性差，示波沖擊過程中材料容易發(fā)生應(yīng)力集中，裂紋迅速擴(kuò)展，因此峰值溫度為1 320 ℃試樣的沖擊韌性低，且沖擊吸收能量主要由裂紋形成能量組成。峰值溫度為650~1 100 ℃試樣的載荷隨位移逐漸增大至最大值后平穩(wěn)減小，在沖擊過程中發(fā)生了明顯的塑性變形。小角度晶界可以看作是由位錯(cuò)線構(gòu)成的晶體缺陷，隨著小角度晶界的增多，在塑性變形過程中，位錯(cuò)在小角度晶界處的運(yùn)動(dòng)受到阻礙，塑性變形能力差。峰值溫度為1 100 ℃時(shí)的小角度晶界較多，因此在示波沖擊過程中載荷迅速增大至最大值，950 ℃和850 ℃試樣出現(xiàn)應(yīng)變強(qiáng)度，載荷緩慢持續(xù)增大，到最大值后出現(xiàn)裂紋。850 ℃試樣中含有貝氏體，因此該試樣的最大載荷小于950 ℃試樣。峰值溫度為650 ℃晶界的數(shù)量減少，晶粒較大，盡管其載荷緩慢增大，但峰值明顯小于850~1 100 ℃試樣，其裂紋形成能量略微減小。裂紋出現(xiàn)以后，應(yīng)力集中分布在裂紋尖端，由于大量小角度晶界及碳化物顆粒的存在，1 100 ℃和850 ℃試樣的局部變形能力小，裂紋容易迅速擴(kuò)展，發(fā)生脆斷。 

在1 320 ℃峰值溫度下，t8/5較短，材料脆化。隨著t8/5的延長(zhǎng)，組織板條變寬，塑性增強(qiáng)，裂紋擴(kuò)展能量增大，這主要是由于粗大滲碳體顆粒的存在。在沖擊過程中，粗大的滲碳體顆粒未能與周圍的馬氏體板條協(xié)同發(fā)生變形，導(dǎo)致材料開裂。t8/5越長(zhǎng)，熱輸入越大，因此對(duì)于超高強(qiáng)水電鋼，焊接熱輸入不能太大，根據(jù)傳熱公式可知，t8/5與熱輸入之間的關(guān)系[10]如式（1）所示。 

式中：T0為初始溫度；η為相對(duì)熱效率；E為熱輸入；F3為三維導(dǎo)熱系數(shù)。 

由式（1）及t8/5可確定合適的焊接熱輸入。結(jié)果表明，焊接粗晶區(qū)是整個(gè)焊接的薄弱區(qū)域，t8/5超過40 s時(shí)，材料的韌性已經(jīng)出現(xiàn)下降?？紤]焊接層間溫度為100~180 ℃，依據(jù)式（1），最好將1 000 MPa級(jí)超高強(qiáng)水電鋼焊接熱輸入控制在15~60 kJ/cm。 

4.   結(jié)論

（1）1 000 MPa級(jí)超高強(qiáng)水電鋼焊接模擬熱影響區(qū)主要由馬氏體和貝氏體組成。峰值溫度為1 320 ℃試樣組織由粗大的馬氏體組成，峰值溫度為950 ℃試樣組織主要為細(xì)小的馬氏體，峰值溫度為1 100 ℃試樣除了有細(xì)小的馬氏體還含有聚集態(tài)的碳化物，650 ℃峰值溫度下的組織為回火馬氏體。峰值溫度為1 320 ℃條件下，隨著t8/5的延長(zhǎng)，原奧氏體尺寸增大，馬氏體板條變寬。 

（2）1 320 ℃條件下，原奧氏體晶粒內(nèi)部板條馬氏體間的取向差很小，峰會(huì)溫度為850~1 100 ℃時(shí)大角度晶界明顯增多，1 100 ℃峰值溫度下材料同時(shí)含有大量的大角度晶界和小角度晶界，950 ℃峰值溫度下材料組織主要由大角度晶界組成，850 ℃峰值溫度下材料含有大量的小角度晶界，650 ℃峰值溫度下的晶粒尺寸較大。峰值溫度為1 320 ℃時(shí)，隨著t8/5的延長(zhǎng)，碳化物和殘余奧氏體逐漸增多。 

（3）1 320 ℃峰值溫度下的沖擊吸收能量?jī)H為35 J，裂紋形成能量為28 J，裂紋擴(kuò)展能量為7 J，沖擊吸收能量主要由裂紋形成能量組成。峰值溫度為1 100 ℃以下時(shí)，沖擊吸收能量大于100 J，沖擊吸收能量主要由裂紋擴(kuò)展能量組成。隨著t8/5延長(zhǎng)至40 s，碳元素充分?jǐn)U散，碳化物顆粒的形成導(dǎo)致裂紋形成能量減小。 

（4）裂紋的形成是斷裂應(yīng)力與斷裂應(yīng)變相互競(jìng)爭(zhēng)的結(jié)果，峰值溫度為850~1 100 ℃時(shí)裂紋形成能量逐漸增大。對(duì)于峰值溫度為1 100 ℃和850 ℃試樣，由于大量小角度晶界及碳化物顆粒的存在，裂紋容易迅速擴(kuò)展，直至材料發(fā)生脆斷。t8/5大于40 s時(shí)，碳元素充分?jǐn)U散，碳化物顆粒聚集長(zhǎng)大，促進(jìn)裂紋的形成和擴(kuò)展，最好將1 000 MPa級(jí)超高強(qiáng)水電鋼焊接熱輸入控制在15~60 kJ/cm。

文章來源——材料與測(cè)試網(wǎng)