焊接热循环对5Mn钢连续冷却过程中马氏体相变的影响

李军辉，王红鸿，李 丽，吴开明

( 1. 武汉科技大学高性能钢铁材料及其应用湖北省协同创新中心，湖北 武汉，430081；2. 南京钢铁集团有限公司研究院，江苏 南京，210035 )

焊接热循环对5Mn钢连续冷却过程中马氏体相变的影响

李军辉1，王红鸿1，李 丽2，吴开明1

( 1. 武汉科技大学高性能钢铁材料及其应用湖北省协同创新中心，湖北 武汉，430081；2. 南京钢铁集团有限公司研究院，江苏 南京，210035 )

利用热模拟试验测定海洋平台用5Mn钢在不同焊接热循环下的热膨胀曲线，结合显微组织观察，分析峰值温度和冷却速率对5Mn钢连续冷却过程中马氏体相变行为的影响。结果表明，在不同的焊接热循环下，5Mn钢室温组织均以板条马氏体为主；峰值温度为1320 ℃和850 ℃时的马氏体相变开始温度Ms的变化范围分别为371～395 ℃和397～423 ℃，且相同冷却速率下，峰值温度为850 ℃时的Ms高于峰值温度为1320 ℃时的Ms；此外，5Mn钢马氏体相变速率随着冷却速率的增大而增大，在相同冷速下，峰值温度为850 ℃时的马氏体相变速率大于峰值温度为1320 ℃时的相应值。

海洋平台用钢；5Mn钢；焊接热循环；冷却速率；峰值温度；连续冷却；马氏体相变

海洋平台作为海洋资源开发的重要工具，属于超大型焊接结构，应用在严峻的海洋工作环境中，支撑总重量超过数百吨的钻井设备，这些使用特征决定了海洋平台用钢必须满足高强韧性、抗疲劳、抗层状撕裂、良好的可焊性和冷加工性及耐海水腐蚀等性能指标[1-2]。目前，690 MPa级超高强海洋平台结构用钢一般采用低 C、低 Mn 成分基础上添加大量 Ni、Cr、Mo、Cu 的合金化设计思路，通过淬火+回火工艺，形成以回火马氏体为主的强韧化组织。但此类调质钢的合金原料成本较高，低温冲击韧性难以得到保证，延性较差且屈强比普遍高于90%，因此限制了其在海洋平台结构领域的推广应用[3]。5Mn钢采用低碳中锰(5%Mn)的成分设计思路，结合新型淬火+回火热处理工艺，在保证其超高强度的同时，还具有优异的低温冲击韧性和较低的屈强比，能满足海洋平台结构对超高强钢安全性能和建造成本的要求。

电弧焊是海洋平台焊接结构的主要连接方式，在焊接过程中，由于焊接热循环的作用，钢热影响区的组织性能会发生转变，使焊接接头成为整个构件的薄弱环节，进而影响高强钢的使用性能。目前，对中锰钢的研究主要集中在热处理工艺对组织与性能的影响方面[4-6]，而对其在连续冷却过程中的相变行为则研究较少。基于此，本文结合热膨胀试验与显微组织观察，重点研究了5Mn钢热影响区在不同焊接热循环下的马氏体相变行为，以期为中锰钢焊接工艺参数的选取及工艺规程的制定提供理论依据。

1 试验材料及方法

本试验用钢为南京钢铁集团有限公司研发的80 mm厚的5Mn钢板，其显微组织为回火马氏体+逆转变奥氏体，其化学成分及力学性能分别如表1和表2所示。

表1 5Mn钢的化学成分(wB/%)

表2 5Mn钢的力学性能

(a)Tm=1320 ℃ (b)Tm=850 ℃

图1热模拟工艺曲线

Fig.1Thermalsimulationprocesscurves

2 结果与分析

2.1 显微组织

图2为不同峰值温度及冷却速率下5Mn钢热影响区各亚区的显微组织。从图2中可以看出，钢样粗晶区和细晶区的室温组织均以板条马氏体为主。当Tm为1320 ℃时，马氏体板条结构比较明显，晶粒大小约为60～80 μm，此条件下冷却速率对粗晶区组织类型及晶粒大小影响较小；当Tm为850 ℃时，冷却速率为5 ℃/s时的马氏体板条结构比较明显，晶粒大小约为20～40 μm，当冷速为60 ℃/s时，晶粒更为细小，仍显示出板条马氏体结构。

(a) 1320 ℃，5 ℃/s (b) 1320 ℃，60 ℃/s

(c) 850 ℃，5 ℃/s (d) 850 ℃，60 ℃/s

图2不同峰值温度与冷却速率下5Mn钢热影响区的显微组织

Fig.2Microstructuresof5MnsteelinHAZatdifferentpeaktemperaturesandcoolingrates

2.2 相变温度

图3为典型5Mn钢的热膨胀曲线，采用切线法对曲线进行分析，得该条件下钢样的相变温度点。基于此方法，可得5Mn钢在不同焊接热循环下的相变开始温度和结束温度。结合显微组织观察可知，不同焊接热循环下，钢样的室温组织均以板条马氏体为主，故图3中的相变点可认为是马氏体相变开始温度Ms和结束温度Mf，表3和表4即为不同峰值温度和冷却速率下的马氏体相变开始温度。由表3和表4可见，当Tm分别为1320 ℃和850 ℃时，不同冷却速率下Ms的范围分别为371～395 ℃和397～423 ℃，变化幅度相对较小，且基本保持在400 ℃左右；在同一峰值温度下，特别是当Tm为850 ℃时，Ms随冷却速率的增加大致呈降低趋势，但部分冷速下的相变温度点有所偏离，这可能与切点位置的选取存在一定的误差有关。此外，在相同的冷却速率下，Tm为850℃的马氏体相变开始温度均比Tm为1320℃时要高。

图3 5Mn钢的热膨胀曲线(冷却速率：15 ℃·s-1)

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

表3 Tm=1320 ℃时不同冷却速率下5Mn钢的Ms

表4Tm=850℃时不同冷却速率下5Mn钢的Ms

Table4Msof5MnsteelatdifferentcoolingratesatTm=850℃

冷却速度/℃·s-1510154060Ms/℃423405414403397

2.3 相变动力学曲线

通过杠杆法，从测得的热膨胀曲线中可得不同冷却速率和峰值温度下生成马氏体的体积分数f与时间的关系，结果如图4所示。由图4可知，随着冷却速率的降低，曲线向右移动且斜率变小；在转变开始时，马氏体体积分数f变化较小，此为马氏体形核阶段；当f在0.1～0.7范围时，其与时间大致呈线性关系，此为马氏体大量形成的阶段，即马氏体板条不停分割奥氏体晶粒形成新的马氏体；当f大于0.7时，马氏体体积分数f的变化较缓，直至转变结束。

图5为不同峰值温度和冷却速率下马氏体相变速率随马氏体体积分数f的变化。由图5可见，在整个相变过程中，马氏体相变速率先增大后降低，当f在0.3～0.4之间时，马氏体相变速率达到最大值，此阶段马氏体呈爆发式生成。此外，在同一峰值温度下，随着冷却速率的增大，马氏体相变速率也增大；在相同冷速下，峰值温度为850 ℃时的马氏体相变速率高于峰值温度为1320 ℃时的相应值。

(a)Tm=1320 ℃

(b)Tm=850 ℃

(a)Tm=1320 ℃

(b)Tm=850 ℃

Fig.5Variationsofmartensitetransformationratewithmartensitevolumnfraction

3 分析与讨论

3.1 马氏体相变温度

马氏体相变是典型的切变过程，根据马氏体相变理论，奥氏体向马氏体转变的自由能ΔGγ→M可表示为：

(1)

式中：ΔGγ→α为γ与α两相间的化学自由能差；σMs为奥氏体在Ms时的屈服强度。

由上式可以看出，母相奥氏体在转变时的屈服强度提高会使马氏体相变时的应变能增加，所需相变驱动力增大，从而使Ms降低[7]。

由表3和表4可知，5Mn钢的Ms随着冷却速率的增加大致呈降低趋势，这主要缘于冷却速率大小会影响碳原子气团的形成，从而影响奥氏体的屈服强度。奥氏体在转变为马氏体之前，其中碳分布是不均匀的，即碳原子常分布于位错周围，形成碳原子气团，使得位错周围的碳浓度明显高于平均值，这将导致位错应变能的下降及位错稳定性的增加，从而使奥氏体的屈服强度提高[8]。这种碳原子气团的大小与温度有关，即高温下碳原子活动能力强，使其在奥氏体中位错线上的偏聚倾向减少或脱离位错逸去，因而无法形成碳原子气团或形成的碳原子气团较小，温度较低时，碳原子扩散活动性减弱，偏聚倾向增大，碳原子气团尺寸增大。当以极快的速率冷却时，碳原子还来不及扩散就已冷却到室温，碳原子气团的形成因而受到抑制[9]。连续冷却过程可以看成是由无数级的等温过程组成的，冷却速率大小则表示奥氏体在高温区的等温时间长短，当冷速较低时，奥氏体在高温阶段等温时间较长，在高温下碳原子扩散系数大且活动能力强，使其在位错线上的偏聚倾向减少，形成的碳原子气团较小，对奥氏体的强化作用小，这就使得5Mn钢在低冷速下具有较高的Ms。随着冷却速率的增加，碳原子气团的形成不会被抑制，奥氏体在高温阶段的等温时间越短，形成碳原子气团的尺寸越大，对位错的钉扎作用越强，使奥氏体的屈服强度提高，进而导致5Mn钢Ms的下降。

表3和表4还显示，相同冷却速率下，5Mn钢在峰值温度为1320 ℃时的Ms低于峰值温度为850 ℃时的Ms。原因可能是：一方面，峰值温度高有利于碳及合金元素扩散并溶入奥氏体中，使奥氏体成分均匀，变得更稳定，进而导致Ms的下降。另一方面，峰值温度为1320 ℃时，金属处于过热状态，奥氏体晶粒迅速长大，晶粒尺寸较大，晶界少；峰值温度为850 ℃时，热影响区可能发生重结晶，得到的奥氏体组织均匀而细小，晶界多[10]。此外，马氏体形核观察表明，马氏体晶核优先在晶界处形成，也可在相界面、位错、孪晶界等缺陷处形核，符合相变形核的一般规律[11]。由此可知，Tm为850 ℃时的奥氏体晶粒细小、晶界多，马氏体形核位置增加，形核率增大，使得Ms相对较高。

3.2 马氏体相变速率

从图5中可以看出，马氏体相变速率随冷却速率的增大而增大，在相同冷速下，峰值温度为850 ℃时的马氏体相变速率高于1320 ℃时的马氏体相变速率，这主要是由马氏体的形核率决定的。马氏体形核一般为非均匀形核，其临界晶核半径R可表示为：

R=2σαγ/ΔGv

(2)

式中：σαγ为马氏体和奥氏体的界面能，J/m2；ΔGv为自由能差，即相变的驱动力，J/mol。

当峰值温度一定时，随着冷却速率的增大，过冷度增大，相变驱动力ΔGv增大，临界晶核半径减小，有利于形核，而形核率增大会引起马氏体相变速率的增大。当冷却速率一定且峰值温度为1320 ℃时，奥氏体晶粒尺寸较大，晶界减少，马氏体形核位置减少，形核率的下降会引起马氏体相变速率的减小[12]。

4 结论

(1)在不同焊接热循环下，5Mn钢热影响区的室温组织均以板条状马氏体为主，当峰值温度为850 ℃时，随着冷却速率的增加，马氏体板条越来越细小。

(2)连续冷却过程中，5Mn钢的马氏体转变的起始温度(Ms)随着冷却速率的升高大致呈降低的趋势，且在相同的冷却速率下，峰值温度为850 ℃时的Ms高于峰值温度为1320 ℃时的Ms。

(3)在5Mn钢热影响区相转变的初始阶段，马氏体以较高的速率生成，此时马氏体体积分数与转变时间大致呈线性关系；当马氏体转变分数达到一定值时，相变速率达到峰值，随后，马氏体相变速率逐渐降低直至转变结束。

(4)在相同峰值温度下，5Mn钢热影响区的马氏体相变速率随着冷却速率的增加而增大；在相同冷却速率下，峰值温度为850 ℃时的马氏体相变速率高于峰值温度为1320 ℃时的相应值。

[1] 刘振宇，周砚磊，狄国标，等.高强度厚规格海洋平台用钢研究进展及应用[J].中国工程科学，2014，16(2)：31-38.

[2] 黄维，高真凤，何立波. 海洋平台用钢板品种发展及研发概况[J].上海金属，2013，35(4)：53-58.

[3] 刘振宇，唐帅，陈俊，等. 海洋平台用钢的研发生产现状与发展趋势[J].鞍钢技术，2015(1)：1-7.

[4] Jing T F, Zhang F C. The work-hardening behavior of medium manganese steel under impact abrasive wear condition[J]. Materials Letters, 1997, 31(3-6): 275-279.

[5] Xu H F, Zhao J, Cao W Q, et al. Heat treatment effects on the microstructure and mechanical properties of a medium manganese steel (0.2C-5Mn) [J]. Materials Science and Engineering: A, 2012, 532: 435-442.

[6] Xu H F, Zhao J, Cao W Q, et al. Tempering effects on the stability of retained austenite and mechanical properties in a medium manganese steel[J]. ISIJ International, 2012, 52: 868-873.

[7] 徐祖耀.马氏体相变与马氏体[M].北京：科学出版社，1999：26-27.

[8] 石德珂. 材料科学基础[M]. 北京：机械工业出版社，2012.

[9] 胡光立，谢希文.钢的热处理[M].西安：西北工业大学出版社，1993.

[10] 张文钺.焊接冶金学[M].北京：机械工业出版社，1999.

[11] 袁长军.马氏体形核-长大机理的研究[D].包头：内蒙古科技大学，2011：15-18.

[12] Lee S J,Lee Y K. Effect of austenite grain size on martensitic transformation of a low alloy steel[J]. Materials Science Forum, 2005, 475-479: 3169-3172.

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

国家高技术研究发展计划(863计划)资助项目(2015AA03A501)；武汉科技大学教改项目(51501134).

李军辉(1992-)，男，武汉科技大学硕士生.E-mail：327250578@qq.com

王红鸿(1967-)，女，武汉科技大学教授，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

[责任编辑董贞]