热循环对9Ni钢接头粗晶热影响区显微组织和低温韧性的影响

2018-08-24，，，，，，

机械工程材料 2018年8期

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(1.湖北理工学院机电学院，黄石 435003；2.华中科技大学材料科学与工程学院，材料成形及模具技术国家重点实验室，武汉 430074；3.武汉纺织大学机械学院，武汉 430073)

0 引言

9Ni钢因在-162 ℃下仍然具有较高的强度和良好的韧性而被用于制造液化天然气储罐[1]。热机械控制工艺(TMCP)是现代化钢板生产的重要工艺，该工艺将控制轧制和控制冷却相结合以提高和控制板材的性能；两相区二次淬火(QLT)，即淬火+两相区淬火+回火，是改善钢材性能的一种热处理工艺。采用这两种工艺可使9Ni钢具有良好的韧性。此外，9Ni钢中原奥氏体晶粒内部形成的板条马氏体可以分割成若干板条束(Packet)结构，Packet结构可进一步细分成板条块(Block，由相似取向的板条组成)结构；这两种结构被认为是马氏体钢强度和韧性的有效控制单元[2-10]。

9Ni钢的焊接性能较差，其焊接接头热影响区存在局部低温脆化区，在使用过程中易发生开裂，导致断裂等严重事故。为保证9Ni钢储罐的安全性，从20世纪70年代以来，国内外学者对9Ni钢焊接接头的组织与性能进行了大量研究。研究发现：9Ni钢焊接接头粗晶热影响区的显微组织主要包括马氏体和贝氏体，其中贝氏体是上贝氏体和粒状贝氏体的混合组织；9Ni钢的碳当量越高，其焊接接头粗晶热影响区的软化程度越高[1-8,11-12]。

目前，对9Ni钢焊接接头粗晶热影响区(CGHAZ)低温韧性变差的原因已进行了一些研究，但还不够细致；对于焊接热循环对CGHAZ性能的影响，以及与韧脆转变温度和显微组织之间关系的研究还不够深入。为此，作者使用Gleeble-3500型热模拟试验机模拟制备了9Ni钢焊接接头CGHAZ试样，研究了800 ℃至500 ℃冷却时间t8/5对CGHAZ显微组织和低温韧性的影响，为9Ni钢焊接接头的质量控制提供参考。

1 试样制备与试验方法

试验材料为舞阳钢铁有限公司提供的9Ni钢板，采用超纯净技术冶炼，TMCP工艺轧制，QLT工艺热处理。该钢板厚20 mm，化学成分如表1所示；显微组织为板条马氏体和少量粒状贝氏体，如图1所示。

图1 9Ni钢的显微组织Fig.1 Microstructure of 9Ni steel

在试验钢板上垂直于轧制方向加工出尺寸为10.5 mm×10.5 mm×80 mm的试样，采用Gleeble-3500型热模拟试验机模拟得到不同焊接热循环下的粗晶热影响区(CGHAZ)试样，焊接热循环曲线如图2所示，5种焊接热循环下的加热速率均为500 ℃·s-1，峰值温度为1 300 ℃，t8/5分别为6，10，30，60，100 s。

图2 模拟焊接热循环工艺曲线Fig.2 Simulation welding thermal cycle curves

用体积分数为4%的硝酸酒精溶液腐蚀试样，在S-3000N型超景深光学显微镜下观察显微组织；采用Image-Pro Plus图像处理软件统计分析原奥氏体晶粒和Packet结构的尺寸。使用JSM-6010型扫描电镜附带的Libra200型电子背向散射衍射仪(EBSD)测量Block结构的宽度。

将热模拟得到的CGHAZ试样加工成尺寸为10.5 mm×10.5 mm×55 mm的夏比冲击试样，开V型缺口，V型缺口尖端与热电偶焊点位于同一横截面上，使用JB-300W型微机控制半自动冲击试验机分别在-100，-125，-150，-170，-196 ℃进行夏比冲击试验，测3个试样取平均值。

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织

图3中PAGB为原奥氏体晶界，GB为粒状贝氏体。由图3可知：当t8/5分别为6，10 s时，模拟得到CGHAZ的显微组织主要为板条马氏体，且t8/5为10 s时的马氏体尺寸较大；当t8/5为30 s时，显微组织中出现了粒状贝氏体，其数量随t8/5的延长而增多，板条马氏体的尺寸减小，当t8/5为100 s时，粒状贝氏体的数量最多。粒状贝氏体的出现使得后续马氏体转变时的空间减小，从而细化了马氏体组织。

在图4和图5中，带三角形标记的线代表取向差不小于15°的大角度晶界，带圆圈标记的线代表取向差小于15°的小角度晶界。对于9Ni钢焊接热影响区中的板条马氏体及其内部结构而言，图4和图5中取向差不小于15°的晶界可以完全勾勒出所有形态学上的大角度晶界。由不同颜色表示的不同取向结构界面之间呈大角度取向，如原奥氏体晶界。在同一奥氏体晶粒内部，Packet的界面由带标记的线表示，而Packet内部的黑线为Block界面。由图4和图5可以看出：CGHAZ中主要存在两种界面，一种是取向差小于10°的小角度晶界，另一种是取向差集中在60°左右的大角度晶界，与他人的研究结果[11]一致；当t8/5从6 s延长到100 s时，小角度晶界的数量没有发生明显变化，大角度晶界的数量增多，这表明有效晶粒发生了细化。

图3 在不同t8/5下模拟得到CGHAZ的显微组织Fig.3 Microstructures of CGHAZ obtained by simulation at different values of t8/5

图4 在t8/5为6 s下模拟得到CGHAZ的取向成像和取向角分布Fig.4 Orientation imaging micrographs (a-b) and distribution of orientation angle (c) of CGHAZ obtained by simulation att8/5 of 6 s: (a) grain orientation graph; (b) anti-polar diagram orientation diagram

图5 在t8/5为100 s下模拟得到CGHAZ的取向成像及取向角分布Fig.5 Orientation imaging micrographs (a-b) and distribution of orientation angle (c) of CGHAZ obtained by simulation att8/5 of 100 s: (a) grain orientation graph; (b) anti-polar diagram orientation diagram

图7 在不同t8/5下模拟得到CGHAZ试样在不同温度的冲击断口形貌Fig.7 Impact fracture morphology at different temperatures of CGHAZ samples obtained by simulation at different values of t8/5

由表2可知，当t8/5从6 s延长到100 s时，模拟得到CGHAZ中原奥氏体晶粒的尺寸增大，而Packet尺寸先略有增大后减小，Block宽度变化不明显。结合图3分析可知，虽然随着t8/5的延长，原奥氏体晶粒尺寸增大，但是粒状贝氏体的出现及数量的增多减小了马氏体形成的空间，导致Packet尺寸减小。

2.2 冲击性能

由图6可知：不同t8/5下模拟得到的CGHAZ试样在-100,-125 ℃下的冲击功均高于200 J，在这两个温度下的冲击韧性较佳；在相同t8/5下模拟得到的CGHAZ试样的冲击功随冲击温度的降低而减小，当冲击温度从-100 ℃ 降低到-196 ℃时，在t8/5为10 s下模拟得到的CGHAZ试样冲击功的下降幅度最大，约下降了89.2%，而当t8/5为100 s时的下降幅度最小，仅下降了71.2%。

图6 不同t8/5下模拟所得CGHAZ的冲击功随冲击温度的变化曲线Fig.6 Impact energy vs impact temperature curves of CGHAZ samples obtained by simulation at different values of t8/5

由图7可知：在t8/5分别为6，100 s下模拟得到的CGHAZ试样在-100 ℃的冲击断口上存在大量韧窝，且在t8/5为100 s下的韧窝尺寸较大，试样的韧性较差；当冲击温度分别为-170，-196 ℃时，在t8/5为6 s下模拟得到的CGHAZ试样的冲击断口分别呈准解理、解理断裂特征，而t8/5为100 s下的呈韧窝、准解理断裂特征。可见随着冲击温度的降低，t8/5为100 s时CGHAZ的冲击韧性下降的幅度小于t8/5为6 s时的，与由冲击功得到的结论相符。