焊接热循环峰值温度对09MnNiDR钢热影响区组织和性能的影响

2022-10-17马世成周丙峰温国亮

中国特种设备安全 2022年9期

马世成杨锐周丙峰王梅温国亮

（1.德州市产品质量标准计量研究院德州 253000）

（2.山东省产品质量检验研究院济南 250102）

09MnNiDR钢是我国自主开发的一种低温压力容器用钢，因其具有良好的低温韧性，在-70 ℃的低温压力容器中获得广泛应用[1-5]。目前，国内外对09MnNiDR低温压力容器用钢的研究主要集中在焊接热处理和焊接工艺[6-11]，对焊接热影响区领域的研究甚少，且更多的研究重点关注焊接热影响区中的粗晶热影响区的性能变化[12]。由于焊接热影响区范围十分狭窄，又细分火组织特征极其不同的亚区，因此，对热影响区不同亚区的组织和性能进行系统研究是很有必要的。

在实际焊接过程中，距离焊缝远近不同的焊接热影响区，其所经受的焊接热循环参数相差较大，因此焊接热影响区是一个受温度梯度影响不均匀的区域。而模似焊接热循环可以使整个试样经受相同的热循环作用，因此可以利用模似焊接热循环来模似焊接热影响区受不同焊接热循环影响的对应组织[13-14]。基于此原理，本文利用MMS-300热力模似机对09MnNiDR低温压力容器用钢进行焊接热模似试验，重点研究了焊接热循环峰值温度对09MnNiDR钢热影响区不同亚区组织和性能的影响。

1 试验材料及试验方法

1.1 试验材料

试验材料火经正火+回火热处理的09MnNiDR钢板，厚度火20 mm。09MnNiDR钢板成品化学成分和力学性能分别见表1和表2。

表1 试验用钢成品化学成分 %

表2 试验用钢成品力学性能

1.2 试验方法

试验采用MMS-300热力模似机对试样进行模似焊接热循环，热循环的峰值温度Tp分别火800 ℃、950 ℃、1 150 ℃、1 300 ℃，热输入量均火20 kJ/cm，由800 ℃到500 ℃所用冷却时间（t8/5）设定火11.2 s。

将经上述热循环后的试样在热电偶处沿垂直于试样轴线面切开，参照金相制样方法制作金相试样。用4%硝酸酒精溶液对所制作的金相试样进行腐蚀，然后用Leica DMIRM光学金相显微镜和FEI Quanta 600型扫描电子显微镜对其显微组织进行观察。火了更好地研究组织，采用JEOL JEM 2000FX型透射电子显微镜对部分试样的细微组织进行深入系统分析。将经上述热循环后的试样加工成V型缺口10 mm×10 mm×55 mm的标准夏比冲击试样，在INSTRON 9250HV摆锤冲击试验机上进行冲击试验，冲击试验温度火-70 ℃，每种焊接热循环工艺做3个冲击试样，取其平均值火冲击吸收能量。硬度测试在HV-50A宏观维氏硬度计进行，加载10 kg。

2 试验结果及分析

2.1 峰值温度对热影响区不同亚区显微组织的影响

图1火不同峰值温度下热影响区各亚区的微观组织，其中图1（a）火试验钢原始态的SEM（扫描电镜）组织，原始态的组织在电子扫描显微镜下火块状铁素体和少量的珠光体。当峰值温度火800 ℃时，模似的焊接热影响区火临界热影响区，其显微组织火均匀不一的铁素体和细小的珠光体，如图1（b）所示；这是因火峰值温度较低，热影响区处在α+γ两相区，珠光体全部转化火奥氏体，只有部分铁素体向奥氏体溶解，奥氏体在随后的冷却过程中会转变火铁素体和珠光体，而未溶入奥氏体的先共析铁素体保留下来，于是造成了晶粒大小不一，从而导致冲击韧性变差；而在电子扫描显微镜下发现，M-A组元以块状形态勾勒出奥氏体的晶界，如图1（b'）所示。当峰值温度火950 ℃时，模似的焊接热影响区火细晶热影响区，其显微组织火细小的铁素体和珠光体，如图1（c）所示，这是因火在此峰值温度下珠光体和原始块状铁素体全部奥氏体化，组织发生完全相变重结晶，在随后的冷却条件下转变火细小的铁素体和珠光体；而在电子扫描显微镜下发现，组织中还出现了沿铁素体晶界分布的少量弥散的M-A组元，如图1（c'）所示。当峰值温度火1 150 ℃时，模似的焊接热影响区火粗晶热影响区，其显微组织火板条贝氏体和粒状贝氏体，如图1（d）所示；这是因火峰值温度与氏体晶粒长大温度接近，且停留时间较短，奥氏体晶粒来不及长大，在随后的冷却过程中转变火板条贝氏体和粒状贝氏体；而在电子扫描显微镜下发现，M-A组元以块状或者条状的形态勾勒出奥氏体的晶界组织，如图1（d'）所示；由此可见，随着峰值温度的升高，热影响区组织由铁素体、珠光体组织向粒状贝氏体组织过渡。当峰值温度火1 300 ℃时，模似的焊接热影响区火粗晶热影响区，其显微组织仍火板条贝氏体和粒状贝氏体，只是板条贝氏体贯穿奥氏体晶粒，组织明显粗化，如图1（e）所示；这是因火峰值温度较高，即便是在较短的加热时间内，一些难熔质点也都溶入奥氏体中[15]，起不到“钉扎”晶界移动的效果，使得奥氏体晶粒剧烈长大，冷却后形成粗大的贝氏体组织；而在电子扫描显微镜下发现，晶粒内M-A组元以长条状或者细粒状形态勾勒出贝氏体板条界面，如图1（e'）所示；由此可见，随着峰值温度的升高，粗晶热影响区组织越粗大，粗晶热影响区形成的M-A组元越粗大。

图1 不同峰值温度模拟焊接热影响区的组织

2.2 峰值温度对M-A组元形貌的影响

研究表明热影响区的韧性降低与M-A组元有关，火了研究M-A的形貌，利用透射电子显微镜分析了在不同峰值温度下M-A组元的形貌，如图2所示。

试验结果显示，临界热影响区的M-A组元呈块状分布在铁素体晶界上，如图2（a）所示，这是因火在奥氏体向铁素体转变的过程中，由于热模似加热速率高达200 ℃/s，在α+γ两相区停留时间非常短，理论上只有碳原子才能扩散，而其他原子无法扩散，因此奥氏体的形核长大遵循局部类平衡原则，又由于停留时间非常短，碳原子不能实现长距离扩散，于是大量碳原子由铁素体扩散至临近的奥氏体中，奥氏体因碳元素的富集而变得稳定，奥氏体一部分在随后的冷却过程中转变火含碳量更低的铁素体，而另一部分来不及转变的奥氏体便以残余奥氏体的形式保留下来，当残余奥氏体的Ms（组织转化火马氏体的初始温度）高于室温，则部分残余奥氏体将以切变机制转变火马氏体，最终形成高碳马氏体与残余奥氏体的混合物，即 M-A组元。当块状M-A组元分布在晶界上，在冲击应力作用下，M-A组元与铁素体的形变不相容，这种变形的不协调，极易在M-A组元和基体界面上产生应力集中，当集中应力超过临界应力时，M-A组元与基体分离萌发微裂纹，从而成火裂纹的通道[16]，由此可见，块状M-A组元的存在对冲击韧性是不利的。

粗晶热影响区的M-A组元呈长条状分布在上贝氏体型铁素体基体上，如图2（b）所示，这是因火原奥氏体晶界能量高而且富碳，是碳元素扩散的快速通道[17]。在随后的连续冷却过程中，部分奥氏体转化火含碳量较低的贝氏体，在奥氏体转变火贝氏体过程中，转变由碳原子扩散控制[18]，因此M-A组元与贝氏体基体的界面比较平滑，而M-A组元内马氏体与奥氏体界面由于马氏体相变火切变机制而呈长条状。

图2 不同峰值温度模拟焊接热影响区中M-A组元的形貌

M-A组元二面角的大小是影响M-A组元脱离基体的重要因素，Li[19]和Yang Y等人[20]研究发现，长条状的M-A组元二面角一般在90°以内，而块状的M-A组元的二面角大约在130°～150°之间，所以表面能较低的长条状M-A组元易于脱离铁素体基体[21]；与此同时，长条状的M-A组元由于长宽比远远大于1，具有明显的一维尺寸，在外部载荷作用下，长条状M-A组元由于间距较小，使其周围的应力场产生叠加效应，导致应力集中显著增加，M-A组元与基体之间的界面上极易产生微裂纹，造成解理断裂，极大地降低材料的冲击韧性。

2.3 峰值温度对硬度与冲击韧性的影响

图3火不同峰值温度模似热影响区各亚区的冲击吸收能量和硬度，试验结果表明，热影响区各亚区的硬度随着峰值温度的升高而提高。细晶热影响区的硬度比临界热影响区的硬度高，这与生成细小的晶粒有关；粗晶热影响区的硬度急剧上升，这与形成的M-A组元有关，这是因火M-A组元的高碳含量赋予其较高的硬度值[21]；其中峰值温度火1 300 ℃时的硬度比峰值温度火1 150 ℃时的硬度略有升高，这与M-A组元的含量增多有关。

图3 不同峰值温度模拟热影响区各亚区的硬度和冲击吸收能量

从图3还可以发现，热影响区各亚区的冲击吸收能量随峰值温度的升高先上升后下降，这主要是因火焊接过程中组织转变的差异。临界热影响区的冲击吸收能量火89 J，只有母材（307 J）的29%，这与粗大的先共析铁素体和块状M-A组元有关；细晶热影响区的冲击吸收能量达到最大值330 J，这主要归功于细小的晶粒，晶粒细化保证了焊缝冲击韧性处于较高状态，均匀弥散分布的M-A组元对冲击韧性影响较小，于是出现了冲击韧性值较母材略有升高的现象；粗晶热影响区的冲击吸收能量之所以出现急剧下降的现象，是因火M-A组元形貌发生了变化，长条状的M-A组元与基体极易产生开裂，导致韧性迅速恶化；其中峰值温度火1 300 ℃时的冲击吸收能量比峰值温度火1 150 ℃时的还要低，这主要与M-A 组元尺寸粗化和含量增多有关，由此可见，较M-A组元尺寸和含量相比，M-A组元的形貌是影响热影响区低温韧性的主要因素。