于 磊，王紅鴻，汪興隆

（武漢科技大學(xué)國(guó)際鋼鐵研究院，湖北武漢430081）

0 前言

大線能量焊接技術(shù)已經(jīng)廣泛應(yīng)用于基礎(chǔ)設(shè)施、海洋平臺(tái)、航空等眾多領(lǐng)域[1-2]。低合金高強(qiáng)度鋼在大線能量條件下焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)的韌性惡化已經(jīng)成為國(guó)內(nèi)外研究的熱點(diǎn)[3]。大量研究表明[4-6]，合金元素對(duì)低合金高強(qiáng)度鋼在大線能量條件下焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)的韌性提高有明顯影響，例如鈮、釩、鈦可在焊接熱循環(huán)過程中產(chǎn)生大量析出物釘扎晶界，起到細(xì)化晶粒的作用[4]；鈮、硅能夠改變M-A組元的形貌和含量[5]，鈮還可以促進(jìn)針狀鐵素體的形成等[6]。低合金高強(qiáng)度鋼焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)內(nèi)往往出現(xiàn)晶粒粗大的粒狀貝氏體，并且在鐵素體板條上析出M-A組元。M-A組元的含量及形貌對(duì)于粗晶區(qū)的韌性有很大影響。

鋁元素通常作為鋼中的脫氧劑使用。有研究表明[7]，加入適當(dāng)?shù)匿X可以析出AlN，能有效地釘扎奧氏體晶界，但是加入過多的鋁會(huì)引起組織粗大。鋁不溶解于滲碳體當(dāng)中，添加適當(dāng)?shù)匿X可以促進(jìn)奧氏體的穩(wěn)定性[8]，鋁元素對(duì)M-A組元內(nèi)部組織產(chǎn)生的影響的研究較少。在此研究鋁元素在大線能量條件下是否會(huì)影響M-A組元的內(nèi)部組織、含量，從而對(duì)沖擊韌性產(chǎn)生影響。

本研究采用熱模擬實(shí)驗(yàn)?zāi)M100 kJ/cm線能量下低合金高強(qiáng)度鋼熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織，通過統(tǒng)計(jì)掃描電鏡圖片得到M-A組元的體積分?jǐn)?shù)，分析透射電鏡下M-A組元內(nèi)部的組織變化。同時(shí)對(duì)模擬的大線能量焊接熱輸入下粗晶區(qū)的力學(xué)性能進(jìn)行分析。

1 試驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料是實(shí)驗(yàn)室煉制的在X70管線鋼化學(xué)成分的基礎(chǔ)上添加不同Al含量（0.027%、0.038%、0.070%)，其他化學(xué)成分列于表1中。試樣尺寸10mm×10 mm×70 mm。實(shí)驗(yàn)熱模擬工藝：升溫速率300℃/s，峰值溫度1 350℃，峰值溫度停留時(shí)間3 s。焊接熱模擬線能量為100 kJ/cm。將完成熱模擬實(shí)驗(yàn)的試樣尺寸加工成10 mm×10 mm×55 mm，進(jìn)行低溫（-20℃）沖擊韌性測(cè)試。

表1 試驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分Tab.1 Chemical compositions of specimens %

熱模擬試驗(yàn)后的試樣經(jīng)粗磨、精磨、拋光后用4%的硝酸酒精腐蝕，在掃描電鏡下對(duì)M-A組元進(jìn)行分析。利用Photoshop和Image-Pro統(tǒng)計(jì)掃描電鏡圖片上的M-A組元，利用透射電鏡分析M-A組元內(nèi)部組織。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 不同鋁含量下的M-A組元分析

鋁含量為0.038%和0.070%的樣品的焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)的M-A組元透射電鏡圖以及對(duì)應(yīng)區(qū)域的衍射圖譜如圖1所示。圖1a和圖1b分別展示了2#、3#樣品在亮場(chǎng)下的M-A組元，由衍射圖譜分析得知圖中箭頭標(biāo)示的黑色區(qū)域?yàn)閵W氏體。M-A組元由殘余奧氏體和不同取向的馬氏體板條組成。對(duì)比圖1a和圖1b可知，w（Al）=0.070%的樣品M-A組元內(nèi)部殘余奧氏體較多，而w（Al）=0.038%的樣品M-A組元內(nèi)部殘余奧氏體較少，大部分都已經(jīng)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

圖1 在透射電鏡下的M-A組元內(nèi)部組織轉(zhuǎn)變及衍射圖譜Fig.1 Transmission electron micrographs showing the structure of M-A constituents

圖2為鋁含量分別為0.027%、0.038%和0.070%的樣品的焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)掃描電鏡圖片以及利用Image-Pro軟件統(tǒng)計(jì)的M-A組元的體積分?jǐn)?shù)。由圖2可知，薄片狀或島狀的M-A組元分布在鐵素體基體中，隨著鋁含量從0.027%升高到0.038%和0.070%，M-A組元明顯減少，連續(xù)長(zhǎng)片狀M-A組元減少，短片狀和顆粒狀M-A組元增多。M-A組元的體積分?jǐn)?shù)統(tǒng)計(jì)結(jié)果顯示，試樣中鋁含量從0.027%升高到0.038%和0.070%時(shí)，M-A組元的體積分?jǐn)?shù)從5.67%減少至3.96%和3.27%。不同尺寸的M-A組元所占比例的統(tǒng)計(jì)結(jié)果顯示，試樣中鋁含量從0.027%升高到0.038%和0.070%時(shí)，不同尺寸M-A組元所占比例都有不同程度的減少，并且尺寸大于3 μm的M-A組元所占比例降低的幅度較大。

圖2 鋁含量分別為0.027%、0.038%和0.070%的焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)掃描電鏡圖片以及利用Image-Pro軟件統(tǒng)計(jì)的M-A組元的體積分?jǐn)?shù)

2.2 不同鋁含量下焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)力學(xué)性能

熱模擬試樣的低溫沖擊韌性值如表2所示，結(jié)果表明隨著鋁含量從0.027%增加到0.038%和0.070%時(shí)，沖擊吸收功平均值從78 J增加到233 J和299J，可見沖擊值提高效果十分明顯。對(duì)于鋁含量為0.070%的樣品，因?yàn)樵囼?yàn)機(jī)的最大量程為300 J，其沖擊值有可能還高于300 J，并且誤差很小，沖擊值比較穩(wěn)定。

表2 低溫（-20°C）沖擊試驗(yàn)結(jié)果Tab.2 Results of Charpy impact toughness of CGHAZ at-20℃

3 討論

在較小冷卻速度條件下，碳從奧氏體晶內(nèi)向晶界處擴(kuò)散形成的富碳區(qū)，在溫度降低至馬氏體開始轉(zhuǎn)變點(diǎn)以下時(shí)，形成M-A組元[9]。鋁是促進(jìn)鐵素體形成的元素[8]，并且能抑制滲碳體的析出[10]，使更多碳原子在高溫條件下聚集到富碳區(qū)。

鋁含量從0.027%增加到0.038%和0.070%時(shí)，提高了鐵素體開始轉(zhuǎn)變點(diǎn)[8]，在鐵素體轉(zhuǎn)變過程中加快了碳原子從奧氏體晶內(nèi)向晶界處富集的速率。鋁原子難溶于滲碳體中，使鐵素體轉(zhuǎn)變過程中的碳原子更多的以固溶的形式分配到殘余奧氏體當(dāng)中[10]。因此，更多的碳原子聚集到奧氏體晶界處富碳區(qū)使其碳原子濃度更高，使富碳區(qū)域在組織中所占比例減小。增加殘余奧氏體中的碳含量，提高了奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的勢(shì)能壘，提高其在室溫下的熱穩(wěn)定性[11]，因此增加鋁元素可以促進(jìn)更多的殘余奧氏體保留至室溫。由于富碳區(qū)域在組織中所占比例減小，冷卻至室溫時(shí)，整體的M-A組元體積分?jǐn)?shù)減少，M-A組元的尺寸減小。試樣中組織為粒狀貝氏體，因此MA組元的含量成為影響粗晶區(qū)韌性的重要因素，M-A組元體積分?jǐn)?shù)減少，焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)韌性明顯提升。

4 結(jié)論

本研究對(duì)低合金高強(qiáng)度鋼中添加鋁元素在大線能量焊接條件下焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)M-A組元的體積分?jǐn)?shù)、內(nèi)部組織進(jìn)行了統(tǒng)計(jì)和分析，并且總結(jié)出M-A組元的含量是影響試驗(yàn)中焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)韌性的關(guān)鍵因素。在100 kJ/cm線能量下，鋁含量從0.027%增加到0.038%和0.070%時(shí)，M-A組元內(nèi)部殘余奧氏體含量升高，且M-A組元的含量減少，韌性明顯提升。在大線能量焊接條件下，添加適當(dāng)?shù)匿X元素可以有效減少粗晶區(qū)M-A組元的含量，明顯提高焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)的沖擊韌性。

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