何江里 王厚昕 周 海 胡其龍 顧曉勇 王青峰

(1. 燕山大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，河北 秦皇島 066004； 2.中信微合金化技術(shù)中心，北京 100004； 3.天順風(fēng)能(蘇州)股份有限公司，江蘇 蘇州 215400； 4.南京鋼鐵股份有限公司，江蘇 南京 210035；5.中鐵山橋集團(tuán)有限公司，河北 秦皇島 066200)

在全球性能源危機(jī)和環(huán)境污染背景下，風(fēng)力發(fā)電產(chǎn)業(yè)在全世界獲得了廣泛關(guān)注且迅速發(fā)展[1- 3]。風(fēng)電塔筒作為支撐風(fēng)電機(jī)組的關(guān)鍵結(jié)構(gòu)[4]，對(duì)于整個(gè)風(fēng)力發(fā)電機(jī)的持續(xù)穩(wěn)定安全生產(chǎn)具有重要作用。在目前風(fēng)電塔筒常用355 MPa級(jí)C- Mn鋼的基礎(chǔ)上，設(shè)計(jì)了一種新型低Mn微Nb鋼，即降低Mn含量，同時(shí)加入微量Nb，不僅可以有效減輕C- Mn鋼的鑄坯中心偏析和淬硬傾向，還能提高性能穩(wěn)定性，降低生產(chǎn)成本[5]。

風(fēng)電塔筒常采用全焊接結(jié)構(gòu)[6]，焊接質(zhì)量對(duì)風(fēng)電塔筒結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性與安全性有重要影響[7]。而焊接粗晶熱影響區(qū)(CGHAZ)是整個(gè)焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)[8]，該區(qū)域奧氏體晶粒粗大[9- 10]，低溫沖擊韌性差[11- 12]，尤其是當(dāng)焊接熱輸入較高時(shí)，沖擊韌性的惡化更為顯著。因此,有必要深入研究焊接熱輸入對(duì)新型低Mn微Nb合金鋼焊接粗晶熱影響區(qū)組織與沖擊韌性的影響，以期為該鋼在風(fēng)電塔筒中的應(yīng)用提供參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料選用新型低Mn微Nb鋼板，板厚40 mm，其化學(xué)成分如表1所示。試驗(yàn)鋼的粗軋終軋溫度為1 020 ℃，中間坯待溫厚度為49 mm；精軋開軋溫度為980 ℃，終軋溫度為830 ℃，返紅溫度為620 ℃。試驗(yàn)鋼的軋態(tài)組織為鐵素體(F)和珠光體(P)。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

在軋態(tài)鋼板(縱向)上取樣加工成尺寸為φ6 mm×80 mm的圓棒試樣和10.5 mm×10.5 mm×80 mm的條形試樣，分別用于微觀組織觀察和沖擊斷裂行為表征。

借助Gleeble- 3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)模擬試驗(yàn)鋼在不同焊接熱輸入(Ej為20、25、30及35 kJ/cm)條件下CGHAZ熱循環(huán)過(guò)程。采用Rykalin- 2D傳熱模型計(jì)算生成焊接熱循環(huán)曲線，加熱速率為100 ℃/s，試樣加熱到1 350℃保溫1 s，其微觀組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，而后在不同熱輸入條件下冷卻到200 ℃，如圖1所示。同時(shí)，采用CGauge引伸計(jì)模塊測(cè)得焊接熱循環(huán)過(guò)程中試驗(yàn)鋼CGHAZ的體積膨脹數(shù)據(jù)，采用切線法獲得冷卻過(guò)程中過(guò)冷奧氏體向鐵素體(γ→α)轉(zhuǎn)變開始溫度Ar3與結(jié)束溫度Ar1。

圖1 不同熱輸入條件下試驗(yàn)鋼CGHAZ的焊接熱循環(huán)曲線

將經(jīng)焊接熱循環(huán)的試棒切割、鑲嵌、研磨及機(jī)械拋光，并用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，在Axio Vert.A1型光學(xué)顯微鏡(optical microscope, OM) 上觀察CGHAZ試樣的微觀組織；采用體積分?jǐn)?shù)為10%的高氯酸甲醇溶液對(duì)試樣進(jìn)行電解拋光，借助S- 3400N型掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope, SEM)搭載的電子背散射衍射(electron backscatter diffraction, EBSD)探頭測(cè)得試樣的CGHAZ平均等效晶粒尺寸與取向分布；最后制備薄膜試樣和萃取復(fù)型試樣，在Talos F200X型透射電子顯微鏡(transmission electron microscope, TEM)上觀察CGHAZ的微觀組織及析出相，并用能譜儀(energy dispersive spectrometer, EDS)檢測(cè)析出相成分。

將經(jīng)焊接熱模擬的條形試樣加工成尺寸為10 mm×10 mm×55 mm的標(biāo)準(zhǔn)夏比V型缺口沖擊試樣，然后在ZBC2452- CE型擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上測(cè)定不同熱輸入條件下CGHAZ的-20 ℃沖擊吸收能量(KV2)；最后采用掃描電子顯微鏡觀察不同熱輸入條件下CGHAZ的沖擊斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 CGHAZ顯微組織

不同熱輸入條件下試驗(yàn)鋼CGHAZ顯微組織如圖2所示。當(dāng)焊接熱輸入為35 kJ/cm時(shí)，CGHAZ顯微組織為板條貝氏體(LB)和粒狀貝氏體(GB)；隨著焊接熱輸入的降低，LB增多，GB減少，組織明顯細(xì)化，當(dāng)焊接熱輸入為20 kJ/cm時(shí)，CGHAZ由細(xì)小均勻的LB和少量GB構(gòu)成。

圖2 不同熱輸入條件下試驗(yàn)鋼CGHAZ顯微組織

選取典型熱輸入20和35 kJ/cm，借助EBSD技術(shù)獲得試驗(yàn)鋼CGHAZ的反極圖，如圖3所示。圖中,白線表示取向差角2°≤θ<15°(小角度晶界)，黑線表示取向差角θ≥15°(大角度晶界)[13]。同時(shí)，典型熱輸入條件下試驗(yàn)鋼CGHAZ的取向差角與晶界比例、平均等效晶粒尺寸之間的關(guān)系如圖4所示?？梢婋S著焊接熱輸入的降低，CGHAZ的小角度晶界比例降低，大角度晶界比例明顯升高。當(dāng)焊接熱輸入一定時(shí)，隨著取向差角的增大，CGHAZ的平均等效晶粒尺寸先迅速增大，而后趨于平穩(wěn)；并且當(dāng)取向差角一定時(shí)，隨著焊接熱輸入的降低，平均等效晶粒尺寸明顯減小，即晶粒細(xì)化。

圖3 典型熱輸入條件下試驗(yàn)鋼CGHAZ的反極圖

圖4 典型熱輸入條件下試驗(yàn)鋼CGHAZ的取向差角與晶界的比例、平均等效晶粒尺寸之間的關(guān)系

典型熱輸入(20、35 kJ/cm)條件下試驗(yàn)鋼CGHAZ的TEM形貌如圖5所示。在兩種熱輸入條件下，CGHAZ均由大致平行排列的板條貝氏體鐵素體(LBF)、粒狀貝氏體鐵素體(GBF)以及分布于條狀鐵素體之間的細(xì)長(zhǎng)條狀M/A組元構(gòu)成。隨著焊接熱輸入的降低，LBF和GBF的尺寸明顯減小，M/A組元細(xì)化。

圖5 典型熱輸入條件下試驗(yàn)鋼CGHAZ的TEM形貌

2.2 試驗(yàn)鋼CGHAZ沖擊韌性

不同焊接熱輸入條件下試驗(yàn)鋼CGHAZ的-20 ℃沖擊韌性如圖6所示。可見當(dāng)焊接熱輸入為35 kJ/cm時(shí)，CGHAZ的沖擊吸收能量平均值為75 J，低溫沖擊韌性較差；隨著焊接熱輸入的降低，沖擊吸收能量升高，當(dāng)焊接熱輸入降低到20 kJ/cm時(shí)，沖擊吸收能量平均值升高到142 J，試驗(yàn)鋼CGHAZ的低溫沖擊韌性明顯改善。

圖6 不同熱輸入條件下試驗(yàn)鋼CGHAZ的沖擊韌性

不同熱輸入條件下試驗(yàn)鋼CGHAZ的典型沖擊斷口形貌如圖7所示。當(dāng)焊接熱輸入為20～35 kJ/cm時(shí)，CGHAZ沖擊斷口均表現(xiàn)出典型的穿晶解理斷裂特征，如放射狀河流花樣，部分解理面邊緣存在少量撕裂棱。隨著焊接熱輸入的降低，CGHAZ沖擊斷口解理面的尺寸減小，斷口形貌由平坦逐漸趨于凹凸起伏，與低溫沖擊韌性改善的結(jié)果吻合良好。

圖7 不同熱輸入條件下試驗(yàn)鋼CGHAZ的典型沖擊斷口形貌

2.3 熱力學(xué)計(jì)算及析出相分析

運(yùn)用Thermo-Calc軟件對(duì)試驗(yàn)鋼在不同溫度下的析出相及析出溫度進(jìn)行熱力學(xué)平衡計(jì)算，結(jié)果如圖8所示?？芍囼?yàn)鋼的主要析出相為FCC_A1# 2，即Nb(C,N)粒子，其析出溫度為1 068 ℃。在焊接熱循環(huán)的加熱過(guò)程中，峰值溫度為1 350 ℃，試驗(yàn)鋼中Nb析出相全部固溶于基體；焊后冷卻過(guò)程中，Nb與C、N結(jié)合形成Nb(C,N)粒子析出。

圖8 試驗(yàn)鋼的熱力學(xué)平衡計(jì)算

典型熱輸入條件下試驗(yàn)鋼CGHAZ的析出相如圖9所示。在典型熱輸入條件下，CGHAZ中析出相均為彌散分布的Nb(C,N)粒子，呈不規(guī)則顆粒狀。隨著焊接熱輸入從35 kJ/cm降低至20 kJ/cm，Nb(C,N)粒子的數(shù)量增多，平均尺寸減小。

圖9 典型熱輸入條件下試驗(yàn)鋼CGHAZ的析出相

2.4 相變動(dòng)力學(xué)分析

不同熱輸入條件下試驗(yàn)鋼CGHAZ的熱膨脹曲線與相變溫度如圖10所示。可見隨著焊接熱輸入的降低，γ→α相變開始溫度Ar3與結(jié)束溫度Ar1均降低，晶粒細(xì)化(圖3、圖4)。當(dāng)焊接熱輸入較低時(shí)，CGHAZ的高溫停留時(shí)間較短，細(xì)小彌散的Nb(C,N)粒子釘扎在原始奧氏體晶粒邊界[14]，阻礙了原始奧氏體晶粒的遷移長(zhǎng)大[15]；并且，隨著焊接熱輸入的降低，冷卻速率增大，F(xiàn)e、C原子的擴(kuò)散與分配無(wú)法充分進(jìn)行，導(dǎo)致擴(kuò)散控制的γ→α相變過(guò)程被強(qiáng)烈阻礙[16]，為順利驅(qū)動(dòng)相變，需提高過(guò)冷度或降低相變開始溫度Ar3。

圖10 不同熱輸入條件下試驗(yàn)鋼CGHAZ的熱膨脹曲線與相變溫度

粒狀貝氏體(γ→GB)大多在奧氏體晶界形核，而板條貝氏體(γ→LB)主要在奧氏體晶粒內(nèi)形核[17]；并且晶界吉布斯自由能一般高于晶內(nèi)[18]，晶界可為相變提供更高的能量，因此γ→GB相變先于γ→LB相變發(fā)生[19]，γ→GB相變溫度高于γ→LB相變溫度[20]。當(dāng)焊接熱輸入為35 kJ/cm時(shí)，γ→α相變開始溫度Ar3最高(600 ℃)，表明此時(shí)γ→GB+LB相變起始溫度最高；隨著焊接熱輸入的降低，Ar3依次降低到575(30 kJ/cm)、551(25 kJ/cm)及518 ℃(20 kJ/cm)，Ar3降低引起晶粒內(nèi)部γ→LB相變的形核與生長(zhǎng)驅(qū)動(dòng)力增加，而γ→LB相變的形核與長(zhǎng)大受到抑制。因此，隨著焊接熱輸入的降低，試驗(yàn)鋼CGHAZ中GB含量逐漸減少，LB含量逐漸增多。

3 結(jié)論

(1)試驗(yàn)鋼焊接粗晶熱影響區(qū)(CGHAZ)的微觀組織主要是板條貝氏體(LB)和粒狀貝氏體(GB)，隨著焊接熱輸入的降低，γ→α相變開始溫度Ar3降低，板條貝氏體增多，粒狀貝氏體減少，大角度晶界比例顯著升高，M/A組元細(xì)化，組織明顯細(xì)化。

(2)隨著焊接熱輸入的降低，試驗(yàn)鋼CGHAZ的沖擊吸收能量(-20 ℃KV2)顯著提高，低溫沖擊韌性明顯改善；不同熱輸入條件下沖擊斷口均表現(xiàn)出典型的穿晶解理斷裂特征，其解理面尺寸隨熱輸入的降低而減小。

(3)試驗(yàn)鋼CGHAZ的析出相為細(xì)小彌散的Nb(C,N)粒子，析出溫度為1 068 ℃，隨著焊接熱輸入的降低，該析出粒子數(shù)量增多，平均尺寸減小。