搜索
高强度低合金钢焊缝的微观结构和局部脆性区现象本课题研究高强度低合金钢板焊缝微观结构和局部脆性区之间的相关性，通过模拟热影响区以及焊接接头测试研究局部脆性区对韧性的影响，通过使用切口圆拉伸测试和后续的扫描电子显微镜的分析来确定微孔和解理微裂纹形成的机械加工过程。多层焊接接头焊接热影响区的局部脆性区就是临界区加热粗晶的热影响区,其性能会受到各种冶金因素的强烈影响，例如有效晶粒尺寸和高碳的马氏体。实验结果表明：单调增加马氏体的数量使得夏比能源减少，从而可以确认马氏体是控制热影响区韧性的主要显微组织因素。另外，可以发现开始在马氏体和铁素体基体的界面上形成的微孔和微裂纹，也会使其韧性降低。这些研究结果表明，在粗晶热影响区的局部脆性区的现象可以通过形态和马氏体的数量来解释。1、介绍最近，我们注意到高强度低合金钢在通过多层埋弧焊时存在非常低的韧性值，高强度低合金钢焊缝的金相分析揭示不同区域热影响区微观结构。例如，单层焊时,热影响区中的四个特征区域由峰值温度决定,该四个区域在焊接热循环时显示为：一个粗晶区，一个细晶区，一个临界区和一个亚临界区域。在多层焊时，这些地区进行多次热循环时，形成不均匀和复杂的微观结构。热影响多层焊缝的一个理想化的示意图如图1所示，根据再热温度，粗晶区域大致可以分为四区域如下:(a)亚临界再热粗晶区,该区域再热温度在AC1以下，(b)临界再热粗晶区，该区域的再热温度在AC1和AC3之间，（C）超临界再热粗晶区,该区域再热温度在AC3和1200°c之间，(d)恒定的再热粗晶区,该区域不需要再热或再热温度超过1200°c。尽管已经开展了许多关于高强度低合金钢焊缝的研究,很少有报道关于控制焊接接头的韧性的可用因素，现在大家都认为粗晶区韧性最低。由于局部脆性区中存在不合理显微结构使得低温韧性严重减少，从而使局部脆性区成为一个严重的问题，如之前的大尺寸奥氏体晶粒,上贝氏体、马氏体和微合金沉淀。而根据以上的粗晶的焊接热影响区显微结构的特性,可知由于马氏体具有其高硬度和裂纹敏感性，是导致降低韧性的主要因素,尽管显微结构的特性相对分布取决于化学成分和局部的热循环包括焊后热处理。目前的任务是描述微观组织的具体成分，例如在500MPa下高强度低合金钢中的马氏体、以及产生的微孔和微裂纹。具体来讲，通过检查产生微孔和微裂纹的分段拉伸标本,确定微观结构的断裂过程以及相关的夏比测试结果。2、实验A.材料和焊接这项研究中所用的材料是一种44毫米厚的标准化的BS4360Gr.50D钢的钢板，这是一个其抗拉强度为500MPa的高强度合金钢，其化学成分有O.13%的碳，O.4%的硅，1.43%的锰，0.019%的磷0.001%的硫，0.065%的铝，0.3%的铜，0.22%的镍，0.017%的铊0.021%的铌。在表I中所示的条件下由串联电极的埋弧焊程进行焊接，热输入为50千克/厘米，这是典型的海洋平台结构制造焊接。通过开AK-坡口的焊接检验焊接接头。B.焊接模拟焊接模拟试验的进行是系统的检查局部脆性区及其对韧性的影响，焊缝热循环模拟的特征有峰值温度和从800°C冷却到500°C所需的时间，所用的热循环的示意图如图2所示。当达到第一个温度为1350°C峰值和休息约5~10秒时间后，标本从800°C冷却到500°C冷却时间分别为20秒，42秒和60秒。42秒的冷却速度约相当于一个44毫米厚的板进行50千克/平方厘米的热输入的埋弧焊，由于其第二焊缝，模拟热循环第二次热循环的峰值温度在600°C和1200°C之间。C.机械测试所取的试样如图3（a）所示，裂纹尖端张开位移测试，这是常用来评价钢材焊接部的断裂韧性，该测试的进行使用了按BS5762标准单切口三点弯曲试样深裂纹（裂纹长度深度比，A/W=0.5），通过定位焊件的裂纹尖端在一个特定区域，例如，焊接热影响区，该地区的韧性非常的明显。由于其热影响区尺寸小和形状不规则，用开AK形槽焊缝来实现直热影响区。在检测裂纹尖端位置需求是否满足条件后，用金相切片技术检验焊件样本，对焊接接头也进行了夏比冲击试验。用热模拟处理T-L取向加工的超大号的夏比V形缺口样本，其测试的温度范围介于-80°C-10°C之间。为了探讨裂纹在三向轴向应力作用下的微观结构,对其进行的金相分析和物理性能测试所使用边缘切口拉伸试样的形状和尺寸如图3(b)所示。最初在十字头上以1.27毫米/分钟的速度的拉伸标本(0.05英寸/分钟)，随后以0.51毫米/分钟（0.02英寸/分钟）速度拉标本。用碳蒸发网格来促进局部裂纹沿样本的轴测量时的各点压力和应变梯度。距离z的塑性应变测量的最小半径可以从初始瞬时直径分别为DO和DZ的关系Cz=2Ln（DO/DZ)中获得，在这种情况下,压力被认为是一个合理的平均破坏样本内部结构的参数。D.显微镜通过扫描电子显微镜，我们可以观察许多已断裂样本的裂纹表面，首先对断裂拉伸部位镀镍以避免在抛光过程中杂质舍入，然后切片和纵向安装。使用两级电解,尤其是蚀刻技术来抛光这些安装样本来揭示马氏体，广泛的运用透射电子显微镜来描述和识别残留奥氏体,双马氏体,渗碳体和其他显微结构的特性的存在。从已断裂的夏比样本中制备薄箔，使用含50ml高氯酸和50ml乙酸的溶液制成的自动双喷式电解抛光机对样本进行最终的电解。三、结果A.断裂性能分别从图4和图5中我们可以发现对粗晶焊接热影响区，亚临界的焊接热影响区，和碱金属的焊接结构进行CTOD测试和夏比冲击试验的结果，其测试温度范围在-80℃至-10℃之间。在测试温度范围内CTOD值变化类似于夏比冲击能量值的变化。粗晶区能得到最低的CTOD值,表明该区域是高强度低合金钢中的局部脆性区。对模拟HAZ进行的第一次热循环作用时的冲击韧性值如图6所示。在应用峰值温度介于900°C和1350°C之间的第一个热循环后,应用第二热循环时峰值温度应该为800°C。通过增加单、双模拟条件下第二热循环的温度，夏比能量稳定减少。对样本进行双热循环时发现韧性值略低。模拟粗晶焊接热影响区进行的夏比试验结果如图7所示。粗晶焊接热影响在两种情况下表现低夏比冲击能量。第一种情况是模拟由峰值温度为1350°C热循环，第二种情况就是模拟峰值温度介于750°C到800°C之间的双热循环。对粗晶焊接热影响区进行模拟时，从800°C冷却到500°C时的冷却速率对夏比韧性的影响并不是很大。图8显示了模拟临界再热粗晶区和恒定的再热粗晶区测试温度范围从-80°C到-10°C的夏比冲击试验结果，下层结构两者之间没有太大的差别，而上层结构上恒定的再热粗晶区微观组织的的能量远高于临界再热粗晶区的微观组织的能量，同时也发现临界再热粗晶区表现出最低的冲击能量。B.组织结构模拟焊接热影响区晶粒的大小以及其他显微结构的参数如表二所示,焊接接头的晶粒尺寸非常类似于模拟热影响区的晶粒尺寸。对微观组织进行以峰值温度为1350℃时的热循环时，其晶粒尺寸特征主要表现为粗的原奥氏体晶粒尺寸，如图9(a)和(b)所示。临界再热粗晶区和恒定的再热粗晶区粗粒的微观结构主要是上贝氏体组成。等轴铁素体通常位于原奥氏体晶界上,在其界面也能观察到较少的马氏体、贝氏体。电子显微镜下的微观结构非常的复杂,我们需要分析识别每个成分。透射电子显微图表明,临界再热粗晶区主要由上贝氏体组成。图10，图11(a)显示贝氏体板条边界碳化物。通过电子显微镜的详细分析,这些碳化物是Fe3C,临界再热粗晶区还包含大量的高碳马氏体和粗晶贝氏体组织中的等轴铁素体。当后续焊接的热循环峰值温度在双相区时，就会在粗晶焊接热影响区的双相显微组织中形成马氏体。从临界温度冷却后,在室温下形成稳定的奥氏体或转换成马氏体或其他的扩散组织。马氏体的形态基本为板条状马氏体，同时可以观察到马氏体板条之间残留有奥氏体薄膜。从数据12(a)和12(b)中我们可以看到残留奥氏体明场暗场图像。尽管残留奥氏体的量很小，但这些结果表明残留奥氏体存在于马氏体中，这样的双相显微组织在文献中也被称为“马-奥氏体组织”，也能观察到少量的双马氏体，图13就是通过利用一个相互关联的马氏体a{100}的位置来证实双马氏体的亮场图像。当对样本专门使用二级电解蚀刻技术时,在粗晶贝氏体显微结构中发现了马氏体。在其临界区域,奥氏体优先在贝氏体板条边界和原奥氏体晶界上形核和长大。因此,冷却后,部分奥氏体会转变为细长的斯金格的形态的马氏体,反映出原奥氏体的转变形态，还能观察到相对少量的块状马氏体。通过仔细分析马氏体体积分数的变化来解释夏比冲击试验结果。表2显示用模拟焊接热影响区的图像处理方法评估其体积分数，采用图6的峰值温度时马氏体的数量会增加。当第一次的峰值温度固定在1350°C时，第二个峰值温度介于800°C和1200°C之间时，马氏体在第二个峰值温度为1000°C时数量最少。如图7所示，在粗晶焊接热影响区冲击韧性曲线中冲击韧性对应于最小值时,其马氏体比例最高，由此可见马氏体的体积分数在夏比韧性数据分析中的重要性。C.断口通过检验夏比冲击试样的断口表面和边缘切口拉伸定义断裂表面的性质。图14（a）至（d）显示了通过典型的扫描电子显微镜观察临界再热粗晶区样本中的断口组织，在-80℃的温度下，断口面的特征为切割面，而试样在-10℃测试中观察到的断口面为饱和的纤维状。如图14（c）和（d）所示，通过对断裂表面粒子进行能量色散谱分析证实了一些占据空隙的颗粒是小颗粒的MnS。事实上，这些断口结果与韧性值的变化相关，随着测试温度的增加，断口会从裂解过渡到纤维断裂，而韧性值会从底层过渡到上层。同时值得注意的是，粗晶的解理面微观结构的的尺寸会转变为更大的尺寸较细晶的微观结构(图15)。例如图16所示，模拟焊接热影响区热循环时，其峰值温度为1350°C和1100°C时的解理面大小的分布，在峰值温度为1350°C时其平均大小为53微米，在峰值温度为1100°C时为35微米。库克发现,断裂是解理断裂时,普通碳钢的解理面测量尺寸与原奥氏体的晶粒测量尺寸关联。为模拟热影响区微观结构,测量解理面尺寸要完全符合原奥氏体晶粒尺寸(表2)。D.细观断裂力学过程为了细观在裂纹和解理微裂纹中产生断裂力学过程，我们会对拉伸试验和随后临界再热粗晶区边缘切口标本的热循环的金相研究的结果进行分析。图17（a）至（e）显示了一系列的微观结构在-10°C以下时，试样的断口表面在进行拉伸会发生断裂。在铁素体界面上，从矩形铁素体的缝隙晶核分离的马氏体和纵梁型马氏体大致平行于拉伸轴。一旦生核,缝隙的生长方向主要沿界面的拉伸轴，图17（b）和（c）显示出了裂纹之间的相互作用而长大，形成大的裂纹，最后由于铁素体基体中存在相当数量的塑性变形，导致马氏体的裂纹生长在后期阶段发生断裂。除当马氏体大约与拉伸轴平行时的情况，这些孔隙一般都倾向于40~50度。如图18(a)所示，当测试温度降低到-60°C时,可以观察到铁素体-马氏体界面上少许的微孔，在-80℃的试验温度时，可在断裂面上发现一些微裂纹，而不是在微孔的下面（图18（B））。考虑到在-60°C的温度下观察微孔，假设大多数的微裂纹有微孔是合理的，这点的详细描述将在后面做出。四、讨论本文的目的是获得有价值的能够洞察高强度低合金钢焊缝在微尺度下的断裂过程的细节,这些断裂过程的分析是复杂的的，因为要考虑到许多因素，例如焊接热循环,测试温度和微观结构,夏比冲击能量的变化与微观结构也是必须考虑的细节。对微孔或微裂纹的产生断裂过程进行微观鉴定这样一个有用的观点能够解释裂纹会导致焊接热影响区粗化，其中包含大量的马氏体。如之前所述断裂过程的一部分，在延性断裂的情况下,当试样在拉伸应力下时，小微孔最初在马氏体岛和铁素体基体上生核，促进其在滑移面进行矩阵剪切。在控制高强度低合金钢焊接热影响区的断裂机理时，优良渗碳体颗粒不是最主要的。如图17（a）至（f）所示，有趣的是,我们可以发现，当马氏体的纵向和拉伸轴平行时，微孔很容易在纵梁型马氏体与取向为40-50度的拉伸轴的界面上形成。相反，当纵梁型马氏体和拉伸轴垂直时，几乎观察不到微孔。这种在马氏体上生成的微孔类型可以通过米勒和史密斯的描述珠