李学达
, 尚成嘉
LI Xueda, SHANG Chengjia
中图分类号: TG407
文献标识码: A
文章编号: 0412-1961(2016)08-1025-11
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收稿日期: 2015-11-27
网络出版日期: 2016-09-27
版权声明: 2016 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部
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作者简介: 李学达, 男, 1985年生, 讲师
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摘要
利用示波冲击试验机对X100管线钢直缝埋弧焊实际焊接接头热影响区不同位置处的冲击韧性进行了测试. 结果表明, 当缺口穿过不完全重结晶粗晶区(ICCGHAZ)时冲击韧性很低(平均为51 J), 而当缺口不穿过ICCGHAZ时冲击韧性则高达183 J. 还利用Gleeble热模拟试验机对热影响区不同区域的组织进行了模拟, 得到均一组织的粗晶区(CGHAZ), 细晶区(FGHAZ)和不完全重结晶区(ICHAZ)的冲击韧性较高, 平均分别为244, 164和196 J, 而ICCGHAZ的冲击韧性只有32 J. 因此, ICCGHAZ是导致冲击韧性骤降的主要原因. ICCGHAZ由粗大的原奥氏体晶粒及沿晶界呈链状分布的马氏体-奥氏体(M-A)组元构成, 晶粒内部为粗大的粒状贝氏体或者上贝氏体. 断口分析表明, ICCGHAZ是整个断面的起裂源, 且裂纹扩展过程中M-A组元易成为解理刻面的起裂源. 示波冲击结果显示, ICCGHAZ的存在使得起裂功显著降低. 对断口下方二次裂纹的研究表明, CGHAZ处的断裂机制为形核控制型, 而在ICCGHAZ处则为扩展控制型. 因此, ICCGHAZ中链状M-A组元的存在是导致热影响区韧性恶化的根本原因, 并且使得断裂行为和断裂机制发生显著变化.
关键词：
Abstract
After decades of development, mechanical properties of pipeline steels have a good combination of strength and toughness. But after welding, in the heat affected zone (HAZ), microstructure of the base plate was erased by the welding thermal cycle. Several subzones with different microstructures were formed in the HAZ due to different thermal histories they went through. Toughness of the HAZ varies due to the heterogeneous microstructure. In this work, toughness of the HAZ of X100 pipeline steel was examined with two notch locations. Low toughness of 51 J was obtained when the notch encountered intercritically reheated coarsen-grained (ICCG) HAZ and high toughness of 183 J when the notch did not contain ICCGHAZ. Meanwhile, different sub-zones in the HAZ were simulated using Gleeble thermal simulation machine. Simulated coarsen-grained (CG) HAZ, fine-grained (FG) HAZ and intercritically reheated (IC) HAZ with uniform microstructure had good toughness of 244, 164 and 196 J, respectively. In contrast, toughness of simulated ICCGHAZ was only 32 J. Therefore, ICCGHAZ consisting of coarse granular/upper bainite and necklace-type martensite-austenite (M-A) constituent along grain boundaries was proved to be the primary reason for low toughness. Instrumented Charpy impact test results showed that ICCGHAZ could notably embrittle the sample and lower the crack initiation energy. Characterization on the fracture surfaces of the as-fractured Charpy impact specimens showed that ICCGHAZ was found to be the crack initiation site of the whole fracture, and M-A constituent in the ICCGHAZ was characterized as cleavage facet initiation. Fracture mechanisms in the CGHAZ and ICCGHAZ were separately investigated using EBSD. The results showed that necklace-type M-A constituent in the ICCGHAZ notably increased the frequency of cleavage microcracks nucleation. Fracture mechanism changed from nucleation controlled in the CGHAZ to propagation controlled in the ICCGHAZ due to the existence of necklace-type M-A constituent. Therefore, the formation of necklace-type M-A constituent in the ICCGHAZ could not only cause notable drop of toughness in the HAZ, but also change the fracture behavior/mechanism. Hence, research on how to control the distribution status of M-A constituent in the ICCGHAZ is the key to improve the toughness of a weld joint.
Keywords：
随着管线钢行业近几十年的迅速发展, 目前管线钢母材的力学性能已达到了较高的水准. 尤其是采用控轧控冷工艺(TMCP)生产的管线钢(如X80~X100)不仅拥有较高的强度, 其韧性和塑性也较高[1,2]. 然而, 管线钢的焊接问题一直是人们关注的热点. 管线钢的母材由于受到焊接过程的热影响, 相当于进行了一次短暂的热处理. 靠轧制过程细化、强化的母材组织发生显著粗化、脆化, 并伴随有马氏体-奥氏体(M-A)组元等硬脆的第二相产物出现, 使得冲击韧性明显降低. 焊接热影响区(HAZ)中这部分韧性较低的区域被称为局部脆性区[3,4]. 在变形过程中, 脆性裂纹容易从局部脆性区起裂, 进而失稳扩展[5,6]. 由于受到焊接过程的热影响程度不同, HAZ的组织也不尽相同, 分别有粗晶区(CGHAZ), 细晶区(FGHAZ), 不完全重结晶区(ICHAZ)和不完全重结晶粗晶区(ICCGHAZ)等. 关于热影响区的组织和性能间的关系, 前人也做过大量的研究, 已被大家广泛接受的是CGHAZ和ICCGHAZ是热影响区中韧性最低的区域[7~10]. 原因是CGHAZ和ICCGHAZ的晶粒及晶内组织粗大, 并有较大尺寸或者较为连续分布的M-A组元生成[11]. 尤其是在ICCGHAZ, 沿粗大的原奥氏体晶界连续分布着M-A组元, 这就是所谓的“链状M-A”组元. 研究[7,8,11]表明, 链状M-A的形成使得热影响区的韧性显著恶化. 但前人的研究大部分仅局限在冲击韧性测试和断口表征上. 截止目前, 链状M-A组元对断裂机制的影响尚缺乏研究. 因此有必要通过对组织-冲击韧性-断裂机制进行综合分析研究, 找出链状M-A组元对冲击韧性和断裂机制的影响.
在脆性断裂过程中, 解理裂纹的形核与扩展对最终的冲击吸收功都有影响. 前人提出了几种模型或机制来描述解理裂纹的形核与扩展过程. 对于裂纹形核过程, 至少有3种可能的机制: (1) 裂纹通过位错塞积在晶界处形核[12,13]; (2) 尺寸较大的夹杂物、第二相颗粒或者M-A组元断裂形成微裂纹[7~9,14]; (3) 基体与夹杂物/M-A组元相互分离形成微裂纹[8~10]. 解理裂纹发生失稳扩展的条件为: 裂纹尖端前方一定的特征距离内的主应力(σyy)超过了材料的断裂强度(σf)[15], 或者裂纹尖端处由于具有较高的应力场[16], 其前方会形成一些微裂纹, 解理裂纹通过微裂纹的相互串联机制进行扩展[17]. 在后一种扩展机制中, 裂纹尖端形成的微裂纹之间存在竞争, 主裂纹最终选择一种所需能量最低的方式向前扩展(weakest link theory [18]), 因此在主裂纹的断口表面下方会有已经形核但未扩展的二次裂纹保留下来.
通常, 对断裂行为的研究主要是通过对断口表面进行表征来进行. 但断口表面能提供的信息有其局限性, 不能提供关于断裂过程中的晶体学信息.
而近年来, 电子背散射衍射(EBSD)技术的广泛应用使得研究裂纹形核、扩展过程中的晶体学信息成为了可能[17]. 由于EBSD技术对应力、应变比较敏感, 而断口的主裂纹处由于断裂撕裂过程中产生了较高的残余应力及应变, 因此对主裂纹处进行EBSD表征的信号收得率较低. 而二次微裂纹既便于用EBSD表征又能够提供较多的关于解理裂纹形核、扩展的晶体学信息, 可以为研究断裂机制提供有力的支持. 近年来, 出现了一些利用EBSD对脆性裂纹进行的表征和研究[11,19~22], 但用EBSD对焊接热影响区的组织-冲击韧性-断裂机制之间关系进行的研究尚未见报道. 本工作通过对X100管线钢直缝埋弧焊接头热影响区的组织、冲击韧性、断口形貌及对CGHAZ和ICCGHAZ 2个区域在断裂过程中产生的二次裂纹的EBSD表征等多种手段, 综合分析研究了热影响区中链状M-A组元对冲击韧性和断裂机制的影响.
本工作所采用的X100管线钢为低C高Mn高Nb微合金化设计, 采用TMCP工艺轧制, 以热轧态供货. 其化学成分(质量分数, %)为: C 0.07, Si 0.25, Mn 1.94, Nb 0.081, (Cr+Mo+Ti) 0.52, (Ni+Cu+Al) 0.24, Fe余量. X100管线钢板厚14.7 mm, 采用UOE(U-forming, O-forming, Expanding)工艺制成外径1219 mm的钢管. 制管过程中采用双道次直缝埋弧自动焊(LSAW), 双V型坡口, 热输入量控制在30~35 kJ/cm, 管内侧为焊接第一道次, 外侧为第二道次. 制管后, 将焊接接头切下进行组织性能分析, 焊接接头示意图及冲击样品的取样方法如图1a所示. 焊接接头的宏观光学显微镜照片如图1b所示. 对焊接接头HAZ的组织分别采用Axio ZoomV16和S6D光学显微镜(OM), JSM7000F扫描电子显微镜(SEM), EBSD (Nordlys EBSD detectors+Oxford Synergy system)及 CM12透射电子显微镜(TEM)进行表征, 用X射线能谱仪(EDS)对M-A组元的成分进行了测量. 同时, 还对HAZ 2个不同位置处的冲击韧性采用IMP450J Dynatup示波冲击试验机在-20 ℃温度下进行了测试, 冲击试样垂直于焊缝方向取样(图1a), 2个缺口位置(Notch I和II)的示意图如图1c所示. 每个缺口位置取4个试样进行测试, 取平均值. 利用OM和SEM对冲击断口的表面形貌进行了观察. 同时, 也对焊缝金属的冲击韧性进行了检测, 冲击缺口取在焊缝中心位置处.
图1 焊接接头的形状及冲击试样取样位置示意图, 焊接接头的宏观OM像, 冲击缺口加工位置及EBSD样品取样示意图, EBSD样品切割面示意图以及EBSD样品图
Fig.1 Schematic of weld geometry and Charpy impact specimen orientation (a), macrograph of longitudinal submerged arc welding (LSAW) weld joint (b), notch position and EBSD map position (c), schematic showing how EBSD samples were sectioned (d), and EBSD sample mounted in epoxy (e) (HAZ—heat affected zone, IC—intercritically reheated, FG—fine-grained, CG—coarsen-grained, ICCG—intercritically reheated CG, UACG—unaltered CG, UAFG—unaltered FG )
为了对冲击断口表面下方的二次微裂纹进行EBSD表征, 选取II号缺口位置的冲击断口样品, 沿图1c中1号线位置(即图1d中的1号截面位置)垂直于断口表面将试样切开, 此横截面中断口下方的组织即为第一道次焊接形成的CGHAZ区组织. 为了避免样品边界出现钝角, 将样品镶在环氧树脂内, 如图1e所示. 将样品表面磨平抛光, 最后用50 nm颗粒直径的胶态二氧化硅(colloidal silica)进行抛光, 以释放磨拋过程中产生的应力. 用OM对整个断裂路径下方的二次微裂纹的数量进行统计. 然后, 选取一个典型区域用EBSD对二次裂纹进行表征, 获得CGHAZ区域二次微裂纹的EBSD图. 然后将样品用4% (体积分数)硝酸酒精进行侵蚀, 对EBSD扫描区域进行OM的原位观察.
接下来, 将样品表面磨掉约800 μm, 截面位置变为图1c中2号线所在的位置(图1d中2号截面), 此位置处断口下方组织即为ICCGHAZ的组织. 重复上段所述步骤, 获得ICCGHAZ区域处二次微裂纹的EBSD图. 将所得到的EBSD数据用HKL软件进行分析.
根据实际的焊接工艺参数, 利用Gleeble-3500热模拟试验机模拟得到X100管线钢热影响区CGHAZ, FGHAZ, ICHAZ和ICCGHAZ的均匀组织, 热循环曲线示意图如图2所示. CGHAZ, FGHAZ和ICHAZ的组织分别通过曲线a~c获得, ICCGHAZ 组织通过曲线a+d获得. 二次峰值温度选用760 ℃, 依据文献[23]中报道的结果, 760 ℃恰好位于X100管线钢Ac1~Ac3温度之间靠近Ac1的位置(其中, Ac1为加热时珠光体转变为奥氏体的温度; Ac3为加热时铁素体转变为奥氏体的终了温度). 由30 kJ/cm热输入量计算所得的冷速为6.8 ℃/s. 热模拟样品尺寸为10.5 mm×10.5 mm×55.0 mm. 热模拟结束后将样品加工成10.0 mm×10.0 mm×55.0 mm的标准冲击试样, 进行冲击韧性检测. 均一组织的热模拟样品的冲击韧性对于研究实际焊接接头不均匀组织的性能有很好的参考和辅助作用.
图2 热循环曲线示意图
Fig.2 Schematic of thermal simulation curves (CGHAZ, FGHAZ, ICHAZ were simulated by curves (a)~(c), respectively; ICCGHAZ simulated by curves (a)+(d))
缺口开在图1c中I号和II号位置的样品在后文中简称为I号(Sample I)和II号(Sample II)样品. I号和II号样品在-20 ℃下的冲击韧性如表1所示. I号样品的冲击韧性平均为183 J, 是II号样品(51 J)的3.6倍. 二者的巨大差别源自于这2个冲击缺口穿过了热影响区的不同亚区域, 如图1c所示. I号缺口穿过了CGHAZ, FGHAZ和ICHAZ等区域, 而II号缺口则是穿过了焊缝金属, CGHAZ, ICCGHAZ和重叠(overlapped) FGHAZ等区域.
图3 X100管线钢母材, CGHAZ, FGHAZ, ICHAZ, ICCGHAZ及焊缝金属的显微组织
Fig.3 Microstructures of X100 base plate (a), CGHAZ (b), FGHAZ (c), ICHAZ (d), ICCGHAZ (e) and weld metal (f) (a, f—EBSD band slope maps; b~e—OM images; M-A—martensite-austenite)
X100管线钢母材、热影响区各亚区域、焊缝金属的显微组织如图3所示. 本工作所采用的X100管线钢是一种由TMCP工艺轧制生产的铁素体-贝氏体双相组织管线钢, 母材的微观组织如图3a所示. 这种双相组织搭配在保证管线钢具有高强度的基础上, 还有较高的断后延伸率(25%~30%), 低屈强比(<0.85), 低应变时效敏感性和高冲击韧性(见表1)等优良的性能. 关于X100铁素体-贝氏体管线钢母材的组织与性能的详细信息, 参见文献[2].
在HAZ中, 母材的组织由于受到焊接过程的热影响发生了显著的变化. CGHAZ是母材组织受到单道次峰值温度≥1300 ℃的热影响并且缓慢冷却(6~7 ℃/s)后形成的组织(图3b), 因此CGHAZ的晶粒粗大, 平均约80 μm, 晶粒内部由粒状贝氏体或者上贝氏体组成. CGHAZ内的M-A组元呈块状分布于粒状贝氏体铁素体之间或者呈薄膜状分布于上贝氏体铁素体板条间, 在CGHAZ的晶界处并未发现有M-A组元聚集. FGHAZ在焊接过程中被加热到1000 ℃左右的正火温度区间并缓慢冷却, 因此FGHAZ的晶粒细小, 在10 μm左右, 如图3c所示. FGHAZ的组织由铁素体、贝氏体和细小弥散的M-A组元组成. ICHAZ则是被加热到Ac1~Ac3之间的部分相变温度区间, 只有部分基体组织逆转变成了奥氏体, 铁素体-贝氏体边界处是逆转变奥氏体的优先形核位置. 因此, ICHAZ形成的M-A组元也是较弥散地分布于未转变的母材组织之间, 有的逆转变组织也可能再次冷却形成贝氏体, 如图3d所示. CGHAZ, FGHAZ和ICHAZ内形成的M-A组元相对细小且并未连续分布, 因此这3个区域内的M-A组元不会对韧性产生较大的影响.
ICCGHAZ则是受第一道次焊接热循环形成的CGHAZ在第二道次焊接中被加热到Ac1~Ac3之间的部分相变温度区间所形成的. 在二次加热过程中, 同样只有一小部分的CGHAZ组织逆转变为奥氏体, 显然原奥氏体晶界是逆转变奥氏体的优先形核位置. 冷却过程中, 沿原奥氏体晶界形核的逆转变奥氏体转变为M-A组元, 或者也可能有部分贝氏体生成[24,25]. 由此可知, ICCGHAZ的基体组织并未发生太大变化, 依然跟CGHAZ的组织类似, 主要由粒状贝氏体或者上贝氏体组成. 而沿原奥氏体晶界处却形成了连续分布的M-A组元(图3e), 称之为链状M-A. 链状M-A的分布情况及内部形貌的详细表征如图4所示. 由图4a~c可见, ICCGHAZ处几乎所有的晶界上都有链状M-A分布, 经统计单个M-A组元的直径在2 μm左右. 由图4c和d可知, M-A组元的内部呈现明暗相间的层状组织, 这可能就是马氏体-奥氏体相间的层状组织.
图4 ICCGHAZ组织的详细表征
Fig.4 Detailed characterization of the ICCGHAZ microstructure(a, b) SEM images(c) EBSD all-Euler map (Inset show the enlarged image of square)(d) TEM image of M-A constituent
另外, 虽然II号缺口经过了较大比例的焊缝金属区域, 但由图3f可知, 焊缝金属的组织由细小的相互交叉的针状铁素体组成, 其冲击韧性为82 J (见表1), 是II号样品的1.6倍, 因此II号样品的低冲击韧性并不是由于焊缝金属的韧性太低造成的. 综上所述, 从组织构成上来看, ICCGHAZ是造成II号样品韧性低的主要原因, 这与前人在其它领域中的报道相符[7~10].
表1 X100管线钢母材、热影响区、焊缝金属及模拟的热影响区各组织的冲击韧性
Table 1 Charpy impact energies of X100 base plate, HAZ, weld metal and simulated sub-zones of the HAZ
| Sample | Position | Charpy impact energy | Average | |||
|---|---|---|---|---|---|---|
| Real weld joint | Base plate | 255 | 228 | 254 | 268 | 251 |
| Notch I | 211 | 174 | 229 | 119 | 183 | |
| Notch II | 38 | 51 | 64 | 50 | 51 | |
| Weld metal | 87 | 82 | 78 | 80 | 82 | |
| Simulated | CGHAZ | 268 | 259 | 206 | 243 | 244 |
| sample | FGHAZ | 163 | 154 | 179 | 159 | 164 |
| ICHAZ | 178 | 212 | 169 | 224 | 196 | |
| ICCGHAZ | 28 | 30 | 36 | 33 | 32 | |
为了最终确认II号样品的低冲击韧性是由ICCGHAZ造成的, 根据实际的焊接工艺参数, 采用Gleeble-3500热模拟试验机模拟得到了HAZ各区域的均一组织, 包括CGHAZ, FGHAZ, ICHAZ和ICCGHAZ. 热模拟得到的各区域组织如图5所示, 各区域的冲击韧性见表1. 由图5可知, 热模拟得到的组织与相对应的实际热影响区各区域的组织基本一致: 模拟的CGHAZ为粒状贝氏体加上贝氏体(图5a); 模拟的FGHAZ为块状铁素体之间夹杂着M-A组元或者贝氏体(图5b); 模拟的ICHAZ中则是M-A组元被未转变的基体组织所环绕(图5c); 而ICCGHAZ依然由粗大的原奥氏体晶粒加上沿原奥氏体晶界分布的链状M-A组成(图5d). 因此, 从组织构成来看, 热模拟得到的各热影响区亚区域的均一组织的冲击韧性能够近似代表实际焊接热影响区各亚区域的冲击韧性. 由表1中数据可知, 模拟的CGHAZ, FGHAZ, ICHAZ和ICCGHAZ的冲击韧性分别为244, 164, 196和32 J. 跟实际焊接热影响区2个缺口位置的冲击韧性相互对比便能证明, ICCGHAZ粗大原奥氏体晶粒加上沿晶界连续分布的链状M-A组元的这种组织构成是热影响区中韧性最差的位置, 是造成II号样品冲击韧性很低的根本原因. 实际焊接热影响区的冲击韧性与其缺口所经过的各个区域的冲击韧性都有关系, 但主要由韧性最差的部分决定.
图5 热模拟CGHAZ, FGHAZ, ICHAZ和ICCGHAZ的OM像
Fig.5 OM images of simulated CGHAZ (a), FGHAZ (b), ICHAZ (c) and ICCGHAZ (d)
图6 I号和II号样品断口表面的宏观OM像及2个样品的示波冲击载荷-吸收功曲线
Fig.6 OM images of the fracture surfaces of sample with notch I (a) and II (b), and instrumented Charpy impact load-absorbed energy curves (c) (E1—crack initiation energy, E2—crack propagation energy, E3—energy absorbed during brittle fracture, E4—post brittle fracture energy, Pm—maximum impact load, Pf—brittle fracture start load, Pa—brittle fracture arrested load)
图7 I 号和II 号样品断口表面的SEM像
Fig.7 SEM images of fracture surface of sample I (a, b) and II (c, d)
(a) ductile fracture (b) cleavage fracture (c) cleavage fracture in the CGHAZ (d) cleavage fracture initiated from M-A constituent in the ICCGHAZ (Inset shows the enlarged SEM image of M-A particles locating at the center of cleavage facet)
I号、II号样品的断口表面宏观照片及示波冲击载荷-吸收功曲线如图6所示, 断口表面的SEM像如图7所示. I号样品的断口表面(图6a)有约40%的韧性断口(图7a)和约60%的脆性断口(图7b). 较大比例的延性撕裂断口是I号样品冲击韧性高的主要原因. 在II号断口表面, 除去右侧的剪切唇, 只有在缺口根部的中心位置处有大约5%的韧窝状断口, 其余95%全部为脆性断口, 如图6b, 图7c和d所示. 这从断口形貌上说明了II号样品冲击韧性差的原因. 从图6c所示的示波冲击曲线可知, 在II号样品断裂过程中, 在还未达到最高断裂强度的弹性变形过程中就发生了脆性裂纹的失稳扩展, 并没有裂纹的稳定扩展阶段(E2). 经计算, II号样品的起裂功只有11 J. 而在I号样品的断裂过程中, 在裂纹失稳扩展之前, 有一定的裂纹稳定扩展阶段(E2, Pm~Pf之间的阶段), 这与图6a中的40%韧性断口相对应. I号样品的起裂功为40 J, 约是II号样品的4倍. 由此可知, ICCGHAZ (链状M-A)的存在能够使得样品显著脆化, 大大降低裂纹的起裂功, 并且导致样品直接发生脆断.
由上述结果可知, 冲击样品的断裂行为受到了缺口根部所穿过的局部组织的影响. 在II号样品的宏观断口表面中, CGHAZ和ICCGHAZ 2个区域所对应的断口表面明显比周围组织更加明亮(图6b), 说明这2个区域比其它区域的组织脆性更大. 断口表面的SEM像也表明, 这2个区域的断口形貌为穿晶解理断裂, 且断裂刻面尺寸较大, 与CGHAZ和ICCGHAZ组织的晶粒尺寸相近(约80 μm). 只是在ICCGHAZ的断裂刻面中心位置处, 经常有图7d所示的颗粒出现. EDS分析表明, 这些颗粒的成分与基体相近, 因此这些颗粒是M-A组元, 而不是夹杂物. 这表明, M-A组元容易成为解理断裂的裂纹源. 而在CGHAZ的断裂表面(图7c)却并未发现这种现象. 因此, ICCGHAZ内的链状M-A能够促进脆性裂纹的形核. Davis和King[7]总结提出了与M-A组元相关的脆性裂纹的形核机制, 其中当M-A组元呈连续分布时, “不同M-A颗粒相变导致的呈拉伸状态的残余应力会相互叠加, 并且由M-A组元与基体间的强度错配导致的应力集中现象也会更加显著”. 因此, 当M-A组元呈连续状态分布时, 会对冲击韧性产生极大的危害.
对比I号和II号试样的缺口根部穿过的亚区域(图1c)和断口表面宏观OM像(图6a和b), I号样品的缺口根部穿过了很大比例的CGHAZ组织, 但是I号样品断裂过程中CGHAZ的组织开始仍然表现为韧性断口, 这表明CGHAZ处的组织本身并未严重脆化, 这也与热模拟的结果相印证. 但是, 当CGHAZ与ICCGHAZ共存时(II号样品), CGHAZ也随之表现为脆性. 由此可见, ICCGHAZ (链状M-A)不仅本身表现为脆性, 还会影响周围组织随之表现为脆性.
图8 II 号样品整个断口的起裂源在不同放大倍数下的SEM像
Fig.8 SEM images of crack initiation site of the whole fracture with different magnifications (a~c)
在II号样品缺口根部的ICCGHAZ所在位置处发现了整个样品断裂的起裂源. 对此起裂源不同放大倍数的SEM像如图8所示. 起裂源在缺口根部下方460 μm处, 向四周呈放射状发散, 扩展到缺口根部. Griffiths和Owen[16]的研究指出, 在冲击缺口根部前端1~2倍缺口曲率半径的范围内为塑性区, 塑性变形在塑性区内保持不变. 而应力最大值并不出现在塑性区内, 而是在塑性区和弹性区的交界处. V型冲击缺口的曲率半径为0.25 mm, 因此应力最大值会出现在缺口下方250~500 μm的范围内, 这与本研究中得到的结果相符.
为了对CGHAZ和ICCGHAZ断口表面下方的二次微裂纹进行表征, 将II号样品沿垂直于断口表面和冲击缺口的方向切开, 如图1c~e所示. 对CGHAZ和ICCGHAZ处二次微裂纹的表征如图9和10所示. 图9a, 10a和10b中的OM像表明, 微裂纹所在位置正是CGHAZ和ICCGHAZ 2个区域. 从图9b和10c明显可知, CGHAZ处的二次微裂纹数量明显少于ICCGHAZ区域. 对CGHAZ和ICCGHAZ处的整个断裂路径上微裂纹的数量用OM进行了统计. 结果表明, 沿着CGHAZ处的整个断裂路径, 只发现了9个微裂纹; 而沿着ICCGHAZ的断裂路径, 微裂纹的数量则有48个. ICCGHAZ区域微裂纹的个数显著多于CGHAZ. 这表明, 在这2个区域内, 脆性微裂纹的形核容易程度存在明显差别. ICCGHAZ内因为有链状M-A的出现, 导致了应力集中系数明显提高, 并且M-A的断裂或者与基体相互分离能够为微裂纹的形核提供有效的起裂源[7~9]. 微裂纹数量的巨大差别也表明CGHAZ和ICCGHAZ处的断裂机理也存在明显的差异. CGHAZ处因为缺少有效的裂纹形核点, 因此脆性裂纹靠位错堆积机制在晶界处形核[12,13]. 同时, 脆性裂纹的形核是整个断裂过程的临界点: 即裂纹形核后迅速失稳扩展, 所以只有极少数的微裂纹在断口表面的下方遗留下来. 这种脆性裂纹形核、扩展的方式被定义为形核控制类型[12,26], 即脆性断裂是否发生取决于脆性裂纹能否形核. 而在ICCGHAZ处, 断裂机制则是扩展控制类型[12]: 由于链状M-A能够有效促进微裂纹的形核, 在裂纹尖端前方的应力场中形成了许多微裂纹, 断裂过程通过预先形成的微裂纹的相互串联而进行. 由此可见, 由于ICCGHAZ中链状M-A的存在, 断裂机制也发生了改变.
图9 CGHAZ断口表面下方二次微裂纹形貌的表征
Fig.9 Secondary microcracks underneath the CGHAZ fracture surface
(a) in situ OM image of EBSD scanning area (b) OM image of polished EBSD specimen surface before scanning (c) EBSD all-Euler map (Yellow lines represent >45° grain boundaries, green lines represent 15°~45° grain boundaries)
图10 ICCGHAZ断口表面下方二次微裂纹形貌的表征
Fig.10 Secondary microcracks underneath the ICCGHAZ fracture surface
(a, b) OM images of EBSD scanning area (c) OM image of polished EBSD specimen surface before scanning (d) EBSD all-Euler map (Yellow lines represent >45° grain boundaries, green lines represent 15°~45° grain boundaries)
从图9c和10d可以看出, 裂纹一旦穿过大角度晶界(>45°, 黄色线)便会发生偏转, 甚至在某些情况下, 大角度晶界能够阻止脆性裂纹的扩展. 例如, 在图9c中最长的裂纹被其右侧的大角晶界止裂. 而小角度晶界(15°~45°, 绿色线)则并未对裂纹的偏转产生明显的影响. 但CGHAZ和ICCGHAZ的粗大原奥氏体晶粒内主要由粒状贝氏体和上贝氏体组成, 没有足够的大角度晶界密度来阻止脆性裂纹向前扩展. 因此, 一旦存在有效的脆性裂纹形核源, 脆性裂纹的失稳扩展将很难阻止. 而当ICCGHAZ存在时, 链状M-A能够提供足够的起裂源. 这也解释了为什么当CGHAZ和ICCGHAZ共存时, CGHAZ直接表现为脆性. 而当只有CGHAZ存在时, 需要一定程度的变形积累, 晶界处才能堆积足够多的位错, 进而发生脆性裂纹的形核与扩展. 前期的变形是提高冲击韧性的有力保证. 由此可见, ICCGHAZ处沿晶界分布的链状M-A是导致低冲击韧性的最根本原因. 只有想办法调控ICCGHAZ内链状M-A的分布状态, 提高ICCGHAZ的冲击韧性, 才是提高焊接接头冲击韧性的最有效途径.
(1) 在X100管线钢直缝埋弧焊实际焊接接头中, 当冲击缺口穿过ICCGHAZ时冲击韧性很低(平均51 J), 而当缺口不穿过ICCGHAZ时冲击韧性则高达183 J.
(2) Gleeble热模拟得到的均一组织CGHAZ, FGHAZ和ICHAZ的冲击韧性较高, 平均分别为244, 164和196 J, 而ICCGHAZ的冲击韧性只有32 J.
(3) 断口分析表明, ICCGHAZ是整个断面的起裂源, 且断裂过程中M-A组元容易成为脆性解理刻面的起裂源. 示波冲击结果显示, 由于ICCGHAZ (链状M-A)的存在使得起裂功显著降低. 对断面下方二次裂纹的研究表明, CGHAZ处的断裂机制为形核控制型, 而在ICCGHAZ内则为扩展控制型.
(4) ICCGHAZ中链状M-A组元的存在是导致热影响区韧性恶化的根本原因, 并且还会对断裂行为、断裂机制产生根本性的影响.
The authors have declared that no competing interests exist.
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