金属学报(中文版)  2018 , 54 (4): 501-511 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00331

Orginal Article

一种Fe-Cr-Ni-Mo高强钢焊接热影响区的显微组织与冲击韧性研究

文明月12, 董文超1, 庞辉勇3, 陆善平1

1 中国科学院金属研究所中国科学院核用材料与安全评价重点实验室 沈阳 110016
2 中国科学技术大学材料科学与工程学院 沈阳 110016
3 舞阳钢铁有限责任公司 平顶山 462500

Microstructure and Impact Toughness of Welding Heat-Affected Zones of a Fe-Cr-Ni-Mo High Strength Steel

WEN Mingyue12, DONG Wenchao1, PANG Huiyong3, LU Shanping1

1 Key Laboratory of Nuclear Materials and Safety Assessment, Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016, China
2 School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology of China,Shenyang 110016, China
3 Wuyang Iron and Steel Co. Ltd., Pingdingshan 462500, China

中图分类号:  TG401

文章编号:  0412-1961(2018)04-0501-11

通讯作者:  通讯作者 陆善平,shplu@imr.ac.cn,主要从事高性能焊接材料的研制

责任编辑:  WEN MingyueDONG WenchaoPANG HuiyongLU Shanping

收稿日期: 2017-08-2

网络出版日期:  2018-04-10

版权声明:  2018 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部

基金资助:  国家重点研发计划项目No.2016YFB0300601和中国科学院重点部署项目No.GFZD-125-15-003-1

作者简介:

作者简介 文明月,女,1992年生,硕士生

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摘要

研究了一种Fe-Cr-Ni-Mo高强钢经不同峰值温度(Tp) (760、830、1020和1320 ℃)焊接热循环后的显微组织与冲击韧性。结果表明,随着Tp的升高,特征热影响区的平均冲击功先增大后减小。粗晶区(CGHAZ,Tp=1320 ℃)和细晶区(FGHAZ,Tp=1020 ℃)的显微组织为淬火马氏体。由于晶粒粗大,造成CGHAZ冲击韧性较差,低于晶粒细小的FGHAZ冲击韧性。部分相变区(ICHAZ,Tp=760 ℃和Tp=830 ℃)的显微组织为淬火马氏体和回火马氏体组成的混合组织,由于冲击试样V型缺口处的混合组织界面所占比例具有随机性,造成ICHAZ冲击功波动较大。ICHAZ (Tp=830 ℃)中均匀的细晶组织对冲击裂纹具有止裂作用,使得该微区具有最佳的冲击性能。尽管ICHAZ (Tp=760 ℃)晶粒细小,但存在的极细晶组织(尺寸为1~2 μm)在遭受冲击载荷时易形成密集分布的次生微孔,基体中未溶的M2C及MC析出相促使微孔连接形成裂纹,导致该微区冲击韧性最差,成为热影响区的薄弱区域。

关键词: Fe-Cr-Ni-Mo高强钢 ; 焊接热影响区 ; 冲击韧性 ; 显微组织

Abstract

Marine engineering steel is the key material for the construction of major marine infrastructure projects. Due to the harsh environment in the deep sea, the mechanical properties such as strength, low temperature toughness and so on of the marine steel are required to be higher. In this work, the weldability of a Fe-Cr-Ni-Mo high-strength steel was studied, and the microstructure and impact toughness of the steel after welding thermal cycling at different peak temperatures were analyzed. The results show that the average impact toughness of characteristic heat affected zone under different temperatures increases first and then decreases with the increase of peak temperature (Tp). The microstructures of coarse grain heat-affected zone (CGHAZ, Tp=1320 ℃) and fine grain heat-affected zone (FGHAZ, Tp=1020 ℃) are quenched martensite. Because of the coarse grain size, the impact toughness of CGHAZ is poor, which is lower than that of FGHAZ. The microstructure of inter-critical heat-affected zone (ICHAZ, Tp=830 ℃ and Tp=760 ℃) is composed of quenched martensite and tempered martensite. Due to the randomness of the proportion of the interfaces between the mixed microstructures near the V-notch, the impact energy values of ICHAZ fluctuates greatly. The homogeneous fine grain structure in ICHAZ (Tp=830 ℃) has a crack arrest effect during the impact deformation, which makes the characteristic zone have the best impact toughness. Although the grain size in ICHAZ (Tp=760 ℃) is also fine, the existence of the ultra-fine grain zones (the grain size in which is only 1~2 μm) benefits the formation of secondary voids under the impact load. The undissolved M2C and MC precipitations in matrix promote the connecting of secondary voids and then form the secondary cracks. As a result, the impact toughness of the characteristic zone is poor, and becomes the weak region of HAZ.

Keywords: Fe-Cr-Ni-Mo high strength steel ; welding heat affected zone ; impact toughness ; microstructure

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文明月, 董文超, 庞辉勇, 陆善平. 一种Fe-Cr-Ni-Mo高强钢焊接热影响区的显微组织与冲击韧性研究[J]. 金属学报(中文版), 2018, 54(4): 501-511 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00331

WEN Mingyue, DONG Wenchao, PANG Huiyong, LU Shanping. Microstructure and Impact Toughness of Welding Heat-Affected Zones of a Fe-Cr-Ni-Mo High Strength Steel[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2018, 54(4): 501-511 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00331

随着我国对新兴战略性海洋产业进行优化升级改造,海工钢的需求量稳步上升[1]。深海服役环境苛刻复杂,需要开发高强度、高韧性的海工钢来支撑海工结构的建设。为保证海工结构的服役安全,海洋工程中关键部件如自升式钻井平台的桩腿齿条板、半圆板和无缝支撑管等需要屈服强度在690 MPa以上的高强度海工钢。同时,海工钢对低温韧性指标要求较高,在普通工况下要求考核-40 ℃时的冲击韧性(E级),在寒冷或极寒服役环境下则需要考核-60和-80 ℃时的冲击韧性[2]。随着海工结构规模的不断扩大,海工钢板的厚度规格也在变大,大厚度板材对海工钢的焊接性提出了更高的要求[3]。很多强韧性优良的合金钢在经历了焊接热循环后,热影响区(HAZ)都会发生韧性恶化的现象。研究发现,粗晶热影响区(CGHAZ)和部分相变热影响区(ICHAZ)由于组织粗化、碳化物析出聚集等常常成为HAZ的局部脆化区域[4,5,6,7,8,9,10,11]。Kumar和Shahi[6]发现304L不锈钢的HAZ低温脆性与析出的富Cr碳化物有关,在大热输入条件下,HAZ中析出了较多的碳化物,恶化了低温冲击韧性。Hutchinson等[7]发现在快速冷却条件下V-N钢仍然具有较好的低温冲击韧性,这与V-N钢在快速冷却条件下形成的粗大的板条状贝氏体组织有关。Jang等[8]对9Ni钢低温冲击性能的研究发现,在经历了大线能量的焊接热循环后,由于组织粗化以及大尺寸马氏体-奥氏体(M-A)组元的出现,9Ni钢的CGHAZ低温冲击韧性变差。李亚江等[10,11]发现HQ130钢ICHAZ脆化原因除了M-A组元外,还与界面处沿板条方向分布的片状碳化物的聚集有关。

中国科学院金属研究所自主开发了一种高强高韧Fe-Cr-Ni-Mo系合金钢,并成功应用于制造35 MPa以上超高压气瓶,该材料在-50 ℃下Charpy-V型冲击功达到89 J,抗拉强度达到1224 MPa[12],具有良好的低温强韧性,具备在海工结构关键部件中的应用条件。海工结构以焊接结构为主,因此有必要考察该材料的焊接性,为其在海工结构中的应用提供依据。Charpy-V型缺口冲击实验反映了材料在快速加载条件下的力学性能表现[13,14],比断裂韧度参数KIC以及CTOD等韧性指标更适合描述海工钢在风浪载荷下的服役行为[15,16],因此本工作将Charpy-V型缺口冲击功作为评价HAZ力学性能的主要指标,测试各个特征热影响区从室温到-50 ℃的冲击功,观察各微区的显微组织形貌差异及断口、显微组织结构,研究HAZ各微区组织和冲击性能之间的关系。

1 实验方法

本实验所用Fe-Cr-Ni-Mo高强钢的化学成分(质量分数,%)为:C 0.26,Cr 0.94,Mo 0.72,Ni 4.08,V 0.073,Mn 0.77,Si 0.12,P 0.005,S<0.001,Fe余量。实验用钢在1100 ℃下热轧成12 mm厚的板材后进行正火+淬火+回火处理,正火和淬火温度均为860 ℃,正火保温1 h后空冷,淬火保温40 min后水冷,回火温度为610 ℃保温2 h,随后水冷。沿热处理后轧板的同一方向平行取样,将样品加工成尺寸为11 mm×11 mm×80 mm的热模拟试样。通过Gleeble 3800热模拟试验机进行峰值温度Tp分别为1320、1020、830和760 ℃的焊接热循环实验,其中Tp为1320 ℃的热影响区代表CGHAZ;Tp为1020 ℃的热影响区代表细晶热影响区(FGHAZ);Tp为760和830 ℃的热影响区代表ICHAZ。实验后在试样中部得到约10 mm宽的均温区。热模拟实验时采用的焊接热循环曲线见图1

图1   HAZ各微区的特征热循环曲线

Fig.1   Typical thermal cycle curves of characteristic regions in HAZs (HAZ—heat-affected zone, CGHAZ—coarse grain heat-affected zone, FGHAZ—fine grain heat-affected zone, ICHAZ—inter-critical heat-affected zone)

将热模拟样品加工成标准V型缺口Charpy冲击试样,在SANS-ZBC2452-C冲击试验机上进行室温、0 ℃、-20 ℃、-40 ℃及-50 ℃的冲击实验,每个温度下测试3个平行试样。另外,在0 ℃下对ICHAZ进行冲击载荷速率为5.23 m/s的示波冲击实验。通过AMH 43全自动显微硬度试验机测定ICHAZ的显微硬度,载荷100 g,保压15 s,每个样品选取5个点并取平均值作为其硬度。采用L78 RITA快速加热热膨胀仪,分别以20、50、80、120、160、180和200 ℃/s加热至1000 ℃,保温1 min后,以10 ℃/s的冷却速率冷却,测试样品在焊接状态下的奥氏体转变开始温度A1和终了温度A3。采用4%硝酸酒精(体积分数)溶液对抛光后热模拟样品表面进行侵蚀,采用Axio Scope A1金相显微镜(OM)和Inspect F50场发射扫描电镜(SEM)观察各微区的显微组织,并利用SEM的电子背散射衍射(EBSD)分析Tp为760 ℃的ICHAZ的晶粒尺寸。采用饱和苦味酸溶液侵蚀各微区样品表面,在OM下观察并采用Image Pro Plus 6图像统计软件评价原奥氏体晶粒大小,每个样品选取5个视场进行统计。

采用SEM观察ICHAZ的冲击断口形貌。采用4%硝酸酒精溶液对抛光后的冲击断口纵剖面进行腐蚀,通过SEM对距冲击断口边缘20~40 μm范围内的二次裂纹进行观察,选取5个视场(20 μm×20 μm)统计裂纹数量。利用Tenupol-5双喷电解仪在-20 ℃下制备ICHAZ样品,双喷液为10%的高氯酸酒精溶液,利用Tecnai F20场发射透射电镜(TEM)观察显微组织,并在HAADF-STEM模式下观察析出相,通过选区电子衍射(SAED)得到衍射斑并标定物相。

2 实验结果

2.1 冲击性能

图2为HAZ各微区在不同温度下的冲击韧性,柱状图高度为某一测试温度下3个试样的冲击功平均值。由图可知,随着Tp的升高,HAZ的冲击功平均值先增大后减小,Tp为830 ℃的ICHAZ冲击韧性最好,而Tp为760 ℃的ICHAZ冲击韧性较差。在所有实验温度下,ICHAZ冲击功值波动较大,最大波动幅度约为±40%,而CGHAZ和FGHAZ的冲击功值较为稳定,最大波动幅度仅有±5%左右。随着实验温度下降,CGHAZ和FGHAZ的冲击韧性逐渐变差。

图2   HAZ各微区在不同温度下的Charpy-V型缺口冲击功

Fig.2   Charpy-V notch impact energy of characteristic regions in HAZs under different temperatures (Tp—peak temperature)

在0 ℃下,对ICHAZ进行示波冲击实验,冲击载荷-位移曲线如图3所示。表1列出了ICHAZ的每个平行示波冲击样品的EiEpEt值。其中,Ei为裂纹起裂功,其值为载荷-位移曲线上升段的积分,反映了裂纹的萌生以及稳定生长过程的难易;Ep为裂纹扩展功,其值为载荷-位移曲线下降段的积分,反映了裂纹的失稳扩展难易;EiEp之和为总冲击功Et。由图3表1可知,每个冲击样品的最大载荷、临界位移、EiEpEt值均存在一定差异,表明每个冲击样品的裂纹稳定生长与失稳扩展的难易程度不同,冲击功值波动较大。

图3   0 ℃下ICHAZ的示波冲击载荷-位移曲线

Fig.3   Impact load-displacement curves of ICHAZ at 0 ℃ (a) Tp=760 ℃ (b) Tp=830 ℃

表1   ICHAZ在0 ℃下示波冲击实验的裂纹起裂功Ei、裂纹扩展功Ep及总冲击功Et

Table 1   Iniation energy (Ei), propagation energy (Ep) and total energy (Et) of ICHAZ samples during instrumental impact test at 0 ℃

Tp / ℃Sample No.Ei / JEp / JEt / J
7601303969
2222749
3152439
83014567112
2425294
3443579

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2.2 显微组织

图4给出了焊接状态下升温速率与奥氏体转变温度A1A3之间的关系,随着升温速率的提高,奥氏体转变温度逐渐提高,当升温速率大于100 ℃/s后,A1A3开始稳定。由图1可知,焊接时的升温速率约为200 ℃/s,因此,实验用钢在焊接状态下的A1A3分别为740 ℃和890 ℃。

图4   焊接状态下加热速率与奥氏体转变温度A1A3的关系

Fig.4   Relationship between heating rate and austenite transition temperatures A1 and A3 under welding state (A1—austenite transformation starting temperature, A3—austenite transformation finishing temperature)

图5和6给出了HAZ各微区的显微组织形貌。由于1320 ℃与1020 ℃远高于奥氏体转变终了温度A3,因此实验用钢在经历了这2个峰值温度的焊接热循环后完全奥氏体化,冷却后形成均一的淬火马氏体组织,如图6a和b所示。又因高温停留时间相对较长,导致CGHAZ组织粗化明显(图5a1和b1)。与CGHAZ相比,FGHAZ中的马氏体组织较为细小(图5a2和b2),因此,FGHAZ比CGHAZ的冲击韧性要好。760和830 ℃分别接近奥氏体转变温度A1A3,经历了这2个峰值温度的焊接热循环后,实验用钢中形成了淬火态马氏体与回火态马氏体的混合组织,如图6c和d所示,其中未相变组织由于经历了高温的回火过程,从而形成了回火马氏体组织。

图5   HAZ各微区的显微组织与原奥氏体晶界形貌的OM像

Fig.5   OM images of microstructures (a1~a4) and morphologies of primary austenite grain boundaries (b1~b4) for CGHAZ (a1, b1), FGHAZ (a2, b2), ICHAZ (Tp=830 ℃) (a3, b3) and ICHAZ (Tp=760 ℃) (a4, b4)

图6   HAZ各微区的SEM像

Fig.6   SEM images of CGHAZ (a), FGHAZ (b), ICHAZ (Tp=830 ℃) (c) and ICHAZ (Tp=760 ℃) (d)

Tp为830 ℃的ICHAZ的热循环峰值温度较高,奥氏体转变相对充分,因此,显微组织主要为淬火马氏体,回火马氏体含量较少(图6c),而Tp为760 ℃的ICHAZ中主要为回火马氏体(图6d)。表2给出了回火马氏体与淬火马氏体的显微硬度HV0.1,回火马氏体的硬度低于淬火马氏体的硬度,差值介于100~150之间。

表2   ICHAZ中不同显微组织的硬度

Table 2   Vicker hardness of different microstructures in ICHAZ (HV0.1)

Tp / ℃Quenched martensiteTempered martensite
830594448
760574472

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CGHAZ的平均晶粒直径为(84±28) μm,FGHAZ的平均晶粒直径为(24±12) μm,Tp为830 ℃的ICHAZ发生了奥氏体相变和再结晶过程,晶粒细化,平均晶粒直径仅有(8.4±7.5) μm。Tp为760 ℃的ICHAZ的晶粒也较为细小,存在相变不完全的回火态马氏体的板条状晶界,经EBSD分析可知,如图7所示黑色虚线包围区域,在回火马氏体和淬火马氏体的原奥氏体晶粒的边界上分布着大量平均直径仅有1~2 μm的极细晶(ultra-fine grains,UFGs)。

图7   ICHAZ (Tp=760℃)的EBSD像

Fig.7   EBSD image of ICHAZ (Tp=760 ℃, UFGs—ultra-fine grains, UFGs zone shows UFGs (with the grains size between 1~2 μm) density distribution in this zone)

图8为ICHAZ在-20 ℃下进行冲击实验后的冲击断口纵剖面形貌。根据图中所示二次裂纹的特征将其分为2类:一类为在某一组织内部或是垂直于显微组织边界扩展的裂纹,称作I型裂纹;另一类是沿混合组织界面扩展的裂纹,称作II型裂纹。2种裂纹数量占比及其与冲击功的关系如图9所示。可见,在Tp为830 ℃的ICHAZ中I型裂纹占比较大,而在Tp为760 ℃的ICHAZ中II型裂纹占比较大。II型裂纹所占的比重越大则冲击吸收功越小,说明II型裂纹扩展时消耗的能量较低。

图8   -20 ℃下ICHAZ冲击样品断口纵剖面上的二次裂纹分布

Fig.8   Distributions of secondary cracks on the fracture longitudinal section of ICHAZ impact sample at -20 ℃ (A—type I crack propagating along the interior of the microstructure; B—type II crack propagating along the boundary of the microstructure)(a~c) Tp=760 ℃, impact absorbed energy 29 J(d~f) Tp=830 ℃, impact absorbed energy 121 J

图9   ICHAZ冲击样品中2种二次裂纹所占比例与冲击功的关系

Fig.9   Relationship between percentage of two types of secondary cracks and impact absorbed energy in ICHAZ impact sample at Tp=760 ℃ (a) and Tp=830 ℃ (b)

图10所示为-20 ℃下,Tp为760 ℃、ICHAZ冲击功为29 J的样品以及Tp为830 ℃、ICHAZ冲击功为121 J的样品的裂纹起裂区与裂纹扩展区的冲击断口形貌。Tp为830 ℃的ICHAZ冲击断口的裂纹起裂区(图10a1)分布着大直径韧窝,韧窝边界有韧性撕裂棱,其裂纹扩展区(图10a2)的断裂特征主要以韧性撕裂带和韧窝为主。Tp为760 ℃的ICHAZ冲击断口的裂纹起裂区(图10b1)存在较多由小微孔连接形成的裂纹,韧性撕裂棱较少,微孔密集细小,而在裂纹扩展区,存在沿组织界面开裂的大尺寸裂纹以及大量细小密集分布的微孔(图10b2),这种沿组织界面扩展的大尺寸裂纹恶化了冲击韧性。图11为ICHAZ中回火马氏体组织的TEM明场像,其中Tp为760 ℃的ICHAZ中存在大量未溶碳化物析出相,而Tp为830 ℃的ICHAZ中的碳化物析出相基本溶解。图12为HAADF-STEM模式下观察到的ICHAZ (Tp=760 ℃)的显微组织,图中衬度较高的亮点为碳化物析出相。通过SAED谱标定析出相为M2C与MC。

图10   ICHAZ冲击断口形貌

Fig.10   Impact fracture morphologies of ICHAZ samples at crack initiation zone (a1, b1) and crack propagation zone (a2, b2) (A—secondary crack formed by void coalescence; B—dimple formed by void coalescence; C—ductile tearing ridge)(a1, a2) Tp=830 ℃, impact absorbed energy 121 J(b1, b2) Tp=760 ℃, impact absorbed energy 29 J

图11   ICHAZ的TEM明场像

Fig.11   Bright-field TEM images of ICHAZ samples at Tp=760 ℃ (a) and Tp=830 ℃ (b)

图12   HAADF-STEM模式下,ICHAZ (Tp=760℃)的TEM像及M2C相和MC相的SAED谱

Fig.12   TEM image (a) and SAED patterns of M2C (b) and MC (c) phases of ICHAZ (Tp=760 ℃) sample under HAADF-STEM mode

3 分析与讨论

3.1 冲击功波动的原因

二次裂纹具有稳定一次裂纹扩展、消耗裂纹扩展功的作用[17]。由图9可知,沿混合组织界面扩展裂纹(II型裂纹)的比例越大则总冲击功越小,说明II型裂纹的出现频率越大则冲击性能越恶化。在韧性断裂过程中,不同的显微组织软硬不同,且界面两侧组织不共格,易变形不协调,形成微孔或裂纹扩展的通道[18,19]。ICHAZ组织由淬火马氏体与回火马氏体组成,二者硬度差异大(表2),断裂过程中2种组织变形不协调,组织界面处的裂纹易形核并长大。若发生冲击断裂时裂纹尖端存在较多的混合组织界面,则II型裂纹更容易形成,遵循能量最低原则,裂纹将优先沿混合组织界面扩展,冲击韧性变差。反之,若裂纹尖端的混合组织界面较少,裂纹则只能在断裂破坏的过程中通过显微组织内部扩展,冲击韧性较好。这种差异反映在示波冲击曲线上就是每个平行样品的最大载荷与临界位移的不同。若裂纹优先在显微组织界面处形核扩展,则最大位移与临界载荷较小,裂纹起裂功Ei较小。若在裂纹失稳扩展中,产生较多II型裂纹,则曲线斜率迅速下降,裂纹扩展功Ep较小。裂纹尖端的混合组织界面所占比例与V型缺口的开口位置有关。由于混合组织界面的分布具有随机性,V型缺口开口处的混合组织界面的比例具有随机性,同时断裂过程中裂纹尖端的显微组织界面具有随机性,最终导致ICHAZ的冲击功波动较大。CGHAZ和FGHAZ中形成的是完全淬火马氏体组织,组织均匀,因此,在所有实验温度下其冲击功波动较小。

3.2 ICHAZ (Tp=760 ℃)冲击韧性恶化原因

晶界能够阻碍位错运动,阻止裂纹扩展,因此,晶粒细小的FGHAZ的冲击韧性好于晶粒粗大的CGHAZ的冲击韧性。Tp为830 ℃的ICHAZ的原奥氏体晶粒直径仅为8.4 μm,使得该微区具有良好的冲击韧性。但是,同样晶粒细小的Tp为760 ℃的ICHAZ的冲击功却较低,成为HAZ的薄弱区域。

冲击载荷作为一种等轴载荷,应当同时考虑切向力与轴向力的作用。Rice和Tracey[20]指出微孔在轴向力作用下形核后,会在周围形成不均匀应力场,在切应力作用下,微孔之间由于切向力的作用会形成局部剪切带,这些条状剪切带往往应力集中并发生破坏,成为微孔扩展连接的通道。根据微孔之间的间距大小,Cox和Low[21]提出了2种微孔聚合机制。第一种机制为微孔间距较小时,在应力集中的剪切带作用下,微孔易相互连接形成裂纹,此时断裂发生形变量较小,且形成的裂纹易失稳扩展,降低材料的冲击性能;第二种机制为微孔间距较大时,微孔在断裂变形过程中各个方向应力分布均匀,因此微孔可以等轴稳定长大直到撕裂[22],该机制下断裂需要的局部变形量更大,表明材料具有较好的冲击韧性。碳化物析出相作为断裂过程中不均匀变形的质点能够产生应力集中,更容易促使局部剪切带的形成,进而促进微孔相互连接,导致材料直接从UFGs内部破坏[23,24],冲击性能恶化。

本工作研究的调质钢中存在大量的针状M2C析出相(长度在100~200 nm之间)以及球状MC析出相(直径在50~80 nm之间)[25],这种尺寸细小的析出相使得调质钢具有良好的强韧性。由图11a和图12所示的TEM像可知,在经历了Tp为760 ℃的热循环作用后,调质钢基体中仍存在大量M2C与MC析出相。与其它微区不同,Tp为760 ℃的ICHAZ中存在UFGs组织,在冲击载荷作用下,UFGs组织易破碎形成密集分布的次生微孔(secondary void)[26]。在冲击断裂过程中,由于碳化物析出相与基体变形不协调,某些位置会出现应力集中,这些区域在变形量较小时便发生破坏,形成连接次生微孔的通道,致使微孔连接,形成二次裂纹,导致该ICHAZ在冲击载荷作用下迅速破坏,冲击韧性恶化。对于Tp为830 ℃的ICHAZ,显微组织中不存在UFGs组织,且由于热循环峰值温度较高,调质钢基体中的碳化物析出相基本溶解消失(图11b),冲击断裂过程中,粗大的晶粒破碎形成较稀疏的次生微孔,微孔沿各方向均匀长大,直到相互连接,最终形成直径较大的韧窝(图10a1),使得该微区具有较好的冲击韧性。在冲击断裂过程中,ICHAZ中的次生微孔聚合过程如图13所示。

图13   ICHAZ中次生微孔生长过程示意图

Fig.13   Schematics of propatation process of secondary void for ICHAZ samples(a1) secondary voids formed in ICHAZ (Tp=760 ℃)(a2) micro-cracks formed through the carbides between the secondary voids in ICHAZ (Tp=760 ℃)(a3) secondary void connect to the secondary cracks in ICHAZ (Tp=760 ℃)(a4) impact fracture morphology of ICHAZ (Tp=760 ℃)(b1) secondary voids formed in ICHAZ (Tp=830 ℃)(b2) secondary voids grown-up into voids in ICHAZ (Tp=830 ℃)(b3) dimples formed by the connect voids in ICHAZ (Tp=830 ℃)(b4) impact fracture morphology of ICHAZ (Tp=830 ℃)

4 结论

(1) 随着Tp的升高,特征热影响区的冲击功平均值先增大后减小,Tp为760 ℃的ICHAZ冲击韧性最差,Tp为830 ℃的ICHAZ冲击韧性最好。CGHAZ和FGHAZ的冲击功值波动较小,而ICHAZ的冲击功值波动较大。

(2) ICHAZ组织为淬火马氏体和回火马氏体组成的混合组织,两者硬度差异大,由于冲击试样V型缺口处的混合组织界面所占比例具有随机性,造成ICHAZ的冲击功值波动较大。CGHAZ和FGHAZ为完全淬火马氏体组织,组织均匀,冲击功波动较小。

(3) Tp为760 ℃的ICHAZ中存在1~2 μm的极细晶粒(UFGs),在冲击载荷作用下易形成密集分布的次生微孔,基体中大量的未溶M2C与MC析出相促使微孔连接形成裂纹,从而恶化了该微区的冲击性能。

(责任编辑:李海兰)

The authors have declared that no competing interests exist.


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