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      油罐鋼高熱量焊接CGHAZ組織與力學性能

      油罐鋼高熱量焊接CGHAZ組織與力學性能

      摘要

      采用Gleeble-3500、掃描電鏡、透射電鏡和能譜儀研究了不同Ti含量的油罐鋼粗晶熱影響區(CGHAZ)的組織和力學性能。結果表明,高鈦鋼母材的強度和低溫韌性顯著提高,但高熱量輸入焊接后,CGHAZ的沖擊韌性嚴重惡化,隨著熱輸入的增加,沖擊韌性急劇下降,熱輸入對低鈦鋼沖擊韌性的影響很弱,隨著焊接熱輸入的增加,由于粒狀貝氏體的增加、TiN顆粒的粗化和(Ti,Nb)N成分的演變,低鈦鋼的沖擊韌性逐漸大于高鈦鋼高鈦鋼的輸入焊接。

      關鍵字:鈦鋼;熱影響區;沖擊韌性;錫粒子

      1背景

      高強度低合金鋼已廣泛應用于建造油罐等大型結構物,因為其體積大,達1000-2000萬立方米,施工中需要大量焊接工作[1-3]。為了節約成本,提高施工效率,必須采用埋弧焊、電弧焊等高效的自動焊接方法。然而,焊接熱輸入過高會導致熱影響區的強度和韌性顯著降低,尤其是粗晶熱影響區(CGHAZ)。CGHAZ靠近熔合線,峰值溫度接近鋼的熔點,導致奧氏體晶粒明顯粗化,出現粗晶脆化。同時,峰值溫度后的持續快速冷卻也促使上貝氏體和粒狀貝氏體的形成,導致組織脆性[4-6]。

      在低合金高強度鋼中加入Ti、Nb等微合金元素,可以顯著提高CGHAZ的韌性,這是由于Ti、Nb和C、N在鋼中的作用形成了細小的彌散碳氮化物。這些碳氮化物阻止了奧氏體晶粒的生長,改善了CGHAZ的二次組織。然而,這些第二相粒子在經歷焊接熱循環時溶解、生長和再沉淀;第二相粒子的大小、數量和分布在焊接過程中受到影響,然后阻礙奧氏體晶粒長大的能力和CGHAZ的韌性也受到影響[7,8]。因此,研究鈦含量對高強度油罐鋼在進行高熱量輸入焊接時的影響具有重要意義。利用金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡(SEM)和透射電鏡(TEM)研究了不同Ti含量的鋼在焊接熱循環中的沖擊韌性和硬度。

      2實驗

      2.1材料

      試驗用鋼為我實驗室研制的690MPa級油罐鋼,其化學成分見表1。A為低鈦鋼,B為高鈦鋼,鋼錠經控制軋制冷卻后離線淬火回火,力學性能均滿足690MPa級油罐鋼的要求。A鋼的Rm為725 MPa,Rcl=640 MPa,B鋼的Rm為820 MPa,Rcl=780 MPa。

      2.2方法

      采用Gleeble-3500熱模擬試驗機對CGHAZ焊接熱循環進行了模擬。用10mm×9mm×9mm×55mm橫向制備試樣,在熱電偶連接的焊點中心開缺

      image.png 

      圖1不同焊接熱輸入下CGHAZ的硬度和沖擊韌度

      a為CGHAZ與母材的韌性,b為CGHAZ與母材的硬度

      口,進行夏比V形缺口沖擊試驗。加熱速率為130(°)×s-1在熱循環模擬過程中,峰值溫度(Tp)為1320°C、峰值溫度延遲時間為1s,冷卻時間為800~500℃(T8/5)分別為15、36和46 s,對應于30、50和80 kJ×cm-1的焊接熱輸入。

      熱模擬試樣經研磨、拋光后用4%硝酸酒精溶液腐蝕,用光學顯微鏡和場發射掃描電鏡觀察其微觀結構。提取復型樣品用speed法制作TEM觀察。在JEM-2000透射電鏡下觀察了第二相粒子的大小、形貌和分布。同時,從連接熱電偶的焊點中心切取400lm薄片,研磨至80μm后做Φ3mm間隙,然后在5%高氯酸溶液中進行電解雙射流試驗?在95%乙醇溶液中,透射電鏡觀察到了細小的微觀結構。在載荷為10kg的維氏硬度下測量硬度,得到多點數據后的平均值。

      3結果與討論

      3.1母材和CGHAZ的低溫沖擊韌性和硬度

      圖1顯示了不同焊接熱輸入下的沖擊韌性和硬度,其中零熱輸入表示母材。高鈦鋼(B鋼)母材的沖擊韌性比低鈦鋼(A鋼)高87J,如圖1a所示,但隨著熱輸入的增加,A鋼和B鋼的韌性均降低。當焊接熱輸入達到80kJ×cm-1,高鈦鋼的低溫沖擊韌性只有18j,韌性急劇下降。

      A鋼和B鋼的硬度均高于母材經歷焊接熱循環后的硬度,且均先上升后下降,如圖1b所示,這是因為在連續冷卻條件下,奧氏體轉變為板條貝氏體和粒狀貝氏體。隨著冷卻時間從800~500℃(T8/5),粒狀貝氏體數量增加,板條貝氏體數量減少,導致CGHAZ的硬度和韌性逐漸降低[9]。

      3.2焊接熱輸入對熱影響區組織的影響

      貝氏體是由少量的鈦鐵素體和少量的鈦鋼組成的。采用Gleeble3500對母材進行焊接熱模擬試驗,焊接熱輸入為30KJ×cm-1,CGHAZ組織主要由板條貝氏體和少量粒狀貝氏體組成,如圖2b所示,這種混雜組織保證了低鈦鋼焊接熱循環后CGHAZ具有較高的硬度和韌性。此外,在CGHAZ中發現了晶內針狀鐵素體,如圖3a所示,這是低鈦鋼CGHAZ韌性高于母材的另一個原因。焊接熱輸入為50kJ×cm-1,CGHAZ組織以板條貝氏體為主,但粒狀貝氏體增多,原始奧氏體晶粒長大,如圖2c所示,CGHAZ的韌性開始下降。當焊接熱輸入達到80kJ×cm-1時,CGHAZ組織主要由上貝氏體組成,原始奧氏體晶粒明顯長大,貝氏體板條和鐵素體板條變粗,韌性明顯下降,如圖2d所示。

      圖2e顯示了高鈦含量鋼(B鋼)的母材組織,其主要成分是典型的回火貝氏體。當焊接熱輸入為30kJ×cm-1,CGHAZ組織主要由板條貝氏體和少量粒狀貝氏體組成,如圖2f所示,這種組織保證了高鈦鋼CGHAZ焊后具有較高的硬度和韌性。焊接熱輸入為50kJ×cm-1,CGHAZ組織以板條貝氏體為主,但粒狀貝氏體增多,原始奧氏體晶粒長大,韌性明顯下降。當焊接熱輸入達到80kJ×cm-1,CGHAZ組織主要由上貝氏體組成,原始奧氏體的晶界變得模糊,如圖2h所示;CGHAZ的韌性嚴重惡化,僅為8J。

      當焊接熱輸入為50KJ×cm-1時,用TEM進一步觀察,發現低鈦鋼(A鋼)的CGHAZ晶粒尺寸因晶內針狀鐵素體的作用而減小,如圖3a所示,而高鈦鋼(B鋼)的CGHAZ中發現粗M-A島成分,如圖3b所示,報告[10]當M-A島構件的平均弦長大于2μm時,形成了格里菲斯裂紋的臨界尺寸。進一步測量了高鈦鋼中M-A島狀組分的體積分數和CGHAZ的平均弦長,發現高鈦鋼的M-A島狀組分和CGHAZ的平均弦長隨著焊接熱輸入的增加而增加,從而造成沖擊低溫韌性下降嚴重。

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      圖2不同焊接熱輸入下母材和CGHAZ的掃描電鏡圖像:a:A鋼的金屬基底,b: 30KJ×cm-1的A鋼,c:50KJ×cm-1的A鋼,d: 80 KJ×cm-1的A鋼,e:B鋼的金屬基底,f: 30KJ×cm-1的B鋼,g: 50KJ×cm-1的B鋼,h :80KJ×cm-1的B鋼

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      圖3 CGHAZ的TEM圖像:a:50KJ×cm-1的A鋼,b:50KJ×cm-1的B鋼


      3.3 CGHAZ中夾雜物和第二相粒子的影響

      微量合金元素添加劑導致高熔點顆粒的形成,這些顆粒一方面釘住奧氏體晶界,阻止奧氏體晶界遷移,限制奧氏體晶粒長大;另一方面,它們提高了相變的形核點,以獲得更細的微觀結構[13,14]。在鋼中加入Ti、Nb微合金元素,可形成碳氮化物顆粒,阻止奧氏體晶粒長大,影響焊縫和熱影響區的顯微組織,提高接頭性能[15,16]。粒徑越小,阻止奧氏體晶粒長大的作用越大。目前,研究了不同鈦含量對CGHAZ性能的影響。

      圖2e–h中的箭頭顯示了母材和高鈦鋼CGHAZ中2–5 lm的方形夾雜物,通過能譜儀(EDS)分析,它們主要由Nb氮化物或Ti氮化物組成。然而,高鈦含量鋼(B鋼)的Ti/N比值過大,凝固過程中產生了粗大的TiN顆粒,粗的TiN顆粒不能有效地阻止奧氏體晶粒的長大。這也是高熱量輸入焊接后CGHAZ沖擊韌性嚴重惡化、隨熱輸入增加而急劇下降的原因之一。

      用透射電鏡觀察提取復型樣品。結果表明,焊接后基體中有大量細小的析出顆粒彌散分布,其形貌呈規則的矩形和立方體,如圖4所示。在低鈦鋼(A鋼)和高鈦鋼(B鋼)中析出的第二顆粒均含有Ti和Nb元素,它們是Ti氮化物或Nb氮化物。EDS分析表明,高鈦鋼中(Ti,Nb)N顆粒的平均含量為73%Ti和27%Nb;低鈦鋼中(Ti,Nb)N顆粒的平均含量為55%Ti和45%Nb。結果表明,第二粒子(Ti,Nb)N中Ti含量越高,CGHAZ的韌性越差。

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      圖4 CGHAZ中第二相粒子的TEM圖像和EDS分析:a:A鋼在CGHAZ中的第二相粒子,b:A鋼的EDS分析,c :CGHAZ中B鋼的第二相粒子,d:B鋼的EDS分析


      4結論

      目前,研究了不同鈦含量對CGHAZ組織和性能的影響,當焊接熱輸入達到80KJ×cm-1時,本實驗室研制的低鈦鋼CGHAZ低溫韌性仍能滿足性能要求。微量合金元素Ti的加入提高了鋼的強韌性,但對Pcm(碳當量)沒有貢獻,過多的Ti顯著降低了焊接過程的力學性能。同時,隨著Ti含量的增加,第二粒子(Ti,Nb)N的組成從55%Ti顯著變化到73%Ti,在高熱量輸入焊接過程中析出物增多、粗化,低溫沖擊韌性迅速下降。


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