熱輸入對106cunicrmonb鋼焊接熱影響區(qū)組織和性能的影響

熱輸入對106cunicrmonb鋼焊接熱影響區(qū)組織和性能的影響

0強化元素銅及微合金元素鈮的含量和強度06c倫氏鋼是我國開發(fā)的高密度鋼（ep0.25m）、耐腐蝕性好、焊接體結(jié)構(gòu)的鋼。鋼的碳含量低，鉻、鉻、鉻、銅的含量低，焊接性好，成本低。為了保證該鋼的強韌性水平,在鋼中加入了一定量的沉淀強化元素銅及微合金元素鈮,并且通過控制鋼中的硫、磷等夾雜物的含量和形狀及一系列軋制和熱處理工藝等措施,可使該鋼即使在碳含量及碳當(dāng)量較低的情況下仍然具有較高的強度和優(yōu)異的低溫韌性。為了給該鋼焊接工藝的制訂提供依據(jù),作者研究了不同熱輸入條件下該鋼焊接熱影響區(qū)各部位的組織和性能,分析了該鋼對焊接熱輸入的敏感性。1試樣制備與試驗方法導(dǎo)師:荊洪陽教授1.1化學(xué)成分質(zhì)量分?jǐn)?shù)/比例試驗材料為工業(yè)試制的06CuNiCrMoNb鋼板。熱處理工藝為900℃淬火+640℃回火,板厚14mm;力學(xué)性能為Rp0.2=655MPa,Rm=705MPa,A=21%,Z=50%,Akv=294J(-40℃);化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為:0.046C,0.30Si,0.60Mn,0.013P,0.003S,1.19Cu,0.85Ni,0.81Cr,0.19Mo,0.02Nb。將試驗鋼板加工成12mm×12mm×120mm的熱模擬試樣后,在Gleeble-1500型熱模擬試驗機上進行熱循環(huán)試驗,熱循環(huán)區(qū)域?qū)挾燃s10~15mm。在17,30,40kJ/cm三種焊接線能量條件下,室溫不預(yù)熱進行單道對接焊模擬,選取熱影響區(qū)的粗晶區(qū)(CGHAZ)和不完全重結(jié)晶區(qū)(IRHAZ)兩部位進行模擬,熱循環(huán)參數(shù)及試樣編號見表1。1.2材料的拉伸和沖擊試驗?zāi)M焊接熱循環(huán)完畢后,在加熱中心處加工出拉伸和夏比沖擊試樣。拉伸試樣直徑為6mm,標(biāo)距長度30mm,拉伸試驗在SINTECH20/G型材料試驗機上進行;夏比V型沖擊試樣尺寸為10mm×10mm×55mm,沖擊試驗在JBN-300B型沖擊試驗機上進行。為了與原始狀態(tài)的基體材料相比較,對基體材料(0號試樣)也進行了拉伸和沖擊試驗。加工出金相試樣,經(jīng)熱循環(huán)模擬后用2%(體積分?jǐn)?shù),下同)硝酸酒精溶液浸蝕,用Neophot-21型光學(xué)顯微鏡進行顯微組織分析;從金相試樣上切割0.4mm厚金屬片,研磨到100μm后,以5%高氯酸酒精溶液為電解液,雙噴電解后,用PhilipsCM200型透射電鏡(TEM)觀察其顯微結(jié)構(gòu)。2擬區(qū)基層強度2.1模擬焊接熱影響區(qū)的強度在經(jīng)過熱循環(huán)的1~6號試樣上各加工出6個拉伸試樣進行試驗,試驗結(jié)果根據(jù)斷裂位置(基體或模擬區(qū))分類,各自取平均值。由表2可見,對于1~6號拉伸試樣斷于基體或模擬區(qū)的機會是均等的,且模擬區(qū)部位的抗拉強度并不低于基體(0號試樣);1,3,5號試樣(模擬粗晶區(qū))分別與對應(yīng)的2,4,6號試樣(模擬不完全重結(jié)晶區(qū))相比,兩者的抗拉強度幾乎沒有差別,說明同一焊接熱影響區(qū)中各部位的抗拉強度對各自經(jīng)受的焊接熱循環(huán)不敏感;1,3,5號試樣之間及2,4,6號試樣之間相比較,其模擬區(qū)抗拉強度差別也很小,這表明焊接線能量在17~40kJ/cm之間變化時對熱影響區(qū)的抗拉強度影響不大。Czyryca認(rèn)為,銅時效硬化型低合金高強度鋼焊接之后由于在焊接熱影響區(qū)的晶粒變大且原來沉淀析出的ε-Cu的部分溶解,銅的強化作用降低,造成焊接熱影響區(qū)部位的“軟化”,但從上述試驗結(jié)果來看,06CuNiCrMoNb鋼模擬焊接熱影響區(qū)沒有出現(xiàn)此類“軟化”現(xiàn)象。2.2沖擊功測試1~6號沖擊試樣的缺口位于熱循環(huán)區(qū),分別進行0~-80℃系列溫度下的沖擊試驗,每個溫度試驗三次取平均值,0號試樣作為對比試樣。由圖1可見,2,4,6號試樣與0號試樣相比,其沖擊功雖有不同程度的下降,但在測試溫度范圍(0~-80℃)內(nèi)仍保持在較高水平;而且2,4,6號試樣相比,沖擊功雖有所差別但不明顯,這說明不完全重結(jié)晶區(qū)的低溫沖擊韌度對焊接線能量的變化不敏感。1號試樣在測試溫度范圍(0~-80℃)內(nèi)均保持較高的沖擊功;3號試樣在-20℃以上時沖擊功較高,在-20℃以下時沖擊功迅速下降,說明其韌脆轉(zhuǎn)變溫度在-20℃左右;而5號樣在0~-80℃范圍內(nèi)沖擊功均較低,說明粗晶區(qū)的低溫沖擊韌度隨焊接線能量的增加下降較多。2.3組織及殘余粉體為了進一步分析粗晶區(qū)的低溫沖擊韌度隨焊接線能量變化的原因,針對1,3,5號試樣進行了顯微組織分析。由圖2可見,1,3,5號試樣的組織雖均為粒狀貝氏體,但貝氏體鐵素體基體上島狀物的分布、形狀及大小存在著較大的差別,其島狀物分布逐漸由平行束狀轉(zhuǎn)變?yōu)樯y的顆粒狀分布,且大小也逐漸從細(xì)小束狀變化為較大的顆粒狀。由圖3可見,1號試樣組織的基體以板條狀鐵素體為主,板條寬度約為1~2μm(圖3a);在板條內(nèi)存在高密度位錯(圖3b);此外在板條之間存在有約0.2μm寬的條狀殘余奧氏體(圖3c)。3號試樣組織的基體為塊狀+板條狀鐵素體,由圖4可見,在鐵素體基體上存在馬氏體+殘余奧氏體(M+A)組元,且M+A組元多呈現(xiàn)不規(guī)則的片狀。5號試樣的組織與3號試樣相似,但組織比3號試樣稍粗大,且其基體以塊狀鐵素體為主,見圖5。由透射電鏡分析結(jié)果可見,同樣是粒狀貝氏體,1號試樣與3號、5號試樣基體中的第二相有著本質(zhì)上的區(qū)別。一般認(rèn)為,粒狀貝氏體的鐵素體基體上的殘余奧氏體在不轉(zhuǎn)變的情況下可作為韌性相阻止裂紋的擴展,此外殘余奧氏體可作為晶內(nèi)“多余”碳元素及晶界上雜質(zhì)元素的“吸收劑”而凈化基體組織,此時的粒狀貝氏體有著良好的韌性;而當(dāng)殘余奧氏體轉(zhuǎn)變或分解的情況下,尤其是殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈缘腗+A組元時,此時的粒狀貝氏體的韌性則會迅速惡化,因此第二相的性質(zhì)基本決定了粒狀貝氏體的韌性;當(dāng)粒狀貝氏體中第二相的性質(zhì)及大小基本相同時,鐵素體基體的形狀和大小就成為影響粒狀貝氏體韌性的重要因素。因此,在17kJ/cm的線能量條件下,雖然粗晶區(qū)晶粒較大,但組織中貝氏體鐵素體以細(xì)小的板條狀為主,同時板條間夾有殘余奧氏體薄膜,使其仍能保持良好的韌性;而在30kJ/cm和40kJ/cm線能量條件下,粗大的塊狀鐵素體數(shù)量增多,并且鐵素體基體上存在著不規(guī)則的片狀M+A組元,使得粗晶區(qū)的沖擊韌度迅速下降。3沖擊韌度與組織(1)06CuNiCrMoNb鋼的模擬焊接熱影響區(qū)沒有產(chǎn)生“軟化”現(xiàn)象,并且在試驗條件下模擬焊接熱影響區(qū)的抗拉強度對焊接線能量的變化不敏感。(2)隨著線能量的提高不完全重結(jié)晶區(qū)低溫沖擊韌度有所降低,但仍然保持了較高水平,該部位的沖擊韌度對焊接線能量的變化不敏感;在17kJ/cm線能量條件下粗晶區(qū)具有較高的沖擊韌度,但在線能量大于30kJ/cm時沖擊韌度迅速下降。(3)在17,30