熱輸入對(duì)106cunicrmonb鋼焊接熱影響區(qū)組織和性能的影響

熱輸入對(duì)106cunicrmonb鋼焊接熱影響區(qū)組織和性能的影響

0強(qiáng)化元素銅及微合金元素鈮的含量和強(qiáng)度06c倫氏鋼是我國(guó)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(qiáng)韌性水平,在鋼中加入了一定量的沉淀強(qiáng)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(qiáng)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(duì)焊接熱輸入的敏感性。1試樣制備與試驗(yàn)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(yàn)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(yàn)鋼板加工成12mm×12mm×120mm的熱模擬試樣后,在Gleeble-1500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行熱循環(huán)試驗(yàn),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(jìn)行單道對(duì)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(jìn)行模擬,熱循環(huán)參數(shù)及試樣編號(hào)見表1。1.2材料的拉伸和沖擊試驗(yàn)?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(zhǎng)度30mm,拉伸試驗(yàn)在SINTECH20/G型材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行;夏比V型沖擊試樣尺寸為10mm×10mm×55mm,沖擊試驗(yàn)在JBN-300B型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。為了與原始狀態(tài)的基體材料相比較,對(duì)基體材料(0號(hào)試樣)也進(jìn)行了拉伸和沖擊試驗(yàn)。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(jìn)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(qiáng)度2.1模擬焊接熱影響區(qū)的強(qiáng)度在經(jīng)過熱循環(huán)的1~6號(hào)試樣上各加工出6個(gè)拉伸試樣進(jìn)行試驗(yàn),試驗(yàn)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(duì)于1~6號(hào)拉伸試樣斷于基體或模擬區(qū)的機(jī)會(huì)是均等的,且模擬區(qū)部位的抗拉強(qiáng)度并不低于基體(0號(hào)試樣);1,3,5號(hào)試樣(模擬粗晶區(qū))分別與對(duì)應(yīng)的2,4,6號(hào)試樣(模擬不完全重結(jié)晶區(qū))相比,兩者的抗拉強(qiáng)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(qiáng)度對(duì)各自經(jīng)受的焊接熱循環(huán)不敏感;1,3,5號(hào)試樣之間及2,4,6號(hào)試樣之間相比較,其模擬區(qū)抗拉強(qiáng)度差別也很小,這表明焊接線能量在17~40kJ/cm之間變化時(shí)對(duì)熱影響區(qū)的抗拉強(qiáng)度影響不大。Czyryca認(rèn)為,銅時(shí)效硬化型低合金高強(qiáng)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(qiáng)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(yàn)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(cè)試1~6號(hào)沖擊試樣的缺口位于熱循環(huán)區(qū),分別進(jìn)行0~-80℃系列溫度下的沖擊試驗(yàn),每個(gè)溫度試驗(yàn)三次取平均值,0號(hào)試樣作為對(duì)比試樣。由圖1可見,2,4,6號(hào)試樣與0號(hào)試樣相比,其沖擊功雖有不同程度的下降,但在測(cè)試溫度范圍(0~-80℃)內(nèi)仍保持在較高水平;而且2,4,6號(hào)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(duì)焊接線能量的變化不敏感。1號(hào)試樣在測(cè)試溫度范圍(0~-80℃)內(nèi)均保持較高的沖擊功;3號(hào)試樣在-20℃以上時(shí)沖擊功較高,在-20℃以下時(shí)沖擊功迅速下降,說明其韌脆轉(zhuǎn)變溫度在-20℃左右;而5號(hào)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(jìn)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(duì)1,3,5號(hào)試樣進(jìn)行了顯微組織分析。由圖2可見,1,3,5號(hào)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(hào)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(cuò)(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(hào)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(hào)試樣的組織與3號(hào)試樣相似,但組織比3號(hào)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(hào)試樣與3號(hào)、5號(hào)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(kuò)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(shí)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(shí),此時(shí)的粒狀貝氏體的韌性則會(huì)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(shí),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(shí)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(yàn)條件下模擬焊接熱影響區(qū)的抗拉強(qiáng)度對(duì)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(duì)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(shí)沖擊韌度迅速下降。(3)在17,30