吳麗萍，劉順洪，王 磊，龔俊偉

（華中科技大學(xué)，湖北 武漢 430074）

0 前言

E4330鋼應(yīng)用于高壓泵頭體，泵頭體是石油壓裂車(chē)壓力液力端極其重要的部件，運(yùn)行一段時(shí)間后由于工作環(huán)境惡劣，其吸入腔、排出腔和柱塞腔等部位會(huì)出現(xiàn)裂紋，并且制造過(guò)程中會(huì)出現(xiàn)尺寸超差。為了延長(zhǎng)泵頭體的使用壽命，需對(duì)其進(jìn)行焊接修復(fù)。

低合金調(diào)質(zhì)高強(qiáng)度鋼合金系統(tǒng)復(fù)雜，淬硬性大，在焊接過(guò)程中冷裂紋的產(chǎn)生和熱影響區(qū)韌性降低是主要問(wèn)題[1]。一般認(rèn)為粗晶區(qū)是焊接接頭中的薄弱環(huán)節(jié)[2]。而實(shí)際焊接為多層多道焊，后續(xù)焊道對(duì)前一焊道的粗晶區(qū)性能也有影響[3]。了解高強(qiáng)鋼焊接接頭粗晶區(qū)性能變化是有意義的。采用熱模擬技術(shù)研究了預(yù)熱溫度、層間溫度及焊后熱處理對(duì)E4330鋼粗晶區(qū)組織與性能的變化規(guī)律，對(duì)于制定合理的焊接工藝具有重要作用。

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為E4330鋼，其化學(xué)成分如表1所示。采用調(diào)質(zhì)處理，母材組織為回火索氏體。

表1 E4330鋼化學(xué)成分 %

熱模擬試樣尺寸為11 mm×11 mm×100 mm，試驗(yàn)在Gleeble3500熱力模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。熱模擬試驗(yàn)方案如下：

①考察預(yù)熱溫度對(duì)E4330鋼粗晶區(qū)組織性能的影響，一次熱循環(huán)參數(shù)如表2所示。

②在A3基礎(chǔ)上進(jìn)行二次熱循環(huán)，考察層間溫度對(duì)E4330鋼臨界粗晶區(qū)組織性能的影響，二次熱循環(huán)參數(shù)如表3所示。

③對(duì)B2進(jìn)行（880℃+620℃）調(diào)質(zhì)處理，考察焊后熱處理對(duì)臨界粗晶區(qū)性能的改善作用。

表2 一次熱循環(huán)參數(shù)

表3 二次熱循環(huán)參數(shù)

熱模擬試驗(yàn)后，按照GB/T229-2007《金屬夏比缺口沖擊試驗(yàn)方法》的規(guī)定進(jìn)行常溫和低溫沖擊試驗(yàn)，V型缺口開(kāi)在熱電偶絲的焊接位置。硬度試驗(yàn)在HXS-1000AK雙壓頭顯微硬度計(jì)上操作進(jìn)行，載荷為1 kgf，保持載荷15s。微觀組織形貌采用4%的硝酸酒精溶液腐蝕顯示，晶粒度試樣則采用過(guò)飽和苦味酸水溶液浸蝕，晶粒度測(cè)定按《GB/T6394-2002金屬平均晶粒度測(cè)定方法》進(jìn)行。利用Quanta環(huán)境掃描電子顯微鏡對(duì)斷口進(jìn)行分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果和分析

2.1 預(yù)熱溫度對(duì)CGHAZ的影響

圖1a～圖1c為模擬粗晶區(qū)的組織，圖1d～圖1f為粗晶區(qū)的原奧氏體晶粒，表4為不同預(yù)熱溫度下粗晶區(qū)的晶粒度。預(yù)熱溫度升高，對(duì)應(yīng)的高溫停留時(shí)間增加，晶粒變大，當(dāng)預(yù)熱溫度為350℃，晶粒度達(dá) 2.5。

表4 模擬粗晶區(qū)的晶粒度

預(yù)熱溫度不超過(guò)250℃的模擬粗晶區(qū)都得到單一板條馬氏體，對(duì)應(yīng)表2中的參數(shù)可知，當(dāng)t8/5＜22 s，E4330鋼焊接粗晶區(qū)得到組織為馬氏體。預(yù)熱溫度為300℃，即t8/5=30 s，模擬粗晶區(qū)中出現(xiàn)大量下貝氏體和少量上貝氏體。預(yù)熱溫度為350℃時(shí)，t8/5延長(zhǎng)至45 s，粗晶區(qū)中上貝氏體數(shù)量增多。預(yù)熱溫度為300℃和350℃的貝氏體體積分?jǐn)?shù)分別為25.68%和 32.91%。

模擬粗晶區(qū)的硬度如表5所示，不預(yù)熱得到馬氏體的硬度為548 HV，E4330鋼熱影響區(qū)淬硬傾向大。預(yù)熱溫度升高，奧氏體晶粒長(zhǎng)大，導(dǎo)致隨后生成的馬氏體板條粗大，硬度降低，當(dāng)預(yù)熱溫度為250℃時(shí)，模擬試樣得到的馬氏體硬度最低，為519 HV。當(dāng)預(yù)熱溫度進(jìn)一步升高，粗晶區(qū)中出現(xiàn)貝氏體，此時(shí)，混合組織中的馬氏體硬度達(dá)到613 HV，這是由于下貝氏體分割?yuàn)W氏體晶粒，減小馬氏體板條的尺寸，使得板條馬氏體亞結(jié)構(gòu)變精細(xì)，硬度升高[4]。而貝氏體的硬度則隨預(yù)熱溫度的升高而降低，分別為482 HV和466 HV。

2.2 層間溫度及調(diào)質(zhì)處理對(duì)IRCGHAZ的影響

圖2a～圖2c為二次熱循環(huán)后臨界粗晶區(qū)的組織，圖2d～圖2f為原奧氏體晶粒，對(duì)應(yīng)的晶粒度分別為3.5，4和3.5。臨界粗晶區(qū)得到與粗晶區(qū)（T0=200℃時(shí)）相似的粗大晶粒，即出現(xiàn)了組織遺傳。另外，在原奧氏體晶粒邊界處有成串的細(xì)小球狀?yuàn)W氏體形成。

圖1 模擬粗晶區(qū)的組織和晶粒

表5 模擬粗晶區(qū)的硬度 HV

二次熱循環(huán)后臨界粗晶區(qū)的組織為板條馬氏體（Tb=100℃和Tb=200℃時(shí)）及下貝氏體-馬氏體混合物（Tb=300℃時(shí)），這是因?yàn)閠8/5對(duì)粗大晶粒遺傳沒(méi)有影響，但對(duì)粗大組織遺傳影響顯著。當(dāng)t8/5較小時(shí)，能夠產(chǎn)生粗大組織遺傳；當(dāng)t8/5較大時(shí)，僅產(chǎn)生粗大晶粒遺傳[5]。

原始組織中平衡組織和不平衡組織共存時(shí)，一方面發(fā)生有序轉(zhuǎn)變，當(dāng)馬氏體被重新加熱到AC1以上時(shí)，在馬氏體板條間形成與馬氏體有特定取向關(guān)系的針狀?yuàn)W氏體，針狀?yuàn)W氏體隨后成長(zhǎng)匯合，恢復(fù)了原奧氏體的晶粒大小和取向。另一方面進(jìn)行無(wú)序轉(zhuǎn)變，在晶界和亞晶界處形成任意取向的奧氏體晶核并長(zhǎng)大成細(xì)小的球狀?yuàn)W氏體晶粒。前者導(dǎo)致組織遺傳，后者稱(chēng)為“邊界效應(yīng)”，多次利用邊界效應(yīng)可細(xì)化晶粒[6]。

對(duì)比臨界粗晶區(qū)的晶粒，發(fā)現(xiàn)層間溫度為200℃時(shí)，球狀?yuàn)W氏體晶粒增多，新形成奧氏體晶粒變?。ㄒ?jiàn)圖2e）。一次熱循環(huán)后，粗晶區(qū)中馬氏體轉(zhuǎn)變量與層間溫度有關(guān)，層間溫度越高，轉(zhuǎn)變過(guò)程越不完整。層間溫度為200℃時(shí)，生成的馬氏體分割?yuàn)W氏體晶粒，使未轉(zhuǎn)變的過(guò)冷奧氏體變細(xì)小，增加了原奧氏體的晶界，而在重新升溫的過(guò)程中，球狀?yuàn)W氏體在原奧氏體晶界及馬氏體板條間形成，因此球狀?yuàn)W氏體增多。

層間溫度為300℃時(shí)，原奧氏體晶粒邊界處沒(méi)有出現(xiàn)球狀?yuàn)W氏體晶粒（見(jiàn)圖2f）。當(dāng)試樣冷卻到300℃時(shí)，粗晶區(qū)開(kāi)始發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，這時(shí)立即重新加熱，原始組織主要是過(guò)冷奧氏體，在二次熱循環(huán)的過(guò)程中，新形成的奧氏體直接繼承原奧氏體的晶粒大小和取向，有序轉(zhuǎn)變區(qū)“吞噬”無(wú)序轉(zhuǎn)變區(qū)，導(dǎo)致細(xì)小晶粒消失。

為了研究晶粒內(nèi)部和晶界附近組織的差異，測(cè)量了不同位置的硬度，如表6所示。層間溫度為100℃和200℃時(shí)，不同位置的硬度基本相同，說(shuō)明原奧氏體晶界附近和晶粒內(nèi)部組織比較均一。三組層間溫度得到的馬氏體硬度相對(duì)原始組織（524 HV）的都有不同幅度的提高。以粗大板條馬氏體為原始組織，重新加熱的過(guò)程中，除了粗大晶粒得到恢復(fù)，奧氏體在馬氏體中形成時(shí)可以繼承馬氏體高密度位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)，極大地提高馬氏體形核率，有效地細(xì)化了馬氏體板條尺寸[7]，從而提高馬氏體的硬度。前兩組提高幅度的不同是由于馬氏體轉(zhuǎn)變量隨層間溫度升高而下降，影響了后續(xù)馬氏體的形核率。第三組馬氏體硬度提高則與貝氏體生成有關(guān)，貝氏體分割?yuàn)W氏體晶粒，使馬氏體生長(zhǎng)受阻礙，細(xì)化馬氏體板條。

圖2 模擬臨界粗晶區(qū)的組織和晶粒

表6 模擬臨界粗晶區(qū)的硬度 HV

臨界粗晶區(qū)經(jīng)調(diào)質(zhì)處理得到回火索氏體，硬度為414 HV，但仍殘留粗大的奧氏體晶粒，即調(diào)質(zhì)處理不能完全消除組織遺傳現(xiàn)象。

2.3 沖擊試驗(yàn)結(jié)果及分析

通過(guò)對(duì)比沖擊試驗(yàn)數(shù)據(jù)（見(jiàn)表7），發(fā)現(xiàn)臨界粗晶區(qū)的沖擊功較粗晶區(qū)有所上升。由上述分析可知，臨界粗晶區(qū)由于邊界效應(yīng)生成的細(xì)小球狀?yuàn)W氏體增多，得到比粗晶區(qū)細(xì)小的晶粒，這兩者增加晶界，使裂紋穿越晶界的消耗功增大，提高韌性。另外，硬度測(cè)量結(jié)果（見(jiàn)表6）和臨界粗晶區(qū)的SEM照片（見(jiàn)圖3）表明奧氏體邊界的細(xì)小晶粒與晶粒內(nèi)的組織基本相同。因此，在本研究中并沒(méi)有出現(xiàn)邊界效應(yīng)引起的組織不均勻，而組織不均勻是部分文獻(xiàn)[3，8]中提及的韌性韌性嚴(yán)重惡化的主要原因?？傮w上，層間溫度為200℃時(shí)，細(xì)小球狀?yuàn)W氏體的生成對(duì)粗晶區(qū)的韌性有改善作用。

表7 熱模擬試樣沖擊試驗(yàn)結(jié)果

相對(duì)于母材，粗晶區(qū)的常溫及低溫沖擊功分別下降了64.38%和28.13%，而臨界粗晶區(qū)的分別下降了53.42%和9.38%。E4330鋼焊后粗晶區(qū)韌性惡化嚴(yán)重，需要通過(guò)熱處理改善性能。經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后，模擬試樣的沖擊功得到提高，常溫和低溫沖擊功分別達(dá)到68 J和50 J，其中低溫沖擊功比母材的增加了56.25%。

2.4 熱模擬試樣沖擊斷口形貌

沖擊試樣斷口起裂區(qū)的微觀形貌如圖4所示。模擬粗晶區(qū)沖擊斷口表層呈準(zhǔn)解理形貌，準(zhǔn)解理面面積較小，斷口上有大量短而彎曲的撕裂棱。臨界粗晶區(qū)為準(zhǔn)解理+韌窩混合斷口，韌窩尺寸小而淺，但所占比例較大，主要分布在晶界，說(shuō)明大量細(xì)小球狀?yuàn)W氏體晶粒的生成是沖擊功提高的原因。模擬調(diào)質(zhì)處理試樣及母材沖擊斷口為韌窩斷口，調(diào)質(zhì)處理的是等軸韌窩，韌窩底部有細(xì)小顆粒，韌窩大小不一，大韌窩周?chē)芗№g窩。母材的韌窩沿一定方向被拉長(zhǎng)，這表明在斷裂過(guò)程中發(fā)生了撕裂，韌窩尺寸較調(diào)質(zhì)處理的大，所以其沖擊功最高。

對(duì)顆粒物進(jìn)行微區(qū)成分分析，由元素成分比例（見(jiàn)表8）可得，顆粒中O、Al含量相對(duì)較多，為Al的氧化物夾雜。

圖3 模擬臨界粗晶區(qū)SEM照片

圖4 熱模擬試樣沖擊斷口微觀形貌

表8 韌窩中心顆粒物的化學(xué)成分 %

3 結(jié)論

（1）E4330鋼粗晶區(qū)在快速冷卻過(guò)程中容易得到淬硬組織，因此焊前需要預(yù)熱。升高預(yù)熱溫度可以延長(zhǎng)t8/5，得到下貝氏體，但同時(shí)會(huì)增加高溫停留時(shí)間，導(dǎo)致晶粒嚴(yán)重粗大，并且隨著t8/5進(jìn)一步延長(zhǎng)，粗晶區(qū)開(kāi)始出現(xiàn)上貝氏體，使韌性惡化。E4330鋼焊前預(yù)熱溫度不宜過(guò)高。

（2）層間溫度越高，馬氏體轉(zhuǎn)變?cè)讲煌耆?，而臨界粗晶區(qū)中出現(xiàn)的組織遺傳現(xiàn)象與原始組織中的馬氏體有關(guān)。層間溫度為200℃時(shí)，因原始組織中馬氏體轉(zhuǎn)變不完全，臨界粗晶區(qū)中的球狀?yuàn)W氏體增多，由于邊界效應(yīng)得到比粗晶區(qū)細(xì)小的晶粒。

（3）模擬粗晶區(qū)的韌性最差，臨界粗晶區(qū)由于原奧氏體晶界的球狀?yuàn)W氏體增多，抑制粗大晶粒遺傳，因此韌性沒(méi)有進(jìn)一步惡化。調(diào)質(zhì)處理不能完全消除組織遺傳現(xiàn)象，但對(duì)韌性有改善作用，其中低溫沖擊功比母材高。

（4）粗晶區(qū)的斷口形貌為準(zhǔn)解理，臨界粗晶區(qū)的是準(zhǔn)解理+韌窩。調(diào)質(zhì)處理及母材的斷口形貌為大小不一的韌窩，韌窩底部有Al的氧化物夾雜。

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