陳章蘭, 熊云峰, 李曉文, 王九龍

(1.集美大學(xué)，福建 廈門 361001; 2.廈門精悍機(jī)電設(shè)備有限公司，福建 廈門 361021)

0 前言

新一代超高強(qiáng)鋼具有船海結(jié)構(gòu)需要的優(yōu)良沖擊韌性。然而，超高強(qiáng)鋼焊接熱影響區(qū)(HAZ)在快速冷卻過程中，奧氏體來(lái)不及轉(zhuǎn)變形成脆性MA(Martensite-Austenite)組元[1-4]，硬相馬氏體晶界應(yīng)力集中而軟相奧氏體晶界位錯(cuò)堆積[5-6]，由Yamamoto公式可知斷裂耗能低，尺度達(dá)到1 μm2即產(chǎn)生微裂紋形核[7]。而工程上CO2氣體保護(hù)焊8 mm高強(qiáng)鋼板，熱影響區(qū)塊狀MA組元長(zhǎng)度可達(dá)6 μm[3]；微裂紋對(duì)強(qiáng)度的影響由Griffith理論可知，斷裂韌性急劇下降。更為嚴(yán)峻的是，MA組元在焊接拉應(yīng)力作用下聚集大量C，Mn和Si等元素[8]，加劇了HAZ的脆化。因此，研究HAZ離線增韌對(duì)深化超高強(qiáng)鋼船海工程應(yīng)用具有十分重要的意義。

熱處理方法應(yīng)用于消除焊接HAZ中MA組元的脆性：如延長(zhǎng)高溫停留時(shí)間細(xì)化MA組元[9]；提高奧氏體化溫度[4]或大的冷卻速度[10]消除MA組元和細(xì)化晶粒。然而，由于HAZ寬度為亞厘米量級(jí)，熱處理參數(shù)的調(diào)節(jié)難以突破熱影響超寬。

應(yīng)用電脈沖強(qiáng)韌化鋼材研究較多，電脈沖產(chǎn)生焦耳熱，在急熱和急冷條件下，對(duì)工件整體電熱處理，細(xì)化鋼材晶粒[11]。電脈沖產(chǎn)生焦耳熱和電子風(fēng)力，推動(dòng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，降低相變熱動(dòng)力壁壘，提高相變形核速率，促進(jìn)晶界遷移，細(xì)化晶粒[12]，甚至獲得納米量級(jí)晶粒[11]，極大地提高鋼材整體強(qiáng)韌性。但是應(yīng)用于高強(qiáng)鋼熱影響區(qū)局域以消除高強(qiáng)鋼脆性MA組元，未見研究報(bào)道。

利用MA脆性組元電阻大于基體的物性差異，采用窄帶大電流脈沖作用于熱影響區(qū)，分析熱影響區(qū)斷裂韌性行為，為有限區(qū)域增韌提供一種方法。

1 試驗(yàn)及其檢測(cè)

采用板厚15 mm的FH690船用鋼，主要化學(xué)成分：0.08%C，0.15%Si，1.58%Mn，2.30%的Cu+Cr+Ni+Mo，其余為Fe(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)。焊接采用混合氣體80%CO2+20%Ar保護(hù)，I形坡口對(duì)接焊。為使焊態(tài)熱影響區(qū)組織保持一致性，方便對(duì)比，焊縫寬度取10 mm，一側(cè)熱影響區(qū)用于沖擊韌性試驗(yàn)，另一側(cè)熱影響區(qū)試樣用于顯微觀察。據(jù)研究，HAZ的MA脆性組元在再加熱時(shí)形成[3]，因此采用3層焊道，且去除最后焊道，將焊接接頭按照中國(guó)船級(jí)社《材料與焊接規(guī)范》(2018版)的沖擊試驗(yàn)規(guī)范要求加工為10 mm×10 mm×55 mm。根據(jù)前期電脈沖試驗(yàn)研究經(jīng)驗(yàn)，電脈沖電流密度取33×106A/m2，脈沖寬度30 ms。電極為邊長(zhǎng)為2 mm方形鎢合金。以頻率為1 Hz連續(xù)的3次脈沖為1個(gè)序列。焊接試樣共3組，1組為焊態(tài)對(duì)比試樣。另2組進(jìn)行電脈沖處理，分別進(jìn)行2個(gè)序列、5個(gè)序列(間距為2 mm)，序列作用頻率為0.2 Hz。

試樣進(jìn)行V形缺口加工后進(jìn)行-60 ℃沖擊試驗(yàn)。顯微組織依照標(biāo)準(zhǔn)流程制作并采用光學(xué)顯微鏡和電子背射衍射觀察，斷口采用掃描電鏡觀察。金相顯微組織采用Lepera’s溶液腐蝕。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 顯微組織

圖1為顯微組織形貌，光學(xué)顯微鏡顯示焊接熱影響區(qū)顯微組織主要為貝氏體、馬氏體和鐵素體，其中白色塊狀MA組元以小島狀分散分布，如圖1a所示。而圖1b中基本上不見塊狀MA組織，出現(xiàn)大塊白色晶粒，周圍密布著顆粒狀小晶粒，如白色虛線部分。

圖1 顯微組織

2.2 顯微組織晶粒分布

圖2為焊態(tài)和電脈沖態(tài)EBSD組織晶粒位向分布，焊態(tài)組織晶粒尺寸和位向分布較為均勻。電脈沖試樣中間部分為粗晶粒，而上下兩側(cè)密布細(xì)晶粒，分布形態(tài)與圖1b相似。

圖2 晶粒位向分布

晶粒統(tǒng)計(jì)尺寸如圖3所示，電脈沖后細(xì)小晶粒分?jǐn)?shù)明顯增加。

圖3 晶粒尺寸分布

強(qiáng)度與晶粒尺寸服從Hall-Petch關(guān)系，如式(1)。可見電脈沖處理使晶粒細(xì)化，可有效提高強(qiáng)度。

(1)

式中:σy和σ0分別是屈服強(qiáng)度和初始應(yīng)力;ky為系數(shù);d為晶粒尺寸。

晶粒細(xì)化對(duì)韌性影響通過降低韌轉(zhuǎn)脆溫度實(shí)現(xiàn)，如式(2)所示。

(2)

式中：β，B和C為常數(shù)；Tc為韌脆轉(zhuǎn)變溫度。

2.3 斷口形貌

斷口形貌如圖4所示。與圖4a的焊態(tài)脆性解理斷口形貌相比，電脈沖態(tài)試樣的脆性解理斷口中間部分出現(xiàn)韌窩，晶界出現(xiàn)撕裂棱，如圖4b所示。而周邊密集的小晶粒，與圖2b、圖1b類似。

圖4 斷口形貌

2.4 相分布

一般而言，HAZ中MA組元或粗晶斷口呈典型的脆性解理形貌，如圖4a所示，然而圖4b所示電脈沖處理后斷口呈現(xiàn)斷口塑性形貌。為進(jìn)一步確定塑性部分的性質(zhì)，對(duì)電脈沖處理后出現(xiàn)的“粗晶”形態(tài)(如圖1b和圖2b所示)進(jìn)行相分析，如圖5所示，其中藍(lán)色為面心立方相，紅色為體心立方相，黑色線條為晶界。焊態(tài)和電脈沖態(tài)試樣的面心立方相體積分?jǐn)?shù)分別為2.02%和4.62%。圖5a顯示的焊態(tài)面心立方相分布較分散，且以塊狀存在。圖5b電脈沖態(tài)的面心立方相主要分布于粗晶上下兩側(cè)。

圖5 相分布

研究表明馬氏體奧氏體晶粒尺寸對(duì)韌性影響異常敏感，奧氏體晶粒超過1 μm2即引起脆化[13]。面心立方相晶粒尺寸分布如圖6所示。電脈沖處理態(tài)面心立方相晶粒主要分布在0.05 μm，而焊態(tài)的集中在0.25 μm。電脈沖處理細(xì)化晶粒效應(yīng)明顯。焊態(tài)面心立方相晶粒超過1 μm 的體積分?jǐn)?shù)2.32%，而電脈沖態(tài)的為0.59%，電脈沖消減脆性組元尺寸效果明顯。晶粒細(xì)化原因除了奧氏體化的大過冷度之外，電脈沖的電能降低奧氏體形成的自由能[14]，因而提高奧氏體形核率，降低奧氏體尺寸，促使晶粒細(xì)化。

圖6 面心立方相晶粒尺寸分布

2.5 沖擊韌性

焊態(tài)試樣的沖擊韌性平均為8.55 J，2個(gè)序列和5個(gè)序列脈沖處理試樣平均沖擊韌性分別為10.62 J和14.73 J，分別為焊態(tài)試樣沖擊韌性的1.24倍和1.72倍，電脈沖處理增韌效果明顯?？紤]到電流作用斑點(diǎn)面積并未分布整體截面，按電脈沖處理面積標(biāo)定后，5個(gè)序列脈沖試樣沖擊韌性對(duì)應(yīng)為0.48 J/mm2，超過了母材韌性值(0.46 J/mm2)。

3 討論

3.1 電脈沖處理熱影響的亞毫域特性

顯微組織中MA脆性組元、裂紋甚至晶界等脆性因素，位錯(cuò)密度大，電阻率大于基體，設(shè)為基體的4倍[14-15]。在脈沖電流導(dǎo)通瞬間，電流因脆性因素電阻大而產(chǎn)生焦耳熱集中，致使脆性因素溫度升高，由于焦耳熱產(chǎn)生的溫升與電阻呈線性關(guān)系，則溫升使脆性因素熔化，形成的液態(tài)覆蓋在基體晶界，顯微組織和斷口正好平行于晶界時(shí)，出現(xiàn)“粗晶?！保鐖D1b、圖2b和圖4b。粗晶形態(tài)與電脈沖愈合裂紋的顯微組織形態(tài)相似[16]，說(shuō)明該局域發(fā)生了熔化，為電脈沖作用斑點(diǎn)。斑點(diǎn)周邊密布大量細(xì)小晶粒，由于該微域電阻小，焦耳熱小，但由于傳熱作用使該微域呈點(diǎn)狀局部熔化，遇冷后結(jié)晶為獨(dú)立細(xì)晶。晶粒細(xì)小，無(wú)法填充滿晶界空隙。細(xì)晶的遠(yuǎn)處基本無(wú)電流作用痕跡。因此，粗晶和周邊的細(xì)密晶粒區(qū)域即為電流作用斑點(diǎn)，其寬度不超過0.2 mm。結(jié)合電脈沖態(tài)組織中幾乎無(wú)塊狀呈島狀分布的脆性組元、且液態(tài)薄膜厚度極薄的現(xiàn)象，可以確認(rèn)該電脈沖參數(shù)具有識(shí)別脆性組元并使之熔化結(jié)晶，即亞毫域熱處理的特點(diǎn)。

3.2 沖擊韌性增加機(jī)理

窄帶大電流電脈沖處理后快速冷卻，熔化區(qū)域的顯微組織應(yīng)為馬氏體。為進(jìn)一步確認(rèn)增韌機(jī)理，將圖5b相分布圖放大如圖7所示。與焊態(tài)面心立方相小島狀分布不同，電脈沖態(tài)面心立方相沿晶界呈薄膜狀分布，且密布在粗晶附近。結(jié)合圖4晶界撕裂棱和脆性晶界的韌窩現(xiàn)象，認(rèn)為晶界薄膜狀面心立方相即為圖4中塑性相。

圖7 電流斑點(diǎn)的相分布

測(cè)量面心立方相化學(xué)成分見表1?？梢钥闯?，面心立方相含碳量高于基體，塑性相的高含碳量與文獻(xiàn)[12]測(cè)量結(jié)果一致。結(jié)合圖4b的塑性形貌和面心立方晶格結(jié)構(gòu)，可以確認(rèn)是沿晶界薄膜狀分布的面心立方相為奧氏體，基于與基體熱影響區(qū)組織的顯著不同，可以認(rèn)為奧氏體為電脈沖作用產(chǎn)生。電脈沖產(chǎn)生奧氏體其機(jī)理在于電致焦耳熱效應(yīng)和非焦耳熱效應(yīng)2方面。脆性因素焦耳熱集中，形成溫度梯度。根據(jù)Boltzmann分布規(guī)律，電場(chǎng)作用下原子濃度D1可表示為：

表1 電流斑點(diǎn)的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

(3)

式中：n0和k1為常數(shù)；q為每一載流子的電荷量;V是電壓;T為溫度。

由式(3)可知在溫度梯度和電位梯度驅(qū)動(dòng)下產(chǎn)生的向脆性組元處的原子遷移DV梯度為：

(4)

在冷卻階段，雖然電場(chǎng)已移除，然而脆性組元與基體的晶界仍存在溫度梯度，由此產(chǎn)生原子遷移DT服從Boltzmann分布：

(5)

式中：D0為擴(kuò)散系數(shù)；k為擴(kuò)散常數(shù)；Q為激活能。

若脆性組元與基體存在100 ℃的溫度梯度，則原子向脆性組地處遷移通量高于基體3倍。

聯(lián)合式(4)和式(5)可以看出，在加熱和冷卻階段，由于脆性組元處高溫和高電位，使原子遷移產(chǎn)生定向性，使脆性組元晶界富碳。依據(jù)奧氏體化學(xué)成分穩(wěn)定性原理，高碳含量降低了Ms點(diǎn)，促使奧氏體室溫穩(wěn)定。

焦耳熱產(chǎn)生的溫度梯度，形成不平衡熱膨脹，脆性組元處因高溫屈服強(qiáng)度低而承受壓應(yīng)力，形成應(yīng)力梯度。根據(jù)奧氏體機(jī)械穩(wěn)定性原理，晶界壓應(yīng)力降低了馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度和轉(zhuǎn)變終了溫度，不僅促使奧氏體殘{JP留至室溫，并促進(jìn)奧氏體以晶界薄膜狀形態(tài)存在。

MA組元形態(tài)一般認(rèn)為有3種：塊狀，長(zhǎng)條狀和混合狀[8]，其中塊狀對(duì)韌性影響最為顯著[7]，而長(zhǎng)條甚至薄膜狀有利于韌性增加。當(dāng)奧氏體以薄膜狀形態(tài)存在時(shí)，與塊狀MA組元引起的解理斷口形貌相比(圖4a)，薄膜狀?yuàn)W氏體組元存在于晶界，奧氏體強(qiáng)度低會(huì)吸引裂紋，并使裂紋被晶界捕捉，裂紋擴(kuò)展能消耗大。當(dāng)裂紋能量不足以克服擴(kuò)展能時(shí)往往出現(xiàn)止裂現(xiàn)象，典型的斷口形貌如圖8所示。該結(jié)論與長(zhǎng)條狀?yuàn)W氏體形態(tài)對(duì)韌性影響一致[17]。

圖8 裂紋在晶界止裂

4 結(jié)論

(1)窄帶大電流的電脈沖消減高強(qiáng)鋼焊接熱影響區(qū)脆性組元，并驅(qū)動(dòng)碳原子定向擴(kuò)散和壓應(yīng)力集中，促進(jìn)奧氏體室溫穩(wěn)定，構(gòu)建了高體積分?jǐn)?shù)的沿晶界薄膜狀分布的奧氏體，是斷口形貌出現(xiàn)韌窩和撕裂棱等塑性行為的原因。

(2)窄帶大電流的電脈沖細(xì)化晶粒尺寸、消減脆性組元以及構(gòu)建塑性?shī)W氏體相，有效增加高強(qiáng)鋼焊接熱影響區(qū)韌性。

(3)窄帶大電流電脈沖的作用斑點(diǎn)窄，僅為亞毫米量級(jí)，具有局域韌化特點(diǎn)。