郝 紅，丁 敏

1.太原科技大學(xué) 環(huán)境與安全學(xué)院，山西 太原 030024

2.太原理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，山西 太原 030024

0 前言

10Ni5CrMoV鋼是一種屈服強(qiáng)度不小于785 MPa的低碳NiCrMoV系艦船壓殼體用鋼，具有高強(qiáng)度、高韌性以及良好的焊接性能等特點(diǎn)。該鋼是我國在NiCrMoV系基礎(chǔ)上研制的一種船壓殼體耐壓鋼種［1］。10Ni5CrMoV鋼的焊縫金屬顯微組織是決定焊縫金屬力學(xué)性能的重要因素。一般來說，其焊縫金屬主要類別有奧氏體［2］、貝氏體、針狀鐵素體［1，3-5］。當(dāng)焊縫金屬為奧氏體時(shí)，焊縫容易形成超標(biāo)的氣孔，影響焊接質(zhì)量［2］。貝氏體與針狀鐵素體都是奧氏體在中溫階段轉(zhuǎn)變形成的產(chǎn)物，且針狀鐵素體實(shí)質(zhì)上是晶內(nèi)形核的貝氏體鐵素體，貝氏體的形成溫度要高于針狀鐵素體，兩者形態(tài)上的唯一區(qū)別是貝氏體形核于奧氏體晶界部位，而針狀鐵素體往往形核于奧氏體晶粒內(nèi)部［3-5］。一般來說，當(dāng)焊縫金屬中含有65%以上且平均尺寸約為1 μm的針狀鐵素體時(shí)，焊縫金屬具有良好的綜合力學(xué)性能［6］。有研究表明，焊縫中有Ni元素相比無Ni元素的情況，能夠得到更多的針狀鐵素體組織，從而有利于抑制冷裂紋［7］。因此，研究10Ni5CrMoV鋼焊縫金屬中針狀鐵素體形成的相變熱力學(xué)機(jī)理，具有重要的理論和實(shí)際應(yīng)用價(jià)值。

試驗(yàn)用10Ni5CrMoV鋼的化學(xué)成分和力學(xué)性能分別如表1、表2所示，其供貨為調(diào)質(zhì)態(tài)，顯微組織為索氏體，焊接性分析見前期研究［8］，比較難焊接，但是選擇合適的焊接方法與工藝措施可以防止接頭韌性下降。優(yōu)化焊接材料及焊接工藝可以提高接頭韌性儲(chǔ)備。試驗(yàn)用焊絲牌號(hào)為JS80，其力學(xué)性能和化學(xué)成分分別如表2、表3所示。一般來說，針狀鐵素體為大角度晶界，雜亂無章，且具有優(yōu)良的韌性和抗裂性，基于相變熱力學(xué)模型，通過對(duì)焊縫金屬相變驅(qū)動(dòng)力的計(jì)算以期揭示奧氏體變成針狀鐵素體的機(jī)制，提高針狀鐵素體含量從而提高焊縫質(zhì)量。

表1 修正的各元素的溫度位移取值［13］Table 1 Modified value for temperature displacement of different elements［13］

表1 10Ni5CrMoV鋼化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 1 Chemical compositions of 10Ni5CrMoV steel（wt.%）

表2 10Ni5CrMoV鋼和JS80焊絲力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of 10Ni5CrMoV steel and JS80 welding wire

表3 JS80焊絲化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 3 Chemical compositions of JS80 welding wire（wt.%）

1 焊縫區(qū)針狀鐵素體相變驅(qū)動(dòng)力熱力學(xué)模型的建立

1.1 Fe-C合金相中C元素和Fe元素的活度計(jì)算

基于文獻(xiàn)［8］及實(shí)驗(yàn)，本文采用熔化極旋轉(zhuǎn)窄間隙焊焊接方法，U形坡口，熱輸入25 kJ/cm，多層單道焊，層間溫度150～200℃，以期焊層之間相成分均勻。相變驅(qū)動(dòng)力與元素的成分、活度是有關(guān)聯(lián)的，計(jì)算焊縫針狀鐵素體的相變驅(qū)動(dòng)力需要明確Fe元素和C元素在奧氏體和針狀鐵素體中的活度。

計(jì)算活度的模型主要有KRC模型、LFG模型、MD模型。KRC模型是Kaufman等人于1962年建立，隨后許多研究者基于KRC模型進(jìn)行了改進(jìn)。本文基于 Shiflet等人［6，9-12］提出的改進(jìn)性模型計(jì)算10Ni5CrMoV鋼焊縫金屬中Fe和C的活度。

C元素在Fe-C合金中形成固溶體時(shí)其原子位置不會(huì)改變，因此C元素在奧氏體中活度αγC可表示為：

從而C元素在針狀鐵素體中的活度可表示為：

針狀鐵素體相變過程中，C原子和Fe原子分別在奧氏體、鐵素體中的活度隨溫度變化計(jì)算結(jié)果如圖1所示。隨著溫度降低，C原子在奧氏體和鐵素體中的活度增大，且增大幅度隨溫度下降而降低；Fe原子在奧氏體中的活度減小，在鐵素體中的活度增大。

圖1 針狀鐵素體相變過程中C原子和Fe原子分別在奧氏體、鐵素體中的活度隨溫度變化的曲線Fig.1 Curve of C and Fe atoms changing with temperature during phase transformation of acicular ferrite

C含量對(duì)C原子和Fe原子在針狀鐵素體相變中活度的變化影響如圖2所示，隨著C含量增加，奧氏體和鐵素體中C原子的活度增大，F(xiàn)e原子在鐵素體中的活度增大，在奧氏體中的活度減小。

圖2 碳元素含量對(duì)C原子和Fe原子在針狀鐵素體相變中活度的變化影響Fig.2 Effect of carbon content on activity on C and Fe atoms during phase transformation of acicular ferrite

10Ni5CrMoV鋼焊縫金屬實(shí)際是一種多元素合金，使用超組元模型計(jì)算活度具有更高的可靠性和準(zhǔn)確度。本研究將∑Xi視為一個(gè)超組元S，與Fe-C合金類比，進(jìn)行Fe-∑Xi的活度計(jì)算，則超組元S在奧氏體中的活度為：

1.2 焊縫針狀鐵素體相變驅(qū)動(dòng)力模型

針狀鐵素體是中溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物［1，3-4］，本文計(jì)算焊縫針狀鐵素體相變驅(qū)動(dòng)力來揭示奧氏體變成針狀鐵素體機(jī)制。驅(qū)動(dòng)力計(jì)算模型主要有傳統(tǒng)擴(kuò)散模型、類珠光體轉(zhuǎn)變模型和貧碳區(qū)切變模型，用于探討不同轉(zhuǎn)變機(jī)制之間的熱力學(xué)關(guān)系。

1.2.1 傳統(tǒng)擴(kuò)散模型

1.2.2 類珠光體轉(zhuǎn)變模型

類珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)，由奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體和滲碳體，轉(zhuǎn)變模型中鐵素體的自由能可以近似于純鐵的自由能，從而相變驅(qū)動(dòng)力為：

1.2.3 貧碳區(qū)擴(kuò)散轉(zhuǎn)變熱力學(xué)模型

針狀鐵素體在奧氏體貧碳區(qū)的轉(zhuǎn)變機(jī)制為：

奧氏體貧碳區(qū)形成有兩個(gè)階段，第一階段為形成貧碳區(qū)（γ'）及富碳區(qū)（γ''）；第二階段為針狀鐵素體在奧氏體貧碳區(qū)形核及長(zhǎng)大，且剩余一部分奧氏體，最后逐漸轉(zhuǎn)變完全。

1.2.4 馬氏體切變模型

針狀鐵素體以馬氏體轉(zhuǎn)變的相變機(jī)制為γ→α，其相變驅(qū)動(dòng)力ΔGγ→α為：

1.2.5 貧碳區(qū)切變模型

奧氏體在貧碳區(qū)切變形成針狀鐵素體時(shí)，其相變驅(qū)動(dòng)力為針狀鐵素體切變?yōu)轳R氏體驅(qū)動(dòng)力與貧碳區(qū)形成驅(qū)動(dòng)力之和。從而：

1.3 焊縫針狀鐵素體相變驅(qū)動(dòng)力計(jì)算結(jié)果與分析

圖3為基于各種熱力學(xué)模型的焊縫針狀鐵素體相變驅(qū)動(dòng)力計(jì)算結(jié)果。各種模型計(jì)算都表明隨著溫度的降低其相變驅(qū)動(dòng)力不斷增大。

由圖3a可知，在中溫相變溫度區(qū)間，針狀鐵素體相變驅(qū)動(dòng)力隨著溫度的降低而增大，700 K時(shí)的相變驅(qū)動(dòng)力約為950 K時(shí)的6.1倍，最高為1 761.4 J/mol。而圖3b中類珠光體轉(zhuǎn)變計(jì)算的相變驅(qū)動(dòng)力最高為1 432.3 J/mol，小于先共析轉(zhuǎn)變的相變驅(qū)動(dòng)力，因此針狀鐵素體以類珠光體模式轉(zhuǎn)變的幾率比較小。

圖3c貧碳區(qū)擴(kuò)散轉(zhuǎn)變的相變驅(qū)動(dòng)力大于圖3b計(jì)算的相變驅(qū)動(dòng)力，但與圖3a同溫度且含量相同時(shí)計(jì)算值相差不大，而圖3d貧碳區(qū)的切變驅(qū)動(dòng)力大于圖3a計(jì)算的結(jié)果。從而表明貧碳區(qū)有利于針狀鐵素體的轉(zhuǎn)變，且C含量越低，轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力越大。

圖3e表明針狀鐵素體以貧碳區(qū)切變形式轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力要大于以貧碳區(qū)擴(kuò)散形式轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力。在貧碳區(qū)，針狀鐵素體快速長(zhǎng)大，與在晶界處形成的側(cè)板條鐵素體和貝氏體相交互。

圖3 基于各種熱力學(xué)模型的焊縫針狀鐵素體相變驅(qū)動(dòng)力計(jì)算結(jié)果Fig.3 Calculation results of driving force of weld acicular ferrite transformation based on various thermodynamic models

實(shí)際焊接時(shí)，焊縫熔池金屬成分起伏較大，隨著轉(zhuǎn)變溫度的降低，貧碳區(qū)C原子活度減小，針狀鐵素體的長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力增大。焊接冷卻速度影響C元素的分布，C元素富集于晶界，冷卻速度越慢C擴(kuò)散地越充分，越有利于針狀鐵素體在晶內(nèi)形成，而晶界處形成側(cè)板條鐵素體和貝氏體，可以調(diào)控針狀鐵素體的含量，基于熱力學(xué)計(jì)算來看針狀鐵素體主要以貧碳區(qū)切變形式形成。與文獻(xiàn)［14］的相變驅(qū)動(dòng)力計(jì)算結(jié)果相比較，本文計(jì)算的相變驅(qū)動(dòng)力要小于文獻(xiàn)中的結(jié)果，主要原因是C和Ni含量的不同，本文計(jì)算的Ni含量為2.5遠(yuǎn)大于文獻(xiàn)中的1.88，從而可推測(cè)Ni含量的變化也可以極大調(diào)控針狀鐵素體的含量，文獻(xiàn)［1］和文獻(xiàn)［7］中的實(shí)驗(yàn)結(jié)果也可得到類似推論。從實(shí)用性和經(jīng)濟(jì)性出發(fā)，適當(dāng)延長(zhǎng)焊接時(shí)中溫相變停留時(shí)間，是提高針狀鐵素體含量的較好選擇，但元素貧化容易影響接頭可靠性，具體元素的含量與針狀鐵素體的含量定量關(guān)系有待于進(jìn)一步實(shí)驗(yàn)研究。

2 結(jié)論

針對(duì)10Ni5CrMoV鋼材料進(jìn)行焊接試驗(yàn)，通過熱力學(xué)計(jì)算分析焊縫金屬中C原子和Fe原子在奧氏體和鐵素體中的活度，以及針狀鐵素體相變模型，得到以下結(jié)論：

（1）建立并計(jì)算對(duì)比了10Ni5CrMoV鋼焊縫針狀鐵素體相變熱力學(xué)模型。

（2）原奧氏體中C含量越低，其針狀鐵素體相變驅(qū)動(dòng)力越大。

（3）溫度下降可以增大貧碳區(qū)C原子的活度，從而增大了針狀鐵素體的相變驅(qū)動(dòng)力，更有利于針狀鐵素體的形成?；跓崃W(xué)計(jì)算的結(jié)果，10Ni5Cr MoV鋼焊縫主要以貧碳區(qū)切變形式形成針狀鐵素體。在中溫相變溫度區(qū)間，700 K時(shí)的針狀鐵素體相變驅(qū)動(dòng)力約為950 K時(shí)的6.1倍。適當(dāng)延長(zhǎng)焊接時(shí)中溫相變停留時(shí)間，是提高針狀鐵素體含量的較好工藝選擇。