2. 苏州热工研究院有限公司, 苏州 215004;
3. 清华大学 机械工程系, 北京 100084
2. Suzhou Nuclear Power Research Institute, Suzhou 215004, China;
3. Department of Mechanical Engineering, Tsinghua University, Beijing 100084, China
CrMoV耐热钢由于具有较好的强塑性、抗腐蚀、抗蠕变等性能,被广泛应用于电力行业的锅炉和管道等重大装备的制造[1]。在实际的锅炉和管道制造过程中,往往离不开焊接[2]。由于焊接快速加热、冷却的非平衡过程,焊缝组织具有非均匀性[3]。特别地,对于多层多道焊,其复杂的热循环过程会加剧这种组织的非均匀性[4]。在焊缝金属力学性能评价的众多指标中,冲击韧性是重要且波动较大的指标之一[5],而冲击韧性不稳定多与焊缝金属的组织非均匀性相关。因此,本文通过对多层多道CrMoV钢埋弧焊焊缝金属的显微组织进行表征,结合其冲击试样的裂纹扩展路径和断口形貌,分析了冲击韧性存在较大波动的原因。
1 试验方法及材料本文采用多层多道埋弧焊焊接工艺制备CrMoV低合金钢焊缝金属,焊接电流220 A,电压20 V。试验中母材采用2.25Cr-1Mo低合金耐热钢,厚度20 mm。采用Cr2Mo1型焊丝进行埋弧焊焊接,焊缝宽度20 mm。焊接接头的形式如图 1所示。焊缝金属化学成分如表 1所示。焊后热处理温度为在690 ℃下保温8 h后随炉冷却。
焊缝金属经机械磨抛后,采用3%硝酸酒精溶液进行腐蚀,腐蚀时间10 s。使用Olympus CX14型光学显微镜(optical microscopy, OM)和TESCAN LYRA3型扫描电镜(scanning electron microscopy, SEM)进行显微组织观察。为了对微观组织中的碳化物进行精确分析,采用PHI710型扫描Auger纳米探针(Auger electron spectroscopy, AES)对碳化物的成分进行测量分析。
冲击试验按照国家标准GB2650—2008《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》进行。试验中记录每个试样的冲击吸收功,用来评价焊缝金属的冲击韧性。试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm。冲击试样取样位置为焊缝中心,V形缺口方向与焊接方向平行,如图 1所示。
在焊接方向(即焊缝纵向)和焊缝深度方向上,冲击试样采用随机取样的方式,以保证V形缺口尖端位于多层多道焊焊缝金属不同的亚区(如柱晶区、层间再热区)中,进而全面评价焊缝金属的冲击韧性。利用OM和SEM对冲击断口侧面的裂纹扩展路径进行观察,利用SEM对冲击断口形貌进行观察。
2 试验结果分析 2.1 焊缝金属显微组织图 2为OM下焊缝金属的显微组织。从图 2a中可以明显看出多层多道焊焊接特征,整个接头分为两部分[6]:一是未受后道焊再热作用的原始焊缝组织,其晶粒形态为柱状晶,将该区域称为柱晶区,该区域的局部放大如图 2d所示;另一部分为受到后道焊再热作用,发生奥氏体化的再热组织,将该区域称为层间再热区。层间再热区由于所受焊接热影响峰值温度的差异,又可细分为层间再热细晶区和层间再热粗晶区,二者的局部放大分别如图 2b和2c所示,晶粒尺寸分别约为20 μm和40 μm。对层间再热细晶区和粗晶区进行SEM观察发现,层间再热细晶区原始奥氏体晶界明显,且原始奥氏体晶界上分布大量的碳化物,如图 2e所示。
SEM下层间再热粗晶区原奥氏体晶界并不明显,推测在焊接过程中层间再热粗晶区形成了链状的马氏体-奥氏体(M-A)组元[7-8],在后续的回火过程中,M-A分解为铁素体和碳化物,故在层间再热粗晶区观察到链状分布的碳化物,如图 2f所示。
2.2 焊接接头力学性能焊缝金属的室温冲击试验结果见表 2,冲击吸收功波动较大,最低为20 J,最高为150 J。为分析冲击吸收功数值波动大的原因,使用SEM和OM分别对断口形貌和裂纹扩展路径进行了表征。
2.3 冲击断口形貌及起裂源
图 3为焊缝金属冲击断口的SEM宏观形貌。如图 3a—3c所示,冲击吸收功较低的冲击断口表面较为平整,可以看出明显的解理断裂的特征,起裂源距V形缺口距离较近。冲击吸收功较低的1#和2#试样,断口两侧剪切唇的面积较小,断口前沿几乎没有塑性裂纹扩展区。根据陈剑虹等的工作[9],现将冲击断口沿裂纹扩展方向划分为3个部分,即延伸区(SZW)、塑性裂纹扩展区(SCL)、塑性裂纹失稳扩展区(Xf),并将3个区宽度的总和记为Ltotal,即起裂源距V形缺口的距离。图 3d中给出了SZW、SCL和Xf具体划分示意。由于SZW宽度较小,故统计时将SZW和SCL合并测量。对4个试样进行各区域宽度统计,结果如表 3所示。可以看出,冲击吸收功越高,LSCL+SZW和Ltotal越大。图 4为Xf与室温冲击吸收功的关系。可以看出,Ltotal与冲击吸收功具有良好的线性关系,即起裂源距离V形缺口的距离越远,解理断裂发生越迟,冲击吸收功越高。
试样编号 | LXf/μm | LSCL+SZW/μm | Ltotal/μm |
1# | 372.5 | 187.5 | 560 |
2# | 362 | 339 | 701 |
3# | 550 | 1 128 | 1 678 |
4# | 364 | 3 036 | 3 400 |
由文[10]可知,当焊缝中存在较为严重的缺陷时,例如疏松、热裂纹、孔洞,冲击吸收功会产生剧烈下降。对起裂源处的断口形貌进行进一步的放大观察,结果如图 5所示。在冲击吸收功较低的1#和2#试样起裂源处没有观察到明显的焊缝缺陷,1#试样起裂源为碳化物,2#试样起裂源为非金属夹杂物。对于冲击韧性较高的3#和4#试样,其起裂源也为碳化物。
2.4 裂纹扩展路径观察
为了研究冲击韧性的薄弱环节,即起裂源附近的组织,将冲击断口沿起裂源处剖开,观察其裂纹扩展路径。图 6为1#、3#和4#试样冲击断口侧面裂纹扩展路径OM形貌。冲击吸收功较低的1#试样裂纹扩展路径较为平直,塑性变形较小。冲击吸收功较高的4#试样裂纹扩展路径偏折较大,在冲击载荷的作用下,试样的塑性变形较大。对1#和4#试样起裂源处的组织进行观察发现,起裂源均位于焊缝金属层间再热区,如图 7所示。
层间再热粗晶区粗大的晶粒是造成韧性较低的原因之一。除了粗大的晶粒外,其碳化物的分布形式也是影响冲击韧性的一个重要因素。图 8为1#和4#试样起裂源附近层间再热粗晶区的SEM形貌。根据文[11],项链状分布的碳化物会造成原始奥氏体晶界周围应变集中,对韧性不利。对1#和4#试样中的碳化物进行Auger能谱分析,其结果如图 8所示。所测定的4个碳化物成分相近,推测为含有少量Cr元素的Fe3C碳化物(即合金渗碳体)。
冲击韧性的大小与解理断裂起裂的早晚有关[12-13]。在本研究中,当塑性裂纹扩展至层间再热粗晶区时,塑性裂纹扩展停止,解理裂纹进行起裂,随后开始扩展。故对焊缝金属中柱晶区、层间再热细晶区、层间再热粗晶区的宽度进行测量,发现柱晶区的宽度加上层间再热细晶区的宽度大约为3 500 μm,与冲击吸收功最高的4#试样的Ltotal(3 400 μm) 近似一致,可推测4#试样V形缺口大致位于层间再热细晶区内,且裂纹向柱晶区进行扩展。对于冲击吸收功较低的1#试样,推测其V形缺口应位于层间再热粗晶区内,当试样受到冲击载荷作用时,解理裂纹优先在项链状分布的碳化物处形成,随后快速扩展。
3 结论
本文利用OM和SEM对CrMoV低合金耐热钢埋弧焊焊缝金属显微组织进行观察,并结合断口形貌及裂纹扩展路径上的组织特点,分析了焊缝金属冲击韧性波动的原因,得到以下结论:
1) 焊缝金属中层间再热粗晶区是冲击韧性的薄弱环节,层间再热粗晶区粗大的晶粒和项链状分布的碳化物是造成解理裂纹起裂的重要因素。
2) 冲击试样V形缺口距层间再热粗晶区的距离差异是冲击韧性波动的主要原因。当冲击试样V形缺口尖端位于焊缝金属层间再热粗晶区内时,冲击吸收功较低。当冲击试样V形缺口尖端位于焊缝金属柱晶区和层间再热细晶区时,冲击吸收功较高。
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