焊缝中针状铁素体行核机制及对强韧性的影响.doc

焊缝中针状铁素体形核机制及对强韧性的影响0 引言AF（针状铁素体）低合金高强钢焊缝中常见的一种铁素体，其综合的机械性能优异，具有良好的韧性，可以很好的改善焊接接头的机械性能。低合金高强钢 (HSLA) 焊缝金属的固态相变较为复杂，其最终组织取决于焊缝金属的化学成分和冷却速度。焊缝金属性能优良的最理想组织是获得大于65%的AF组织，其平均板条尺寸约为1m ， 当AF 板条由2.4m减小到1.4m时，-40冲击韧性能量变化40J，相当于焊缝金属组织中AF 的体积分数由30%增加到80%时V型缺口冲击试验能量的变化。因此近年来从不同的角度对AF形核及影响机理进行了大量的研究，但十分遗憾的是到目前为止对于AF形核机制及其控制还没有统一的观点，AF在焊材设计中的工程应用还处于非可控的阶段。尽管如此，对AF形核及其影响研究仍然有助于在焊接材料设计中对焊缝组织有效控制和利用。此外，随着对于焊接接头抗裂性及疲劳性能要求增加，扩散氢含量最低达到3.0ml/100g，抗冷热裂性能进一步增强。焊接材料工艺性的设计主要集中在全位置焊接性能、飞溅、烟尘及高效率等的进一步改进和提高上。1.低合金高强钢焊缝金属的韧化1.1 AF的形核机制目前针对焊缝金属中AF的四种形核机制存在不同的观点：(1)高能惰性基体形核理论 认为夹杂物作为惰性介质形核界面，降低激活能促进了AF的形核。然而D. S. Sarma却指出 ，夹杂物尽管提供了形核需要的外表面，但是并不等同于晶界。铁素体在夹杂物表面上异质形核的激活能通常高于在奥氏体大角度晶界上异质形核的激活能。铁素体在夹杂物上异质形核的激活能比均匀形核的激活能低，随着夹杂物直径的增大，激活能之比降低且总小于1.0如图1。因此，夹杂物作为AF异质形核中心，其大小和数量对焊缝金属组织改善至关重要。图1 夹杂物半径对铁素体异质形核能G(het.)*及均匀形核能G(hom.)*的影响 (2) 共格界面形核理论 认为AF与夹杂物良好的晶格匹配性降低了形核的激活能，由于铁素体与奥氏体之间的位相关系约束作用，夹杂物和铁素体之间及铁素体和奥氏体之间要获得合适的位相关系非常困难，所以AF优先在夹杂物表面形核。图2为TiC和WC两种化合物分别与-Fe之间晶格匹配关系，可以看出-Fe与TiC之间的错配度低于与WC之间的错配度，因此TiC对AF形核有利。 通过对TiN、TiC、SiC、ZrN、ZrC和WC六种化合物有效形核时的平面错配度和过冷度的计算表明：TiN和TiC的点阵错配度最小；ZrC和WC具有非常高的点阵错配度及过冷度，对形核不起作用；SiC和ZrN处于两者之间。夹杂物要与铁素体间具有低的错配度，必须具有简单的晶体学取向关系，夹杂物要成为形核质点必须具有一个高的过冷度。夹杂物表面和形核铁素体之间的位相关系比铁素体和奥氏体之间重要。也有研究表明，通过在钢中用TiN及其它夹杂物进行孕育处理，证明晶格匹配不是影响AF形核的主要因素。(3) 热力学驱动形核理论 认为夹杂物导致奥氏体基体中C、Mn、Si等强化元素的贫化，从而局部增加了夹杂物表面铁素体形核的热力学驱动力。贫Mn区(MDZ)中Mn元素含量对夹杂物表面铁素体形核能垒的影响如图3所示。可见MDZ中铁素体异质形核的激活能随着Mn含量的减少而降低。因此，在Mn含量非常低(约为0%)时，铁素体更容易在直径大于1m的夹杂物表面形核。图3不同Mn含量的钢中MDZ中夹杂物尺寸对铁素体异质形核激活能的影响 (4) 高应变能形核理论 认为奥氏体和夹杂物之间热膨胀系数的不同，可引起奥氏体和夹杂物的界面存在热应力，热应力会降低铁素体形成的激活能。图4是奥氏体基体中不同夹杂物的热膨胀系数()与AF在夹杂物上形核率的关系图。可以看出，相对于其它夹杂物，奥氏体和MnS或铁的氧化物间最小。夹杂物附近基体收缩诱发的应力是非常小的。MnS和铁的氧化物对于AF形核不起作用。夹杂物上AF形核率随着值的增加而增大。因此，Mn-Al基或Al基硅酸盐系对AF形核有用。图4 奥氏体基体中不同夹杂物的热膨胀系数与AF形核率的关系 101.2 夹杂物对AF形核的影响焊缝金属中夹杂物的大小、数量、成分、冶金等因素对AF形成至关重要。随着夹杂物直径从0到1m的增大，夹杂物颗粒表面积增大， AF在夹杂物上异质形核能垒降低。但当夹杂物直径大于1m时，形核能垒只轻微降低，因此再进一步增大夹杂物直径将没有意义。作为AF异质形核的夹杂物颗粒直径的极限值为1m见图5 。图6为焊缝金属中所有夹杂物和可促使AF形核的夹杂物分布情况，可以看出AF形核数量最多的地方对应的夹杂物直径范围为0.5-0.8m。然而，在这些夹杂物上AF形核率却比在直径大于1m的夹杂物上形核率小3 。Ramirez J E却认为夹杂物直径的平均值和最大值分别在0.3-0.6m、0.9-1.7m之间。Li Z X 得出作为AF形核的核心的夹杂物尺寸大多数在0.2-0.6m之间，并且是含有多种元素的复合夹杂物，具有化学成分不均匀性。焊缝金属中可促使AF有效形核的夹杂物体积分数为36%，其中第类夹杂物占26%，第类夹杂物占10%，而不能形核的第、类夹杂物体积分数分别为38%、26%。Yamada T在研究低碳Ti-B焊缝金属中夹杂物与AF形成的关系时，得出充当AF形核质点的夹杂物主要由Si-Mn系的非晶相、MnS、MnAl2O4组成。Bose-Filho W W研究得出在Ti含量较低时，焊缝金属中的夹杂物主要组成为MnOSiO2；进一步添加Ti，则会使得夹杂物中Ti含量增加，夹杂物主要组成变为MnOSiO2、Ti2O3、TiO；当Ti含量高达.图5 焊缝金属中夹杂物尺寸对AF形核的影响zzz图6 低碳钢焊缝中夹杂物分布图 700ppm时，夹杂物中Ti含量将高达60-70%，此时夹杂物表面将被Ti2O3、TiO包覆。Hidenori T研究得出焊缝金属含0.022%Al时，Mn-Al-Si-O系中玻璃相作为主要的脱氧产物充当夹杂物核心；0.035%Al时对应的为Al2O3和定的玻璃相。Yamada T也研究得出AF和夹杂物表面厚度为10-20nmTiO薄层间存在Baker-Nutting取向关系，与奥氏体基体间存在Kurdjumov-Sachs取向关系见图7，TiO和AF间晶格匹配度为3.0%，从而有利于AF异质形核。含Ti的氧化物是AF形成的最好质点。富Ti的夹杂物可加速焊缝金属中AF形成的动力。Paniagua-Mercado M 通过SEM观察到含Ti夹杂物为亮白色的圆形，当焊缝金属中Al含量低于Ti含量时，夹杂物将以TiO为主，相反则为Al2O3，此时Ti通常与N生产TiN夹杂物，含Ti的白色夹杂物会充当AF异质形核质点。Ramirez J E7得出焊缝金属中含有球形、面形和块状的不同形状的夹杂物核心主要由不同比例的Ti、Mn、Si、Al等的氧化物组成，表现为复合脱氧产物，其中圆形夹杂物由于不会引起钢基体应力集中，比有棱角夹杂物对AF形核有利。K-STiO2 2222AusteniteInclusionAFB-N图7 AF、奥氏体和夹杂物三者之间晶体学取向关系25综上所述，根据夹杂物对AF形核的影响，可将其分为活性夹杂物和惰性夹杂物，两者对AF形核的影响如表1所示 。直径0.5-0.8m、体积分数36%、表面富TiO薄层且成圆球形的夹杂物一定可促进AF形核。表1 夹杂物的化学组成对AF形核的影响3Compound addedActive inclusions Inert inclusionsSimple oxidesTi-oxides (Ti2O3 and TiO)Al2O3, SiO2, Ti2O3Complex oxides(Ti, Mn)2O3, TiO2-(MnO-Al2O3)Galaxite spinel MnO-Al2O3MnO-SiO2, MnO-FeOx-SiO2, MgO-Al2O3MnO-Al2O3Simple nitridesTiN, VNTiNSimple sulfidesMnS, CuSComplex oxy-sulfidesand multi-phase inclusionsAl2O3-MnS, TiO2-Al2O3- MnSTi- and Ti-Ca-oxy-sulfidesTi2O3-TiN-MnS, TiOx-TiN-MnSFeS-(Mn,Cu)S, MnS-VC, MnS-V(C, N)1.3热输入对AF形核的影响焊接参数如HI、工件形状、气体流量等的不同可引起焊缝金属微观组织和韧性的变化，其中HI是主要影响因素。文献通过HI=1.0-2.75kJ/mm对高强度钢12Ni3CrMoV气体保护焊丝焊缝金属强韧性的研究表明，随着HI增加，C、Mn、Ti等合金元素烧损增加，合金含量下降，淬硬性降低，焊缝金属的冷却时间延长，从而有利于强度较低、低温韧性较差的铁素体生成。焊缝金属组织由GB、小块状铁素体和AF向粗大的块状铁素体及GB转变。且得出HI与-50冲击功间拟合式(1)，其中R为拟合相关系数(R2=0.4875)。AKV-50=68.86+2.65HI-0.099HI2 (1)然而Song S P28在研究了HI=1.507-2.987kJ/mm对E71T-8J 自保护FCAW焊缝金属的影响时，结果却表明：随着HI增大，夹杂物的数量、形态、粒径、分布等均无明显变化，合金元素的烧损轻微，主要是焊缝金属的显微组织发生了粗化，其中PF含量增加，AF和粒状贝氏体(GB)含量减少，熔敷金属低温韧性降低，-40冲击吸收功由起初的153J降低到31J，也得出HI与-40冲击功间拟合式(2)， 其中R2=0.93089。Bajic N研究了HI在0.75 kJ/mm和2.1 kJ/mm两种焊接条件下，X60管线钢SAW焊缝金属微观组织的变化，也得出较低HI对AF形成有利，AF含量可达72%。AKV-40=69.67+110.12HI-40.39HI2 (2)研究了HI在2.0-3.8kJ/mm对X80管线钢SAW焊缝组织和性能的影响，结果表明：焊缝金属微观组织由PF、AF和B构成，随着HI增大，焊缝金属中柱状晶宽度增大，AF板条粗化，低温冲击韧性先升后降趋势，其中HI=3.1kJ/mm 时，AF相互交织，呈高角度和高位错组合分布，低温冲击韧性最好。Bang K S研究了随着HI在1.4-4.5 kJ/mm间的增加，分别增大焊接电流(I)、焊接速度(V)及电压(U)对E81T1-Ni1型金属芯焊丝焊缝金属微观组织的影响见图8，可以看出，分别随着I、U、V增大，AF所占面积减少；冲击韧性主要与焊缝金属中的粗晶区的长度有关，而与AF的比例、细晶区长度无关；随着HI的增大，粗晶区长度增大，冲击韧性降低。Lee J S研究了HI=1.8 kJ/mm条件下，U、V、I对FCAW焊缝金属微观组织和冲击韧性的影响，随着V降低，焊缝晶粒尺寸增大；焊缝金属的冷却速率随U、I增大而降低；在同等热输入条件下，合金元素没有明显变化，焊缝金属的冷却速率更多地由U和I决定，V影响很小，较低的U、V、I将具有较高的冷却速率可使焊缝金属组织细化，AF的体积分数增加，从而相应的冲击韧性得以提高。综上可知，焊缝金属的冷却速率主要由U和I决定，V影响很小；较低HI时合金元素烧损较少，焊缝组织细化，对AF形成有利。图8 HI对焊缝金属中微观组织的影响312.针状铁素体的强韧化机理2.1大角度晶界对裂纹扩展的影响图9 给出了裂纹通过大角度晶界时的扩展过程。图9( a) 为一个裂纹在晶粒A 中呈Z 字型扩展, 在裂纹前沿有裂尖前形成无位错区( DFZ) , 位错在载荷作用下运动至大角晶界处受到阻碍, DFZ 的位错发射在晶界处受到抑制。随进一步加载, 裂纹开裂程度增大, 但向前扩展仍受到抑制( 图9( b) ) 。由于位错在晶界处塞积所引的应力作用, B 晶粒内的位错开始滑移,位错的滑移方向与原裂纹扩展方向约呈30角( 图9( b) ) 。随加载的进一步进行, B 晶粒内的位错滑移向晶粒内部移动, A 晶粒内的裂纹开始扩展, 且晶界处形成小的裂纹孔洞( 图9( c) ) 。主裂纹扩展与小裂纹相互连接, 裂纹扩展通过晶界, 形成与原扩展方向约30角扩展裂纹, 并在裂纹尖端形成明显的无位错区( DFZ) ( 图9( d) ) , 随裂纹进一步扩展, 裂纹向垂直于拉应力的方向转移( 图9( d) ) 。由图2 可见, 大角度晶界对裂纹扩展有显著的影响, 裂纹扩展方向与相邻晶粒内位错滑移方向有关, 即与相邻晶粒位相差有关, 相邻晶粒位相差越大, 位错开动的阻力越大, 裂纹形成的角度也越大, 对裂纹扩展的阻力也越大图 9 裂纹通过大角度晶界的过程2.2 M-A岛状组元对裂纹扩展的影响在针状铁素体的组织中存在一定量的M-A 组元。M-A 组元主要有两种形态, 一种是呈不规则岛状; 一种是分布于板条间呈薄膜状 。这两种形态对裂纹扩展均有显著影响。图10 给出了裂纹在M-A 岛附近扩展的过程。由图可见, 一个三角形M-A 岛状结构, 在M-A 岛状结构与基体的界面处有一条裂纹( 10( a) ) 。由于M-A 岛的存在, 裂纹扩展到M-A 岛附近时, 裂尖发射的位错形成的无位错区也被严重扭曲, 改变成沿M-A 向距离最近的尖端周围扩展, 并在M-A 岛尖端附近的基体中, 产生了一个空洞。裂纹也受到被M-A 岛钉扎的位错团的阻碍( 图10( a) ) 。随着载荷增加, 微裂纹扩展直至与主裂纹相连( 图10( b) ) 。裂纹通过M-A 组元后,M-A 岛对其扩展行为的影响减弱, 裂纹的扩展方向又恢复到与主应力垂直的方向上扩展( 图10( c) ,( d) ) 。可见, 由于M-A 岛的存在, 极大的影响了基体中的位错运动。在M-A 岛附近因存在有大量被钉轧的位错, 从而能明显改变基体中的应力状态, 并因