焊接熱循環對5Mn鋼連續冷卻過程中馬氏體相變的影響

李軍輝，王紅鴻，李 麗，吳開明

( 1. 武漢科技大學高性能鋼鐵材料及其應用湖北省協同創新中心，湖北 武漢，430081；2. 南京鋼鐵集團有限公司研究院，江蘇 南京，210035 )

焊接熱循環對5Mn鋼連續冷卻過程中馬氏體相變的影響

李軍輝1，王紅鴻1，李 麗2，吳開明1

( 1. 武漢科技大學高性能鋼鐵材料及其應用湖北省協同創新中心，湖北 武漢，430081；2. 南京鋼鐵集團有限公司研究院，江蘇 南京，210035 )

利用熱模擬試驗測定海洋平臺用5Mn鋼在不同焊接熱循環下的熱膨脹曲線，結合顯微組織觀察，分析峰值溫度和冷卻速率對5Mn鋼連續冷卻過程中馬氏體相變行為的影響。結果表明，在不同的焊接熱循環下，5Mn鋼室溫組織均以板條馬氏體為主；峰值溫度為1320 ℃和850 ℃時的馬氏體相變開始溫度Ms的變化范圍分別為371～395 ℃和397～423 ℃，且相同冷卻速率下，峰值溫度為850 ℃時的Ms高于峰值溫度為1320 ℃時的Ms；此外，5Mn鋼馬氏體相變速率隨著冷卻速率的增大而增大，在相同冷速下，峰值溫度為850 ℃時的馬氏體相變速率大于峰值溫度為1320 ℃時的相應值。

海洋平臺用鋼；5Mn鋼；焊接熱循環；冷卻速率；峰值溫度；連續冷卻；馬氏體相變

海洋平臺作為海洋資源開發的重要工具，屬于超大型焊接結構，應用在嚴峻的海洋工作環境中，支撐總重量超過數百噸的鉆井設備，這些使用特征決定了海洋平臺用鋼必須滿足高強韌性、抗疲勞、抗層狀撕裂、良好的可焊性和冷加工性及耐海水腐蝕等性能指標[1-2]。目前，690 MPa級超高強海洋平臺結構用鋼一般采用低 C、低 Mn 成分基礎上添加大量 Ni、Cr、Mo、Cu 的合金化設計思路，通過淬火+回火工藝，形成以回火馬氏體為主的強韌化組織。但此類調質鋼的合金原料成本較高，低溫沖擊韌性難以得到保證，延性較差且屈強比普遍高于90%，因此限制了其在海洋平臺結構領域的推廣應用[3]。5Mn鋼采用低碳中錳(5%Mn)的成分設計思路，結合新型淬火+回火熱處理工藝，在保證其超高強度的同時，還具有優異的低溫沖擊韌性和較低的屈強比，能滿足海洋平臺結構對超高強鋼安全性能和建造成本的要求。

電弧焊是海洋平臺焊接結構的主要連接方式，在焊接過程中，由于焊接熱循環的作用，鋼熱影響區的組織性能會發生轉變，使焊接接頭成為整個構件的薄弱環節，進而影響高強鋼的使用性能。目前，對中錳鋼的研究主要集中在熱處理工藝對組織與性能的影響方面[4-6]，而對其在連續冷卻過程中的相變行為則研究較少。基于此，本文結合熱膨脹試驗與顯微組織觀察，重點研究了5Mn鋼熱影響區在不同焊接熱循環下的馬氏體相變行為，以期為中錳鋼焊接工藝參數的選取及工藝規程的制定提供理論依據。

1 試驗材料及方法

本試驗用鋼為南京鋼鐵集團有限公司研發的80 mm厚的5Mn鋼板，其顯微組織為回火馬氏體+逆轉變奧氏體，其化學成分及力學性能分別如表1和表2所示。

表1 5Mn鋼的化學成分(wB/%)

表2 5Mn鋼的力學性能

(a)Tm=1320 ℃ (b)Tm=850 ℃

圖1熱模擬工藝曲線

Fig.1Thermalsimulationprocesscurves

2 結果與分析

2.1 顯微組織

圖2為不同峰值溫度及冷卻速率下5Mn鋼熱影響區各亞區的顯微組織。從圖2中可以看出，鋼樣粗晶區和細晶區的室溫組織均以板條馬氏體為主。當Tm為1320 ℃時，馬氏體板條結構比較明顯，晶粒大小約為60～80 μm，此條件下冷卻速率對粗晶區組織類型及晶粒大小影響較小；當Tm為850 ℃時，冷卻速率為5 ℃/s時的馬氏體板條結構比較明顯，晶粒大小約為20～40 μm，當冷速為60 ℃/s時，晶粒更為細小，仍顯示出板條馬氏體結構。

(a) 1320 ℃，5 ℃/s (b) 1320 ℃，60 ℃/s

(c) 850 ℃，5 ℃/s (d) 850 ℃，60 ℃/s

圖2不同峰值溫度與冷卻速率下5Mn鋼熱影響區的顯微組織

Fig.2Microstructuresof5MnsteelinHAZatdifferentpeaktemperaturesandcoolingrates

2.2 相變溫度

圖3為典型5Mn鋼的熱膨脹曲線，采用切線法對曲線進行分析，得該條件下鋼樣的相變溫度點。基于此方法，可得5Mn鋼在不同焊接熱循環下的相變開始溫度和結束溫度。結合顯微組織觀察可知，不同焊接熱循環下，鋼樣的室溫組織均以板條馬氏體為主，故圖3中的相變點可認為是馬氏體相變開始溫度Ms和結束溫度Mf，表3和表4即為不同峰值溫度和冷卻速率下的馬氏體相變開始溫度。由表3和表4可見，當Tm分別為1320 ℃和850 ℃時，不同冷卻速率下Ms的范圍分別為371～395 ℃和397～423 ℃，變化幅度相對較小，且基本保持在400 ℃左右；在同一峰值溫度下，特別是當Tm為850 ℃時，Ms隨冷卻速率的增加大致呈降低趨勢，但部分冷速下的相變溫度點有所偏離，這可能與切點位置的選取存在一定的誤差有關。此外，在相同的冷卻速率下，Tm為850℃的馬氏體相變開始溫度均比Tm為1320℃時要高。

圖3 5Mn鋼的熱膨脹曲線(冷卻速率：15 ℃·s-1)

Fig.3Thermalexpansioncurveof5Mnsteel(coolingrate：15℃·s-1)

表3 Tm=1320 ℃時不同冷卻速率下5Mn鋼的Ms

表4Tm=850℃時不同冷卻速率下5Mn鋼的Ms

Table4Msof5MnsteelatdifferentcoolingratesatTm=850℃

冷卻速度/℃·s-1510154060Ms/℃423405414403397

2.3 相變動力學曲線

通過杠桿法，從測得的熱膨脹曲線中可得不同冷卻速率和峰值溫度下生成馬氏體的體積分數f與時間的關系，結果如圖4所示。由圖4可知，隨著冷卻速率的降低，曲線向右移動且斜率變小；在轉變開始時，馬氏體體積分數f變化較小，此為馬氏體形核階段；當f在0.1～0.7范圍時，其與時間大致呈線性關系，此為馬氏體大量形成的階段，即馬氏體板條不停分割奧氏體晶粒形成新的馬氏體；當f大于0.7時，馬氏體體積分數f的變化較緩，直至轉變結束。

圖5為不同峰值溫度和冷卻速率下馬氏體相變速率隨馬氏體體積分數f的變化。由圖5可見，在整個相變過程中，馬氏體相變速率先增大后降低，當f在0.3～0.4之間時，馬氏體相變速率達到最大值，此階段馬氏體呈爆發式生成。此外，在同一峰值溫度下，隨著冷卻速率的增大，馬氏體相變速率也增大；在相同冷速下，峰值溫度為850 ℃時的馬氏體相變速率高于峰值溫度為1320 ℃時的相應值。

(a)Tm=1320 ℃

(b)Tm=850 ℃

(a)Tm=1320 ℃

(b)Tm=850 ℃

Fig.5Variationsofmartensitetransformationratewithmartensitevolumnfraction

3 分析與討論

3.1 馬氏體相變溫度

馬氏體相變是典型的切變過程，根據馬氏體相變理論，奧氏體向馬氏體轉變的自由能ΔGγ→M可表示為：

(1)

式中：ΔGγ→α為γ與α兩相間的化學自由能差；σMs為奧氏體在Ms時的屈服強度。

由上式可以看出，母相奧氏體在轉變時的屈服強度提高會使馬氏體相變時的應變能增加，所需相變驅動力增大，從而使Ms降低[7]。

由表3和表4可知，5Mn鋼的Ms隨著冷卻速率的增加大致呈降低趨勢，這主要緣于冷卻速率大小會影響碳原子氣團的形成，從而影響奧氏體的屈服強度。奧氏體在轉變為馬氏體之前，其中碳分布是不均勻的，即碳原子常分布于位錯周圍，形成碳原子氣團，使得位錯周圍的碳濃度明顯高于平均值，這將導致位錯應變能的下降及位錯穩定性的增加，從而使奧氏體的屈服強度提高[8]。這種碳原子氣團的大小與溫度有關，即高溫下碳原子活動能力強，使其在奧氏體中位錯線上的偏聚傾向減少或脫離位錯逸去，因而無法形成碳原子氣團或形成的碳原子氣團較小，溫度較低時，碳原子擴散活動性減弱，偏聚傾向增大，碳原子氣團尺寸增大。當以極快的速率冷卻時，碳原子還來不及擴散就已冷卻到室溫，碳原子氣團的形成因而受到抑制[9]。連續冷卻過程可以看成是由無數級的等溫過程組成的，冷卻速率大小則表示奧氏體在高溫區的等溫時間長短，當冷速較低時，奧氏體在高溫階段等溫時間較長，在高溫下碳原子擴散系數大且活動能力強，使其在位錯線上的偏聚傾向減少，形成的碳原子氣團較小，對奧氏體的強化作用小，這就使得5Mn鋼在低冷速下具有較高的Ms。隨著冷卻速率的增加，碳原子氣團的形成不會被抑制，奧氏體在高溫階段的等溫時間越短，形成碳原子氣團的尺寸越大，對位錯的釘扎作用越強，使奧氏體的屈服強度提高，進而導致5Mn鋼Ms的下降。

表3和表4還顯示，相同冷卻速率下，5Mn鋼在峰值溫度為1320 ℃時的Ms低于峰值溫度為850 ℃時的Ms。原因可能是：一方面，峰值溫度高有利于碳及合金元素擴散并溶入奧氏體中，使奧氏體成分均勻，變得更穩定，進而導致Ms的下降。另一方面，峰值溫度為1320 ℃時，金屬處于過熱狀態，奧氏體晶粒迅速長大，晶粒尺寸較大，晶界少；峰值溫度為850 ℃時，熱影響區可能發生重結晶，得到的奧氏體組織均勻而細小，晶界多[10]。此外，馬氏體形核觀察表明，馬氏體晶核優先在晶界處形成，也可在相界面、位錯、孿晶界等缺陷處形核，符合相變形核的一般規律[11]。由此可知，Tm為850 ℃時的奧氏體晶粒細小、晶界多，馬氏體形核位置增加，形核率增大，使得Ms相對較高。

3.2 馬氏體相變速率

從圖5中可以看出，馬氏體相變速率隨冷卻速率的增大而增大，在相同冷速下，峰值溫度為850 ℃時的馬氏體相變速率高于1320 ℃時的馬氏體相變速率，這主要是由馬氏體的形核率決定的。馬氏體形核一般為非均勻形核，其臨界晶核半徑R可表示為：

R=2σαγ/ΔGv

(2)

式中：σαγ為馬氏體和奧氏體的界面能，J/m2；ΔGv為自由能差，即相變的驅動力，J/mol。

當峰值溫度一定時，隨著冷卻速率的增大，過冷度增大，相變驅動力ΔGv增大，臨界晶核半徑減小，有利于形核，而形核率增大會引起馬氏體相變速率的增大。當冷卻速率一定且峰值溫度為1320 ℃時，奧氏體晶粒尺寸較大，晶界減少，馬氏體形核位置減少，形核率的下降會引起馬氏體相變速率的減小[12]。

4 結論

(1)在不同焊接熱循環下，5Mn鋼熱影響區的室溫組織均以板條狀馬氏體為主，當峰值溫度為850 ℃時，隨著冷卻速率的增加，馬氏體板條越來越細小。

(2)連續冷卻過程中，5Mn鋼的馬氏體轉變的起始溫度(Ms)隨著冷卻速率的升高大致呈降低的趨勢，且在相同的冷卻速率下，峰值溫度為850 ℃時的Ms高于峰值溫度為1320 ℃時的Ms。

(3)在5Mn鋼熱影響區相轉變的初始階段，馬氏體以較高的速率生成，此時馬氏體體積分數與轉變時間大致呈線性關系；當馬氏體轉變分數達到一定值時，相變速率達到峰值，隨后，馬氏體相變速率逐漸降低直至轉變結束。

(4)在相同峰值溫度下，5Mn鋼熱影響區的馬氏體相變速率隨著冷卻速率的增加而增大；在相同冷卻速率下，峰值溫度為850 ℃時的馬氏體相變速率高于峰值溫度為1320 ℃時的相應值。

[1] 劉振宇，周硯磊，狄國標，等.高強度厚規格海洋平臺用鋼研究進展及應用[J].中國工程科學，2014，16(2)：31-38.

[2] 黃維，高真鳳，何立波. 海洋平臺用鋼板品種發展及研發概況[J].上海金屬，2013，35(4)：53-58.

[3] 劉振宇，唐帥，陳俊，等. 海洋平臺用鋼的研發生產現狀與發展趨勢[J].鞍鋼技術，2015(1)：1-7.

[4] Jing T F, Zhang F C. The work-hardening behavior of medium manganese steel under impact abrasive wear condition[J]. Materials Letters, 1997, 31(3-6): 275-279.

[5] Xu H F, Zhao J, Cao W Q, et al. Heat treatment effects on the microstructure and mechanical properties of a medium manganese steel (0.2C-5Mn) [J]. Materials Science and Engineering: A, 2012, 532: 435-442.

[6] Xu H F, Zhao J, Cao W Q, et al. Tempering effects on the stability of retained austenite and mechanical properties in a medium manganese steel[J]. ISIJ International, 2012, 52: 868-873.

[7] 徐祖耀.馬氏體相變與馬氏體[M].北京：科學出版社，1999：26-27.

[8] 石德珂. 材料科學基礎[M]. 北京：機械工業出版社，2012.

[9] 胡光立，謝希文.鋼的熱處理[M].西安：西北工業大學出版社，1993.

[10] 張文鉞.焊接冶金學[M].北京：機械工業出版社，1999.

[11] 袁長軍.馬氏體形核-長大機理的研究[D].包頭：內蒙古科技大學，2011：15-18.

[12] Lee S J,Lee Y K. Effect of austenite grain size on martensitic transformation of a low alloy steel[J]. Materials Science Forum, 2005, 475-479: 3169-3172.

Effectofweldingthermalcyclingonmartensitictransformationin5Mnsteelduringcontinuouscooling

LiJunhui1,WangHonghong1,LiLi2,WuKaiming1

(1. Hubei Collaborative Innovation Center for Advanced Steel, Wuhan University of Science and Technology,Wuhan 430081, China; 2. Research Institute, Nanjing Iron and Steel Group Corp., Ltd.,Nanjing 210035, China)

The dilatometric curves of 5Mn steel used for offshore platform under different welding thermal cycles were determined by thermal simulation tests. Aided by microstructure observation, the effects of cooling rate and peak temperature on the martensite transformation behavior for 5Mn steel were reseached. The results show that under different welding heat cycles, the microstructure of 5Mn steel is mainly lath martensite, and the starting point of martensite transformation (Ms) at the peak temperature of 1320 ℃ and 850 ℃ varies from 371 ℃ to 395 ℃ and 397 ℃ to 423 ℃, respectively. At the same cooling rate,Msmeasured at the peak temperature of 850 ℃ is higher than that measured at 1320 ℃. Moreover, the martensite transformation rate of 5Mn steel increases with the increase of cooling rate, and the rate of martensite transformation at the peak temperature of 850 ℃ is higher than that at the temperature of 1320 ℃ under the same cooling rate.

offshore platform steel; 5Mn steel; welding thermal cycle; cooling rate; peak temperature; continuous cooling; martensite transformation

2017-05-03

國家高技術研究發展計劃(863計劃)資助項目(2015AA03A501)；武漢科技大學教改項目(51501134).

李軍輝(1992-)，男，武漢科技大學碩士生.E-mail：327250578@qq.com

王紅鴻(1967-)，女，武漢科技大學教授，博士.E-mail：wanghonghong@wust.edu.cn

10.3969/j.issn.1674-3644.2017.05.004

TG407

A

1674-3644(2017)05-0339-05

[責任編輯董貞]