我國水電機組不斷向大落差、高水頭方向發(fā)展，這對水電鋼的強度、韌性等提出了更高的要求。目前國內水電鋼的強度升級至1 000 MPa，逐步取代了進口鋼[1]。國內多家企業(yè)[2-3]通過精細的成分設計[4]和合理的軋制、熱處理工藝，成功研發(fā)出1 000 MPa級超高強水電鋼。隨著水電鋼強度的不斷升級和水電站不斷向高海拔、極寒地建造，焊材匹配及接頭低溫韌性成為制約高強水電鋼應用的關鍵指標。

目前關于1 000 MPa級超高強水電鋼的公開報道較少，賴世強等[5]研究了高強水電鋼的焊接冷裂紋敏感性，提出了焊接預熱溫度不小于100 ℃。司廣全等[6]研究了1 000 MPa級水電鋼埋弧焊接頭的組織和力學性能。鋼板焊接熱影響區(qū)的韌性是影響鋼結構工程安全性和可靠性的重要因素[7-9]。近年來，隨著水電工程對材料性能要求的不斷提高，研究焊接熱影響區(qū)的韌性具有重要的理論和實際意義。在焊接領域，不同峰值溫度對應熱影響區(qū)的不同區(qū)域，如粗晶區(qū)、細晶區(qū)等，而不同t8/5（800 ℃降低至500 ℃的時間）對應不同的熱輸入。筆者采用Gleeble熱模擬的方法，研究了焊接熱影響區(qū)不同峰值溫度及不同t8/5條件下超高強水電鋼焊接熱影響區(qū)的組織及韌性，結果可為超高強水電鋼的焊接工藝提供指導。

1. 試驗材料及過程

試驗材料選用首鋼自主研發(fā)的1 000 MPa水電鋼，鋼板的化學成分如表1所示。采用熱模擬的方法研究1 000 MPa級超高強水電鋼熱影響區(qū)的組織和韌性，在熱模擬試驗機上進行熱模擬試驗，試樣尺寸為11 mm×11 mm×100 mm（長度×寬度×高度，下同）。以120 ℃/s的升溫速率將試樣加熱至峰值溫度，為了獲得熱影響區(qū)不同區(qū)域的組織和性能，將熱循環(huán)峰值溫度設置為1 320，1 100，950，850，650 ℃，在峰值溫度停留1 s。此外，為了研究熱輸入對粗晶熱影響區(qū)組織和性能的影響，將熱循環(huán)峰值溫度設置為1 320 ℃，停留1 s后以不同的冷卻速率冷卻鋼板，將t8/5分別設置為20，30，40 s。試驗過程熱循環(huán)曲線如圖1所示。

圖 1試驗過程熱循環(huán)曲線

熱模擬試驗后，將試樣加工成標準沖擊試樣，試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，依據標準GB/T 19748—2005《鋼材 夏比V型缺口擺錘沖擊試驗 儀器化試驗方法》進行示波沖擊試驗，試驗溫度為-40 ℃，試驗過程中記錄載荷-位移曲線。示波沖擊試驗過程中，最大載荷-位移曲線下包含的面積為沖擊吸收能量，最大載荷之前載荷-位移曲線下的面積代表裂紋形成需要的能量，最大載荷之后載荷-位移曲線下的面積代表裂紋擴展消耗的能量，沖擊吸收能量是裂紋形成能量與裂紋擴展能量之和。采用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察熱模擬試樣的顯微組織，用電子背散射電子衍射儀（EBSD）分析熱模擬試樣的晶體結構特征。EBSD試樣先經過砂紙打磨，后經過機械拋光，最后將其放入高氯酸乙醇溶液中進行電解拋光去除應力，電解拋光電壓為20 V，電解拋光時間為15 s，EBSD分析步長為0.3 μm。

2. 試驗結果

2.1 顯微組織形貌

熱模擬試樣的顯微組織形貌如圖2所示。由圖2可知：原奧氏體晶界清晰可見；當峰值溫度為1 320 ℃時，原奧氏體晶粒尺寸粗大，試樣組織主要為馬氏體；當峰值溫度為1 100，950，850 ℃時，原奧氏體晶粒尺寸明顯減小，但1 100 ℃時的奧氏體晶粒尺寸最大，850 ℃時的奧氏體晶粒尺寸最小；當峰值溫度為1 100 ℃時，試樣組織為馬氏體，此外由于高溫和快速冷卻，少量富碳奧氏體轉變?yōu)榇执蟮奶蓟镱w粒，且顆粒出現聚集現象；當峰值溫度為950 ℃時，原奧氏體晶粒尺寸均勻，組織以馬氏體為主；當峰值溫度為850 ℃時，試樣組織主要包含馬氏體和貝氏體，M-A組元以島狀形態(tài)分布于貝氏體中；650 ℃峰值溫度下的試樣組織為回火馬氏體。t8/5分別為20，30，40 s時的試樣組織均為馬氏體。與t8/5為20 s的試樣相比，t8/5為30 s和40 s試樣的原奧氏體晶粒尺寸明顯增大。

圖 2熱模擬試樣的顯微組織形貌

2.2 晶體結構特征

峰值溫度分別為1 320，1 100，950，850，650 ℃時，熱模擬試樣的EBSD分析結果如圖3所示。左側為反極圖，即IPF著色圖，右側為大小角度晶界圖（黑色為大于15°晶界，綠色為大于3°晶界）。峰值溫度為1 320 ℃試樣的原奧氏體晶粒粗大，冷卻速率快，奧氏體通過切變模式轉變成馬氏體，原奧氏體晶粒內部板條馬氏體間的取向差很小，在IPF圖中表示為顏色相同或相近，以小角度晶界為主。由于在峰值溫度為1 100 ℃條件下，冷卻速率減小，大角度晶界明顯增多，小角度晶界減少。峰值溫度為950 ℃試樣的原奧氏體晶粒均勻細小，以大角度晶界為主。由于奧氏體化溫度小于850 ℃，故峰值溫度為850 ℃試樣雖然發(fā)生了奧氏體轉變，但溫度較低且時間短，奧氏體晶粒細小，部分保留了原回火馬氏體形貌，在IPF圖上表示為晶界取向相近的區(qū)域內部及晶界處分布著晶粒取向差異較大的細小晶粒，如圖3（g）所示。峰值溫度為650 ℃試樣的晶粒較大，在加熱的作用下，間隙元素發(fā)生擴散，馬氏體板條內的亞結構消失，小角度晶界較少。

圖 3不同峰值溫度條件下熱模擬試樣的EBSD分析結果

不同t8/5熱模擬試樣的大小角度晶界及相分布如圖4所示。由圖4可知：當t8/5為20 s時，冷卻速率快，含有大量的小角度晶界[見圖4（a）]；當t8/5延長至30 s和40 s時，小角度晶界明顯減少，t8/5較短時，元素來不及擴散，滲碳體（黃色）和奧氏體（紅色）細小均勻地分布[見圖4（b）]；當t8/5延長至30 s時，部分殘余奧氏體在晶界和三重連接處出現聚集[見圖4（d）]；當t8/5延長至40 s時，碳元素得到充分擴散，試樣中出現了粗大的滲碳體，與此同時鐵素體中的碳元素擴散進入奧氏體，富碳奧氏體更穩(wěn)定，在熱循環(huán)結束后保留下來[見圖4（f）]。

圖 4不同t8/5熱模擬試樣的大小角度晶界及相分布

2.3 沖擊韌性

示波沖擊試驗過程中載荷-位移曲線如圖5所示。由圖5可知：峰值溫度為1 320 ℃時，載荷升高至最大值后直線下降，裂紋發(fā)生不穩(wěn)定擴展；峰值溫度為950 ℃時，載荷逐漸增大，試樣先發(fā)生彈性變形，隨著載荷繼續(xù)增大，試樣發(fā)生屈服，屈服后發(fā)生塑性變形，材料產生塑性應變強化后，載荷達到最大值，材料出現裂紋，裂紋導致試樣承載面積減小，載荷緩慢減小，裂紋發(fā)生穩(wěn)定擴展；峰值溫度為1 100 ℃及850 ℃時，裂紋出現后載荷緩慢減小了一段時間就突然減??；峰值溫度為1 320 ℃且t8/5為20 s時，載荷到達最大值后迅速減小，t8/5為30 s時，載荷緩慢減小一段時間后迅速減小，裂紋發(fā)生不穩(wěn)定擴展。

圖 5示波沖擊試驗過程中載荷-位移曲線

不同峰值溫度及t8/5試樣的沖擊吸收能量、裂紋形成能量和裂紋擴展能量如圖6所示。由圖6可知：峰值溫度為1 320 ℃試樣的平均沖擊吸收能量最小，為35 J，表明粗晶區(qū)是超高強水電鋼熱影響區(qū)的薄弱區(qū)域，其中裂紋形成能量為28 J，裂紋擴展能量為7 J，沖擊吸收能量主要由裂紋形成能量組成；峰值溫度為850~1 100 ℃試樣的沖擊吸收能量明顯增大，平均沖擊吸收能量大于100 J，裂紋擴展能量大于裂紋形成能量，裂紋形成能量小幅度增大；峰值溫度為850 ℃試樣的裂紋擴展能量出現減小，峰值溫度為650 ℃試樣的裂紋擴展能量最大；隨著t8/5的延長，沖擊吸收能量先增大后減小，波動均較大；t8/5從30 s延長至40 s后，裂紋形成能量減小，隨著t8/5的延長，裂紋擴展能量不斷增大；在t8/5為20 s時，平均裂紋形成能量為34 J，平均裂紋擴展能量僅為10 J；而t8/5為40 s時，平均裂紋形成能量為28 J，平均裂紋擴展能量則為40 J；隨著t8/5的延長，裂紋擴展能量與沖擊吸收能量的比值不斷增大。

圖 6不同峰值溫度及t8/5試樣的沖擊吸收能量、裂紋形成能量和裂紋擴展能量

3. 討論

上述研究結果表明：峰值溫度為1 320 ℃時的沖擊韌性差，峰值溫度低于1 100 ℃的沖擊吸收能量明顯增大，且裂紋形成能量與裂紋擴展能量占沖擊吸收能量的比例差異較大，這與組織有很大的關系。粗大的馬氏體組織塑性差，示波沖擊過程中材料容易發(fā)生應力集中，裂紋迅速擴展，因此峰值溫度為1 320 ℃試樣的沖擊韌性低，且沖擊吸收能量主要由裂紋形成能量組成。峰值溫度為650~1 100 ℃試樣的載荷隨位移逐漸增大至最大值后平穩(wěn)減小，在沖擊過程中發(fā)生了明顯的塑性變形。小角度晶界可以看作是由位錯線構成的晶體缺陷，隨著小角度晶界的增多，在塑性變形過程中，位錯在小角度晶界處的運動受到阻礙，塑性變形能力差。峰值溫度為1 100 ℃時的小角度晶界較多，因此在示波沖擊過程中載荷迅速增大至最大值，950 ℃和850 ℃試樣出現應變強度，載荷緩慢持續(xù)增大，到最大值后出現裂紋。850 ℃試樣中含有貝氏體，因此該試樣的最大載荷小于950 ℃試樣。峰值溫度為650 ℃晶界的數量減少，晶粒較大，盡管其載荷緩慢增大，但峰值明顯小于850~1 100 ℃試樣，其裂紋形成能量略微減小。裂紋出現以后，應力集中分布在裂紋尖端，由于大量小角度晶界及碳化物顆粒的存在，1 100 ℃和850 ℃試樣的局部變形能力小，裂紋容易迅速擴展，發(fā)生脆斷。

在1 320 ℃峰值溫度下，t8/5較短，材料脆化。隨著t8/5的延長，組織板條變寬，塑性增強，裂紋擴展能量增大，這主要是由于粗大滲碳體顆粒的存在。在沖擊過程中，粗大的滲碳體顆粒未能與周圍的馬氏體板條協同發(fā)生變形，導致材料開裂。t8/5越長，熱輸入越大，因此對于超高強水電鋼，焊接熱輸入不能太大，根據傳熱公式可知，t8/5與熱輸入之間的關系[10]如式（1）所示。

式中：T0為初始溫度；η為相對熱效率；E為熱輸入；F3為三維導熱系數。

由式（1）及t8/5可確定合適的焊接熱輸入。結果表明，焊接粗晶區(qū)是整個焊接的薄弱區(qū)域，t8/5超過40 s時，材料的韌性已經出現下降。考慮焊接層間溫度為100~180 ℃，依據式（1），最好將1 000 MPa級超高強水電鋼焊接熱輸入控制在15~60 kJ/cm。

4. 結論

（1）1 000 MPa級超高強水電鋼焊接模擬熱影響區(qū)主要由馬氏體和貝氏體組成。峰值溫度為1 320 ℃試樣組織由粗大的馬氏體組成，峰值溫度為950 ℃試樣組織主要為細小的馬氏體，峰值溫度為1 100 ℃試樣除了有細小的馬氏體還含有聚集態(tài)的碳化物，650 ℃峰值溫度下的組織為回火馬氏體。峰值溫度為1 320 ℃條件下，隨著t8/5的延長，原奧氏體尺寸增大，馬氏體板條變寬。

（2）1 320 ℃條件下，原奧氏體晶粒內部板條馬氏體間的取向差很小，峰會溫度為850~1 100 ℃時大角度晶界明顯增多，1 100 ℃峰值溫度下材料同時含有大量的大角度晶界和小角度晶界，950 ℃峰值溫度下材料組織主要由大角度晶界組成，850 ℃峰值溫度下材料含有大量的小角度晶界，650 ℃峰值溫度下的晶粒尺寸較大。峰值溫度為1 320 ℃時，隨著t8/5的延長，碳化物和殘余奧氏體逐漸增多。

（3）1 320 ℃峰值溫度下的沖擊吸收能量僅為35 J，裂紋形成能量為28 J，裂紋擴展能量為7 J，沖擊吸收能量主要由裂紋形成能量組成。峰值溫度為1 100 ℃以下時，沖擊吸收能量大于100 J，沖擊吸收能量主要由裂紋擴展能量組成。隨著t8/5延長至40 s，碳元素充分擴散，碳化物顆粒的形成導致裂紋形成能量減小。

（4）裂紋的形成是斷裂應力與斷裂應變相互競爭的結果，峰值溫度為850~1 100 ℃時裂紋形成能量逐漸增大。對于峰值溫度為1 100 ℃和850 ℃試樣，由于大量小角度晶界及碳化物顆粒的存在，裂紋容易迅速擴展，直至材料發(fā)生脆斷。t8/5大于40 s時，碳元素充分擴散，碳化物顆粒聚集長大，促進裂紋的形成和擴展，最好將1 000 MPa級超高強水電鋼焊接熱輸入控制在15~60 kJ/cm。

文章來源——材料與測試網