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1 超细晶粒钢( A6 v* l2 I& q' e! r
1.1 分类% {( u% n: K$ G
传统钢中，晶粒尺寸在100 μm以下就称为细晶粒钢，即传统细晶粒钢。随着冶金技术和生产工艺的不断进步，细晶的尺寸不断缩小，甚至达到了微米、亚微米。本文提到的超细晶粒钢不包括传统细晶钢。: m9 g7 k% I9 D& r' F8 Y, C/ P- B
按超细晶粒钢发展进程和其尺寸大小，可分为以下几类。$ T# |9 p% `0 z7 x
(1) TMCP钢
" V: C& ~4 ?' v+ c 控轧后立即加速冷却所制造的钢，称为TMCP(Thermo-Mechanical Control Process)钢。利用TMCP工艺在实验室中，晶粒尺寸可达到几个微米，但在实际工业生产中，所得钢的晶粒尺寸小于50 μm，最小可达10 μm。这种钢满足了石油和天然气工业的需求，这种钢的高强高韧和低的碳当量为其提供了优良的焊接适应性。: W: w" w- k" f) B2 ~& J
(2) 新一代钢铁材料, Y5 }# e1 _8 X% l6 x1 ~
综合低合金高强钢不断进步的成功经验，充分利用合金化作用和生产工艺技术进步相结合的优势，发展新一代钢铁材料产品并进行其基础理论研究。目前正处于研制阶段的新一代钢铁材料的主要特征：在充分考虑经济性的条件下，钢材具有高洁净度、超细晶粒、高均匀度的特征，强度比常用钢材提高一倍，钢材使用寿命增加一倍。高洁净度，指S、P、O、N、H元素的总含量小于80×10-6，这样不但可提高钢材原有的性能，有时还可赋予钢新的性能；超细组织，晶粒尺寸在0.1～10 μm之间，细化晶粒是唯一能提高强度而不降低韧性甚至提高韧性的方法；高均匀度指的是成分、组织和性能很均匀，波动范围很小。在钢的化学成分—工艺—组织—性能的关系中，强调了组织的主导地位，即其超细微观组织表现出优异的综合性能。" q7 r' a; u& e# ~4 G
1.2 化学成分和冶金特点
+ G* P9 q/ E, \+ b 细晶钢具有低碳和低碳当量以及低的杂质含量，不仅有益于其焊接性，同时也有利于改善钢的其他性能，如接头中HAZ和母材的韧性以及对氢致裂纹(HIC)、硫化物应力腐蚀裂纹(SSCC)抗力等。细晶钢中也含有少量的Nb、V、Ti等微合金元素，其主要目的是为了形成碳、氮化合物，从而有效防止晶粒长大。由于细晶钢低的S、P、N元素含量和控制加入的微合金元素，其氮化物形成元素的存在将使自由氮降低，减小了时效影响，有利于韧性的改善。
# _) ?* ~& f0 w" B 生产高洁净度、高均匀度的细晶钢的冶金特点主要是针对如何提高其洁净度，即减少S、P、N、O和H等元素的含量，其冶金和生产工艺技术已有很大的进步：由“分段精炼”这一思想而建立的铁水“三脱”(脱硅、脱硫和脱磷)工艺和转炉少渣冶炼工艺；为满足石油管线钢抗H2S腐蚀的要求，确立了铁水包Mg-Ca脱硫预处理工艺、真空喷粉脱硫工艺；炉外精炼；无缺陷连铸坯的生产工艺等。
! j7 ?8 H2 C1 }4 ]& {" O: F9 s' F1.3 工艺方法和强韧化特点) E' s5 m* c# ]' m
为获得超细晶粒钢，已开发出多种工艺方法：同一快速加热条件下的热处理反复多次作用、金属粉末机械研磨、控轧、控冷、TMCP、复合TMCP法等。利用生产工艺技术是获得超细晶粒的主要手段，是超细晶粒钢具有优良强韧综合性能的决定因素，因此超细晶粒钢与传统钢所不同的是其化学成分不能用于预测钢种的强度。
1 u$ @- i4 X! H, P9 U7 Y( v 超细晶粒钢与同等强度的传统钢相比，其化学成分的主要特点是碳含量低，这有利于提高其焊接性，因此其强化手段不是通过增加碳含量和合金元素含量，而是通过晶粒细化、相变强化、析出强化等相结合的方法来达到提高强韧化的目的。晶粒细化(包括变形细化和相变细化)是唯一能够同时提高钢强度和韧性的方法，因而成为超细晶粒钢最佳的强化机制。利用第二相粒子析出的沉淀强化是超细晶粒钢采用的另一种强化机制，高温时在奥氏体内形成的粒子虽然对控制晶粒长大有效，但不会造成强化，强化粒子是低温时在奥氏体或铁素体内形成的，位错与亚结构强化也是一种有效的强化方式。5 [& }- Q2 z- ?8 }% A
% r* K3 o' W: J2 超细晶粒钢的焊接性1 r8 }( a$ [5 s8 H5 E& v
超细晶粒钢的强韧化机制与传统钢不同，因而必须全面考虑其焊接问题，其中存在的两个主要问题：①由于其超细晶粒，在焊接热作用下，晶粒长大的驱动力很大，必然导致HAZ晶粒严重粗化，这将影响整个接头性能与母材性能相匹配；②为获得与母材相等性能的焊接接头，进行焊接材料、焊接方法及焊接工艺的合理选择。
, h" X1 m3 Y' H6 J' u; e4 Z7 M2.1 HAZ的性能# M: Y' N R& {) c/ K7 m$ u+ n
2.1.1 HAZ的晶粒长大倾向) t+ a5 D: y1 w! r9 l& l
在新一代微合金高强高韧钢中，研究400 MPa和800 MPa两种强度级别的超细晶粒钢，400 MPa级细晶钢是指在普通Q235钢的基础上进行细化晶粒和纯净化处理，使其强度提高一倍，寿命增加一倍的新一代钢铁材料。400 MPa级细晶钢焊接时，薄弱环节出现在HAZ，因细晶粒本身已使得晶粒长大驱动力很大(驱动力与晶粒尺寸成反比)，又因400 MPa的细晶钢中没有或含有极少碳、氮化物形成元素，所以其焊接热影响区有严重的晶粒长大倾向，粗大的晶粒将损害HAZ的性能，晶粒较粗大时，强度和韧性会随之下降。因此，对于400 MPa的细晶钢最主要的问题是探索400 MPa细晶钢的合适焊接方法、研究其晶粒长大规律、动力学和可控因素，从而寻找防止晶粒长大的有效措施。
6 Q/ e8 P. R. W; d9 ]2 j/ z2 ^ 800 MPa级细晶钢是指在X65管线钢的基础上进行细化晶粒和纯净化处理，使其强度提高一倍，寿命增加一倍的新一代钢铁材料。利用高洁净度X65钢和普通市售X65钢，采取一定的工艺措施获得细晶粒钢，细晶组织如图1，其平均粒径分别为1.393 μm(图1(a))、2.665 μm(图1(b))，屈服强度达到了800 MPa。再经峰值温度1 350 ℃，t8/5分别为3.5 s和8 s的焊接热循环，模拟其粗晶区，所得金相组织如图2、3，其奥氏体的平均粒径分别为：21 μm(图2(a))、28 μm(图2(b))、26 μm(图3(a))、52 μm(图3(b))。从以上例子可知：800 MPa级细晶钢焊接时，即使t8/5很小，HAZ也出现较严重的晶粒粗化现象，且随着t8/5的增加，晶粒粗化就更为严重。 图 1 X65细晶钢显微组织
, j( ]/ k1 g0 l0 o% a7 y3 mFig.1 Mircrostructure of ultra-fine grained X65 steel
1 J. w8 u. |; v(a) 高洁净度；(b)普通 图 2 高洁净度X65细晶钢显微组织(峰值温度1350 ℃)
. }& _9 N) A7 T8 a# ~: qFig.2 Mircrostructure of high-purity,ultra-fine grained * Q3 s4 w% d6 K8 K l( n- d
X65 steel(peak temperature:1350 ℃)
% K: {! T6 k, k) S5 e% b0 J2 A(a) t8/5＝3.5 s；(b) t8/5＝8 s 图 3 X65细晶钢显微组织(峰值1350 ℃)
/ J2 z! ~: | s* L7 Y3 P5 x# j; ]Fig.3 Mircrostructure of ultra-fine grained X65
* e: \2 O9 F+ _0 y- ?. Zsteel(peak temperature:1350 ℃)" p$ J) q4 p$ L- m. Q( b. ], o, `
(a) t8/5＝3.5 s；(b) t8/5＝8 s 2.1.2 HAZ淬硬性
+ ?& x8 n3 h3 U) G4 {& w, p 在靠近熔合线的HAZ，奥氏体晶粒易粗化和硬化。为了减少冷裂和接头韧性的损失，通常限制HAZ的最大硬度。如造船用结构钢和破冰船，其硬度限制在HV 300～350之间。为避免应力腐蚀，硬度值也被限制，如在湿的H2S环境下，管线钢的硬度限制在HV 248。HAZ的最大硬度随着冷却时间t8/5的增加而减小。
# ?0 G$ k% h2 V# y) E8 }8 c2.1.3 HAZ的韧性和微观组织
9 p, b, f& U6 I0 S/ b' U 下贝氏体和低碳马氏体均有较好的韧性，且下贝氏体的韧性优于低碳马氏体，随着冷却时间的增加，上贝氏体的含量越来越多，韧性逐渐降低。上贝氏体和侧板条铁素体均有很低的韧性。晶界铁素体是冷却时在原奥氏体晶粒边界上析出的，且上贝氏体和侧板条件铁素体从晶界铁素体向晶内生长。一般把粗晶热影响区(CGHAZ)和临界粗晶热影响区(IRCGHAZ)称作“局部脆性区”(LBZ)，铁素体中固溶的碳小于奥氏体中固溶的碳，奥氏体分解过程中碳从相变铁素体析出且在没有相变的奥氏体中偏聚，这将推迟奥氏体相变且导致残余奥氏体+高碳马氏体(碳含量大于1 %)的混合组织(即M-A组元)形成，当钢在临界点之间的温度区域加热时，奥氏体和铁素体共存，将造成奥氏体中碳的偏析且导致硬化能力增加，在冷却时转化为M-A组元，它对HAZ的韧性极为不利，当晶粒粗大时，更为不利，HAZ的韧性强烈依赖M-A组元的体积分数。文献［1］报道局部脆性区(LBZ)的影响在夏氏V型冲击试验中不明显，但在热模拟HAZ试样的CTOD试验中却很明显。此外，当焊缝采用高匹配时，也将使HAZ的韧性损失，但与组织所引起的韧性损失相比，是很小的。 HAZ的低韧性不仅是由于M-A组元所占的体积分数所决定，也由其大的断裂晶面尺寸所决定，因此可通过以下措施改善韧性：①可探索采用合适的焊接工艺，以减小LBZ区的整体面积；②减小形成M-A组元的合金元素，如B、N、C元素含量；③减小Si、Al、P元素含量，可促进M-A组元的分解；④当钢中细小弥散的析出物在接近熔点时仍很稳定，则能有效细化HAZ中的粗大奥氏体，导致上贝氏体和侧板条铁素体的细化；⑤由于针状铁素体的断裂晶面尺寸小，韧性好，所以若添加一些细小稳定的氧化物，不仅可降低HAZ粗晶区的晶粒尺寸，而且还可作为晶内针状铁素体的形核场地。 x+ P1 ` g+ ], \% l
2.1.4 HAZ的软化7 H( Q% Y9 @/ u8 P
超细晶粒钢主要是在形变条件下获取细晶的，不能通过热处理手段来恢复，所以焊后HAZ会出现软化，尤其当高热输入时，就更加明显。不过这种局部软化对接头整体强度的影响是受其他因素控制的，如局部软化区的宽度、板厚和焊缝强度匹配等因素。对于低强度级别的400 MPa钢而言，在高强匹配下，更高强度的焊缝和没有受热影响的母材对软化区有强的拘束作用，所以采用高匹配是防止或减小HAZ软化的有效措施之一。
, b1 f4 X& s, r. v9 ]9 v5 f- O2 J! |2.2 焊缝金属的性能" {- V* B2 n8 W! u: m1 O
通常焊缝金属的强度应与母材等强匹配或稍高于母材。大多数焊接结构是在焊后状态下使用的，焊缝金属的强化依然要靠合金元素来实现，因此，焊缝金属的碳当量将全面高于母材，且当熔敷金属的强度提高时，其强度和韧性将对热输入很敏感，此时应考虑合适的焊接工艺。所以当母材强度提高时，获得合适的焊缝强度就变得较困难。% ?6 [2 w! b; s0 }
400 MPa细晶钢的焊缝金属性能与HAZ性能相比，不是主要矛盾。对于400 MPa级细晶钢而言，焊缝金属要获得优良的强度和韧性，焊缝金属的理想组织应为针状铁素体，这就要严格控制焊接材料的化学成分，如Ti-B系列的焊条、焊剂和Ni-Cr-Mo-V系列的焊丝。
# C+ h' q- l% y) B4 e4 j) u: x 当焊接大于800 MPa或更高强度级别的细晶钢时，需全面考虑接头性能。焊缝和HAZ都有可能出现问题，HAZ的粗化问题可借鉴400 MPa级细晶钢的有效防止措施，如合适的焊接方法、焊接工艺及其他焊接条件，但随钢强度级别的提高，800 MPa细晶钢焊缝中易出现冷裂倾向，因此，对于800 MPa级的细晶钢而言，主要问题便是解决焊缝金属的性能，即必须研制、开发与母材性能相匹配的焊接材料，焊缝金属要获得优良的强度和韧性，其焊缝金属的理想组织应为超低碳贝氏体，这方面的工作目前还没有较成熟经验，因而需全面开发以这种微观组织为主的焊接材料。
% W% ] w2 W* }" f( Q* E0 r2.3 焊缝和HAZ的裂纹倾向
0 B6 m! |# q( H% }0 U2.3.1 热裂纹( t) y( Y) C( b% X5 W1 a8 e0 P
熔敷金属的化学成分主要是针对避免热裂纹而设计的，因此凝固裂纹主要是由母材稀释而引起的，即主要出现在具有最大熔合比的焊道上(如根部焊缝)，或出现在凝固方式不恰当时(如过大的熔合比和焊速过高所引起的过于拉长的焊接熔池)，此时热裂纹可通过改变焊接工艺参数避免。热裂纹的产生也强烈依赖夹杂物的数量和种类，细晶钢的合金含量很低、夹杂物(如S、P)含量低以及偏析少，所以热裂纹不易发生。
( @" x8 y; Q* m; b3 `7 P2.3.2 冷裂纹2 ^" c) |# l* q& B& O: S6 n: [) D
因不同钢种对冷裂敏感的微观组织不尽相同，建议严格控制HAZ硬度。细晶钢低的碳当量减小了冷裂倾向，明显改善了其冷裂敏感性。因母材细晶钢的碳当量低，而熔敷金属碳当量高，于是氢就被固在熔化的金属中，在焊缝中出现冷裂，可减少扩散氢含量来降低焊缝的冷裂倾向。9 q/ \& f0 R7 L, U! u
2.3.3 层状撕裂
! Q/ _8 W/ H/ ~8 F- m" n4 C 为减少层状撕裂，有两种有效方法，第一种方法是减小硫含量到很低的水平(小于0.008 %)，第二种是为获得理想硫化物形态添加合金元素，如Ca化处理。由于细晶钢本身高的洁净度，因而发生层状撕裂的可能性不大。* s; w# S6 U ^
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发表于 2009-6-10 08:07:59
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