我國水電機組不斷向大落差、高水頭方向發展，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[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的不同區域，如粗晶區、細晶區等，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，為了獲得熱影響區不同區域的組織和性能，將熱循環峰值溫度設置為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組織和性能的影響，將熱循環峰值溫度設置為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。試驗過程熱循環曲線如圖1所示。 

圖  1  試驗過程熱循環曲線

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為粗大的碳化物顆粒，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，富碳奧氏體更穩定，在熱循環結束后保留下來[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，裂紋發生不穩定擴展；峰值溫度為950 ℃時，載荷逐漸增大，試樣先發生彈性變形，隨著載荷繼續增大，試樣發生屈服，屈服后發生塑性變形，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，裂紋發生穩定擴展；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小；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，裂紋發生不穩定擴展。 

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，表明粗晶區是超高強水電鋼熱影響區的薄弱區域，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減小，在沖擊過程中發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，焊接粗晶區是整個焊接的薄弱區域，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