利用Gleeble-3500熱模擬機、組織分析、力學(xué)測試、掃描電鏡等方法研究了高溫停留時間對X80管線鋼焊縫熱影響粗晶區(qū)（Coarse-grained heat-affected zone,CGHAZ）組織性能的影響。研究結(jié)果表明,X80管線鋼熱影響區(qū)粗晶區(qū)的組織主要由粒狀貝氏體、貝氏體鐵素體以及M/A組元組成。隨著高溫停留時間的增加,碳氮原子擴散速度增加,成分更加趨于均勻化,粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體交錯分布程度增加,M/A島狀組織以及碳氮化合物分布更加彌散,粗晶區(qū)韌性值逐漸增加,當(dāng)高溫停留時間為18 s時,粗晶區(qū)沖擊性能最佳,-10℃的沖擊吸收能量為288 J,硬度值適中,為270 HV0.3。當(dāng)高溫停留時間大于18 s時,粗晶區(qū)沖擊吸收能量有所下降,硬度值增大。高溫停留時間為8 s時,粗晶區(qū)韌性最低,沖擊吸收能量僅為49 J,硬度值最高,為283 HV0.3。 

【文章來源】：金屬熱處理. 2020,45(07)北大核心CSCD

【文章頁數(shù)】：5 頁

【部分圖文】：

X80管線鋼的原始組織

X80管線鋼在經(jīng)歷焊接熱循環(huán)時，對粗晶區(qū)組織形態(tài)性能影響最大的兩個因素是t8/5以及高溫停留時間tH。相關(guān)研究表明[9]:當(dāng)焊接熱輸入為20 k J/cm，冷卻時間t8/5為15 s時，X80管線鋼粗晶區(qū)組織韌性最佳。另有研究發(fā)現(xiàn)[10]:隨著t8/5時間增加，粗晶區(qū)組織沖擊韌性先增加后減小，當(dāng)t8/5為7 s時，X80管線鋼粗晶區(qū)組織韌性較好。這主要是由于當(dāng)t8/5時間適中時，冷卻速度較慢，原子擴散時間較短，元素進行短程擴散聚集，形成窄細的板條貝氏體以及分布于其中細小的M/A組元和碳氮化合物相增強了材料的韌性。但是當(dāng)t8/5時間過短時，原子擴散時間降低，相變方式主要以切變形式進行，生成貝氏體，且連續(xù)生長，易于裂紋的擴展，降低了材料的韌性[11-13]。管線鋼粗晶區(qū)性能隨著高溫停留時間的增加，一方面材料的晶粒尺寸會逐漸粗大，另一方面奧氏體均質(zhì)化、碳氮化合物的溶解和析出過程都會產(chǎn)生相應(yīng)的變化，從而影響最終的相變產(chǎn)物及形貌特征[14-15]。圖3為不同高溫停留時間對試驗鋼的顯微組織的影響。由圖3可知，當(dāng)經(jīng)歷焊接熱循環(huán)后，與圖1的母材組織相比，X80管線鋼熱影響粗晶區(qū)組織中的晶粒尺寸顯著增大。X80管線鋼熱影響粗晶區(qū)的組織類型為典型的粒狀貝氏體(GB)+貝氏體鐵素體(Bainitic ferrite,BF)以及M/A島狀組織。隨著高溫停留時間的增加，粒狀貝氏體與貝氏體鐵素體彼此交錯分布的程度增加，M/A島狀組織以及碳氮化合物分布較為彌散。

由前述可知，當(dāng)高溫停留時間為18 s時，X80管線鋼熱影響區(qū)粗晶區(qū)的沖擊吸收能量最高，硬度值適中。高溫停留時間為18 s時，高溫停留時間適中，碳氮原子可以充分?jǐn)U散溶解，使得材料的成分比例分配較為均勻，在發(fā)生相變時，減少了新相形成的機會，同時使得碳氮化合物彌散分布于基體中，并形成了適當(dāng)比例的粒狀貝氏體、貝氏體鐵素體以及在板條之間分布均勻且細小的M/A島狀組織，如圖3(d)所示。貝氏體鐵素體與粒狀貝氏體在基體組織中彼此交錯分布，貝氏體鐵素體是在晶界處形核，并向晶內(nèi)平行生長，間距較窄，以不同位向析出，具有較高的位錯密度。再加上彌散分布的細小M/A島狀組織和碳氮化合物，對位錯運動起到了一定的阻礙作用，從而有效阻止了裂紋的擴展，提高了材料的強韌性。從圖4(c)的沖擊斷口形貌可知，裂紋擴展區(qū)有著大量的韌窩，且韌窩較深，也進一步驗證了高溫停留18 s可以使試驗材料獲得較好的塑韌性。圖4 不同高溫停留時間下X80管線鋼熱影響粗晶區(qū)的沖擊斷口形貌

【參考文獻】：
期刊論文
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