Hardening effect of electron beam surface remelting on W6 steel
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摘要: 高速钢是一种具有高硬度、高耐磨性的特殊工具钢.对于进行过球化退火的高速钢，其显微硬度损失较大，严重影响其应用.为恢复球化退火W6Mo5Cr4V2高速钢表面的显微硬度，同时保证其内部良好的韧性不受影响，采用电子束表面重熔对其表面进行硬化.结果表明，重熔表面整体呈现平整光滑状态，存在小尺寸熔坑，重熔层内部呈现胞状树枝晶组织，主要由马氏体、残余奥氏体、晶间网状M2C共晶碳化物以及细棒状MC碳化物组成，呈现不均匀的条带状分布，在重熔区边界存在未熔碳化物，在重熔区中心区域碳化物均匀性较高，并对晶间碳化物的形成机理进行了分析.经过电子束表面重熔，由于晶内针状马氏体以及晶界脆性碳化物生成，W6Mo5Cr4V2高速钢表面的显微硬度由283 HV提高到800 HV以上，母材的显微硬度恢复效果显著.Abstract: High-speed steel is a kind of special tool steel with high hardness and wear resistance. The microhardness loss of high-speed steel that is subjected to spheroidizing annealing is large, which significantly affects its application. In order to increase the microhardness of spheroidal annealing W6Mo5Cr4V2 high-speed steel surface, and to ensure its good internal toughness, the electron beam surface remelting is used to harden the surface. The remelting surface is flat and smooth with small craters. Cellular dendrites are observed in the remelting layer, which is mainly composed of martensite, residual austenite, M2C eutectic carbide, and fine rod-shaped MC carbide, the formation process and types of intercrystalline carbides are analyzed. After electron beam surface remelting, the microhardness of the W6Mo5Cr4V2 high-speed steel surface is increased from 283 HV to more than 800 HV, indicating the prominent recovery effect of microhardness.
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Keywords:
- high speed steel /
- electron beam surface remelting /
- carbide /
- martensite /
- microhardness
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0. 序言
铌微合金化高强度钢应用历史已达70多年[1]. 特别是在20世纪80年代早期，人们加入铌来设计新一代高强度低合金钢[2]，充分利用铌的固溶和析出行为，结合热机械轧制工艺，达到细化晶粒、控制相变和析出强化的效果，从而获得高强度、高韧性的钢材，如X80管线钢. 在随后的焊接过程中，根据焊接工艺的不同，含铌管线钢热影响区(heat-affected zone, HAZ)经历了一系列的奥氏体形成和分解循环，尤其是在临界再热影响区(inter-critically reheated HAZ，ICHAZ)奥氏体的部分形成和分解导致了微观组织的复杂性. 因此，X80管线钢热影响区的微观组织演化受基体中Nb含量的强烈影响[3].
焊接热影响区的微观组织和韧性是影响高钢级的油气管道完整性的重要因素. 虽然X80高强度管线钢具有良好的抗延性断裂能力，但焊接过程中形成的热影响区，尤其是粗晶区(coarse-grained heat -affected zone, CGHAZ)，其微观组织分布不均匀，且具有高的局部化特征，使得该区域力学性能变差，容易形成诱发裂纹的局部脆性区，是整个焊接结构的薄弱地带. 参考文献[4]研究认为，对于含Nb量为0.1%的X80管线钢，虽然热影响区原始奥氏体晶粒的平均尺寸不会随热输入增加而过于粗大，但当热输入高于40 kJ/cm时，会使得原始奥氏体晶粒内粒状贝氏体的晶体取向选择过于单一，大角晶界(大于15°)密度会明显降低，有效晶粒尺寸较大，马氏体−奥氏体组元(M-A)也由于热输入量过大而明显粗化，从而导致热影响区粗晶区韧性明显降低.Teixeira等人[5]研究了高强钢热影响区的组织梯度对焊接接头不稳定断裂行为的影响，认为粗晶区微观组织基本由粗贝氏体组成，并在大的原始奥氏体晶粒的晶界处有少量马氏体和先共析铁素体. 随着预制疲劳裂纹前缘侵入CGHAZ，其韧性明显下降. 文献[6]通过试验和3D有限元模拟，研究了焊接热模拟X80管线钢在不同温度下的断裂韧度，认为随着温度降低断裂韧性减小，并使钢材由韧性性断裂向脆性断裂转变，不同温度下测得的裂纹尖端张开位移值均具有一定的分散性，且分散程度随温度升高而增大. 袁军军等人[7]认为冲击试样的取样位置、缺口尖端组织状态和缺陷等因素对X70管线钢药芯焊丝多层多道焊接头冲击性能的稳定性有一定影响，且试样缺口处柱状晶所占比例和粗大晶粒是导致冲击韧性出现波动和低值的主要原因. 管线钢热影响区微观组织及其性能还受焊接热输入量、其它合金元素和碳当量的影响.Mohammadijoo等人[8]研究发现，X70管线钢热影响区软化程度随着Mo，Mn，Ti，N和碳当量的增加逐渐减小，但合金的添加对HAZ韧性产生了不利影响，尤其是对填充焊和盖面焊热影响区的影响. 文献[9]采用热模拟试样研究了铌微合金钢焊接热影响粗晶区的微观组织组成，主要相为含有大量M-A的粒状贝氏体，并利用原子探针断层扫描技术，研究了铌在原始奥氏体晶界(prior austenite grain boundary，PAGB)、铁素体/M-A界面和铁素体晶界的分布，结果表明，Nb在铁素体/M-A界面处富集最明显，Nb偏析降低了PAGB的吉布斯能. 原始奥氏体晶界处Nb的强偏析可以有效地防止高温时奥氏体晶粒的生长，而铁素体/M-A界面处Nb偏析可以抑制冷却时贝氏体、铁素体的生长，进一步解释了焊接后含Nb微合金钢中贝氏体组织较细的原因，Nb原子与空位的结合能预测结果也表明焊接热循环对Nb的偏析是非平衡机制所致.
采用熔化极气体保护焊与手工焊条电弧焊的实焊方法，进行夏比冲击试验，且利用高温激光共聚焦显微镜观察微观组织结构，研究不同Nb含量X80钢管在低热输入和较高热输入下环焊缝HAZ的微观组织与性能，为高强度管线钢的成分优化设计与焊接工艺选择提供了试验依据.
1. 试验方法
1.1 试验材料
试验材料选用了含铌量为0.055%和0.075%的X80直缝埋弧焊钢管，钢管直径为1 219 mm，壁厚为22 mm. 两种铌含量钢管分别标记为N055和N075，具体化学成分和焊接冷裂纹敏感系数(CEPcm)见表1. N055和N075管体纵向的拉伸屈服强度分别为567 MPa和565 MPa，抗拉强度分别为645 MPa和689 MPa，断后伸长率分别为21%和25%，N055和N075管体纵向平均冲击吸收能量在0 ℃时分别为401 J和375 J，在−20 ℃时分别为391 J和340 J.
表 1 试验钢管的化学成分(质量分数，％)Table 1. Chemical compositions of steel pipes编号 C Mn Si P S Cr Mo Ni Nb V Ti Cu B Al N Fe CEPcm N055 0.049 1.74 0.15 0.010 0.0025 0.25 0.093 0.16 0.058 0.0043 0.011 0.022 0.0003 0.027 0.0031 余量 0.165 N075 0.051 1.72 0.16 0.013 0.0026 0.26 0.088 0.16 0.082 0.0045 0.012 0.026 0.0003 0.025 0.0033 余量 0.167 1.2 环焊缝焊接与试验方法
由于实际的环焊接头熔合区的形状极不规则，对熔合线处的夏比冲击离散性影响较大. 因此，为了更准确的研究在熔化极气体保护自动焊(Auto-GMAW)和SMAW两种典型热输入下，不同Nb含量X80环焊接头热影响区的韧性，参照API RECOMMENDED PRACTICE 2Z《海上结构用钢板预生产评定推荐作法》标准，采用如图1所示的单侧V形坡口. GMAW环焊采用直径为1.0 mm的ER80S-G(BOHLER SG 8-P)的实心焊丝；SMAW采用直径为3.2 mm的E9018-G 焊条进行根焊，填充和盖面焊采用直径为4.0 mm的E11018-G焊条. GMAW和SMAW的焊接工艺参数分别如表2和表3所示.
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图 1 单侧V形坡口示意图(mm)Figure 1. Schematic diagram of single side V- groove. (a) GMAW; (b) SMAW焊接完成后，从环焊接头3点钟位置截取试块制备成金相试样，经2%硝酸酒精溶液浸蚀后，在OLS 4100激光共聚焦显微镜下观察直边侧坡口热影响区的微观组织. 并从立焊位置(环焊缝2点钟至5点钟)截取试块，在壁厚中心制备V形缺口夏比冲击试样，以保证试样位于填充焊道热影响区. 冲击试样尺寸为55 mm × 10 mm × 10 mm，V形缺口轴向位于直边侧HAZ不同位置处.FL0.5，FL1.0和FL2.0(FL为缺口位置位于50%WM + 50%HAZ，)分别代表缺口轴线距FL处0.5 mm，1.0 mm，2.0 mm.图2为缺口位于FL0.5的示意图. 并利用PSW750型冲击试验机，依据GB/T 229-2020《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》进行夏比冲击试验. 由于Boltzmann函数具有S形曲线形状，与金属材料冲击吸收能量−温度关系曲线的形状非常吻合，满足下平台区、转变温度区和上平台区3阶段分布特征，物理意义明确、相关性高，是较为认可的数学模型[10-12]. 因此，采用Bolztmann函数模型对系列冲击试验测试数据进行拟合，获得热影响区的韧脆转变温度(ductile-brittle transition temperature，DBTT).
表 2 单侧双V形坡口GMAW焊接工艺参数Table 2. Welding process parameters of single side double V-groove GMAW girth welding焊接层 焊接电流
I/A电弧电压
U/V送丝速度
vf/(m·min−1)焊接速度
vw/(mm·min−1)保护气体 平均热输入
$ \overline Q $/(kJ·mm−1)混合比例(Ar : CO2) 流量Q/(L·min−1) 根焊 150 ~ 200 22 ~ 26 8.13 ~ 9.65 460 ~ 660 4∶1 20 ~ 25 0.48 热焊 180 ~ 240 24 ~ 27 11.43 ~ 12.92 560 ~ 760 4∶1 30 ~ 35 0.52 填充焊 160 ~ 220 24 ~ 26 8.13 ~ 10.92 330 ~ 460 4∶1 25 ~ 35 0.75 盖面焊 150 ~ 200 22 ~ 26 7.62 ~ 9.14 330 ~ 460 4∶1 20 ~ 30 0.65 ![]()
图 2 冲击试样缺口位于FL0.5处的示意图Figure 2. Schematic diagram of notched position at FL0.5 of impact sample. (a) GMAW; (b) SMAW表 3 单侧V形坡口SMAW焊接工艺参数Table 3. Welding process parameters of single side V-groove GMAW girth welding焊接
层数焊接电流I/A 电弧电压U/V 焊接速度vw/(mm·min−1) 平均热输入$ \overline Q $/(kJ·mm−1) 根焊 130 ~ 150 24 ~ 27 90 ~ 100 2.10 热焊 130 ~ 150 24 ~ 27 100 ~ 120 1.91 填充焊 170 ~ 210 24 ~ 27 90 ~ 120 2.84 盖面焊 170 ~ 200 24 ~ 27 90 ~ 120 2.70 为了进一步研究管体母材的性能和原始微观组织状态对环焊接头热影响区微观组织和韧性的影响，采用显微硬度试验测试了GMAW环焊接头的硬度云图分布，并借助扫描电镜观察了N055和N075管体的微观组织. 同时，采用高温激光共聚焦显微镜观察在相同的条件下N055和N075分别加热至1 350 ℃保温1 s，冷却至150 ℃后，二次加热至780 ℃保温1 s，再冷却至200 ℃，以此模拟X80管道环焊接头粗晶区进行二次热循环的微观组织转变过程，进一步对比不同Nb含量对X80环焊热影响区组织转变的影响.
2. 试验结果与分析
2.1 不同热输入量的热影响区冲击韧性
图3为N055和N075钢管GMAW环焊接头热影响区不同位置的夏比冲击吸收能量与管体纵向夏比冲击吸收能量的对比. 从图3中可以看出，N075和N055热影响区均具有较高的冲击韧性，其平均值高于150 J. N055与N075环焊接头热影响区相比，采用较低热输入的环焊工艺时，N055焊接接头热影响区FL，FL0. 5，FL1.0和FL2.0在0 ℃和−20 ℃时夏比冲击吸收能量均略高于N075.
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图 3 GMAW环焊热影响区不同位置的夏比冲击吸收能量Figure 3. Charpy impact absorbed energy at different positions in the heat-affected zone of GMAW girth welding. (a) 0 ℃; (b) −20 ℃图4为不同Nb含量X80单边V形坡口GMAW和SMAW环焊接头粗晶区的韧脆转变曲线. 图4(a)表明，低热输入焊接时，N055和N075在粗晶区FL0.5处韧脆转变的上平台温度分别达到−80 ℃和−60 ℃，且二者的上平台吸收能量相当，均约为300 J. 经Bolztmann函数拟合计算，N055的韧脆转变温度约为−104 ℃，N075的韧脆转变温度为−85 ℃. 因此，采用低热输入的GMAW环焊时，N055和N075均具有优良的低温韧性.
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图 4 环焊接头粗晶区的韧脆转变曲线Figure 4. Ductile-brittle transition curve of CGHAZ of girth welded joint. (a) GMAW; (b) SMAW图4(b)为 N055和N075采用较高热输入的SMAW环焊接头FL0.5处的韧脆转变曲线. 由图4可知，在较高热输入下，N055和N075在粗晶区FL0.5处韧脆转变的上平台温度分别达到−30 ℃和−50 ℃，且N075的上平台能约为275 J，而N055的上平台能约为230 J. 同时，从图4可以看出，N055和 N075较高热输入的SMAW环焊接头粗晶区的韧脆转变温度分别为−56 ℃和−77 ℃. 因此，较大热输入环焊时，与N055相比，N075具有更高上平台冲击吸收能量和更低的上平台温度，其低温韧性更优异.
2.2 微观组织
焊接接头粗晶区的微观组织分布不均匀，且在临界二次加热粗晶区(intercritically reheated coarse grained HAZ，ICCGHAZ)存在链状分布的 M-A 组元，因其具有高的局部化特征被认为是韧性变差的主要原因[13-14]. 图5和图6分别为不同铌含量X80在较低热输入的GMAW和较高热输入的SMAW焊接下粗晶区的微观组织. 结果表明，在较低热输入和较高热输入下，N055和N075粗晶区的组织均以粒状贝氏体(BL)为主. 在较低热输入GMAW环焊时，N055和N075临界二次加热粗晶区的原始奥氏体晶界上分布有M-A链状组织，但是N075的IC CGHAZ内晶粒相对较小且更为均匀，M-A组织占比更高. 当采用热输入较高的SMAW环焊时，粗晶区晶界分布的M-A链状组织逐渐细化或消失，但N075粗晶区比N055粗晶态的晶粒尺寸更均匀细小，促进了M-A弥散分布，因此，N075SMAN粗晶区的韧性好于N055.
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图 5 较低热输入的GMAW环焊接头粗晶区微观组织Figure 5. Microstructure of CGHAZ of GMAW girth welded joint with lower heat input. (a) N055; (b) N075![]()
图 6 较高热输入的SMAW环焊接头粗晶区微观组织Figure 6. Microstructure of CGHAZ of SMAW girth welded joint with higher heat input. (a) N055; (b) N0752.3 讨论与分析
焊接热影响区粗晶区的韧性恶化或波动影响因素极其复杂. 通常认为，主要受热影响区中粗大的M-A组元、取样位置、缺口尖端组织状态、缺陷、试验温度、合金元素含量和碳当量的影响[4-8]. 同时，管体母材的强度、韧性和原始组织状态对热影响区韧性也有明显的遗传性影响.
图7为GMAW环焊接头的硬度云图. 从图7中可以看出，N075接头两侧管体硬度高于N055，壁厚中心附近N075热影响区的平均硬度约为205 HV0.5，N055热影响区的平均硬度约为198 HV0.5. 因此，N075热影响区的硬度略高于N055，即表明N075热影响的强度也高于N055. 同时，上文中图3的对比结果表明，N055管体的纵向冲击韧性高于N075. 图8为扫描电镜下N055和N075管体壁厚中心的微观组织. 从图8可以看出来，与N055相比，N075管体具有更多的粒状贝氏体组织，且在晶粒内分布有较多的板条亚结构. 因此，N075管体纵向强度高于N055，而平均冲击韧性低于N055. 管体原始的微观组织和性能导致0.055%Nb含量高于0.075%Nb含量的X80钢管GMAW环焊接头热影响区不同位置的冲击韧性.
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图 7 GMAW环焊接头的硬度云图Figure 7. Hardness map of GMAW girth welded joint. (a) N055; (b) N075CGHAZ的韧性受贝氏体相变后其晶体学结构影响，而ICCGHAZ则主要受沿原奥氏体晶界形成的链状M-A影响. 在试样受冲击过程中，裂纹在二次热循环产物M-A处形成核. 当遇到岛型M-A组分时，裂纹发生偏转，而当遇到M-A型纤细组分时，则呈直线传播. 裂纹偏转越小，传播路径消耗的能量越小，从而降低韧性[15]. 通过优化母材合金成分(比如加入Nb)，细化CGHAZ的奥氏体晶粒尺寸，获得最佳晶体学结构匹配的组织，有利于改善焊接热影响区的韧性[16].
图9为激光共聚焦观察到N055和N075二次热循环后的微观组织. 从图9可以看出，N075在二次热循环后热影响区的晶粒尺寸明显小于N055. GMAW环焊时，由于热输入较低，热影响区很窄，而N075在ICCGHAZ形成的M-A较粗，但其晶粒相对较细. 因此，M-A所占比例较高，在管体原始冲击韧性遗传影响下，N075热影响区的韧性低于N055. 当较高热输入的SMAW环焊时，N075热影响区的奥氏体晶粒尺寸细化，M-A也随之细化，M-A分布趋于不连续或消失，ICCGHAZ表现出更好的韧性. 因此，较高热输入的SMAW环焊时，与N055相比，N075粗晶区具有更高的韧脆转变上平台能和更低的韧脆转变温度.
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图 9 X80二次热循环冷却至约296 ℃的微观组织Figure 9. X80 secondary thermal cycle cooling to about 296 ℃ micrastructure. (a) N055; (b) N0753. 结论
(1) 在0 ℃和 −20 ℃时，0.075%Nb和0.055%Nb的X80钢管GMAW环焊接头热影响区均具有较高的冲击韧性，其平均冲击吸收能量高于150 J. 但是，0.055%Nb略高于0.075%Nb的X80钢管GMAW环焊接头热影响区的夏比冲击吸收能量.
(2) 当采用低热输入焊接时，0.055%Nb低于0.075%Nb的X80环焊接头粗晶区的韧脆转变温度，具有更好的低温韧性；当采用较高热输入焊接时，0.075%Nb的X80环焊热影响区的上平台冲击吸收能量更高，且具有更低的上平台温度和韧脆转变温度，其的低温韧性更优异.
(3) X80环焊接头热影响区的冲击韧性不仅与焊接热输入量和热影响中M-A形状、大小、分布有关，而且还受管体的化学成分、原始的强韧性和微观组织状态的遗传影响.
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图 3 W6高速钢表面重熔宏观形貌及3D表征
Figure 3. Macro morphology and 3D characterization of W6 high-speed steel remelted surface. (a) macro morphology; (b) 3D characterization
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图 4 W6高速钢显微组织
Figure 4. Microstructure of W6 high-speed steel. (a) before surface remelting; (b) after surface remelting
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图 6 片状共晶M2C
Figure 6. Lamellar M2C eutectic carbide. (a) lamellar M2C eutectic carbide; (b) XRD results
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图 7 马氏体扫描电镜图像
Figure 7. SEM image of martensite. (a) fine flake marentsite; (b) coarse martensite
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图 9 晶间碳化物形貌与HAADF元素面分布
Figure 9. Morphology of intercrystalline carbide and HAADF imaging. (a) morphology of intercrystalline carbide; (b) distribution of W; (c) distribution of Cr; (d) distribution of C; (e) distribution of V; (f) distribution of Mo
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图 10 W6高速钢电子束重熔层显微硬度
Figure 10. Microhardness of electron beam remelted layer of W6 high speed steel
表 1 W6 钢与16 Mn钢化学成分(质量分数，%)
Table 1 Composition of W6 steel and 16 Mn steel
材料 C W Mo Cr V Mn Si Fe W6 0.91 6.05 5.30 4.15 1.95 0.35 0.25 余量 16 Mn 0.14 — — 0.02 — 1.44 0.33 余量 
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表 2 电子束表面重熔工艺参数
Table 2 Electron beam surface remelting process parameters
聚焦电流If/mA 电子束流Ib/mA 加速电压U/kV 扫描幅值Vxy/mm 扫描频率
f/Hz扫描速度v/(mm·min−1) 2 850 50 55 12 200 600
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