Numerical study of the effect of carbide precipitation on the mechanical properties of ENiCrFe-3 pre-edge welded dissimilar steel welds
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摘要: 为避免异种钢焊接中的元素扩散富集现象，文中采用预边堆焊ENiCrFe-3过渡层的方法，实现了异种钢的良好焊接，但在焊接接头中发现了碳化物的析出现象，进而采用晶体塑性有限元方法，构建了晶界处添加碳化物的晶体塑性有限元分析模型. 模拟结果表明，碳化物析出相会对晶粒内部与晶界上的应力应变分布产生显著影响，由于碳化物含量增加，夹杂物的区域应力集中增大，三晶粒交点是焊缝力学性能最薄弱的区域，晶界交汇处应力分布不对称，通常最先失效，成为断裂源.Abstract: In order to avoid the phenomenon of element diffusion enrichment in the welding of dissimilar steels, this paper uses the method of pre-edge overlay welding ENiCrFe-3 transition layer to achieve a good weld of dissimilar steels, but the precipitation of carbide was found in the welded joint, and then the crystal plasticity finite element method was used to construct a crystal plasticity finite element analysis model with the addition of carbide at grain boundaries. Simulation results show that: carbide precipitation phase will have a significant effect on the stress-strain distribution within and on the grain boundaries, due to the increase in carbide content, the stress concentration increases in the region of inclusions, the three-grain intersection is the weakest region of the mechanical properties of the weld, and the stress distribution at the intersection of the grain boundaries of the three grains is asymmetric and usually the first to fail and become a source of fracture.
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Keywords:
- crystal plasticity /
- carbide /
- finite element /
- stress-strain
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0. 序言
随着清洁能源液化天然气(liquefied natural gas，LNG)的迅猛发展，超低温用高锰奥氏体钢成为研究热点[1-4]，通过添加含量为22.5% ~ 25.5%(质量分数)的Mn元素和含量为0.40%(质量分数)左右的C元素，以及Cr和Cu等合金元素，控制其层错能(stacking fault energy，SFE)在20 ~ 24 mJ/m2的范围内，促进孪生诱导塑性(twinning induced plasticity，TWIP)效应，使其具有优良的综合力学性能，特别是优异的超低温冲击韧性[5-7].
焊接是高锰奥氏体钢建造LNG等超低温储运装备的重要连接工艺，也是制约其应用的重要因素[8]，关于高锰奥氏体钢焊接的研究中，主要集中在不同焊接工艺[9-12]、填充材料和焊接方法[13-14]对焊接接头力学性能[15-16]，以及焊缝金属凝固裂纹[17]和变形行为的影响，初步探明了高锰奥氏体钢在低温应用中的基础问题. 焊接接头是高锰奥氏体钢制备低温行业构件的薄弱部位，特别是熔合区，因其显著的微观组织和化学成分的不均匀性[18]，成为焊接接头力学性能的关键部位. 目前，关于高锰奥氏体钢焊接熔池凝固、元素偏析行为及其影响因素等研究报道较少，而焊接接头熔合区微观组织与化学成分及其凝固行为对焊接接头微观组织和力学性能有重要影响，是阐明焊接接头力学性能以及低温结构服役及失效分析的重要内容，是高锰奥氏体钢应用中的关键问题.
文中在分析高锰奥氏体钢焊接接头的微观组织和化学元素分布及其偏析行为的基础上，探讨熔池凝固行为及特征，对高锰奥氏体钢的焊接接头组织与性能控制提供理论支撑，推动高锰奥氏体钢的低温应用.
1. 试验方法
试验所用母材(base metal，BM)为高锰奥氏体钢，通过热轧工艺制得，厚度为10 mm. 焊材为自主研发的高锰奥氏体钢实心焊丝和配套的烧结高碱性焊剂，焊丝直径为ϕ3.2 mm. 采用埋弧焊(submerged-arc welding，SAW)工艺制备焊接接头，焊接工艺参数见表1，母材及焊缝金属(weld metal，WM)的化学成分见表2，焊缝金属的化学成分设计与母材为同成分体系.
表 1 焊接工艺参数Table 1. Welding process parameters焊接方法 焊材直径d/mm 电流种类和极性 焊接电流I/A 电弧电压U/V 焊接速度v/(mm·min−1) 热输入E/(kJ·mm−1) SAW 3.2 DCEP 350 ~ 400 25 ~ 28 360 ~ 400 1.19 ~ 1.87 表 2 高锰奥氏体钢和焊缝金属的化学成分(质量分数，%)Table 2. Chemical compositions of high manganese austenitic steel (BM) and weld metal (WM)区域 C Si Mn Cr Ni Fe BM 0.30 ~ 0.50 <0.10 21.00 ~ 25.00 2.00 ~ 4.00 <1.00 余量 WM 0.30 ~ 0.50 0.20 ~ 0.60 22.00 ~ 25.00 3.50 ~ 5.50 0.80 ~ 1.20 余量 焊接接头宏观形貌如图1所示，选取最后一道次的焊缝金属作为微观组织和熔池凝固分析区域(图1矩形区域)，依据国家标准相关试验方法对焊接接头拉伸性能和低温冲击韧性进行测试：焊接接头室温抗拉强度为701 MPa，断裂位置为焊缝；焊接接头−196 ℃的冲击吸收能量最低为缺口位于距离FL 5 mm的热影响区的40 J，缺口位于焊缝金属处的试样−196 ℃冲击吸收能量为75 J，满足国内船级社对高锰奥氏体低温钢焊接的力学性能要求.
采用Carl Zeiss AG 型光学显微镜(OM)分析母材、焊接热影响区(heat-affected zone，HAZ)和接头熔合区(fusion zone，FZ)的微观组织，金相样品通过机械研磨抛光后，使用10 % (体积分数) 硝酸酒精溶液和Klemm's I试剂(50 mL饱和Na2S2O3水溶液 + 1 g K2S2O5)进行化学腐蚀[19-20]，同时结合FEI Nano 400型场发射扫描电镜(scanning electron microscope，SEM)、QUANTA FEG 450型配备有电子背散射衍射分析仪(EBSD)的扫描电镜分析熔合区微观组织，化学成分分析使用型号为Shimadzu EPMA 8050G的场发射电子探针显微分析仪(EPMA)，并结合热力学计算软件Themo-Clac计算Fe-Mn平衡态相图及不同成分下的固液相线温度，分析成分偏析对焊接熔池形成和凝固行为的影响.
2. 试验结果与分析
2.1 高锰奥氏体钢的微观组织和成分分析
试验钢母材沿轧制方向的微观组织如图2所示，母材组织为等轴晶结构，由沿轧制方向拉长的晶粒和不规则形状的晶粒组成，平均晶粒尺寸约为26 μm，在晶粒内部观察到退火孪晶.
在母材厚度的表层和芯部均观察到沿轧制方向拉长的热轧带，相临热轧带间距约为5 ~ 30 μm，如图3所示，母材的EPMA分析结果表明：C，Mn和Cr等合金元素在热轧带中富集，测量了母材中热轧带和基体的元素浓度见表3：在热轧带上，C，Mn和Cr元素浓度分别为0.40%，27.12%和4.31%，而在基体中，C，Mn和Cr元素浓度分别为0.37%，22.97%和3.947%，合金元素浓度在热轧带上均有不同程度的增加.
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图 3 母材热轧带EPMA分析Figure 3. EPMA analysis of hot rolled strip in BM. (a) C; (b) Mn; (c) Cr2.2 焊接接头熔合区微观组织特征分析
试验钢焊接接头的微观组织及其EBSD分析结果如图4所示，图中的点划线表示熔合线(fusion line，FL)的位置；在FL线的上半部分为焊缝金属，呈现粗大的柱状晶形貌；在FL线的下半部分为焊接粗晶热影响区(coarse grain heat affected zone，CGHAZ).
表 3 EPMA成分定量分析结果Table 3. Quantitative component analysis results of EPMA区域 位置 元素偏析浓度w(%) RC RMn C Mn Cr Ni BM 基体 0.37 22.97 3.947 0.78 1.08 1.18 热轧带 0.40 27.12 4.31 0.88 区域1 基体 0.50 22.69 4.81 0.69 1.24 1.32 偏析区 0.62 29.95 5.49 0.89 区域2 胞晶干 0.50 22.87 4.86 0.72 1.22 1.30 胞晶间 0.61 29.75 5.59 0.91 WM 胞晶干 0.46 24.31 5.58 0.89 1.17 1.32 胞晶间 0.54 32.10 6.56 1.05 ![]()
图 4 包含了熔合区的焊接接头微观组织Figure 4. Microstructure of welded joint including fusion zone. (a) Microstructure of welded joint fusion zone; (b) IPF-Z inverse pole diagram of welded joint fusion zone; (c) Σ3 grain boundary distribution of welded joint fusion zone熔合区为热影响区向焊缝的过渡区域(图4a)，因此熔合区包含了一部分热影响区与焊缝组织，根据图4a中微观组织不同，将熔合区划分为区域1和区域2两部分，熔合区宽度约为60 ~ 150 μm，在区域1中，微观组织为等轴晶结构，在热轧带方向上有深色偏析区域；而在区域2中，奥氏体晶粒内部观察到胞晶和胞晶间区域，为熔池凝固组织，胞状晶形核发生在区域1半熔化奥氏体晶粒上.图4b为SAW焊接接头熔合区的Z方向反极示意图(IPF-Z图)，熔合线上侧的焊缝柱状晶与下侧的母材热影响区半熔化的等轴晶具有相同的晶体取向，表明了熔合区焊缝柱状晶的联生结晶特性，即母材半熔化晶粒表面处形核生长出的柱状晶与母材晶粒具有相同的晶粒取向. 图4c为接头熔合区Σ3晶界的分布特征，图中深色线条表示Σ3晶界，灰色线条为 >15°的大角度晶界，Σ3特征晶界被认为是形变孪晶和退火孪晶等的孪晶界[21]，通过Σ3晶界的分布能够进一步确定区域1和区域2的界线即熔合线的位置，在区域1和焊接粗晶热影响区中有较多的平直状Σ3晶界的分布，均为母材在热轧工艺中所产生的退火孪晶，而在焊缝金属和区域2中没有观察到平直状的Σ3晶界的存在，表明区域2和焊缝金属均为熔池凝固组织，因此Σ3特征晶界分布结果能够表明熔合线示意位置的准确性.
在焊接粗晶热影响区中由于焊接热输入的作用，奥氏体晶粒发生长大，晶粒形状趋于等轴，平均晶粒尺寸从母材的约26 μm长大至约54 μm，焊接粗晶热影响区中仍然存在热轧偏析带和退火孪晶. 焊缝金属组织为柱状晶凝固结构，柱状晶生长始于焊接粗晶热影响区中半熔化的奥氏体晶粒，焊缝金属柱状晶内具有胞状晶间区域，表明其结晶形态为胞状晶.
2.3 焊接接头熔合区元素分布与偏析行为分析
熔合区的扫描电镜图像和EPMA合金元素分布如图5所示. 从合金元素的分布上，观察到在熔合线至焊缝金属间存在一个宽度为10 ~ 50 μm的合金元素过渡区域(图5a区域2). 如图4a和图5a所示，SEM图像同样也显示了区域2的微观组织与焊缝金属组织均为柱状晶，在Mn和Cr元素分布上清晰显示了合金元素偏析到胞晶间的位置.
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图 5 焊接接头熔合区EPMAFigure 5. EPMA result of fusion zone of welded joint. (a) SEM image; (b) C; (c) Si; (d) Mn; (e) Cr; (f) Ni进一步元素定量分析显示其合金元素偏析浓度与区域1中偏析浓度较为接近，均低于焊缝金属中合金元素偏析浓度，见表3. 而在熔合线下部的区域1，其微观组织仍保持为母材的等轴晶组织，但在晶内的热轧带方向上存在偏析区域，并且观察到偏析区域延续到区域2的胞晶间位置.此外，EPMA结果还表明焊缝金属为富Mn、Cr和Ni成分，在胞状晶晶界上存在胞晶偏析区域，C，Mn，Si和Cr元素在此处富集.
为了进一步分析熔合区区域1、区域2和焊缝金属间的化学成分差异，对EPMA试验结果作熔合区EPMA成分分析如图6所示：在图6a的SEM图像中的矩形区域中测量并计算了水平横向不同位置处的纵向浓度平均值，得到图6b所示的沿横向不同位置的平均成分分布曲线图.如图6b所示，在距离为0 ~ 50 μm的焊缝金属中，Mn，Cr和Ni元素浓度更高；在距离为90 ~ 150 μm为熔合区区域1，相对于焊缝具有较低的合金含量水平；而在距离为50 ~ 90 μm的区域2，随着距离的增加，即远离熔合线和靠近热影响区粗晶区，Mn，Cr，Ni和Si元素含量也逐渐降低至母材金属成分水平.
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图 6 熔合区EPMA成分分析Figure 6. EPMA composition analysis in fusion zone. (a) analysis region; (b) Results of analysis根据固溶体凝固过程的溶质平衡分配系数k，即
$$ k=\frac{C_{{\rm{s}}}^{*}}{C_{{\rm{l}}}^{*}} $$ 式中：
$ C_{{\rm{s}}}^{*} $ 是凝固过程中固液界面处的固相溶质浓度；${{C}}_{{{\rm{l}}}}^{\mathrm{*}}$ 为凝固过程中固液界面处的液相溶质浓度. 根据溶质的平衡分配系数能够推导出溶质元素在凝固时的偏析倾向. 文献[22]计算了Fe-X二元和Fe-X-Y三元系统平衡分配系数，在Fe-X二元系的γ相中，C，Mn，Cr和Ni元素的平衡分配系数k值分别为0.30，0.75，0.85和0.95；在Fe-Mn-Ni三元系的γ相中Mn和Ni元素的平衡分配系数k值分别为0.7 ~ 0.8和0.8 ~ 0.9，可见C，Mn，Cr和Ni等元素的分配系数均小于1，在凝固过程中更倾向于在残余液相中分配而产生枝晶偏析.进一步的EPMA定量分析结果见表3，使用偏析比R=Cmax/Cmin来评估合金元素偏析程度，在母材热轧带中，其C和Mn元素浓度分别为0.40%和27.12%，其偏析比为RC = 1.08，RMn = 1.18；而在区域1中，C和Mn元素的富集区浓度分别为0.62%和29.95%，其偏析比分别为RC = 1.24，RMn = 1.32，结果表明，区域1在经过焊接热循环后合金元素的偏析程度进一步增强； 在区域2中，C和Mn等元素在胞晶间产生富集，其浓度分别为0.61%和29.75%，其偏析比分别为RC = 1.22，RMn = 1.30，表明区域2中的富集区溶质浓度和偏析程度相较于区域1差别不大；在焊缝金属中，胞晶间的C和Mn元素浓度分别为0.54%和32.10%，其偏析比分别为RC = 1.17，RMn = 1.32，相比于熔合区和母材，焊缝金属中的富集区浓度最高，而偏析比R相比于熔合区差别不大，均大于母材中的偏析浓度.
2.4 高锰奥氏体钢熔池凝固特征分析
为了进一步分析高锰奥氏体钢焊接接头熔池凝固特征，以Fe-Mn二元系统为例，使用热力学计算软件Themo-Clac计算了Fe-Mn二元平衡相，如图7所示. 随着Mn元素含量的增加，固液相线温度逐渐降低. 由于热轧是高锰奥氏体钢的制造工艺之一，而在热轧过程中，由于元素偏析而产生热轧带是不可避免的[7]，母材中广泛存在的热轧偏析带会降低平衡固液相线温度.
高锰奥氏体钢熔池凝固如图8所示，焊接时母材金属受焊接热源加热作用而熔化，与填充金属混合形成液态熔池，母材未熔化的晶粒表面与液态熔池之间的界面即为熔合线，如图8a所示. 在熔池尺寸达到稳定时，熔合线处的母材晶粒处于过热状态，由于熔池热量向母材传导，当区域1中的热轧带处的温度超过其液相线温度时，将发生区域1中热轧带的部分熔化，如图8a和图8b所示. 在凝固时由于溶质元素的再分配，C，Mn和Cr等溶质元素倾向于在残余液相中分配，凝固后形成了区域1中的深色偏析区，并且其偏析程度在母材热轧带偏析的基础上进一步加强，最终形成了图4a和图5a所示熔合区域1的微观组织，结合溶质元素平衡分配系数的结果，证明区域1的溶质偏析来源于母材热轧带的熔化和凝固所产生. 对熔合区的EPMA分析结果表明，如图5 ~ 图6所示，区域2为母材熔化凝固形成的富母材金属成分的过渡区，其合金元素偏析程度和区域1差异不大，其微观组织为凝固的柱状晶组织，结晶形态为胞状晶. 根据张汉谦等人[18]对熔焊接头特征区域的划分，熔合区域1即为部分熔化区(partially melted zone，PMZ)，区域2即为焊缝不均匀混合区(heterogeneous mixture zone，HMZ).
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图 8 高锰奥氏体钢焊接接头熔池凝固示意图Figure 8. Schematic diagram of welded joint pool solidification of high manganese austenitic steel. (a) beginning of liquefaction of the PMZ hot rolled strip; (b) partial melting of PMZ; (c) associated crystallization of PMZ; (d) Solidification crystallization of the melt pool在熔池稳定阶段，因熔合区PMZ中的热轧带的液化(图8a和图8b)，剩余未熔化的固相形成凸出熔池的固相半岛(图8b)，熔池凝固时，固液界面在将多余的溶质元素排向界面前沿液相过程中，由于PMZ的已熔化的偏析带中溶质元素的聚集，进一步增加了部分熔化区内固液界面凹谷处的溶质原子浓度，导致其结晶生长需要更大的过冷度，因此其生长受到抑制；而固相半岛处于固液界面尖端位置，生长过程中能够快速排出溶质，因此固相以胞状晶形态在固相半岛表面快速生长. 这种由于元素偏析所产生的生长速度的差异，导致了初始胞状晶间距与偏析带间距具有内在关联性[23](图8c)；同时部分熔化区中的液相凝固时，因溶质的重新分配，在热轧带的较高溶质浓度的基础上产生了凝固偏析(图8d)，进一步增加了部分熔化区中偏析区的溶质浓度，最终形成如图4a和图5a所示的熔合区和焊缝金属微观组织.
3. 结论
(1) 微观组织和化学成分分析结果表明，高锰奥氏体钢接头熔合区可划分为部分熔化区和不均匀混合区，接头中合金元素最大偏析浓度发生在焊缝胞晶间处.
(2) 母材中热轧带上的合金元素富集，导致了部分熔化区发生部分熔化，凝固后进一步加强了合金元素的偏析程度，由母材热轧带中C，Mn和Cr元素的浓度分别为0.40%，27.12%和4.31%相应的分别增加到0.62%，29.95%和5.49%.
(3) 不均匀混合区内合金元素偏析为熔池凝固所产生的胞状晶偏析，其偏析浓度和部分熔化区内的偏析浓度无明显差别.
(4) 高锰奥氏体钢熔池凝固特征：熔合区形成的固液界面凸起充当了熔池凝固形核衬底，熔池首先以胞状晶形态结晶生长.
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图 2 12Cr2Mo1R/ ENiCrFe-3界面碳元素分布
Figure 2. Carbon element distribution at the 12Cr2Mo1R/ ENiCrFe-3 interface
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图 3 焊缝显微组织形貌
Figure 3. Weld microstructure morphology. (a) without heat treatment; (b) 8 h heat treatment; (c) 32 h heat treatment
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图 6 4种不同碳化物含量模型
Figure 6. Four models with different carbide contents. (a) 0.63%; (b) 1.55%; (c) 3.58%; (d) 6.94%
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图 7 模拟结果与试验结果的应力-应变曲线
Figure 7. Stress-strain curve of simulation results and test results
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图 8 碳化物含量为0.63%的应力应变分布云图
Figure 8. Stress-strain distribution clouds for carbide content of 0.63%. (a) image of stress distribution; (b) image of strain distribution
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图 9 碳化物含量为1.55%的应力应变分布云图
Figure 9. Stress-strain distribution clouds for carbide content of 1.55%. (a) image of stress distribution; (b) image of strain distribution
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图 10 碳化物含量为3.58%的应力应变分布云图
Figure 10. Stress-strain distribution cloud for carbide content of 3.58%. (a) image of stress distribution; (b) image of strain distribution
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图 11 不同碳化物含量下切应力分布
Figure 11. Distribution of shear stress under different carbide conditions. (a) 0.63%; (b) 1.55%; (c) 3.58%; (d) 6.94%
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图 12 碳化物呈连续条状的应变、应力分布
Figure 12. Strain and stress distribution of carbide in continuous strip. (a) image of stress distribution; (b) image of strain distribution
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图 14 力学性能随碳化物含量变化
Figure 14. Variation of mechanical properties with carbide content. (a) tensile strength; (b) yield strength; (c) strain
表 1 基材取向分布
Table 1 Substrate orientation distribution
晶粒 φ1 φ φ2 C1 334.88 9.3562 83.897 C2 90.414 26.214 29.908 C3 134.89 133.50 240.20 C4 109.01 5.9288 325.66 C5 52.097 161.70 98.100 C6 358.65 152.61 84.727 C7 168.57 24.719 29.376 C8 196.05 0.1030 111.86 
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表 2 晶体塑性材料参数
Table 2 Crystal plastic material parameters
材料 C11 R1/GPa C12 R2/GPa C44 R3/GPa 参考应变率ε−1/s−1 初始硬化模量 R4/MPa 初始临界剪应力 R5/MPa 饱和应力 R6/MPa 自硬化系数 潜硬化系数 基体材料 311 153 79 0.001 250 60 240 0.2 0.2 碳化物材料 375 161 13 0.001 100 25 40 0.2 0.1
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