何江里 王厚昕 周 海 胡其龙 顾晓勇 王青峰

(1. 燕山大学 材料科学与工程学院，河北 秦皇岛 066004； 2.中信微合金化技术中心，北京 100004； 3.天顺风能(苏州)股份有限公司，江苏 苏州 215400； 4.南京钢铁股份有限公司，江苏 南京 210035；5.中铁山桥集团有限公司，河北 秦皇岛 066200)

在全球性能源危机和环境污染背景下，风力发电产业在全世界获得了广泛关注且迅速发展[1- 3]。风电塔筒作为支撑风电机组的关键结构[4]，对于整个风力发电机的持续稳定安全生产具有重要作用。在目前风电塔筒常用355 MPa级C- Mn钢的基础上，设计了一种新型低Mn微Nb钢，即降低Mn含量，同时加入微量Nb，不仅可以有效减轻C- Mn钢的铸坯中心偏析和淬硬倾向，还能提高性能稳定性，降低生产成本[5]。

风电塔筒常采用全焊接结构[6]，焊接质量对风电塔筒结构的稳定性与安全性有重要影响[7]。而焊接粗晶热影响区(CGHAZ)是整个焊接接头的薄弱环节[8]，该区域奥氏体晶粒粗大[9- 10]，低温冲击韧性差[11- 12]，尤其是当焊接热输入较高时，冲击韧性的恶化更为显著。因此,有必要深入研究焊接热输入对新型低Mn微Nb合金钢焊接粗晶热影响区组织与冲击韧性的影响，以期为该钢在风电塔筒中的应用提供参考。

1 试验材料与方法

试验材料选用新型低Mn微Nb钢板，板厚40 mm，其化学成分如表1所示。试验钢的粗轧终轧温度为1 020 ℃，中间坯待温厚度为49 mm；精轧开轧温度为980 ℃，终轧温度为830 ℃，返红温度为620 ℃。试验钢的轧态组织为铁素体(F)和珠光体(P)。

表1 试验钢的化学成分(质量分数)

在轧态钢板(纵向)上取样加工成尺寸为φ6 mm×80 mm的圆棒试样和10.5 mm×10.5 mm×80 mm的条形试样，分别用于微观组织观察和冲击断裂行为表征。

借助Gleeble- 3500热模拟试验机模拟试验钢在不同焊接热输入(Ej为20、25、30及35 kJ/cm)条件下CGHAZ热循环过程。采用Rykalin- 2D传热模型计算生成焊接热循环曲线，加热速率为100 ℃/s，试样加热到1 350℃保温1 s，其微观组织全部转变为奥氏体，而后在不同热输入条件下冷却到200 ℃，如图1所示。同时，采用CGauge引伸计模块测得焊接热循环过程中试验钢CGHAZ的体积膨胀数据，采用切线法获得冷却过程中过冷奥氏体向铁素体(γ→α)转变开始温度Ar3与结束温度Ar1。

图1 不同热输入条件下试验钢CGHAZ的焊接热循环曲线

将经焊接热循环的试棒切割、镶嵌、研磨及机械抛光，并用体积分数为4%的硝酸酒精溶液腐蚀，在Axio Vert.A1型光学显微镜(optical microscope, OM) 上观察CGHAZ试样的微观组织；采用体积分数为10%的高氯酸甲醇溶液对试样进行电解抛光，借助S- 3400N型扫描电子显微镜(scanning electron microscope, SEM)搭载的电子背散射衍射(electron backscatter diffraction, EBSD)探头测得试样的CGHAZ平均等效晶粒尺寸与取向分布；最后制备薄膜试样和萃取复型试样，在Talos F200X型透射电子显微镜(transmission electron microscope, TEM)上观察CGHAZ的微观组织及析出相，并用能谱仪(energy dispersive spectrometer, EDS)检测析出相成分。

将经焊接热模拟的条形试样加工成尺寸为10 mm×10 mm×55 mm的标准夏比V型缺口冲击试样，然后在ZBC2452- CE型摆锤式冲击试验机上测定不同热输入条件下CGHAZ的-20 ℃冲击吸收能量(KV2)；最后采用扫描电子显微镜观察不同热输入条件下CGHAZ的冲击断口形貌。

2 试验结果与分析

2.1 CGHAZ显微组织

不同热输入条件下试验钢CGHAZ显微组织如图2所示。当焊接热输入为35 kJ/cm时，CGHAZ显微组织为板条贝氏体(LB)和粒状贝氏体(GB)；随着焊接热输入的降低，LB增多，GB减少，组织明显细化，当焊接热输入为20 kJ/cm时，CGHAZ由细小均匀的LB和少量GB构成。

图2 不同热输入条件下试验钢CGHAZ显微组织

选取典型热输入20和35 kJ/cm，借助EBSD技术获得试验钢CGHAZ的反极图，如图3所示。图中,白线表示取向差角2°≤θ<15°(小角度晶界)，黑线表示取向差角θ≥15°(大角度晶界)[13]。同时，典型热输入条件下试验钢CGHAZ的取向差角与晶界比例、平均等效晶粒尺寸之间的关系如图4所示。可见随着焊接热输入的降低，CGHAZ的小角度晶界比例降低，大角度晶界比例明显升高。当焊接热输入一定时，随着取向差角的增大，CGHAZ的平均等效晶粒尺寸先迅速增大，而后趋于平稳；并且当取向差角一定时，随着焊接热输入的降低，平均等效晶粒尺寸明显减小，即晶粒细化。

图3 典型热输入条件下试验钢CGHAZ的反极图

图4 典型热输入条件下试验钢CGHAZ的取向差角与晶界的比例、平均等效晶粒尺寸之间的关系

典型热输入(20、35 kJ/cm)条件下试验钢CGHAZ的TEM形貌如图5所示。在两种热输入条件下，CGHAZ均由大致平行排列的板条贝氏体铁素体(LBF)、粒状贝氏体铁素体(GBF)以及分布于条状铁素体之间的细长条状M/A组元构成。随着焊接热输入的降低，LBF和GBF的尺寸明显减小，M/A组元细化。

图5 典型热输入条件下试验钢CGHAZ的TEM形貌

2.2 试验钢CGHAZ冲击韧性

不同焊接热输入条件下试验钢CGHAZ的-20 ℃冲击韧性如图6所示。可见当焊接热输入为35 kJ/cm时，CGHAZ的冲击吸收能量平均值为75 J，低温冲击韧性较差；随着焊接热输入的降低，冲击吸收能量升高，当焊接热输入降低到20 kJ/cm时，冲击吸收能量平均值升高到142 J，试验钢CGHAZ的低温冲击韧性明显改善。

图6 不同热输入条件下试验钢CGHAZ的冲击韧性

不同热输入条件下试验钢CGHAZ的典型冲击断口形貌如图7所示。当焊接热输入为20～35 kJ/cm时，CGHAZ冲击断口均表现出典型的穿晶解理断裂特征，如放射状河流花样，部分解理面边缘存在少量撕裂棱。随着焊接热输入的降低，CGHAZ冲击断口解理面的尺寸减小，断口形貌由平坦逐渐趋于凹凸起伏，与低温冲击韧性改善的结果吻合良好。

图7 不同热输入条件下试验钢CGHAZ的典型冲击断口形貌

2.3 热力学计算及析出相分析

运用Thermo-Calc软件对试验钢在不同温度下的析出相及析出温度进行热力学平衡计算，结果如图8所示。可知试验钢的主要析出相为FCC_A1# 2，即Nb(C,N)粒子，其析出温度为1 068 ℃。在焊接热循环的加热过程中，峰值温度为1 350 ℃，试验钢中Nb析出相全部固溶于基体；焊后冷却过程中，Nb与C、N结合形成Nb(C,N)粒子析出。

图8 试验钢的热力学平衡计算

典型热输入条件下试验钢CGHAZ的析出相如图9所示。在典型热输入条件下，CGHAZ中析出相均为弥散分布的Nb(C,N)粒子，呈不规则颗粒状。随着焊接热输入从35 kJ/cm降低至20 kJ/cm，Nb(C,N)粒子的数量增多，平均尺寸减小。

图9 典型热输入条件下试验钢CGHAZ的析出相

2.4 相变动力学分析

不同热输入条件下试验钢CGHAZ的热膨胀曲线与相变温度如图10所示。可见随着焊接热输入的降低，γ→α相变开始温度Ar3与结束温度Ar1均降低，晶粒细化(图3、图4)。当焊接热输入较低时，CGHAZ的高温停留时间较短，细小弥散的Nb(C,N)粒子钉扎在原始奥氏体晶粒边界[14]，阻碍了原始奥氏体晶粒的迁移长大[15]；并且，随着焊接热输入的降低，冷却速率增大，Fe、C原子的扩散与分配无法充分进行，导致扩散控制的γ→α相变过程被强烈阻碍[16]，为顺利驱动相变，需提高过冷度或降低相变开始温度Ar3。

图10 不同热输入条件下试验钢CGHAZ的热膨胀曲线与相变温度

粒状贝氏体(γ→GB)大多在奥氏体晶界形核，而板条贝氏体(γ→LB)主要在奥氏体晶粒内形核[17]；并且晶界吉布斯自由能一般高于晶内[18]，晶界可为相变提供更高的能量，因此γ→GB相变先于γ→LB相变发生[19]，γ→GB相变温度高于γ→LB相变温度[20]。当焊接热输入为35 kJ/cm时，γ→α相变开始温度Ar3最高(600 ℃)，表明此时γ→GB+LB相变起始温度最高；随着焊接热输入的降低，Ar3依次降低到575(30 kJ/cm)、551(25 kJ/cm)及518 ℃(20 kJ/cm)，Ar3降低引起晶粒内部γ→LB相变的形核与生长驱动力增加，而γ→LB相变的形核与长大受到抑制。因此，随着焊接热输入的降低，试验钢CGHAZ中GB含量逐渐减少，LB含量逐渐增多。

3 结论

(1)试验钢焊接粗晶热影响区(CGHAZ)的微观组织主要是板条贝氏体(LB)和粒状贝氏体(GB)，随着焊接热输入的降低，γ→α相变开始温度Ar3降低，板条贝氏体增多，粒状贝氏体减少，大角度晶界比例显著升高，M/A组元细化，组织明显细化。

(2)随着焊接热输入的降低，试验钢CGHAZ的冲击吸收能量(-20 ℃KV2)显著提高，低温冲击韧性明显改善；不同热输入条件下冲击断口均表现出典型的穿晶解理断裂特征，其解理面尺寸随热输入的降低而减小。

(3)试验钢CGHAZ的析出相为细小弥散的Nb(C,N)粒子，析出温度为1 068 ℃，随着焊接热输入的降低，该析出粒子数量增多，平均尺寸减小。