2018, Vol. 46
文章信息
- 郭卫, 孔德军
- GUO Wei, KONG De-jun
- 激光退火对1Cr5Mo钢焊接接头热拉伸性能的影响
- Effect of Laser Annealing on Hot-stretching Properties of 1Cr5Mo Steel Welded Joints
- 材料工程, 2018, 46(2): 115-121
- Journal of Materials Engineering, 2018, 46(2): 115-121.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2015.000720
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文章历史
- 收稿日期: 2015-06-08
- 修订日期: 2017-08-12
2. 常州大学 常州市 模具先进制造高技术重点实验室, 江苏 常州 213164
2. Changzhou High Technology Research Key Laboratory of Mould Advanced Manufacturing, Changzhou University, Changzhou 213164, Jiangsu, China
1Cr5Mo耐热钢具有良好的强度和高韧性，能够抵抗石油裂化过程中产生的腐蚀，主要用于石油裂解管、热蒸气管、锅炉等领域[1-4]。其制作过程一般采用焊接方法，属于局部加热熔化过程，容易产生焊接接头组织的缺陷，是影响管道安全的主要因素之一[5-6]；因此，需要对其焊接接头进行表面改性处理，目前，主要采用喷丸强化、表面纳米化、超声冲击、碾压、热处理等方法[7-9]。国内学者对焊接接头的热处理工艺进行了大量研究，杨松等[10]分析了热处理对局部损伤的影响，获得热处理变形的控制方法；邹德宁等[11]研究了热处理后焊接接头的力学性能，揭示了焊接接头组织的演变特征；郝亚鑫等[12]对焊接接头进行热处理，分析了热处理对析出相尺寸及分布的影响。热处理工艺需要对管道进行退火，但由于管道结构的复杂性，上述的热处理工艺受到限制。与传统的热处理方法相比，激光热处理(Laser Heat Treatment, LHT)通过控制激光方向可以对材料表面任意局部进行处理，利用其高能量改变表面微观结构，产生残余压应力，提高其拉伸性能。叶存冬等[13]分析了激光热处理对焊接接头疲劳性能的影响，裴峻峰等[14]研究了激光热处理对应力腐蚀的影响，并对应力腐蚀开裂及其断裂机理进行了分析；师东生[15]分析了激光热处理工艺参数对微观组织与硬度的影响，获得了提高耐磨性能的机理；而有关激光退火对1Cr5Mo钢焊接接头热拉伸性能影响的文献报道甚少。本工作通过CO2激光对1Cr5Mo钢焊接接头进行退火，分析温度对激光退火后焊接接头热拉伸性能的影响。
1 实验实验材料为退火状态的1Cr5Mo耐热钢，其化学成分(质量分数/%)为C 0.15，Si 0.50，Mn 0.60，Cr 4.0~6.0，Mo 0.45~0.60，Ni 0.60，P 0.03，S 0.02，其余为Fe。钢板厚度为10mm，采用X型坡口，双面焊接，如图 1(a)所示。利用ϕ2.5mm的H11Cr5Mo焊丝氩弧焊打底和ϕ3.2mm的R507焊条手工焊盖面。激光退火处理在GLS-IB型CO2激光器上进行，采用氮气保护，双面处理，搭接率为50%，其工艺参数：光斑直径为4mm，功率为1.0kW，扫描速率为15mm/s。激光退火后，利用VHX-700FC型超景深三维显微系统分析焊接接头表面显微组织，并采用D/max 2500PC型X射线衍射仪分析激光退火前后焊接接头的物相组成。残余应力分析在X350-A型应力仪上进行，工艺参数：倾斜角Ψ分别为0°, 25°, 35°和45°，应力常数为-318MPa/(°)，起始角度为161°~152°，步进速率为2.0(°)/min。热拉伸实验在AGS-10KNZ型拉伸试验机上进行，试样尺寸如图 1(b)所示。在200℃和300℃时分别对原始试样和激光退火后试样进行热拉伸实验，拉断后，采用JSUPRA55型场发射扫描电镜观察断口形貌，分析激光退火后1Cr5Mo耐热钢焊接接头热拉伸断裂机理。
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图 1 焊接接头形状(a)与拉伸试样尺寸(b) Fig. 1 Shape of welded joint (a) and dimension of stretching sample (b) |
图 2为试样应力-应变拉伸曲线图。在弹性变形阶段，3组试样的拉伸曲线斜率相差不大，这表明在此阶段激光退火和温度对焊接接头弹性变形基本没有影响。3组试样均没有明显的屈服现象，直接进入均匀变形阶段。在均匀变形阶段，激光退火后试样抗拉强度明显大于原始试样，300℃时激光退火后试样屈服强度和抗拉强度有所下降，但仍大于200℃时原始试样屈服强度和抗拉强度，这说明激光退火后焊接接头能够满足更高的高温使用要求。在断裂阶段，200℃时激光退火后试样应变大于原始试样应变，塑性有所增强。在300℃时应变区间增大，激光退火后试样塑性随着温度升高而有所增加。
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图 2 试样应力-应变拉伸曲线 Fig. 2 Stretching stress-strain curves of samples |
表 1为图 2中应力-应变曲线数据处理结果，200℃时激光退火后试样屈服强度、抗拉强度和伸长率比原始试样分别提高了32.5%，22.5%和4.6%。300℃时激光退火后试样屈服强度和抗拉强度与原始试样在200℃时相比差别不大，仅提高了6.6%和6.5%。随着温度升高，激光退火后试样屈服强度和抗拉强度有所下降。而伸长率由200℃时24.9%提高到300℃时25.6%，比原始试样提高了7.5%，这是由于温度升高缓解了晶粒间不均匀变形所引起的应力集中，从而塑性有所提高。
| Sample state | Yield strength/MPa | Tensile strength/MPa | Reduction of area/% | Elongation/% |
| Original sample at 200℃ | 378 | 461 | 48.7 | 23.8 |
| Laser annealed sample at 200℃ | 501 | 565 | 54.5 | 24.9 |
| Laser annealed sample at 300℃ | 403 | 491 | 62.2 | 25.6 |
在200℃时原始试样断口全貌如图 3(a)所示，其由纤维区、放射区和剪切唇区组成，为韧性断裂方式。纤维区由大量的等轴小韧窝组成，如图 3(b)所示。放射区主要由尺寸比纤维区小的等轴韧窝组成，并伴有撕裂棱产生，如图 3(c)所示。剪切唇区由尺寸更小的拉长韧窝组成，如图 3(d)所示。
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图 3 200℃时原始试样拉伸断口形貌 (a)断口全貌; (b)纤维区; (c)放射区; (d)剪切唇区 Fig. 3 Fracture morphologies of original sample at 200℃ (a)overall morphology of fracture; (b)fiber zone; (c)radiation zone; (d)shear lip zone |
在200℃时激光退火后试样断口全貌如图 4(a)所示，颈缩比原始试样严重，颈缩面较小，这是由于激光退火后试样裂纹扩展阻力增加，其塑性得到提高的结果。纤维区由大小均匀的等轴韧窝组成，尺寸和深度明显大于原始试样，如图 4(b)所示。放射区主要由等轴韧窝和少量剪切拉长韧窝组成，尺寸小于纤维区，但大于原始试样，如图 4(c)所示。剪切唇区由大量的拉长韧窝组成，尺寸和深度大于原始试样，如图 4(d)所示。
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图 4 200℃时激光退火后试样拉伸断口形貌 (a)宏观断口; (b)纤维区; (c)放射区; (d)剪切唇区 Fig. 4 Fracture morphologies of laser annealed sample at 200℃ (a)overall morphology of fracture; (b)fiber zone; (c)radiation zone; (d)shear lip zone |
图 5为300℃时激光退火后试样断口形貌，颈缩明显，深度大于在200℃时激光退火的试样，剪切唇区面积有所减小，为典型的韧性断口，如图 5(a)所示。纤维区断口由等轴韧窝组成，如图 5(b)所示，其尺寸大于200℃时激光退火的试样，这是由于温度升高时，晶界切变抗力降低，韧窝成核率减小，引起韧窝尺寸增大。放射区由等轴韧窝组成，韧窝尺寸和深度明显大于200℃时激光退火的试样，如图 5(c)所示。与200℃拉伸时相比，激光退火的试样剪切唇区是由少量等轴韧窝和大量的拉长韧窝组成，韧窝尺寸和深度有所增加，如图 5(d)所示。
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图 5 300℃时激光退火后试样拉伸断口形貌 (a)宏观断口; (b)纤维区; (c)放射区; (d)剪切唇区 Fig. 5 Fracture morphologies of laser annealed sample at 300℃ (a)overall morphology of fracture; (b)fiber zone; (c)radiation zone; (d)shear lip zone |
在拉伸过程中，3组试样都出现了不同程度的颈缩，受力由均匀分布的轴向应力作用转变为轴向应力、径向应力和切向应力的共同作用[16-17]。颈缩中心处纤维区为最大受力区域，裂纹扩展速率最快，形成分层断裂现象，如图 6所示。在200℃时，原始试样分层断裂现象明显，呈台阶状，如图 6(a)所示。激光退火的试样分层断裂现象有所缓解，其断裂方式得到改善，如图 6(b)所示。当300℃时，激光退火的试样纤维区也存在“台阶状”分层断裂现象，但其高度低于200℃时激光退火的试样，如图 6(c)所示。
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图 6 断口分层断裂形貌 (a)200℃时原始试样; (b)200℃时激光退火的试样; (c)300℃时激光退火的试样 Fig. 6 Morphologies of layered rupture on fractures (a)original sample at 200℃; (b)laser annealed sample at 200℃; (c)laser annealed sample at 300℃ |
原始试样截面存在一些微小的焊接孔洞和微裂纹，如图 7(a)所示，易产生应力集中现象。经激光退火后焊接接头表面形成厚度约为65μm的热影响层，无明显的焊接缺陷，如图 7(b)所示，微观缺陷有所减少，组织结构得到改善。
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图 7 激光退火前(a)后(b)截面形貌 Fig. 7 Section morphologies of sample before (a) and after (b) laser annealing |
原始试样表面显微组织比较粗大，如图 8(a)所示，经激光退火后显微组织尺寸明显减小，分布均匀，如图 8(b)所示。这是由于激光加热和冷却时间极短，形成较大的相变驱动力，加快了组织成核速率，产生晶粒细化。晶粒细化使变形量分散到其他晶粒，增加了位错运动的阻力，表现出较好的塑性和韧性。
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图 8 激光退火前(a)后(b)试样表面晶粒分布 Fig. 8 Grain size distribution of sample surface before (a) and after (b) laser annealing |
原始试样的物相由α-Fe组成，而激光退火的试样物相主要由α-Fe, γ-Fe, MnO2, 奥氏体和Fe3O4等组成，如图 9所示。其中Fe3O4和MnO2分别为Fe和Mn原子的氧化物，而面心立方的γ-Fe可以转化为体心立方的α-Fe；因此，激光退火的试样表面没有出现新的物相，只是出现奥氏体相衍射峰，与原始试样相比，奥氏体含量有所增加。
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图 9 激光退火前后试样表面XRD分析 Fig. 9 XRD analysis of sample surfaces before andafter laser annealing |
激光退火的试样表面残余应力由拉应力(106±6)MPa(图 10(a))转变为压应力(-255±8)MPa(图 10(b))，这是由于激光退火区域产生塑性变形，使焊接形成的残余拉应力得到释放。同时，激光退火区域外的材料抵抗该区域塑性变形，从而形成压应力。压应力可以抵消一部分外加载荷，对已形成的裂纹具有闭合效果[18]，有利于提高试样的拉伸性能。
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图 10 激光退火前(a)后(b)试样表面残余应力 Fig. 10 Residual stress of sample surface before (a) and after (b) laser annealing |
(1) 在200℃时，激光退火前后试样拉伸断口均为韧性断裂，激光退火后试样屈服强度、抗拉强度和伸长率比原始试样分别提高了32.5%, 22.5%和4.6%。
(2)在300℃时，激光退火后试样屈服强度、抗拉强度和伸长率比原始试样分别提高了6.6%，6.5%和7.5%，断裂方式得到改善。
(3)激光退火后试样表面形成了晶粒细化和残余压应力层，是提高1Cr5Mo耐热钢焊接接头热拉伸性能的主要因素。
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