CN113106239B

CN113106239B - 一种韧化超高强钢热影响区的方法

Info

Publication number: CN113106239B
Application number: CN202110360188.0A
Authority: CN
Inventors: 陈章兰; 熊云峰; 李晓文; 李宗民
Original assignee: Jimei University
Current assignee: Jimei University
Priority date: 2021-04-02
Filing date: 2021-04-02
Publication date: 2023-01-03
Anticipated expiration: 2041-04-02
Also published as: CN113106239A

Abstract

本发明公开了一种韧化超高强钢焊接热影响区的方法，包括以下步骤：将钨极安装到脉冲电源可以锁紧的工作台电极端，将待电脉冲韧化焊接工件置于工作台上，开启工作台开关，脉冲电源开启。开启脉冲操作开关，钨极下移至工件表面接触，电流脉冲发出，作用在高强钢焊接热影响区，脉冲电流产生的脉冲电场的方向与焊接工件表面基本垂直，作用时间达到设置的脉冲数量后，脉冲操作开关闭合。钨电极在工作平台驱动下升高。采用本发明方法能够有效消除和减少高强钢焊接热影响区的块状马氏体‑奥氏体脆性组元、形成晶界薄膜状奥氏体并细化晶粒尺寸、增加晶界薄膜奥氏体含量，从而增加焊接热影响区韧性。而产生的电流作用斑点不超过0.2 mm。

Description

一种韧化超高强钢热影响区的方法

技术领域

本发明属于钢材韧化领域，具体涉及一种韧化超高强钢热影响区的方法。

背景技术

目前，随着工程结构尺度的增大，高强钢在大型和重型结构越来越多地被应用，由此增加结构承载能力，减轻自重，降低建造工时和排放，节能减排。然而，随着钢材强度的增加，电弧焊接产生的热影响区韧性下降，与母材不匹配。

高强钢焊接热影响区出现的韧性问题原因与一般强度钢的不同，一般强度钢主要问题在于晶粒粗大和焊接裂纹。高强钢或超高强钢中合金成分少，强韧化来源于细晶、高强相和高塑性组织有机混合的原理。焊接时高强钢热影响区的细晶和马氏体和奥氏体组织快速冷却，奥氏体来不及充分转变而形成马氏体 -奥氏体组元。特别容易在多层焊的后面层热影响区。该组元外层为马氏体，内层含奥氏体组织。该组元致脆形态主要是块状或长条状。由于马氏体塑性低，根据由Yamamoto理论可知断裂耗能低，尺度达到1μm²即产生微裂纹形核。而工程上CO₂气体保护焊8mm高强钢板，热影响区块状马氏体-奥氏体组元长度可达6μm；断口形貌观察到韧性随微裂纹长度增加而显著降低。微裂纹对强度的影响由Griffith理论数量级估算，取裂纹长度为100μm，断裂强度降为原来的万分之一，而断裂韧性K_IC下降。然而，层状马氏体-奥氏体组强韧性高。

针对高强钢焊接热影响区中马氏体-奥氏体组元引起的韧性下降，热处理方法消除焊接热影响区中马氏体-奥氏体组元的脆性，如把热影响区加热到奥氏体区间，通过延长奥氏体区间的停留时间，细化马氏体-奥氏体组元，增加韧性。提高奥氏体化温度或采用大的冷却速度，可以消除脆性组元和细化晶粒，提高韧性。然而，由于焊接热影响区的宽度为亚厘米量级，热处理参数的调节难以将热影响范围缩小到焊接热影响区范围内，存在超宽的瓶颈。利用电脉冲减小和消除焊接热影响区马氏体-奥氏体组元以增加韧性的方法未见有关文献披露。

发明内容

本发明的目的是提供一种韧化超高强钢热影响区的方法，该方法是利用窄带宽大电流的电脉冲消减超高强钢焊接热影响区的脆性马氏体-奥氏体组元、细化晶粒和形成塑性相奥氏体的韧化方法，实现超高强钢焊接热影响区的增韧，而产生的热影响区可忽略不计，有效克服现有的热处理技术产生热影响范围超宽和焊接热影响区韧性低的问题。

为了解决现有技术存在的问题，本发明采用的技术方案是：

一种韧化超高强钢热影响区的方法，包括以下步骤：

将直径为3mm-6mm的钨合金电极安装到可以锁紧的工作台移动端电极，将待电脉冲韧化的焊接工件置于工作台固定端电极，使焊接工件热影响区与电极对齐。开启工作台开关，脉冲电源同时开启。设置脉冲电流为20-50MA/m²、脉冲宽度为1-30ms，开启脉冲操作开关，钨电极在工作台移动端电极驱动下下移至焊接工件表面接触，发出电脉冲，脉冲电流作用于超高强钢焊接热影响区。所述脉冲电流所产生的脉冲电场的方向与焊接工件表面基本垂直。脉冲波数量达到后，钨电极离开工件。脉冲操作开关闭合。钨电极在工作台驱动下升高至原位。

进一步地，所述脉冲电场产生的电流斑点≤0.2mm。

进一步地，所述脉冲电流的频率为1.1-1.3Hz、脉冲数为3-6次。

进一步地，所述脉冲电流可以是矩形脉冲电流、方波脉冲电流、锯齿脉冲电流或间歇正弦脉冲电流中的一种。

进一步地，所述焊接工件的厚度为8-12mm。

进一步地，所述电极直径为3mm-6mm。

进一步地，所述超高强钢为屈服强度高于690MPa的钢材。

进一步地，所述热影响区为焊接热影响区。

本发明所具有的优点和有益效果是：

本发明一种韧化超高强钢热影响区的方法，包括以下步骤：将钨极安装到脉冲发生器可以锁紧的工作平台电极端，将待电脉冲处理焊接工件置于工作平台上。开启工作台开关，脉冲电源开启，设置脉冲电场的电流为20-50MA/m²、单个脉冲宽度为1-30ms、脉冲电流的频率为0.6-1.6Hz、脉冲数为3-6次。开启脉冲操作开关，钨电极在工作平台移动端驱动下下移至工件表面接触，发出电脉冲，脉冲电流作用于超高强钢焊接热影响区。所述脉冲电流所产生的脉冲电场的方向与焊接工件表面基本垂直。脉冲数量达到后，脉冲电源断开，钨电极在工作平台移动端驱动下升高至原位。所述脉冲电场对热影响区产生非焦耳热效应，包括电子风力和相变应变，非焦耳热具有如下特点：(i)位错空位在电位梯度、温度梯度和应变梯度驱动，向脆性组元移动，因为应力或应变最大，促使碳锰原子随空位移动向脆性组元处移动，使脆性组元熔化结晶后形成的原奥氏体碳锰元素含量高，降低奥氏体转变终了温度。当含碳量大于0.6％时，马氏体转变终了温度即降至室温以下；(ii)马氏体转变集中于脆性组元处，由于马氏体的形成，使脆性组元处积聚了大相变应力；脆性组元处大压应力，产生大压应变；(iii)碳锰原子聚集和大压应变，降低马氏体转变终了温度，室温时原奥氏体不能全部转变，成为残留奥氏体。脆性组元集中了电脉冲效应，集中的电脉冲效应包括焦耳热和非焦耳热效应，(i)焦耳热效应原子处于激活状态，而脱离平衡位置向四周各方向均匀扩散；(ii)非焦耳热效应在脆性组元集中；非焦耳热使原子扩散定向、压应变定向，即原子向脆性组元处扩散，压应变在脆性组元处最大。

由于脆性组元大电阻率，加上积聚的微裂纹，所述脉冲电流所产生焦耳热熔化脆性马氏体-奥氏体组元；所述脉冲焦耳热使基体晶粒不熔化，只是经历高温，即在通电瞬间，焦耳热在脆性组元处集中，由于脆性组元处电阻率大，与基体间产生电位梯度，由电位梯度产生了温度梯度，因此焦耳热在脆性组元处集中。由于焦耳热在脆性组元处集中，所述脉冲电流产生的电子风力和热压效应也在脆性组元处集中，使脆性组元处积聚高的碳锰含量和压应变。由于高碳锰含量和大压应变，降低了马氏体转变终了温度，增加了奥氏体质量分数，并使奥氏体呈薄膜状残留在马氏体板条间。而薄膜状奥氏体阻止裂纹扩展，韧性高。本发明方法通过对高强钢焊接热影响区进行窄带大电流的电脉冲处理，从而实现对高强钢焊接热影响区进行韧化处理，能够有效消除和减少高强钢焊接热影响区的块状马氏体-奥氏体脆性组元、形成晶界薄膜状奥氏体并细化晶粒尺寸、增加晶界薄膜奥氏体含量，从而增加焊接热影响区韧性。而产生的电流作用斑点不超过0.2mm。

附图说明

下面结合附图对本发明作进一步详述：

图1为本发明一种韧化超高强钢热影响区的方法所使用的韧化焊接工件的装置的工作示意图；

图2为对比例焊接热影响区的断口形貌图；

图3为本发明电脉冲韧化高强钢热影响区后得到的断口形貌图；

图4为对比例焊接热影响区的奥氏体相分布；

图5为本发明电脉冲韧化高强钢热影响区后得到的奥氏体相分布；

图6为对比例焊接热影响区的金相组织图；

图7为本发明电脉冲韧化高强钢热影响区后得到的金相组织图；

图8为对比例焊接热影响区的电子背射衍射组织图；

图9为本发明电脉冲韧化高强钢热影响区后得到的电子背射衍射组织图；

图10为对比例、实施例1、实施例2和实施例3的韧性比较图。

图中：热影响区1、工作台移动端电极2、工作台固定端电极3、脉冲电源4、焊缝5。

具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明进行进一步详细说明，但本发明的保护范围不受具体的实施例所限制，以权利要求书为准。另外，以不违背本发明技术方案的前提下，对本发明所作的本领域普通技术人员容易实现的任何改动或改变都将落入本发明的权利要求范围内。

一种韧化超高强钢热影响区的方法，是对高强钢焊接热影响区1施加脉冲电流，所述脉冲电流所产生的脉冲电场的方向与焊接工件表面基本垂直。如图 1所示，焊接工件由热影响区1和焊缝5组成。所述韧化焊接工件的装置包括脉冲电源4，所述脉冲电源4的一端通过工作台移动端电极2与待韧化焊接工件相连且另一端通过工作台固定端电极3与待韧化焊接工件相连，用于在电脉冲韧化过程中，对热影响区1施加能够产生电效应的脉冲电场的脉冲电流。当工作时，将待电脉冲韧化处理的焊接工件置于工作台上，开启工作台开关，设置电脉冲参数。启动脉冲操作开关，工作台移动端电极2下移至焊接工件表面接触，导通电脉冲电路，对准焊接工件的热影响区1施加脉冲电流，使热影响区1内脆性组元产生电热效应集中，发生熔化，邻近的原子向熔化而后结晶为原奥氏体的脆性组元处扩散，同时，热压应力在此处最大，使脆性组元中含碳锰量高、应变大，将奥氏体转变终了点降至室温以下。以设置的频率发出3-6 次脉冲后，脉冲操作开关闭合。工作台移动端电极2上升至原位。韧化后热影响区有残余奥氏体，断裂后该处呈现韧窝和撕裂棱，出现韧性值增加。

在本发明中，所述脉冲电源4的脉冲电流、脉冲频率、脉冲宽度和脉冲波数量是通过手动设置进行调节的。所述脉冲电源的电极优选材料为钨合金，所述电极直径为3mm-6mm。当通电时，其能够抵抗大电流产生的热而不熔化。脉冲电源的触发为手动触发式，优化为自动控制式，使脉冲、次数和频率可以参数设置而调节。

所述脉冲电场具有如下特点：(i)能量密度高，电流为20-50MA/m²； (ii)脉冲宽度窄，单个脉冲宽度为1-30ms；(iii)频率低，脉冲电流频率为0.6-1.6Hz，优选为1.1-1.3Hz；(iv)联动式，3-6次脉冲以设置的频率连续发出。

所述脉冲电流可以为矩形脉冲电流、方波脉冲电流、锯齿脉冲电流或间歇正弦脉冲，优选为方波脉冲电流。当所述脉冲电流为方波脉冲电流时，单个脉冲宽度优选为10-30ms，电流峰值优选为25-40MA/m²。其中，脉冲电流产生的焦耳热以10000℃/s速度加热，脆性组元因大电阻率而电-热效应集中，使焊接热影响区中脆性组元熔化，基体组织不熔化。加热速度快，过热度大，发生奥氏体化的组织形核率高，原奥氏体晶粒细小，在加热脆性组元处形成超细原奥氏体。处理的热影响区以10000℃/s速度冷却，过冷度大，马氏体形核率高，转变后马氏体晶粒细小；脆性组元与基体受热产生膨胀，由于焦耳热在马氏体-奥氏体组元处集中，使脆性组元温度高于基体组织；焦耳热使脆性组元处温度高，原奥氏体屈服强度比基体部分低，相同热膨胀载荷作用下，脆性组元处应变比与基体的大，形成应变梯度。由于脆性组元温度高，屈服强度低，热膨胀产生的压应变大。同时，马氏体转变是体积膨胀过程，产生压应变。压应变降低马氏体转变开始温度和终了温度；焦耳热效应在脆性组元处集中，使该处电子风力集中，原子定向脆性组元处扩散，使脆性组元处的原奥氏体富碳，降低马氏体转变开始和终了温度。当含碳量达到0.6％时，马氏体转变终了温度会低于室温，奥氏体即在室温保留了下来，成为残余奥氏体。由于冷却时过冷度大，马氏体呈板条状分布，板条夹缝中残余奥氏体分布在板条间，受限于马氏体板条缝隙，以薄膜状分布。

当采用本发明方法电脉冲韧化焊接工件时，在脉冲电场作用下，马氏体- 奥氏体脆性组元熔化，而基体马氏体或贝氏体和铁素体不熔化，即电焦耳热在脆性组元处集中，原因在于脆性组元电阻大于基体，而采用脉冲宽度窄和能量密度高的电流作用时，电流产生的焦耳热会在脆性组元处瞬时集中。导致非焦耳热效应在脆性组元处集中，使原子定向向脆性组元处扩散，热压应力在脆性组元处集中，降低马氏体开始转变点和转变终了点，奥氏体得以残留至室温。焊态奥氏体含量为2.02％，电脉冲处理后奥氏体含量达到4.62％。当脉冲电流为33MA/m²，脉冲宽度为30ms、脉冲波数量为3时，1个样点韧化处理后，韧性由焊态的5.65焦增加1.8倍，至8.55焦。试样中电流斑点直径不超过 0.2mm。整体温升不高，不超过10℃。电脉冲产生的急热急冷，使奥氏体化形核率和马氏体形核率高，奥氏体和马氏体晶核生长时间短，原奥氏体晶粒和冷却后形成的马氏体晶粒细小。晶粒细化和奥氏体分布形态改为晶界薄膜状分布以及奥氏体含量增加是电脉冲处理后韧性提高的原因。

本发明提供的方法不仅适用于薄钢板的焊接工件进行电脉冲韧化，同样也适用于对厚钢板的焊接工件进行电脉冲处理。具体地，所述焊接工件钢板的厚度优选为8-12mm。此外，所述钢板可以为船用屈服强度为690MPa的钢板，也可以为超高强钢板如780MPa、890MPa、960MPa强度级的钢板。

实施例1：

如图1所示，将直径为5mm的钨合金电极安装到脉冲发生器可以锁紧的工作台电极端。将待电脉冲韧化处理焊接工件置于工作台上，所述待电脉冲韧化处理焊接工件材料为FH690，厚度为10mm。开启电脉冲发生器电源设置方波电流33MA/m²、脉冲宽度30ms、脉冲数为3次，脉冲频率为1Hz。启动脉冲发生器开关，钨电极在工作平台驱动下下移至工件表面接触，电脉冲发出，脉冲次数达到设置数量后，脉冲开关闭合。钨电极在工作平台驱动下升高，电源断开，得到电脉冲处理1个样点的实施例1试样。

实施例2：

本实施例与实施例1实施电脉冲过程相同，不同的是实施例2电脉冲韧化热影响区的2个样点。

实施例3：

本实施例与实施例1实施电脉冲过程相同，不同的是实施例3在焊接热影响区选择20个样点，每个样点间距0.5mm，共20个样点的电脉冲韧化。

对比例得到的参比焊接工件以及实施例1得到的电脉冲韧化焊接工件的热影响区断口形貌放大300倍如图2、3所示。从图2和图3的对比可以看出，对比例中的脆性组元断口呈现周边解理河流花样，说明脆性断裂。而电脉冲韧化后，原来脆性断口中出现了韧窝，晶界出现撕裂棱。且电流并没有整体熔化该区域，说明电脉冲使热能更集中在脆性组元，而不是基体晶粒整体熔化。对比例和实施例1的放大1000倍的相图如图4和图5所示，其中深黑色为奥氏体。对比可以看出，对比例1奥氏体质量分数为2.02％，呈块状分散分布；电脉冲韧化试样奥氏体质量分数达到4.62％，且呈薄膜状沿晶界分布。对比例和实施例1的放大500倍的电子显微镜图如图6和图7所示，图6中大量白色块状和点状马氏体-奥氏体组织。图7几乎不见白色块状马氏体-奥氏体组织。对比例和实施例1的放大1000倍的电子背射衍射图如图8和图9所示；对比可以看出，粗晶为电脉冲处理痕迹的斑点中心，其周围是非常细小的晶粒，斑点中心晶粒位向并不相同，说明了只是局部熔化而不是整体熔化。图10从左至右依次是对比例、实施例1、实施例2、实施例3以及FH690材料的冲击韧性值5.65焦、8.55焦、10.25焦、48.6焦和46焦。对比可以看出，随脉冲波数量增加，韧性有效提升，电脉冲点数达到20时，韧性即能与母材达到相当量级。电流斑点直径由图3、图7和9可以看出，不到0.2mm。

本发明一种韧化超高强钢热影响区的方法，在对高强钢焊接热影响区施加脉冲电流后，显微组织晶粒变细。如图3所示，在断口扫描电镜图中，原本脆性断口河流花样表面出现韧窝，晶界出现撕裂棱；如图5所示在电子背射衍射图中，出现面心立方晶格的奥氏体相，含量达到4.62％，且是沿晶界薄膜状分布。而薄膜状容易止裂而韧性高。这一特征在如图4的对比例焊态图中没有找到，且焊态图中块状脆性组元中奥氏体为2.02％，脆性非常大。如图6金相图中，对比焊态图中存在大量白亮色块状和长条状马氏体-奥氏体组元，而在如图7的电脉冲韧化试样中块状马氏体-奥氏体组元数量急剧减少，几乎找不到该组织。图2、8为对比例焊态电子扫描电镜断口和电子背射衍射图，图3、9 为电脉冲态的，其中细小晶粒为电脉冲作用痕迹，可见所述脉冲电场产生的电流斑点不超过0.2mm。图10所示纵坐标为试样10mm×10mm×55mm的冲击韧性值，从左到右依次是对比例、实施例1、实施例2、实施例3和母材的，其中，对比例冲击韧性为5.65焦，实施例1脉冲1点的韧性是对比例的1.5 倍，实施例2脉冲2点的韧性是对比例的1.8倍，全范围内在脉冲20点后，实施例3韧性达到母材的相当量级。

尽管上面已经示出和描述了本发明的实施例，可以理解的是，上述实施例是示例性的，不能理解为对本发明的限制，本领域的普通技术人员在不脱离本发明的原理和宗旨的情况下在本发明的范围内可以对上述实施例进行变化、修改、替换和变型。

Claims

1.一种韧化超高强钢热影响区的方法，其特征在于包括以下步骤：

将直径为3mm-6mm的钨合金电极安装到可以锁紧的工作台移动端电极(2)，将待电脉冲韧化的焊接工件置于工作台固定端电极(3)，使焊接工件热影响区与电极对齐，开启工作台开关，脉冲电源同时开启，设置脉冲电流为20-50MA/m 2、脉冲宽度为1-30ms，开启脉冲操作开关，钨电极在工作台移动端电极(2)驱动下下移至焊接工件表面接触，发出电脉冲，脉冲电流作用于超高强钢焊接热影响区；所述脉冲电流所产生的脉冲电场的方向与焊接工件表面基本垂直，作用时间满脉冲波数量后，钨电极离开工件，脉冲操作开关闭合；钨电极在工作平台驱动下升高至原位；

所述脉冲电场产生的电流斑点≤0.2mm；所述电极直径为3mm-6mm；所述脉冲电流的频率为0.6-1.6Hz、脉冲数为3-6次连续脉冲；所述焊接工件的厚度为8-12mm；所述脉冲电流可以是矩形脉冲电流、方波脉冲电流、锯齿脉冲电流或间歇正弦脉冲电流中的一种。

2.根据权利要求1所述的一种韧化超高强钢热影响区的方法，其特征在于：所述超高强钢为屈服强度高于690MPa的钢材。

3.根据权利要求1所述的一种韧化超高强钢热影响区的方法，其特征在于：所述热影响区为焊接热影响区。